小尺度材料广泛应用于微电子机械系统及大规模集成电路等微/纳米系统中. 由于这些材料的几何尺度和微观结构尺度均在微米至纳米范围, 它们对位错行为的约束作用以及表面和界面的影响导致了其疲劳行为与块体材料不同. 本文就近年来国内外开展的有关小尺度材料(如薄膜材料)疲劳实验方法、循环形变行、疲劳裂纹的萌生以及扩展行为进行了综述, 对相关的疲劳尺寸效应及机理进行了探讨, 并对今后这一领域的研究前景及方向进行了展望.

利用扫描电镜电子通道衬度(SEM--ECC)技术观察了循环变形饱和阶段Cu单晶样品中近表面区域的位错微结构. 在样品边缘一些条带状或斑点状呈黑色的位错组织区, 利用离散位错动力学方法模拟了该区的位错微观结构, 并计算了与此位错微结构相对应的内应力分布. 模拟和计算结果表明, 黑色区是内应力出现最大值区,即应力集中区, 它与驻留滑移带(PSB)中的不均匀变形有关,是疲劳裂纹萌生最可能的位置.模拟和计算结果很好地解释了这一现象.

对平头压痕蠕变实验进行了有限元模拟分析, 重点考虑了受压材料的蠕变损伤. 基于等效应力控制的蠕变损伤方程, 在完成了Abaqus的Creep用户子程序的基础上对单相半无限大材料和薄膜/基体的两相材料系统的平头压痕蠕变损伤响应进行了有限元模拟. 结果表明, 蠕变压痕速率与材料的损伤参量相关, 也与压头大小以及薄膜厚度/压头直径之比有关. 与无损伤材料一样, 也可以通过压痕蠕变损伤实验来得到受 压材料的蠕变损伤规律.

用模式识别的偏最小二乘法(PLS)对AB2合金MgCu2型(C15)和MgZn2型(C14)Laves相进行研究, 得出了影响二元合金Laves相结构的判据. 对于由非过渡--过渡元素、过渡--过渡元素组成的合金, 价电子密度是影响其Laves相结构的主要原因；对过渡--镧系(锕系) 元素组成的合金, B原子的价电子数对其Laves相结构影响最为明显, 且价电子和原子半径对Laves相结构的影响作用互为反向.

对孪晶铜进行塑性应变幅控制下的疲劳实验, 研究了不同宽度的孪晶内疲劳位错组态及演化过程. 结果表明, 孪晶宽度不同时,孪晶内的疲劳位错组态不同. 当孪晶宽度大于1um时, 孪晶内疲劳位错组态与单晶中情况类似；孪晶宽度介于1um到200 nm之间时, 位错形成类PSBs结构；孪晶宽度介于200 nm到20 nm之间时, 孪晶内只能形成一些位错碎片；孪晶宽度小于20 nm时, 孪晶内没有稳定的晶格位错存在.

对经1000℃正火和600℃回火的水轮机过流部件用钢0Cr13Ni4Mo进行喷丸处理，测量了喷丸影响层的显微硬度、X射线衍射线半高宽和屈服强度等参量的沿层深分布, 并计算了相应的晶块尺寸、微观应变和位错密度等微观结构参量.结果表明，该影响层以显微硬度和屈服强度表征的组织强化效应显著,显微硬度和屈服强度提高是由于晶块细化、微观应变和位错密度增大造成的。喷丸影响层不同部位的显微硬度与条件屈服点之比约为3.37；半高宽与显微硬度之间存在两段式线性关系Hw=2.07×10-3HV－3.47 (HV<2835MPa)和Hw=1.14×10-3HV－0.81 (HV>2835MPa)，条件屈服点 与位错密度的平方根 之间存在Bailey-Hirsch线性关系： =551+16.2×10-4 。

测量了Al, Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zn, Ga等金属的正电子湮没辐射Doppler展宽谱。采用双探头符合技术，可大幅度地降低谱线的本底，并获得正电子与原子内层电子湮没对谱线的贡献。实验结果表明：谱线的本底随样品与高纯Ge探头之间距离的增加而减小； Ni的商谱(以单晶Al为参考)的谱峰随谱线本底的降低而升高；元素周期表中第四周期的Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu金属的商谱的谱峰随原子的3d 电子数目的增多而升高。

