将Nb-V微合金钢在1200 ℃固溶0.5 h后淬火, 然后在450 ℃回火4 h, 结合扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM), 用三维原子探针(3DAP)研究渗碳体内部和渗碳体/基体界面处的元素分布和成分变化. 结果显示, 淬火样品中C原子由于自回火而出现轻微偏聚, 其它合金原子V,Nb, Si, Mn, Mo和Al等分布均匀. 450 ℃回火4 h样品中出现C原子偏聚区, 在该区域内, Mn含量较高, Mo和V轻微偏聚, Si和Al很少, 对应渗碳体析出, Si富集在渗碳体/基体界面处; 另外, 观察到C和V明显偏聚的单原子面, 周围富集Si和Mn, 对应合金碳化物析出初期形成的G.P.区, 成分主要为V4C3.

采用有限元数值计算方法研究了冷喷涂过程中Cu, Al及Ni合金和Ti合金颗粒与Cu基板的碰撞变形行为, 探讨了颗粒的材料特性对其碰撞基板后的变形行为和结合行为的影响. 结果表明, 与基板相比,有效塑性极限大于衬底的金属颗粒易发生绝热剪切失稳, 此时, 基板不发生失稳, 并释放积攒的变形能,使颗粒发生回弹现象. 有效塑性极限小于衬底的金属颗粒不发生绝热剪切失稳, 其积攒的变形能在碰撞后期释放, 促进了基板的失稳.

通过Gleeble-1500热模拟单轴压缩实验, 研究了Al部分替代Si对热轧TRIP钢过冷 奥氏体动态相变特征、组织控制及残余奥氏体的影响. 结果表明: 用Al替代C-Mn-Si钢中 的部分Si后可缩小平衡相图中的γ相区, 提高钢的A3温度并扩大A3-A3温度范围; 动态相变时铁素体相变动力学提前, 最佳贝氏体等温相变温度升高; 组织中残余奥氏体具有较高的C含量, 颗粒状残余奥氏体分布更为细小和弥散, 但铁素体晶粒尺寸较C-Mn-Si钢的粗大.

通过热模拟压缩实验,开展了基于动态相变的热轧C-Mn-Si及C-Mn-Al-Si 系 TRIP钢组织及性能特征的研究. 结果表明, 通过动态相变, 可以使TRIP钢复相组织由细小铁素体晶粒、尺寸细小及位向混乱的贝氏体束、弥散分布的体积分数较高的颗粒状残余奥氏体等组成.由于铁素体、贝氏铁素体间的大量晶界、贝氏铁素体内的高位错密度以及铁素体晶粒间大量的细小颗粒状残余奥氏体,使实验钢具有连续屈服、屈强比低、强度较高及 塑性良好的特点. 其中, C-Mn-Si 钢的抗拉强度为890 MPa, 延伸率为26%; C-Mn-Al-Si 钢的强度为760 MPa, 延伸率为32%.

借助于光学显微镜研究了强磁场(12 T)下奥氏体化温度对Fe-0.12%C合金连续 冷却转变显微组织形貌的影响, 结果表明: 随着奥氏体化温度的升高, 铁素体晶粒沿磁 场方向伸长且呈链状排列, 珠光体团长轴方向与磁场方向平行且伸长的程度增强; 相同 强磁场热处理条件下, 板平面平行于磁场方向比垂直于磁场方向放置的试样的铁素体面 积百分含量高, 同时铁素体晶粒沿磁场方向伸长且呈链状排列, 珠光体团长轴方向与磁 场方向平行且伸长的程度低.

