在对马氏体相变经典形核理论阐述的基础上, 仔细考察了Fisher等以统计物理对形核几率的原始推导, 指出一些学者近年来否定Cohen和Kaufman马氏体相变形核几率计算的错误, 确定形核几率计算中的形核能垒ΔG*应为临界核胚中所有原子的总自由能变化, 而不应为核胚中单个原子的自由能. 对他们佐证均匀形核观点所引用的实验给予了重新解释, 对他们提出的形核模型进行了评论. 最后简要提出研究马氏体相变形核问题的几个可能方向.

用单边缺口拉伸试样研究了TiNi形状记忆合金在恒载荷下动态充氢时的滞后断裂过程, 以及原子氢、氢致马氏体和氢化物在氢致滞后断裂中所起的作用. 结果表明, TiNi合金能发生氢致滞后断裂, 归一化门槛应力强度因子随总氢浓度对数的增加而线性下降, 即KIH/KIC=2.01-0.25lnCT. 在恒载荷动态充氢时氢化物含量不断升高, 材料的断裂韧性不断下降, 这是 氢致滞后断裂的主要原因; 而原子氢和氢致马氏体在氢致滞后断裂中所起的作用则极小.

以山东莱钢1号高炉和山西临钢6号高炉在线采集的[Si]时间序列为样本空间, 容量为1000炉数据, 利用相空间重构技术和G--P算法, 得出莱钢1号高炉和临 钢6号高炉冶炼过程的混沌吸引子的饱和关联维数分别约为3.36和3.12. 由高炉冶炼过程混沌吸引子的饱和关联维数存在且为分数, 可证明两座高炉冶 炼过程存在混沌特性.

基于X射线应力测量原理, 建立了一种双相材料相间内应力的测量与表征方法. 利用衍射谱线上两相的衍射峰位差, 有效地消除了仪器的系统误差. 测量了实 际材料SiCp/6061Al中的相间内应力, 证实该方法具有较高的测量精度.

用快速凝固/粉末冶金法, 制备了致密超高强度块体 Al90Mn8Ce2合金, 其尺寸为直径20 mm、长10 mm. 合金的致密度大于99%, 合金抗压强度达到895 MPa, 压延塑性超过6%. 合金获得超高强度主要是由于亚稳态二十面体准晶相在803 K和1.2 GPa条件下仍稳定存在, 对α--Al基体起强化作用.

利用磁控溅射法在SiC纤维上沉积Ti--6Al--4V涂层制备成先驱丝. 在功率密度一定时, 沉积速率和工作气压有关. 环境温度对涂层表面形貌及涂层与纤维结合的影响较大. 涂层成分接近Ti--6Al--4V, 沿涂层厚度方向成分分布均匀. 涂层中柱晶晶粒尺寸为20---50 nm, 为α--Ti固溶体.

研究了10%预应变Ti44Ni47Nb9合金应变约束相变 加热温度Th对随后自由相变行为的影响, 结果表明: 经过约束相变循环的Ti44Ni47Nb9合金, 在随后的自由相变过程输出两段恢复应变εr1和εr2, 其值分别随约束相变加热温度Th升高而增加和减小, 但合金总恢复应变εr(εr=εr1+εr2)却随Th升高而降低. 分析表明:恢复应变εr的降低与约束逆相变过程中马氏体相在恢复力作用下拉伸变形导致合金产生了大量塑性变形有关, 而两段恢复应变εr1和εr2的形成则与合金约束相变后形成应变量明显不同的M1和M2两部分取向马氏体逆相变相关.

研究了不同热处理制度下得到的3种晶粒尺寸的42CrMoVNb细晶高强钢的疲劳性能. 结果表明, 它们的光滑疲劳试样S--N曲线在10 6---10 7周期范围内无平台出现, 疲劳极限消失. SEM断口观察表明, 光 滑试样疲劳裂纹起源位置与寿命长短密切相关, 测量了长寿命试样疲劳断裂源夹杂物的位置及尺寸. 通过对实验数据的初步分析, 给出了夹杂物 及奥氏体晶粒尺寸应控制的水平.

采用区熔定向凝固方法, 在30---720 mm/h生长速度范围内, 均能获得<110>轴向择优取向生长的Tb--Dy--Fe合金; 凝固形态随生长速度提高出现从平面晶到胞状晶、树枝晶转变; 低速生长(30 mm/h) 的样品磁致伸缩性能没有压力效应, 高速生长(>120 mm/h)的样品磁致伸缩性能具有明显的压力效应. 低生长速度时<110>取向样品按双{111}系孪晶生长, 高生长速度时按单{111}系孪晶生长,由此计算样品的磁致伸缩性能与实验结果基本吻合. 在更高生长速 度下(900 mm/h)获得沿<112>轴向高度择优取向的样品,其磁致伸缩性能与高生长速度<110>取向样品性能相当,具有明显的压力效应.