通过在硅油中加恒电场实验, 研究了PZT--5H铁电陶瓷Vickers压痕裂纹的扩展行为，探讨了电场、残余应力以及介质间的耦合作用。结果表明,残余应力不足以使压痕裂纹在硅油中发生滞后扩展，只有外加恒电场E>0.2 kV/cm, 电场、残余应力和介质的耦合才能使压痕裂纹在经过一个孕育期tp后发生滞后扩展。由于有效应力强度因子随裂纹扩展而下降, 故压痕裂纹扩展10---30m后就将止裂. 压痕裂纹在硅油中滞后扩展的门槛电场强度EDP=0.2 kV/cm。如外加电场大于临界电场Ep=5.25 kV/cm，电场和残余应力的耦合可使压痕裂纹瞬时扩展；保持恒电场, 裂纹能继续扩展，然后止裂.如外加电场大于12.6 kV/cm，不需要残余应力协助, 电致裂纹也能在光滑试样上形核、长大、连接, 导致试样断裂。试样发生电致滞后断裂的门槛电场EDP=12.6 kV/cm, 发生瞬时断裂的临界电场EF=19.1 kV/cm。

XRD Rietveld分析显示, LaxMg3-xNi9(x=1.0-2.3)均由六方PuNi3型结构的主相及少量LaNi5及MgNi2杂相组成,主相的晶胞参数随x的增加而线性增大。合金的氢化物仍保持PuNi3型结构, 但其晶胞体积有较大的膨胀。电化学测试表明, 随x增加, 合金的最大放电容量由88.3 (x=1.0)逐渐增大到397.5 mAh/g(x=2.0)， 然后又降低到230 mAh/g(x=2.3)。对放电容量超过348 mAh/g的合金(x =1.7-2.2), 在放电电流i=400-1200 mA/g的条件下, 合金的高倍率放电性能(HRD)均随x增加而有不同程度的降低.HRD的缓慢降低主要与合金电极进行电荷迁移反应时的电催化活性的逐渐降低有关, 而在x>2.0时, HRD的快速降低与氢在合金中的扩散速率明显降低有关.上述合金经100次循环后合金的容量保持率为55.7%-62.9%，容量衰退较快与循环过程中La和Mg的氧化腐蚀以及合金较大的吸氢体积膨胀率有关。

利用金相、电子显微镜、X射线衍射仪和X射线能谱仪研究了含Ca，Si镁合金的铸态组织特征。结果表明：含Si较低的合金由镁基体及CaMgSi相组成，而含Si较高的合金由镁基体及CaMgSi和Mg2Si两种相组成。 CaMgSi相呈三种不同的形态：离散块状、微细点状和针状，而本身是针状的Mg2Si则以“汉字形”团块的形态存在。根据Mg--Mg2Si--CaMgSi赝三元相图，详细讨论了铸态组织的形成机制。

Gasar工艺中常用非气体化合物形成元素的金属与气体组成的二元系统在定向凝固时发生共生生长来制备规则多孔金属材料。本文分析了此类金属--气体二元系统的相图特点, 对此类二元系统的相图计算的原理进行了探讨, 并实际计算了Cu--H相图。

提出一种修正的均相流模型, 即在模型的含气率守恒方程中引入气相水平滑移速度, 该速度只存在于喷嘴附近的区域, 其物理作用是将气体导入流体中.计算实践表明, 修正的均相流模型能够解决侧吹装置中的气液两相流动问题.同水模型的实验观察比较表, 该模型模拟的气相分布特征同水模型观察结果符 合较好.

利用5 kW连续波CO2激光器对Zn--2%Cu包晶合金进行了表面快速熔凝实验研究, 扫描速率从6 mm/s至1207 mm/s。随着凝固速率的提高, 该合金微观组织形态由低速平界面向层片状组织、浅胞晶直至高速绝对稳定平界面转变。实验结果表明, 该合金微观组织演化规律与利用林鑫等的数值模型和Jackson--Hunt的共晶模型相结合所得到的界面响应函数作出的预测结果吻合较好。

研究了从SUS316NG不锈钢圆棒试样的环状预裂纹开始的低周疲劳裂纹扩展行为，分析了扭转/拉伸复合加载时不同载荷比对弹塑性疲劳裂纹扩展的影响。用J积分的指数方程表达了简单加载及复合加载的裂纹扩展速率。对于同样的J积分范围值，I型载荷下的裂纹扩展速率最高，而III型载荷下的速率最低。裂纹断口在高应力水平下为宏观平坦，在复合加载条件下的疲劳断口上观察到了疲劳条痕，同I型加载条件下的相同，疲劳条痕间距与裂纹扩展速率二者数值相等

