运用第一性原理方法对氧原子在γ-TiAl(111)表面的吸附研究表明，氧原子倾向于吸附在近邻表面层多Ti的位置，随着覆盖率的增加，表面不同位置吸附能差别减小. 电子结构分析发现，氧原子同表面金属原子形成以离子特性为主的化学吸附. 氧化学势对TiAl表面稳定性影响的研究表明，γ-TiAl(111)清洁表面只能在氧化学势很低时可以稳定存在，氧化学势稍高，清洁表面就变得不稳定，氧原子开始吸附，并迅速达到高覆盖率的情况.

利用电解沉积技术制备出系列亚微米晶纯铜样品, 并在样品中引入不同密度的纳米孪晶．室温轧制具有不同孪晶密度的纯铜样品, 使样品中储存大量位错．结果表明, 具有高密度纳米孪晶结构的纯铜样品, 40%轧制变形可使其屈服强度从690 MPa增加到850 MPa; 而无孪晶的亚微米铜样品的屈服强度在同样轧制变形条件下只从230 MPa增加到330 MPa. 这表明具有高密度纳米孪晶结构的纯铜样品具有很高的位错储存能力.

利用透射电子显微镜，对液氮温度下动态塑性形变法(LNT-DPD)制备的块体纳米孪晶铜在不同形变量下的微观结构演变进行了研究. 结果表明，经LNT-DPD处理后, Cu呈现复杂的微观结构特征：由高密度的纳米尺寸形变孪晶片层团簇、纳米晶组织和含有较高密度位错结构的粗晶组织交错分布组成；其形成机制可归因于形变孪晶与剪切带共同作用的结果. 揭示了经LNT-DPD处理的Cu的超高拉伸强度与其微观结构的关系.

采用KKSM多相场模型, 研究了低速下定向凝固CBr4-C2Cl6薄试样的层片共晶界面失稳及形貌选择. 多相场模拟结果真实再现了3种共晶层片界面失稳模式及其形貌选择的演化过程, 随着初始层片间距的不断增加, 其形貌选择变化依次为：层片湮没→稳态生长→1λO不稳定性→2λO 不稳定性→层片分叉与形核.模拟结果不仅与理论计算的形貌选择图相符, 而且与实验结果定性一致.

定义了一个能反映形状记忆合金超弹性和形状记忆效应的概念：形状记忆因子. 利用相变过程中自由能与马氏体体积分数之间的微分关系，推导了形状记忆因子演化方程. 从细观力学角度建立了一个考虑马氏体择优取向过程的形状记忆合金三维本构模型. 与功能相同的现有模型相比，该模型具有更简单的数学表述和清晰的物理意义.

利用高速(1000 Hz)数字摄像系统, 对Al-Cu合金拉伸试件中跳跃式不连续传播的B类型PLC带的瞬态成核与演化过程进行连续捕捉,运用数字散斑干涉法 (DSPI, digital speckle pattern interferometry)得到PLC带成核和传播过程中由试件面内和离面位移条纹图表现的B类型带的成核和传播的三维变形过程. 实验结果显示了B类型PLC带的一种演化形式, 即带首先在试件的一侧成核产生并沿厚度方向发生剪切变形, 在观察平面上形成沿与拉伸轴方向呈53角的窄带. 随着应力下落, 带的前沿开始向试件的另一侧面沿自身长度方向传播, 在传播过程中带逐渐沿自身宽度方向膨胀. 带的前沿贯穿试件后, 带开始高速膨胀, 导致雪崩式剪切变形发生. 根据离面位移结果得到相邻发生的B型带之间的跳跃传播间距, 即在带的传播方向上, 后一条带产生在前一条的前沿, 跳跃式传播过程中相邻两条带的中心线间距为带宽的一半.

Cu-6%Ag合金(质量分数)原始组织由枝晶偏析的Cu基体和不平衡共晶体两种组成物构成,冷拉拔及中间热处理可导致组织纤维化.通过测量纤维化过程中组成物的尺寸变化以及计算各组成物的名义应变和应变增长率, 分析了不同组成物之间的应变协调行为. 在不同的变形阶段, 两种组成物应变硬化能力不同, 导致应变程度和应变增长率存在差别. 随合金变形程度的增加, 两种组成物在演变为纤维复合组织的过程中, 应变程度和应变增长率并不保持一致, 表现出一定程度的应变不协调性.

通过冷拉拔结合中间热处理制备了不同Ag含量的纤维相强化Cu-Ag合金，研究了Ag含量对合金组织形态、强度和电导率的影响. Ag含量在6%—24%范围内的合金铸态组织包含初生枝晶、共晶体和次生相. 在拉拔过程中，共晶体及次生相均演变成细密的纤维形态. 随Ag含量的升高，共晶体及次生相数量增多，合金强度及应变硬化速率升高，电导率下降，尤其当Ag含量增加使合金组织中的共晶纤维束增多并呈连续网状分布时，电导率下降更为明显. 高Ag含量合金中共晶体纤维束的强化效应明显高于低Ag含量合金中次生相纤维的强化效应，但其对合金导电性能的损害程度也高于后者.