采用区熔定向凝固的方法, 制备<110>取向 Tb--Dy--Fe超磁致伸缩合金晶体. 用管式炉氩气保护, 在 900---1100 C进行4和48 h的均匀化热处理, 研究了热处理对Tb--Dy--Fe合金取向、组织、磁致伸缩性 能和力学性能的影响. 结果表明, 热处理不改变 Tb--Dy--Fe合金的轴向择优取向; 热处理4 h后, 网状富稀土相明显退化, 向颗粒状转变; 热处理48 h后, 网状富稀土相基本消失, 形成大量颗粒状富稀土相. 热处理明显提高了Tb--Dy--Fe合金样品的磁致伸缩性能, 特别是提高低场磁致伸缩性能, 但力学性能下降. 经4 h热处理, 本实验条件下制备的 <110>取向Tb--Dy--Fe合金样品综合性能最好.

研究了元素Si对不同Nb含量TiAl合金抗氧化性能的影响. 结果表明, 合金中Nb含量越低, Si对合金抗氧化性能的提高作用越明显. 主要表现为Si促使二元合金形成连续致密的Al2O3层及使不同Nb含量合金 表层氧化物更加均匀细小. 因而随Si含量的增加, TiAl合金的氧化增重速率系数降低, 氧化速率下降. 运用等温氧化增重实验、X射线衍射和扫描电镜等手段对Si的作用进行了分析讨论.

研究了纯Fe, NF616和SS304钢在500℃含氯气氛中ZnCl2--KCl盐膜下的腐蚀行为. 结果表明, 3种材料都发生了加速腐蚀, 生成了较厚的氧化膜, 且在氧化膜与基体金属之间出现了熔融状氯化物混合盐. 此外, 合金在此环境中的抗腐蚀性随其Cr含量 的提高而显著提高, 这是在腐蚀过程中氧化膜内层出现了Fe--Cr尖晶石或Cr2O3阻挡了金属离子快速向外扩散的结果. 讨论了材料发生加速腐蚀的机制.

采用气相渗透法测定了Cr18Ni10Ti奥氏体合金管材的氢扩散系数. 设计了合适的测试装置, 测试温度范围为360 --- 600℃. 分别对内表面涂铝及未涂铝的管材样品进行了中、高温度氢扩散系数测试. 用有限差分方法计算了管材样品氢渗透曲线和氢扩散系数--特征时间曲线, 从而能够处理扩散系数的测试数据. 涂铝管材的室温氢扩散系数为5.789X10 -20 m2/s, 氢扩散激活能为8.144X10 4 J/mol, 分别比未涂铝管材低5---6个数量级和高1倍.

采用电弧离子镀技术在DZ125和DSM11两种镍基高温合金基材上沉积Ni--Co--Cr--Al--Y--Si--B涂层, 研究了高温合金基材及其Ni--Co--Cr--Al--Y--Si--B涂层在900℃的75%Na2SO4+25%K2SO4熔盐中的热腐蚀行为. 结果表明, Ni--Co--Cr--Al--Y--Si--B涂层在热腐蚀过程中生成了连续致密的α--Al2O3氧化膜, 有效地保护了合金基材免受腐蚀破坏, 合金基材的热腐蚀性能对体系后期的热腐蚀行为影响很大.

运用电化学交流阻抗分析(EIS)、电量测定并结合原子力显微镜(AFM)研究了 304不锈钢载波钝化膜的生长过程. 研究了在交变电场下钝化膜层中微孔的 产生及其对膜层生长的作用; 并运用钝化膜生长过程中的电量--时间响应和 原子力显微镜扫描分析对不锈钢载波钝化膜的生长机理进行验证分析. 结果 表明: 载波钝化膜具有很高的生长速度是由于交变电场对膜层的作用改变了 膜层的生长方式, 使之不同于直流钝化条件下钝化膜的生长过程.

