外加应力使贝氏体相变形核率增大, 等温孕育期缩短, 即使所加应力远低于母相的屈服强度. 由于钢 中γ→α＋γ‘的形核驱动力较大(约为kJ/mol数量级), 贝氏体相变的膨胀应变能很小, 过小的外加应力对形核率的影响甚微. 考虑在外加应力的影响下, 会使界面能量有所下降, 也可能发生碳原子的再分布, 偏聚在晶界或其它缺陷, 甚至碳化物析出都会显著地增大形核率和缩短孕育期, 有待进一步实验给予证明. 无应力下, 贝氏体相变动力学可以用Avrami的等温相变方程来表述; 应力下则符合应力下铁素体及珠光体相变的动力学模型(经修改的Avrami方程). 形变奥氏体促发贝氏体相变, 但随后会发生奥氏体的力学稳定 化, 其机制可能和马氏体相变时的奥氏体力学稳定化不完全相同, 仅形变形成的位错阻碍贝氏体以一定位向长大, 使相变动力学迟缓. 贝氏体相变时奥氏体力学稳定化的模型有待建立.

Ag3In3Ca中的主要合金相是简单立方Ag42In45Ca13 (空间群为Pa3, a=2.496 nm), 它是Ag42In42Ca16二十面体稳定准晶的2/1立方近似相. 选区电子衍射(SAED)实验表明, 2/1立方近似相与二十面体准晶有相似的局部结构. X射线能谱(EDS)、电子能量损失谱(EELS)和X射线粉晶衍射分析表明, Ag3In3Ca合金中的立方相Ag42In45Ca13不稳定. 薄膜电镜样品在空气中易发生化学反应, 产物中主要是Ca和O, 还有少量C. 块状合金在空气中放置14 d后, 其中的立方相Ag42In45Ca13分解, 二元合金相AgIn2和In4Ag9的含量明显增加. 在550 ℃保温55 h 后, 立方近似相Ag42In45Ca13的含量显著减少. 在相同条件下, 二十面体准晶Ag42In42Ca16保持不变, 具有高的结构和化学稳定性.

用自蔓延燃烧合成法(SHS)制备了比较致密的NiTi合金, 并对经固溶和时效处理后的合金进行了X射线衍射和透射电子显微术 分析. 在样品中除了有热处理前就存在的Ti2Ni外, 又出现了两种相, 一种是已报道过的Ti11Ni14(又称Ti3Ni4), 为菱形结构(a=0.67 nm, alpha=113.85 circ), 它与基体 (B2结构, a=0.302 nm)的关系为: ＜1－11＞Ti11Ni14∥＜111＞B2, {1－10}Ti11Ni14}∥＜123＞B2. 另一种为新的时效析出相, 可用基体中部分Ti原子被Ni原子占据形成 的长程有序结构描述. 晶格常数为0.873 nm, 分子式 为Ti13Ni14. 它是一种时效析出亚稳相.

研究了预变形TiNi合金应变约束态下的相变行为. 结果表明: 7%应变TiNi合金变形 后第1次应变约束相变产生的恢复应力最大, 逆相变开始温度As'最高. 随着约束相变循环次数的增加, 合金中引入大量塑性变形, 降低了TiNi合金的恢复 应变, 进而造成TiNi合金约束相变恢复应力最大值逐渐降低, 但约束逆相变开始温 度As'从第2次相变循环开始, 几乎恢复到合金变形前的原始值, 且不 随相变循环次数增加而改变.

介绍了低碳钢形变强化相变的基本概念及主要特征系统的研究工作证实了变形显著地加速了低碳钢过冷奥氏体向铁素体的相变过程. 形变强化相变是一 个以形核为主导的过程. 直到相变完成以前, 形核始终存在于新相与原奥氏体相界面的高应变区. 由于几何空间与成分条件上受到一定的限制, 长大及各向异性都不太明显, 铁素体晶粒超细化. 实验工作还证实了转变动力学呈现明显的3个阶段, 它们分别与相变铁素体在原奥氏体晶界上的形核, 在铁素体/奥氏体相界前沿高畸变区的形核, 及被铁素体晶粒所包围的残存奥氏体上的相变形核等过程相对应.

采用Gleeble1500型热模拟试验机进行单轴热压缩实验, 研究了4种不同原始晶粒尺寸的低碳钢在变形温度为700 和600 ℃, 应变速率为10 1--10 3 s-1条件下的变形特性 及组织演变规律, 探讨了原始晶粒尺寸和热加工参数Z$值 对铁素体动态再结晶过程的影响. 结果表明: 在本实验变 形条件范围内, 4种不同原始晶粒尺寸的低碳钢均可发生铁 素体动态再结晶, 原始晶粒尺寸的减小, 不但在恒定$Z$值条 件下有利于动态再结晶过程的进行, 而且使铁素体可以发生 动态再结晶的临界Z值和发生不连续动态再结晶的临界Z值均 增大. 形变强化相变生成的细小铁素体晶粒在热变形时易于 发生动态再结晶, 只要控制好热加工参数, 可以利用动态再 结晶过程, 进一步细化形变强化相变生成的铁素体晶粒.

利用萃取复型技术, 对Ti--V--Nb微合金钢母材、焊缝及模拟粗晶区中 第二相粒子进行了研究. 结果表明, 母材中的粒子为含有Ti, V, Nb的 碳氮化合物复合粒子, 其尺寸均在100 nm以下; 粒子的形状不规则, 不同粒子具有不同的成分. 焊接过程中, 溶池中的碳氮化合物粒子绝 大部分发生溶解, 溶解到溶池中的Ti通过冶金反应生成TiO, TiO与溶 池中的其它脱氧(脱硫)产物结合成尺寸较大的夹杂物; 而溶解到溶池 中的Nb及V未重新析出. 分析表明, TiO位于夹杂物的表面, 且其附近 一般有MnAl2O4相, 两者具有相同晶体位向. 焊接热循环后, 焊接粗晶 区中仍保留了较多的粒子, 但粒子尺寸显著增大, 粒子的形状由母材中 的不规则状变为方形, 粒子的Ti含量显著提高.