本文以亚稳型β钛合金Ti-18Nb-4Sn(原子分数, %)为对象, 研究了75%热轧后再进行75%和97%冷轧,以及在800 ℃不同时间退火对其织构的影响。结果表明, 经过不同程度冷变形后, 试样出现了{112}<110>, {223}<110>,{111}<110>和{111}<112>型轧制织构. 随变形量增加, 轧制织构强度均有所增强,其中以{223}<110>型织构强度增加的幅度最大. 800 ℃退火对75%冷轧试样的织构类型和强度影响不显著, 而对97%冷轧试样的织构产生强烈影响, 形成了单一的高强度的{111}<112>再结晶织构. 该织构在退火5 min后就达到稳定, 延长退火时间到1 h对其强度变化无明显影响. 分析表明, 热轧决定了随后冷轧和退火过程中织构类型的变化, 而大变形量的冷轧以及随后的退火促进了高强度{111}<112>再结晶织构的形成.

采用取向分布函数和取向线分析方法研究了初始自由分布和具有近似立方织构的多晶铝轧制织构的演变规律.结果表明: 随着轧制变形的进行, 对于初始自由分布的样品, 晶粒取向主要向α, β取向线附近聚集, 其形变织构主要由C, S及B织构组成, 且3种织构成分密度值相差不大; 对于初始具有近似立方织构的样品, 晶粒取向主要向β取向线上聚集, 其形变织构主要由C, S织构组成, B织构成分相对较弱. 2种情况下S织构成分体积分量均比C, B织构高.

采用Taylor类型多晶体塑性变形模型, 模拟了初始自由分布和近似立方织构多晶铝的轧制织构演变. 应用取向线分析方法将不同模型的理论计算结果进行了系统分析, 并与实测轧制织构进行了比较. 结果表明: 在低轧制变形程度时, 完全限制(FC)模型计算结果的取向分布较其它模型更符合实际结果. 在较高程度轧制变形时, 对于初始自由分布的多晶铝轧制试样, lath模型与实验符合较好;而对于初始具有近似立方织构的样品, 使用混合模型结果较佳.

由晶粒长大过程的曲率驱动本质出发, 以不同于MacPherson和Srolovitz的方法, 推导出凸型多面体晶粒的三维von Neumann关系式, 无任何其他形状假设及晶粒尺寸分布或拓扑分布要求. 在应用于凸型多面体晶粒时, 本文结果与MacPherson和Srolovitz给出的结果完全一致. 对于凸型多面体晶粒, 三维个体晶粒长大速率是晶粒平均切直径和晶粒棱总长度的函数, 符合Kinderlehrer指出的$n$维体积的变化速率仅与胞的(n-2)维特征量有关的规律.

以过冷凝固条件下已有的共晶生长理论模型为基础,考虑了快速非平衡凝固条件下会出现溶质截留现象, 探讨溶质截留对生长过程的影响. 发现溶质截留的引入, 增大了共晶生长速度, 减小了层片间距和枝晶尖端半径. 初始平衡溶质分配系数越小, 溶质截留对过冷共晶生长过程的影响越显著.

基于枝晶间流动的Darcy定律, 考虑了凝固过程氢的宏观扩散与传输, 建立了耦合氢宏观偏析的铝合金铸件微观孔洞形成的数学模型, 并进行了实时熔炼的Al-4.5%Cu(质量分数)铸件的垂直向上凝固实验, 铸件微观组织和孔洞的分析结果表明: 铸件沿着高度方向包括了柱状晶、柱状晶向等轴晶转变(CET)和等轴晶3个区域; 柱状晶区域内微观孔洞体积分数存在递减的分布规律, 且邻近底部冷模的试样微观孔洞体积分数最大．采用所建立的模型对实验铸件微观孔洞形成进行了模拟, 模拟结果与实验结果吻合较好; 而当忽略氢宏观偏析时, 模拟结果与实验结果存在较大误差．研究表明, 氢的宏观偏析对微观孔洞的形核与分布具有重要影响．

在考虑载荷循环中裂纹尖端塑性变形导致柔度变化的基础上, 对结构钢SM400B进行了疲劳测试. 提出了基于两参量修正的裂纹驱动力模型: ΔK　rm drive=(K max)n(ΔK^)1-n. 在预测应力比对裂纹扩展速率的影响时, 该模型比文献中报道的ΔK=K max-K min, ΔK eff=K max-K op和Δ K*=(K max)α(Δ K+)1-α更有效

