对于微合金化处理的42CrMoVNb钢, 通过快速循环热处理的方法获得最小2m的超细奥氏体晶粒, 采用缺口拉伸延迟断裂实验研究了超细晶粒试样的延迟断裂行为。结果表明, 随着晶粒细化, 42CrMoVNb钢的强度和缺口拉伸延迟断裂抗力逐渐提高; 但当晶粒细化到2 m时, 强度和延迟断裂抗力均不再提高。在高温回火态, 当晶粒尺寸在20---4 m范围时, 断裂机制主要为穿晶断裂; 但当晶粒进一步细化到2 m时,断裂机制转变为沿晶断裂。在低温回火态, 不同晶粒尺寸的试样均主要为沿晶断裂。从降低应力集中和夹杂元素晶界偏聚等角度对超细晶粒高强度钢的延迟断裂行为进行了探讨。

分别建立了有序结构r'相亚点阵中原子置换行为引起的体应变最小和不同密排方向上原子尺寸失配度最小的目标函数, 并给出了两个亚点阵(顶角与面心)之间元素含量平衡分配及其范围的约束条件。以单晶合金CMSX--2和SRR99为对象, 使用Powell和Simplex复合优化算法, 分别计算了r'相单位晶胞两个亚点阵中的元素浓度(原子位置浓度)和亚点阵分数(单位晶胞内顶角和面心原子各占百分数); 此外, 建立了已知亚点阵元素浓度计算r'相点阵常数的算式, 并将其分别用于Ni3Al和上述两种合金r'相的点阵常数计算.将上述计算结果与用原子探针场离子显微分析导出的元素出现概率法所得亚点阵元素浓度进行了比较, 并将计算与报道所得r'相点阵常数进行了比较,吻合性良好。从而, 给出了一种只需知道有序结构相成分, 即可测算其单位晶胞中亚点阵元素浓度及点阵常数的新方法。

利用原子力显微镜(AFM)对Fe--0.3C--3Mn--2Ni--2Si(质量分数, %)合金中315℃等温贝氏体相变的表面浮突效应及相应区域的微观组织进行了对比观察.结果表明, 伴随贝氏体相变的帐篷型表面浮突效应完全是新相长大过程中的形状应变所引起; 贝氏体铁素体最小结构单元的表面浮突为帐篷型, 不同于单倾型马氏体浮突, 不可能以切变方式形成, 它的两浮突角在8---100之间. 扩散台阶机制可以解释上述现象。

研究了铸造镍基高温合金K44在850---900℃, 225---380 MPa的高温拉伸蠕变行为.结果表明, 实验合金蠕变曲线具有较短的初始阶段和较长的加速阶段, 加速阶段较长是由于筏形化的r’粒子和位错相互作用促成的. 加速蠕变为应变软化阶段时, 可以由关系式来描述. 蠕变断裂数据遵守Monkman--Grant规律, 裂纹起源于晶界或枝晶界的空洞.

用单边缺口拉伸试样研究了外加应力强度因子对PZT5铁电陶瓷电致瞬时断裂以及在硅油中电致滞后断裂的影响. 结果表明, 在硅油中发生瞬时断裂的临界电场强度随外加应力强度因子的升高而线性下降. 外加正、负恒电场在硅油中能发生滞后断裂, 外加K则促进电致滞后断裂. 电致滞后断裂的门槛电场随K升高而线性下降, 且和电场符号无关.外加应力促进恒电场下的滞后断裂表明, 应力、电场和环境对铁电陶瓷的断裂存在耦合作用.

利用嵌入原子型原子间相互作用势的分子动力学, 计算了金属Al, Cu, Ni位于两个晶带上([001]晶带和[-110]晶带)一系列高Miller指数面的表面能.推广了基于表面结构单元模型的经验公式. 计算结果表明, 利用本文推广的经验公式可根据几个低Miller指数面的表面能估计出高Miller指数面的表面能和表面结构特征. 最密排面的表面能最低; 最密排面(111)和次密排面(110), (100)的表面能分别是表面能值随晶向角度变化曲线上的极小值; 理论模拟结果、公式计算结果和已有的实验数据三者符合得较好.

使用纳米压痕法测量了单晶SnO$_{2}$纳米带的硬度、断裂韧性以及裂纹形核的临界应力. 结果表明, 当载荷大于临界值后微裂纹就从压痕顶端形核、扩展; 与此相应, 在载荷--位移曲线上出现位移突变平台. 根据平台载荷计算出压痕裂纹形核的临界应力;利用裂纹的长度计算出纳米带的断裂韧性,它比其它块体脆性材料的断裂韧性小一个数量级. 实验测出纳米带的硬度H=6.25 GPa和弹性模量E=86.7GPa.