中子辐照引起的核反应堆压力容器钢中磷的晶间偏析是导致核反应堆压力容器脆性断裂的主要因素之一。本文提出了预测核反应堆压力容器钢中杂质元素(主要是磷)晶间非平衡偏析的溶质拖拽模型。并且与速率理论模型进行了对比。该模型的预测结果与最近发表的压力容器钢(包括C-Mn 和MnMoNi钢)的一些实验数据一致。

采用磁控溅射技术制备了ZnO:Al(ZAO)薄膜。研究了不同的工艺参数对薄膜的组织结构和光电特性的影响.实验结果表明，多晶ZAO薄膜具有（001）择优取向且呈柱状生长，能量机制决定其微观生长状态。讨论了薄膜的内应力，高的沉积温度和低的溅射功率可有效减小薄膜的内应力。优化的ZAO薄膜电阻率和在可见光区的平均透射率可分别达到310-4-410-4cm和80%以上。

对变形过程中产生马氏体相变的亚稳态材料，通过修正Olson模型提出了一个新的模型定义为混合物交互作用强度法则。新模型一方面利用奥氏体、马氏体的幂乘硬化曲线取代直线假定；另一方面考虑了基体与转变相的交互作用，增加了交互作用项I()，得出的混合物强度法则新模型为=c－I(), 其中I()=74.4(df/d)--55.6。利用新模型计算得到的理论值与实验值符合得相当好。

用真空烧结方法制备了Al2O3/ZrO2(Y2O3)复合材料，分析了ZrO2 (3Y)和ZrO2 (2Y)含量对Al2O3基陶瓷抗弯强度、断裂韧性的影响。用XRD定量分析了含摩尔分数2%与3% Y2O3的ZrO2 (2Y)与ZrO2 (3Y) 在断裂过程中四方相转变成单斜相的相变量,用以阐明增韧机制。结果表明，在ZrO2含量为15%（体积分数）时, Al2O3/ZrO2 (3Y)和Al2O3/ZrO2 (2Y)复合材料的抗弯强度、断裂韧性分别达到825 MPa，7.8 MPam1/2和738 MPa,6.7 MPam1/2，两者的性能差异主要来自不同的增韧机制。

研究了Zr41.2Ti13.8Ni10Cu12.5Be22.5块状非晶在充氢过程中氢致滞后断裂规律以及氢鼓泡的形核、长大及破裂过程。结果表明，当充氢电流i<20 mA/cm2时，不出现氢损伤(鼓泡及微裂纹)，但在恒载荷条件下能发生氢致滞后断裂，其归一化门槛应力强度因子为KIH/K IC=0.63. 当i>20mA/ cm2后，无载荷下充氢会产生氢损伤，恒载荷下发生滞后断裂时KIH/K IC从0.63降为0.26。氢鼓泡(直径约为30 nm)形核时的内压pi3.6 GPa。随氢的进入。鼓泡不断长大；内压增大至pC3.9 GPa 时, 鼓泡就会解理扩展变成裂纹；但扩展20-30m后, 内压下降从而止裂。当一定量原子氢进入氢鼓泡后，它又能解理扩展，从而在鼓泡边缘局部解理断口上可以观察到止裂线。

对相同压铸条件下ADC12铝合金和AZ91D镁合金铸件型腔内的压力变化进行了比较研究. 从高温液态到低温固态, 铝、镁合金的压力曲线可划分为6个区, 在实验分析结果的基础上定义了相应的特性参数. 压铸充型过程中两种合金的充填压力和充填时间基本一致, 压力曲线变化趋势也一致. 压力曲线测试结果表明, 铝合金的保压时间和有效压力保持时间远远高于镁合金. 对于不同测试点的最大增压压力, ADC12铝合金比较接近, AZ91D镁合金相差较大.金属液凝固特性及合金力学性能的不同决定了两种合金压力曲线的差异.

测量了铸造Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B(原子分数,%)合金的高温疲劳强度以及 650℃/100 h和800℃/100 h热暴露后的拉伸性能和疲劳强度, 采用X射线衍射和扫描电镜等方法分析了经热暴 露后合金基体组织的变化和表面层的结构. 随暴露温度的提高, 合金的室温塑性和疲劳强度 降低, 650℃附近有一转折点, 大于650℃时上述性能加速下降; 合金高温疲劳性能具有相似 的变化规律. 显微分析表明, 在热暴露或高温疲劳实验时, \表面形成的脆性层是导致合金性能降低的直接原因; 而随温度的提高, 表面层由渗氧层转变为氧化层是导致合金性能随温度变 化出现转折的原因.