不同状态纯Mg试样在75-200 ℃, 15-40 MPa条件下的蠕变实验表明: 在等同条件下, 铸态试样的晶粒粗大, 蠕变速率较低; 挤压态试样由于动态再结晶, 晶粒变细, 蠕变速率大幅上升; 退火后由于晶粒长大, 蠕变速率又呈下降趋势. 根据应变速率幂指数公式, 铸态纯Mg试样在较低应力时, 应力指数n处于4.3-4.9的范围, 在较高应力时, n>7; 激活能在76.0-89.4 kJ/mol的范围. 根据应力指数和激活能并结合蠕变过程中的组织分析, 纯Mg的蠕变受位错攀移、晶界滑移以及孪生的共同作用, 其中位错攀移和晶界滑移占主导地位.

用光电化学方法研究了Cu在不同浓度NaCl的硼酸--硼砂溶液中的腐蚀以及缓蚀剂聚天冬氨酸(PASP)对Cu的缓蚀作用. Cu在硼酸--硼砂缓冲溶液中, 表面的Cu2O膜为p型半导体. 当Cu所在的溶液中存在少量NaCl (小于0.5 g/L)时, Cu表面Cu2O膜会受轻微Cl-掺杂但不会改变半导体性质; 当溶液中存在较多NaCl (0.5-15 g/L)时, Cu2O膜会受Cl-较严重的侵蚀, Cl-掺杂使Cu2O膜部分转成n型; 当溶液中存在大量NaCl (大于15 g/L)时, Cu$_{2}$O膜完全被Cl-掺杂而转型成n型. 缓蚀剂PASP的加入能够对Cu起到缓蚀作用：当NaCl浓度为2 g/L时, PASP与溶液中的Cl-在Cu表面竞争吸附, 明显抑制了Cl-对Cu2O膜的掺杂, Cu2O受到了保护仍为p型; 在NaCl浓度为30 g/L时, PASP与Cl-竞争吸附只能削弱Cl-对Cu2O膜的掺杂, Cu2O膜仍受Cl-掺杂而转成n型, 但n型性质变弱. 对Cu2O膜性质的Mott-Schottky测试结果与光电化学结果一致.

利用高温高压反应釜模拟高含硫气田H2S/CO2共存环境, 分别在流动湿气和溶液介质中进行API-X60腐蚀实验, 探讨了高H2S分压对腐蚀行为的影响. X60管线钢的腐蚀速率在湿气介质中随H2S分压升高而增加, 在溶液介质中则先升高后降低, 腐蚀形态均由全面腐蚀趋于局部腐蚀, 腐蚀产物以硫铁化合物(FexSy)为主. H2S分压为2.0 MPa条件下, 溶液介质中形成的腐蚀产物中富S相比例明显增加, HS-和Cl-穿过膜层缺陷引发点蚀, 多孔且不连续的富S膜层进一步促进点蚀发展.

采用溶胶-凝胶法, 以γ-环氧丙氧丙基三甲氧基硅烷(γ-GPTMS)和正硅酸乙酯 (TEOS)为前驱体, 在2A12铝合金表面制备了稀土铈盐(Ce(NO3)3)掺杂的有机－无机杂化膜, 研究了铈盐掺杂浓度和涂层固化温度等工艺条件. 通过极化曲线和电化学阻抗谱(EIS), 比较了掺杂与未掺杂有机－无机硅烷杂化膜、铬酸盐转化膜和RE转化膜在3.5%NaCl (质量分数)溶液中的耐腐蚀性能. 测试结果均表明, 铈盐掺杂硅烷杂化膜的极化电阻比掺杂前增大了约13倍,并显著高于铬酸盐转化膜和RE转化膜.

