利用扫描电镜、电子探针、X射线衍射仪和透射电镜对Mg-Zn-Nd系低Nd三元化合物T1相的成分、结构及其相平衡关系进行了研究. 结果表明, 在Mg-Zn-Nd系低Nd侧存在一个六方结构的三元化合物T1相, 其晶格常数为a=b=1.5 nm、 c=0.87 nm; 其成分(原子分数, %)范围为: Mg 27.0—33.4, Zn 60.2—66.4, Nd 6.1—7.4. 该化合物在300—400 ℃的温度区间与-Mg存在两相平衡. 在300, 350和400 ℃时分别存在T1+-Mg +MgZn, T1+MgZn+L及T1+Mg2Zn3+L三相区.

对Ni3Al基单晶合金IC6sx的表面进行吹砂变形处理; 再在800—1260℃热暴露1—10 h, 采用OM, SEM和EPM研究了IC6sx合金的再结晶行为. 结果表明, 合金再结晶开始形核的温度约1000 ℃, 一次再结晶完成的温度为1200—1210℃. 在1200—1240℃热暴露时的再结晶层厚度约为10 m, 而在1260 ℃热暴露时增长到约23 m. 再结晶在枝晶干长大的速度明显小于枝晶间, 再结晶层和基体的枝晶干之间观察到一种由粗大条状γ'相和γ+γ'相构成的胞状转变结构, 这是由于枝晶干中粗大的γ'相阻碍再结晶向基体内生长形成的.

利用OM, SEM, TEM, 数字显微硬度计和电子万能试验机, 对常规轧制与铸轧法制备的AZ451镁合金薄带的显微组织和力学性能进行了分析. 常规铸锭轧制后仍为等轴晶组织,晶粒尺寸明显细化. 铸轧条带在350℃多道次轧制后显微组织由树枝晶转变为纤维状变形组织, 350 ℃/10 min热处理后合金发生再结晶, 得到等轴晶组织. 轧制后两种合金均具有良好的力学性能, 双辊铸轧合金的强度和延伸率均明显高于传统铸造合金的强度和延伸率, 两种合金1 mm厚薄带经350℃/10 min均匀化退火后的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为334.4 MPa, 229.3 MPa, 23.8%和270.8 MPa, 174.4 MPa, 10.8%. 两种合金的断口形貌均呈现河流花样, 撕裂棱和韧窝共存, 是明显的韧性断裂, 铸轧合金的韧窝更明显, 尺寸更小一些, 这与铸轧合金的组织更细小有关.

通过慢应变速率拉伸实验研究了Si含量分别为0.25%和1.16%的1500 MPa级40CrNi3MoV钢的氢脆敏感性, 即充氢后缺口试样抗拉强度下降率,冲击实验用来测试1 mA/cm2电流密度下充氢后试样的断裂韧性值, 分析氢致裂纹的扩展方式. 结果表明, 由于Si抑制回火过程中碳化物的形核和长大,高Si含量的40CrNi3MoV钢中回火析出的碳化物被细化且弥散分布, 作为氢陷阱使氢分布均匀, 抑制了氢向裂纹尖端扩散, 高Si含量的40CrNi3MoV钢的氢脆敏感性较低.

研究了热轧态1Cr16Co5Ni2MoWVNbN马氏体耐热钢经一道次等径角挤压(ECAP)变形+680℃2 h空冷处理后的微观结构和力学性能. 结果表明: 经ECAP变形后, 马氏体板条大部分已碎化成亚晶粒和位错胞, 第二相纳米粒子(M23C6)分布更弥散均匀; 经随后的退火处理, 发生了回复和部分再结晶, 位错密度有所降低, 形成大量尺寸仅几百纳米的等轴亚晶粒. ECAP变形后材料的屈服强度有很大提高(提高至1400 MPa), 但延伸率和静力韧度均大幅度下降(分别降至7.3%和100 MJ/m3); 随后的退火处理可恢复其塑性(15.4%), 其强度(1044 MPa)和静力韧度(181.6 MJ/m3)均较初始态(922 MPa, 160.7 MJ/m3)高.