研究了不同直流电流密度条件下一种镍基单晶高温合金中γ '相的析出行为. 合金经1250 ℃固溶4 h处理后，对其施加不同电流密度且以不同冷却方式进行冷却，考察直流电流对 γ '相析出的影响. 结果表明，合金在固溶处理后空冷时，随电流密度的增加, γ '相的尺寸和体积分数均增加，面密度减小；在相同的电流密度作用下，随着冷却速率的增加， 相尺寸和体积分数减小，面密度显著增加. 直流电流产生的电迁移效应和Joule热效应影响γ '相的析出过程，电迁移效应加速原子的扩散,对γ '相析出起促进作用；Joule热效应降低冷却速率，促进γ '相的长大.

采用电场凝固技术在自制电场定向凝固装置上进行电场单晶生长，研究了直流电场对一种镍基单晶高温合金室温拉伸性能和高温持久性能的影响. 结果表明，随着电流密度增大，合金的室温屈服强度明显提高，但抗拉强度无明显改善，且塑性降低；在980 ℃和221 MPa条件下, 高温持久时间显著延长，持久塑性得到改善. 利用扫描电镜和电子探针对该合金的凝固组织、合金成分分布和断口形貌进行了分析.结果表明，直流电场引起枝晶间距及γ’相尺寸减小、成分偏析减轻,共晶和亚晶界减少. 直流电场作用导致的γ’相尺寸减小及成分偏析减轻导致的γ/γ’错配度变化, 对合金的屈服强度和高温持久性能的提高有贡献.

通过在816和927 ℃下进行总应变控制的不同拉伸应变保持时间的低周疲劳实验，研究了3种高温合金(HAYNES 188, HAYNES 230和HASTELLOY X)的蠕变-疲劳交互作用行为.结果表明，这3种高温合金的应变疲劳寿命主要取决于合金类型、应变保持周期及实验温度. 这些高温合金所表现出的不同应变疲劳寿命行为可归因于蠕变和氧化损伤方面的差异. 此外，应用频率修正的非弹性拉伸应变能作为损伤函数对这3种合金进行了应变疲劳寿命预测，结果显示该寿命预测方法对3种高温合金均表现出较好的寿命预测能力.

系统研究了在医用316L不锈钢中加入0.05%La后的体外抗凝血性能. 结果表明, 与传统医用316L不锈钢相比, 含La医用316L不锈钢较少地粘附和激活血小板, 且动态凝血时间及血浆复钙时间均延长, 表明其对内源性凝血因子的激活程度下降, 抗凝血性能提高. 通过测量材料的接触角, 计算了表面张力及材料与血液之间的界面张力, 从表面能的角度分析了材料的抗凝血机理.

采用实验-数值方法对40Cr和30CrMnSiNi2A两种高强钢三点弯曲试样在不同加载速率的冲击载荷作用下进行了动态断裂韧性的测试, 并对其率相关性进行研究. 实验在Hopkinson压杆系统上完成, 试样的起裂时间采用应变片法测得. 结合有限元三维动态模拟, 得到了不同加载速率下试样动态应力强度因子的时间历程并由实测的起裂时间确定材料动态断裂韧性. 结果表明, 在本工作加载速率范围内(10 6 MPa•m 1/2/s),40Cr钢为解理型断裂, 其动态断裂韧性随加载速率增加的变化趋势不明显；而30CrMnSiNi2A钢则在较大程度上表现为延性断裂的特征, 其动态断裂韧性随加载速率的增加呈明显上升趋势. 并对上述结果进行了宏观和微观机理分析.

用射频溅射法在单晶硅衬底上制备了FeZrBNi/Ag/FeZrBNi三层膜, 对制备态样品进行了磁阻抗测量. 结果表明, 样品纵向和横向的最大磁阻抗比分别为18%和31%,取得最大阻抗比的频率分别为7和8 MHz; 在此频率下, 样品的纵向和横向相对磁导率比分别达到153%和5117%. 这表明掺Ni的FeZrB三层膜在制备态已具备优异的巨磁阻抗效应和软磁性能. 同时还分析了薄膜样品的电阻、电抗分量和有效磁导率随频率的变化关系.