建立了一个模拟位错斑图形成的元胞自动机--分子动力学模型. 该模型考虑了在相同或不同滑移面上具有相反Burgers矢量方向的刃型位错间的长程与短程相互作用, 采用分子动力学方法处理长程相互作用, 采用元胞自动机方法处理短程相互作用. 应用这个模型, 模拟了在没有外加应力和存在外加循环应力条件下的Cu单晶的位错结构.

提出了合金凝固过程中晶粒磁取向的动力学模型, 获得了晶粒取向时间的分析解,确定了取向时间与介质粘度、晶粒长径比、晶粒各向异性磁化率差以及磁场强度的理论关系. 应用这个关系对顺磁性超导材料Bi--2212和磁性材料Bi--3%Mn的取向时间进行了预测. 将Bi--3%Mn合金在300℃下熔化, 并在不同的磁场下淬火,获得了有取向的MnBi织构, 晶粒的取向时间小于1 s, 与理论预测一致.

用相场方法对二维晶粒长大过程进行仿真. 结果表明, 相场仿真所得准稳态晶粒尺寸分布, 既可以用Weibull函数又可以用Louat函数很好地拟合, 原因是在一定条件下两种分布函数的图像完全重合或非常相似. 相场方法得到的晶粒拓扑分布经过演变同样达到了自相似或准稳态, 但表现为对数正态分布形式. 晶粒尺寸与晶粒边数间呈非线性关联. 结果既与已有高纯度铝带实验结果相吻合, 又与已有Monte Carlo法仿真结果一致.

磷(P)在Ni3Al中的溶解度很低, 凝固过程中向剩余液体中偏聚, 最终在晶界上析出富P相. 凝固后期, P在剩余液体中的偏聚程度升高, 降低形核率, 抑制试样心部等轴晶的形成, 促使试样外缘晶粒向心部延伸生长,增加柱状晶长度. P降低合金终凝温度, 增加糊状区长度, 阻碍液相补缩,增加形成疏松的倾向. P产生上述作用的根本原因是其降低固、液两相体积自由能差和原子跃迁穿过液/固界面的激活能.

基于离散格点形式的微扩散方程Langevin方程, 对Al--Li合金在回归过程中相溶解进行了原子层面计算机模拟, 分析了析出相在回归过程中原子图像和序参数的演化, 进而探讨了Al--Li合金的回归机制. 首次探明Al--Li合金的回归过程有序相演化序列, 并论证了亚稳 区合金的回归过程更趋向于失稳区合金时效过程的逆过程;失稳区合金的回归过程更趋向于亚稳区合金时效过程的逆过程.

在Euler(流场)--Lagrange(颗粒)框架下,提出了一个夹杂物运动、聚合和去除耦合的统计模型. 运用此模型数值计算了连铸中间包的三维流场, 对夹杂物的行为进行了Monte--Carlo模拟. 计算结果显示, 20, 40和60 um夹杂物的总去除效率约为20%, 36%和75%, 其中壁面吸附的贡献占1/6---1/4. 受中间包实际条件的限制, 夹杂物的碰撞长大并不显著.

利用注入离子在固体中传输理论和辐照增强扩散理论建立了金属离子高温注入金属Al靶的传质模型, 计算了金属离子高温注入的浓度--深度分布. 在所建立的传质模型中采用动态Monte Carlo方法模拟离子注入过程, 引入饱和浓度限模拟晶体靶局部饱和现象; 采用基于辐照增强扩散的扩散方程描述注入粒子扩散过程; 根据缺陷线性退火理论确定辐照增强扩散系数; 结合杂质原子和非平衡空位扩散方程给出了注入粒子的浓度分布; 在扩散方程中引入了空位源函数并考虑了离子溅射造成的表面退让效应. 针对离子能量140 keV, 温度250, 400和510℃的Cr离子注入Al靶计算得到的浓度--深度分布与实验结果相符.