采用Gleeble-1500热模拟机对AZ91镁合金进行了高温压缩变形实验, 分析了该合金在变形温度为250-400 ℃、应变速率为0.001-1 s-1条件下流变应力的变化规律. 结果表明, 变形温度和应变速率均对流变应力有显著的影响, 流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低, 当变形温度≥400 ℃、应变速率≤0.001 s$^{-1}$时, 流变应力随变形量的增加达峰值后呈稳态流变特征. 并采用双曲正弦模型确定了该合金的变形激活能Q和应力指数n随应变量的变化规律, 建立了相应的热变形本构关系. 经实验验证, 所建立的本构关系能较好地反映AZ91镁合金实际热变形行为特征.

Al85Ni5Y6Fe2Co2金属玻璃在240 ℃等温退火15 min后, 示差扫描量热仪(DSC)曲线出现2个吸热台阶, 一般认为该现象由2个玻璃转变引起, 但温度调制示差扫描量热仪(TMDSC)结果表明2个吸热台阶并非对应2个玻璃转变. 透射电子显微镜Z衬度相及EDS扫描曾观测到300 ℃非等温退火的样品发生非晶相分离现象, 但TMDSC在该样品中也仅观测到1个玻璃转变.

采用fluctuation electron microscopy (FEM)对Al85Ni5Y 10-xCo x (x=0, 2)和 Cu 46Zr 54-x Al x (x=0, 7)金属玻璃的微观结构进行了表征, 研究了合金成分变化对金属玻璃微观结构的影响. 结果表明, 2种金属玻璃体系中均存在较强的中程有序结构; 少量元素的添加提高了合金微观结构的均匀性. 金属玻璃中程有序结构均匀性的增加有利于改善合金的玻璃形成能力.

在钛酸四丁酯(TBOT)的溶胶--凝胶过程中, 掺杂Fe3+并加入表面活性剂十六烷基三甲基溴化铵(CTAB), 得到的Fe3+/TiO2复合粒子在吸收曲线的530 nm处产生了宽的强吸收峰, 并对Rhodamine B具有一定的光催化降解活性. 应用TEM, XRD, TG--DTA和UV--Vis等手段对复合粒子进行了表征. 结果表明, 掺杂的Fe3+进入纳米TiO2的晶格, 产生新的带宽(E g=1.37 eV), 从而改变了TiO2的光谱响应范围.

利用电子显微分析技术对高Co含量的室温铁磁性半导体Zn　1-x　Co　x　O　1-δ 进行了微观表征.证明了氧含量是决定Zn　1-x　Co　x　O　1-δ薄膜微观结构和磁性能的重要因素. 在缺氧环境下, 薄膜由含有大量氧缺位的纤锌矿结构的Zn　1-x　Co　x　O　1-δ纳米晶(直径约5 nm)和填充其间的Zn-Co-O非晶相组成, 两相对薄膜宏观磁性均有贡献; 在富氧的环境下, 非晶Zn-Co-O相消失, 出现了CoO反铁磁相, 纤锌矿结构Zn　1-x　Co　x　O　1-δ中的氧缺位大量减少, 晶粒长大到10-20 nm, 室温铁磁性逐渐减弱, 直至消失.

对14 mm厚板铝合金搅拌摩擦焊(FSW)接头焊核区微观组织、整体和分层切片力学性能进行了研究。结果表明, 当旋转速度为400 r/min, 焊接速度为60-100 mm/min时, 接头抗拉强度σ　b、屈服强度σ0.2和延伸率δ随焊速的升高而降低。焊缝分层切片的σ b, σ　0.2和δ上部最高, 分别达到了186.7 MPa, 100.3 MPa和14.1%;下部最低, 分别为157.5 MPa, 80.2 MPa和10.1%。微观断口中存在大量的网状韧窝, 切片上部韧窝最深, 焊缝根部可见沿晶界的二次裂纹和浅韧窝。显微硬度分布为焊缝上部高于下部, 沿焊缝中心呈不对称分布. 焊核区上部等轴再结晶晶粒尺寸大于焊缝下部. 焊核区上部的第二相粒子相对下部更均匀和细小, 强化作用增强.