在不同的恒温条件下,对Al-Si合金熔体进行不同时间的超声处理, 当超声处理时间为60 s时, 试样含气量显著降低, 除气效果明显. 在Al--Si合金凝固过程中施加超声场,晶粒发生球化、细化现象; 在Al-Si合金凝固区间恒温条件下施加超声场, 晶粒发生细化但未发生球化现象. 超声场作用下Al-Si合金晶粒细化主要是由于空化泡破碎产生的过冷生核所造成的.

为了研究金属箔的塑性变形性能与尺寸的相关性, 在常温下对不同厚度和晶粒尺寸的黄铜箔试样进行了单向拉伸实验. 结果表明: 随着厚度或晶粒尺寸的减小, 箔的屈服强度都会升高, 晶粒尺寸对屈服强度的影响满足Hall-Petch细晶强化关系, 厚度减小使屈服强度升高也可以主要归结于晶粒尺寸的减小. 此外, 当箔的厚度小于100 m时, 厚度/晶粒尺寸比不能表征屈服强度的尺寸效应.

对管材环状试样拉伸过程中试样的受力和变形进行了分析, 采用正压力线性变化假设, 推导了等宽环状试样的正压力和切向力计算公式. 通过等宽试样和标距试样拉伸实验, 对理论分析结果进行了验证. 结果表明: 采用正压力线性变化假设所得的切向力分布规律与拉伸实验结果吻合较好; 切向力关于拉伸方向呈轴对称分布, 从正上方到两侧逐渐增大; 当摩擦系数较小时, 切向力分布较均匀, 但当摩擦系数较大时, 切向力从正上方到两侧迅速增大, 试样的颈缩和断裂发生在标距段内靠近标距边缘的位置.

感应熔炼法制备了Mg97Y2M1(M=Zn, Ni, Ag)合金, 运用TEM和SEM对铸态合金中的长周期堆垛结构(LPS)进行了分析. 结果表明, 铸态Mg97Y2 Zn 1中的LPS主要为6层周期堆垛, 但不同于理想的6H型堆垛结构; 在Mg97Y2Ni1中也存在LPS结构,与Mg97Y2Zn1相比, Mg97Y2Ni1中LPS具有较大的晶格畸变; Mg97Y2Ag1中未观察到LPS. 结合实验结果, 对影响LPS形成的因素进行了讨论.

采用铝合金ADC12以及镁合金AM50为铸件材料, 并采用“阶梯”铸件进行了压铸实验.以压铸过程实际测得的温度作为输入参数, 利用自行编制的热传导反算程序计算了压铸过程铸件/铸型间的换热系数. 结果表明: 不同合金材料对界面换热系数的影响主要表现在换热系数的数值以及保持较高数值所持续的时间上, 而对换热系数曲线的形状影响不大; 随着高速速度的增大, 较薄“阶梯”与铸型之间的换热系数增大;对于较厚“阶梯”, 随着铸型初始温度的上升, 换热系数不断减小. 随着铸造压力的增大, 最厚“阶梯”与铸型之间换热系数逐渐增大, 但铸造压力只在镁合金AM50实验条件下表现出了明显的影响规律.

针对挤压铸造铝合金材料, 在Gleeble-1500D热-力模拟试验机上进行3种不同挤压压力(25, 50和75 MPa)下制备的挤压铸造试样的力学行为测试, 获得温度范围为300-500℃、应变速率范围为0.001-0.1 s-1的条件下一系列真应力-真应变曲线. 基于所获实验结果, 建立了一种弹粘塑性本构模型, 其主要特点是能够描述材料在进入稳态流变前及稳态流变时的应力-应变关系,而且对模型中与温度和应变速率密切相关的主要参数给出了定量函数关系式.模型预测的真应力-真应变曲线与实验结果吻合良好.