为了能够从微观尺度上准确的描述凝固过程中枝晶生长情况, 采用连续性模型使界面区域内的物理性质不连续现象变成连续型过渡, 此外在界面区域内用平均溶质浓度来保证溶质守恒。模拟结果表明这种方法能够很好的处理固/液两相物理性质的差异, 显示凝固过程中枝晶的生长、界面失稳、二次枝晶臂、三次枝晶臂的演化和显微偏析。

采用雾化干燥结合氢还原工艺制备W--20\%Cu(质量分数)纳米复合粉, 分别用XRD,SEM, TEM等手段表征了制备过程中各步骤的产物及最终复合粉. 结果表明该复合粉的粒子平均尺寸为240 nm, 粒子中弥散均匀分布的钨晶粒平均尺寸约为16 nm.

采用r射线吸收法测定了固态及液态条件下纯金属In的密度,以及密度随温度的变化. 实验结果表明, r射线吸收法所得的数据比较稳定, 加热和冷却过程结果重复性好. 最高测量温度为800℃. 对液态In的密度数据进行了拟合, 并与文献值做了比较.

利用X射线衍射、透射电子显微镜和差示扫描量热计分析表征了La55Al25Cu10Ni5Co5合金及其添加W颗粒后高能球磨产物的结构与相转变. 由数个金属间化合物构成的La55Al25Cu10Ni5Co5合金经过机械研磨可转变为与熔体过冷形成的金属玻璃相类似的 玻璃态合金, 过冷液态温度区间的宽度可达到76 K. 合金与W颗粒(体积分数10%---30%)的混和物机械研磨后, 形成W纳米颗粒弥散分布于La基玻璃态合金基体上的复合材料. 随着W含量的增加, 基体合金的玻璃转变温度和晶化起始温度均提高.

提出了一种相变超塑性扩散焊与扩散钎焊结合起来的复合工艺--相变--扩散钎焊(T/DB). 以低碳钢为母材、镍基非晶箔带(BNi2)为中间层, 在更高峰值温度(1200℃)下试焊. 结果表明, 尽管高温停留时间短、且循环次数仅3次,仍获得了合格的接头. 能谱分析可知焊后残留中间层中心区Fe含量高达约60%---70%; 扩散入母材的Ni主要存在于母材的层片状珠光体区域. 表明Ni在母材内的扩散通道优先选择含有大量相界面的区域进行扩散. 将相界扩散分为动态相界扩散与静态相界扩散; 论证了T/DB工艺中的高效扩散与相界扩散密切相关.

在人工合成的煤灰/烟气环境中研究了一种新型镍基高温合金550℃和700℃的腐蚀行为和腐蚀机理．结果表明, 合金在550℃发生了不均匀的点蚀, 表面形成了一层很薄的Cr2O3膜, 腐蚀按照硫化机制发展．合金在700℃腐蚀时, 初期发生了氧化和硫化腐蚀, 表面生成了保护性的氧化膜, 并有内硫化物析出．由于合金表面生成CoO并在表面形成熔融态硫酸盐而逐渐进入加速腐蚀阶段, 使合金遭受严重的低温热腐蚀．腐蚀产物外层为疏松的混合尖晶石化合物, 内层为致密的氧化物层, 在腐蚀层、腐蚀层与基体界面和Cr元素贫化区内分布着硫化物．合金耐腐蚀性能的迅速退化是合金表面Co及其氧化物在混合熔盐中的溶解所致.

应用相图计算耦合Scheil模型、简单Scheil方程和实验比较研究了Al--Cu--Zn合金单相凝固过程的凝固路径和微观偏析。相图计算耦合Scheil模型的计算结果显示, Al--Cu--Zn合金单相凝固结束点的溶质含量与凝固初始点的成分同步变化, 溶质含量和溶质分凝系数随凝固过程的进行不断增加; 在热力学计算出合金分凝系数的基础上, 简单Scheil方程可以计算初生相含量, 从不同溶质得到的计算结果是自洽的, 并与相图计算耦合Scheil模型的预测值一致; 实验测定了不同成分铝合金的共晶含量和枝晶间距, 实验数据与模型结果基本一致。

用直流等离子体增强化学气相沉积(PCVD)方法获得了硬质薄膜;考察了Al含量及高温退火对薄膜微观结构转变过程及其硬度的影响. 结果表明,制备的薄膜由3---10 nm晶粒组成. 随Al含量增加, 薄膜硬度升高, x超过0.83时, 硬度开始急剧下降; 结构分析证实x小于0.83, 薄膜是固溶强化; x=0.83, 薄膜中出现六方氮化铝相(h--AlN). 热稳定性实验表明,薄膜 的纳米结构和硬度在N2环境下可以维持到900℃.