用失重法和电化学法系统地研究了20钢基体、两种Ni基涂层(Ni60JH和Delelo50) 以及对比材料1Cr18Ni9Ti不锈钢在液/固两相流(5%H2SO4+15%石英砂) 中冲刷与腐蚀的交互作用. 实验表明: (1) 在冲刷速率为5---10 m/s时, Ni60JH涂层的耐冲刷腐蚀性能比基体高8---15倍多, 并优于1Cr18Ni9Ti不锈钢; Delelo50涂层的耐冲刷腐蚀性能比基体高3---5倍多. (2) 随着冲刷速率的提高, 4种材料的冲刷 腐蚀交互作用失重率在冲刷腐蚀总失重率中所占比例显著增大,由低速时的45%增加到高速时的80%, 从而使冲刷腐蚀交互作用失重率在冲刷腐蚀总失重率中占主导地位.(3) 在纯腐蚀中, Ni60JH涂层和1Cr18Ni9Ti不锈钢以均匀腐蚀为主要特征, 而Delelo50涂层和20钢以选择性腐蚀为主要特征.

Ti具有明显降低(Zr0.59Cu0.18Ni0.13Al0.10)100-xTix(x=0, 1, 2, ......6)合金液相线温度Tl并提高约化玻璃转变温度Trg的作用. 含Ti量不同的合金楔形试样中的非晶组织区域对比表明, x等于4左右的合金Zr56.64Cu17.28Ni{12.48Al9.6Ti4具有最好的玻璃 形成能力. 此时ΔTx=77.6℃, Trg(Tg/Tl)=0.65. 以电弧熔炼铜模铸造的方法可制备出此成分合金尺寸为直径10 mm、长70 mm的圆柱形完全非晶试样. 对含Ti量不同的楔形试样中过渡区(结晶--非晶混合组织区)结晶相的分析表明, 适量Ti的加入, 促进了合金熔体中多种金属间相的同时析出, 从而使各种结晶相之间的相互竞争和阻碍作用更强烈, 因而有助于 玻璃形成能力的提高.

研究了由前过渡族金属和后过渡族金属按照等原子比替代的(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Ni0.33Cu0.33Ag0.33)40Al10多组元合金在 机械研磨作用下的非晶化转变, 并与由熔体急冷制备的同一成分玻璃态合金进行了对比. 两种途径获得的玻璃态相似. 在机械研磨的稳态产物中, 仍残留有少量尺寸小于30 nm的晶体相颗粒, 即非晶化转变未能完全实现. 机械研磨形成的非晶相表现有明确的玻璃转变和约80 K宽的过冷液态温度区间, 晶化过程分两步进行, 第一步晶化转变完成后, 剩余的非晶相亦具有玻璃态行为, 呈现另一玻璃转变及约100 K宽的过冷液态温度区间.

分析了半固态金属制备过程中搅拌状态下晶粒生长的浓度场及温度场, 将凝固速度与液体流动速度作为晶粒生长形态的影响因素, 建立了 液体运动状态下的晶粒生长形态模型, 并且模拟了在不同半固态制备 条件下晶粒的生长形态. 理论模拟与实验结果相符合.

通过求解匀速升温条件下的扩散方程, 建立了匀速加热过程中扩散控制的第二相溶解模型, 给出了基体中的溶质分布及第二相溶解速度的解析表达式. 以Al--5.8%Cu合金为例的计算结果表明, 第二相的形态和加热速率显著影响基体中的溶质分布和第二相的溶解速度. Al--5.8%Cu合金的热分析和液淬实验结果验证了所建模型的合理性.

基于晶粒形核和生长物理过程及热质基本传输过程, 建立了单相合金凝固过程微观组织和微观偏析形成及枝晶形貌演化的三维数学模型, 模型中考虑了成分过冷、曲率过冷和各向异性等重要因素. 数值模拟结果表明, 所建数学模型能够合理反映质点形核、晶粒生长和柱状---等轴晶转变物 理过程, 温度场、溶质场和微观组织形貌的模拟计算结果合理. 自由枝晶生长过程的模拟结果表明, 各向异性强度对枝晶生长和最终组织形貌具有重要影响: 强各向异性趋于得到分支发达的树型结构, 内部组织为取向平行排列规则的二次枝晶臂簇; 而弱各向异性趋于得到表面凹凸不平的近似正八面体结构. 模拟结果还证实枝晶内部存在小的孤立熔池, 这有助于揭 示微观组织中出现点偏析和微观缩松的根本原因.

对由取向硅钢薄带的磁感和织构实测数据计算其单晶磁感系数进行了探讨. 提出了一个基于准确评估实测磁性数据可信程度及拟合织构数据的计算方法. 指出多晶X射线衍射技术测算的织构系数不宜直接用于取向硅钢磁性 计算, 应以拟合织构系数取代.