以单晶Si(111)为基底, 采用双槽法电结晶制备了Co/Pd纳米多层膜, 使用电化学石英晶体微天平(EQCM)精确测定沉积过程中Co和Pd膜的质量随沉积时间的变化．通过电位阶跃法探讨了沉积层晶体成核机理, 得到Co和Pd电结晶初期均为三维瞬时成核过程．X射线衍射(XRD)研究表明, Co和Pd的结晶与生长显示择优取向, 出现了111Co-Pd的合金峰. 并用物性测量系统(PPMS)测试了Co/Pd多层膜的磁性能, 所得磁滞回线表明: 矫顽力随着多层膜磁性层厚度的减小而增大,可达到9.0104 A/m

研究了45钢脉冲磁处理过程中残余拉应力与磁致振动之间的相互作用关系.结果表明, 残余应力可影响材料的磁致伸缩特性, 进而影响材料的磁致振动特性. 钢铁材料中存在残余应力时, 磁致振动的平衡位置发生移动, 且振幅减小; 随着磁致振动过程的进行, 有残余应力试样的磁致振动特性逐渐向无应力试样的特性过渡. 另外, 残余应力在磁致振动结束后发生了一定程度的下降, 这表明脉冲磁处理过程中, 残余应力与磁致振动之间存在着强烈的耦合作用, 使得带有残余应力材料的磁致振动表现出强烈的非线性特征.

采用激光区熔定向凝固技术制备了Al2O3/Y3Al5O12(YAG)共晶自生复合材料. 利用SEM, XRD, EDS及TEM对共晶形貌特征、相组成、界面结构.组织演化及相析出规律进行了研究; 利用分形维数对非规则微观组织形态进行了定量表征. 在此基础上, 分析讨论了氧化物共晶的非规则共晶生长机制. 结果表明: Al2O3/YAG共晶自生复合材料由无规则均匀分布的Al2O3和YAG两相组成, 两相之间相互交错, 耦合生长, 呈象形文字结构; 凝固过程中, YAG相作为领先相析出; 随扫描速率增大, 共晶间距高度细化, 最小层间距为0.2 m;在低扫描速率下, 共晶组织属典型的层片状非规则共晶组织, 具有明显的分形特征,当扫描速率达到2000 m/s 时, 出现胞状和树枝状组织, 组织分形特征减弱; 共晶两相高的熔化熵及激光快速凝固大的动力学过冷导致的小平面/小平面共晶生长是形成复杂非规则共晶组织的主要原因.

用等离子喷涂法成功制备了SiCp/FeS复合涂层,SiC颗粒尺寸为纳米级, 均匀分布于FeS基体, 涂层和40Cr钢基体结合良好. 研究了FeS涂层和SiCp/FeS复合涂层的摩擦学性能. 结果表明, SiCp/FeS复合涂层兼具优良的减摩性能和耐磨性能. 在干摩擦条件下, 掺入质量分数为0.2和0.3的纳米SiC颗粒时, 摩擦系数和FeS涂层接近, 但表面磨损体积显著降低, 降幅可达1个数量级; 油润滑条件下, SiCp/FeS复合涂层的摩擦系数低于FeS涂层, 复合涂层具有比FeS涂层更佳的减摩性能.

利用高温X射线衍射仪测试了Sn-0.7Cu和Sn-2Cu (质量分数, %)钎料在260, 330和400℃的液态结构. 在共晶Sn-0.7Cu钎料熔体中仅存在短程有序结构; Sn-2Cu在260℃下的结构因子曲线小角度区域出现预峰, 表明熔体中除存在短程有序结构外还存在中程有序结构. 中程有序结构与Cu6Sn5团簇的形成有关, 团簇的数量随温度的升高而迅速减少, 在400℃时消失, Cu-Sn间的交互作用不再存在. 通过计算得到了两种钎料合金熔体的相关半径rc和配位数Nmin, 给出了它们随温度的变化趋势. 对径向分布函数(RDF)的Gaussian分解显示, Sn-Cu钎料液态中Cu-Sn团簇的尺寸随着Cu含量的增加而增大.

研究了Sn-3Ag-0.5Cu-xBi(x=0, 1, 3)/Cu钎焊接头在140和195℃时效过程中的剪切强度变化. 结果表明: 随着时效时间的增加, 界面金属间化合物(IMC)层的厚度逐渐增加; 140℃时效时, Sn-3Ag-0.5Cu接头的剪切强度随时效时间延长变化不大, Bi元素的添加提高了钎焊接头的剪切强度;195℃时效时, 钎焊接头剪切强度均随时效时间延长而下降, Bi元素的添加对接头剪切强度的影响不明显. 剪切断口分析表明: 随着界面化合物层厚度的增加,断裂机制逐渐由韧性断裂变为脆性断裂, 较高剪切强度对应于钎料基体的韧性断裂, 而低剪切强度对应于钎料与界面化合物层之间的脆性断裂.