采用溶胶-凝胶法制备了(Pr1-xLax)0.75Na0.25MnO3(0.00≤x≤1.00) 系列多晶样品. X射线衍射结果表明, 所有样品均为单相类钙钛矿结构, 随着La3+离子含量的增加, 样品由x≤0.50时的正交结构转变为x≥0.70时的菱面体结构．磁性测量结果表明, La3+离子的掺入还导致了Pr0.75Na0.25MnO3电荷有序的破坏. 在x≤0.1时, 电荷有序转变温度随La3+离子含量增加而降低; 当x≥0.10时, 电荷有序现象消失, 样品出现顺磁-铁磁相变, 同时伴随着绝缘体--金属转变．磁熵变研究表明, x≥0.5的样品在室温附近和较低磁场下具有较大的磁熵变, 可望成为新的室温磁致冷材料.

用直流磁控溅射方法制备了Ta(x nm)/Ni65Co35(40 nm)双层薄膜(x = 0, 1, 2, 3, 4, 5 nm)，研究了Ta种子层不同制备工艺条件对Ni65Co35 (40 nm)薄膜的各向异性磁电阻(AMR)和矫顽力的影响; 通过X射线衍射(XRD)对Ni65Co35薄膜的微结构进行了分析.结果表明，适当的Ta种子层的厚度和较高的溅射速率有利于Ni65Co35薄膜(111)织构形成，并能显著提高Ni65Co35膜薄的AMR值和磁传感元件的灵敏度.

基于结晶器温度和热流实测数据, 采用反算法模拟了圆坯结晶器热流场, 清楚显示出热流沿结晶器纵向和周向不均匀不对称分布特征. 利用得出的热流场数据, 拟合得到沿结晶器纵向、周向和铸坯间的热流公式, 其中考虑了拉速和结晶器安装状态的影响, 并与已发表的经验公式进行了对比. 采用的反算模拟方法和拟合的热流公式有助于实现连铸结晶器热流的可视化, 以及由于指导连铸过程中的热流分析和事故分析.

通过数值模拟获得了高频加热-轧制复合过程中的动态温度场.使用的简化模型中热传导方 程的离散采用隐式差分法、区域的离散采用内节点法, 并以Maxwell方程的解确定内热源分布. 考虑到铁磁性物质在温度跨越Curie点时磁导率的突变, 推导了适用于该情况的Maxwell方程一般解. 在此基础上分别模拟了钢-铝,钢-铜和钢-不锈钢这3类板的复合, 给出了工艺参数的优化组合.

利用诱导型等离子体辅助双靶磁控溅射法在Si(100)基板表面沉积Cu含量(原子分数)为0—10.0% 的Ti-Cu-N膜, 研究了Cu含量对薄膜结构及硬度的影响. 结果表明, 添加少量Cu可极大地提高薄膜硬度. Cu含量为2.0%的Ti-Cu-N薄膜具有超硬特性, 硬度HV达到42, 约为纯TiN薄膜硬度的2倍. 超硬质Ti-Cu-N薄膜为nc-TiN/nc-Cu纳米复合薄膜, 具有柱状晶结构. 薄膜的超硬特性源于薄膜的纳米复合结构.

使用率相关弹粘塑性本构模型模拟了搅拌摩擦焊接过程，并着重研究了过程参数对搅拌摩擦焊接动态再结晶过程以及搅拌区内材料硬度的影响. 结果表明，在搅拌区内焊接构件上、下表面沿垂直于焊缝方向的硬度分布规律不同. 焊接构件顶部材料的硬度分布符合实验得到的结果，即焊缝中心线附近材料硬度较低，热力影响区外材料硬度逐渐升高并最终达到母材的硬度; 但是在焊接构件下表面并不显示这一硬度分布规律. 搅拌区内材料的硬度与搅拌头转速无明显关系，但随焊速的增加而增加. 焊接构件中部材料的晶粒尺寸大于焊接构件底部材料的晶粒尺寸，且搅拌区内晶粒尺寸随搅拌头转速的增加趋于均匀.

利用压力浸渗制备出钨丝增强Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5块体非晶合金复合材料, 采用应变速率为1×10 -4 s-1的准静态压缩实验及应变速率为2×10 3 s-1的动态压缩实验的方法, 研究了在动载荷作用下该复合材料的力学性能. 结果表明: 准静态压缩时, 复合材料的强度约为1980 MPa, 与单一块体非晶合金相比并无显著提高, 而塑性提高约5倍, 达到11.5%; 动态压缩时,复合材料的最大抗压强度升至约2648 MPa, 塑性则在1.8%—7.5%之间, 复合材料的应变速率敏感指数为0.022. 在准静态压缩下, 复合材料的抗压强度受到残余热应力及钨丝失稳弯曲极限压应力的影响; 在动态压缩下, 除了热应力的影响外, 还受到钨丝剪切断裂以及复合材料正弦型弯曲行为的影响. 后两者使复合材料的抗压强度在动态加载条件下升高.