为了建立激光+ GMAW电弧复合焊接的体积热源作用模式, 根据激光深熔焊接的焊缝形状特征, 分析了激光焊接的热源作用特点, 提出了4类新的体积热源分布函数. 建立了激光焊接温度场的数值分析模型, 计算出了4类体积热源模式下的激光焊缝形状尺寸, 与实测结果进行了对比. 发现提出的4类体积热源模式能够较好地对激光焊接过程中激光热源对焊缝成形的作用进行表征, 是恰当的和适用的.

针对hcp晶系的镁合金, 建立了其二维枝晶生长的相场模型. 根据该模型编写模拟程序, 得到了具有六重对称性的晶粒形貌, 并根据模拟结果分析了温度场对其枝晶臂形成的影响; 根据该模型耦合热扰动进行镁合金微观组织模拟, 从计算结果中观察到了枝晶臂相互竞争、改变优先生长方向、颈缩、熔断、融合等现象; 计算得到的枝晶形貌与实验结果较为吻合. 同时还研究了参数的选取对镁合金枝晶发育的影响.

为解决裂纹稳态扩展的有限元数值仿真, 舍弃应力强度因子和$J$积分理论,考虑韧性金属的弹塑性效应和几何非线性效应, 采用基于损伤理论的EWK模型作为断裂判据. 有限元计算时将断裂判据以子程序形式嵌入ABAQUS主程序并保持两者之间的实时通信. 当材料符合子程序判据时, 主程序中以单元弹性模量置“零”来模拟其断裂. 求解时使用一种适合控制结构局部失稳的Newton法, 并以带椭圆中心孔金属薄板的拉伸断裂为算例. 计算结果显示, 上述方法实现的断裂效果符合实际物理现象, 断裂路径符合一般实验结果.

基于纳米晶热力学特性表征函数, 将纳米晶热力学性质对晶界迁移的影响引入Cellular Automaton算法, 对纳米晶粒长大行为进行了定量化和可视化的仿真研究. 模拟结果表明, 纳米晶粒长大的动力学与传统粗晶材料不同, 在恒温条件下, 纳米晶粒的长大指数n不是常数(传统粗晶材料的晶粒长大指数n=2为常数), 随纳米晶粒长大过程的进行, n值从1.70至6.59发生变化. 作为纳米晶粒长大的驱动力, 纳米晶界的过剩自由能与纳米晶粒尺寸的变化直接相关. 由于纳米晶材料强烈的小尺寸效应, 纳米晶组织的热力学性质较大地影响纳米晶界的结构和能量状态, 从而影响纳米晶粒长大的动力学特征.因此, 只有结合纳米晶热力学特性的仿真研究才能获得对纳米晶粒长大行为本质性的认识.

介绍了基底往复式喷射成形制备大壁厚管坯的工艺原理, 并对雾化锥流率的空间分布和单层沉积轨迹进行了研究, 在此基础上建立了单层沉积的数学模型. 针对此模型和沉积轨迹的螺旋特性, 分析了模型参数(mmax, a, d)和基底运动参数(, v)对单层沉积特性的影响以及基底半径对单层沉积厚度的影响. 通过对多旋转周期沉积轮廓叠加的单层沉积厚度的仿真, 优化了管坯制备的运动参数(, v).

建立了描述大方坯连铸结晶器电磁搅拌过程的电磁场和流场三维数学模型,并分别用有限元、有限体积法进行数值求解, 对电磁场计算结果进行了实测检验. 结果表明, 电磁力在水平面上呈周向分布, 铸坯边缘上的切向电磁力在搅拌器中心横截面上最大, 在结晶器出口处有一峰值. 钢液在横截面内旋转流动, 而在纵截面内形成4个旋涡. 在铸坯内, 从水口向下吐出的钢水与向上回流的钢水流股相冲突, 使流股侵入深度变浅, 同时使流股向四周发散, 从而有利于传热. 励磁电流强度与频率对电磁力和流场均有影响.