测试了BT25Y钛合金中不同Al, W, Mo含量双态组织的室温和高温拉 伸强度, 在此基础上, 参照Kolachev等人的公式, 给出了高温条件下抗拉强度 和屈服强度的当量计算公式. 该公式也适用于魏氏组织BT25Y钛合金.

用细观断裂力学研究了刃型位错从I型、II型及I+II复合型裂纹尖端沿多个滑移面的发射以及裂纹周围无位错区和塑性区的形状和大小. 结果表明, II型裂纹塑性区形状和宏观断裂力学算出的塑性区形状有所不同, 而I型裂纹塑性区形状则类似; 当外载荷相同时, II型裂纹的塑性区比I型裂纹的塑性区要大得多; 复合型裂纹的塑性区形状和大小更接近II型裂纹. 各种裂纹尖端周围均存在无位错区, 其形状与相应的塑性区相似.

利用旋转圆盘仪对20SiMn低合金钢在6种砂粒粒径下的多相流损伤进行了研究. 结果表明, 失重随粒径变化有明显的转折点; 大粒径下空蚀的存在对失重有显著的影响, 而小粒径影响很小. 小粒径和大粒径下材料的损伤形貌差别很大. 分析表明, 粒径的变化引起了材料损伤机制的变化. 小粒径时为选择性冲蚀破坏机制, 大粒径时为犁削破坏机制.

利用循环伏安法等方法分析了水杨酸钠对电镀锌钢板上电聚合吡咯的作用. 结果表明, 水杨酸钠作为支持电解质, 对锌镀层表面起钝化作用, 抑制了Zn的溶解, 有利于吡咯的电聚合, 可在电镀锌钢板表面形成均匀致密的聚吡咯膜.

以肼为还原剂在平均粒径为104 μm的BN颗粒表面进行了化学镀Ni, 提出了近球 形颗粒表面“扩展-缩小自催化沉积”模型, 较好地解释沉积量随时间的变 化规律. 依此模型推导了化学镀Ni沉积过程的动力学表达式. 观测了不同沉积 时间表面沉积Ni颗粒的SEM形貌变化规律, 证实了动力学模型的正确性.

Mn和V对TiAl金属间化合物在900 ℃ (Na, K)2SO4熔盐中热腐蚀行为的影响有所不同. TiAl合金中加入Mn后, 最外层的腐蚀产物为以Al2O3为主, 另有少量的TiO2的混合物; 内层是Al, Ti和Mn的混合氧化物以及Ti的硫化物. 加Mn在一定程度上减弱了TiAl合金的耐蚀性. TiAl和TiAl-Mn合金中加入V后耐蚀性明显变差, 最外层腐蚀产物以TiO2为主, 并含有少量Al2O3和微量的V2O5, 腐蚀层中的V2O5引起A2O3的酸性溶解, 因而不能形成保护性的Al2O3层, 形成的TiO2和Al2O3混合膜的黏附性差, 较易剥落.

研究了(Al，Mn)3Ti-2V和TiAl在900 ℃的(Na, K) 2SO4以及850 ℃的Na2SO4+NaCl熔盐中的热腐蚀行为. 结果表明, (Al，Mn)3Ti-2V在(Na, K) 2SO4中的耐蚀性很好, 腐蚀产物膜很薄, 外层是保护性的Al2O3, 内层是Al2O3+TiO2+TiS的混合膜. 当熔盐中存在NaCl时, (Al，Mn)3Ti-2V的耐蚀性极差, 腐蚀产物的厚度比在(Na, K) 2SO4中大100多倍, 且具有分层结构, 最外层富MnO(含少量Al2O3和TiO2), 第二层为Al2O3+少量TiS, 第三层为TiO2+TiS, 由于不能形成保护性的Al2O3层, 腐蚀产物极易剥落.

采用扫描电镜、X射线衍射方法对Mg合金AZ91D在城市大气中的腐蚀层形貌, 腐蚀产物进行了分析和研究. 结果表明：腐蚀初期在材料表面生成一层Mg(OH)2薄膜, 随着腐蚀的不断进行, 膜增厚并开裂, 最终形成网状结构. 在裂纹处水蒸气容易凝聚, 腐蚀性气体及盐粒容易吸附, 且裂纹或缝隙为氧的扩散提供了通道, 造成Mg合金局部腐蚀严重. 生成的腐蚀产物主要为Mg(OH)2, Al(OH)3, Mg2CO3(OH)2•3H2O和Mg2(OH)3Cl•4H2O, 这些微溶的腐蚀产物对基体起到了一定的保护作用, 从而在后期降低了Mg合金的腐蚀速率.

采用Gleeble--1500热模拟试验机模拟了22SiMn2TiB超高强度钢焊接 接头热影响区的组织, 并利用Solaron SL1280B恒电位仪测定了热模 拟HAZ各区在3.5\%NaCl水溶液中的极化行为, 建立了热模拟组织与其 在3.5%NaCl水溶液中腐蚀行为的关系. 结果表明: 22SiMn2TiB超高 强度钢显微组织转变受碳和硼的扩散、偏聚和碳化物的脱溶所控制, 且依赖于最高加热温度θmax和冷却时间t8/5. 虽然热模拟组织发生了变化,但热模拟HAZ各区在3.5%NaCl水溶液中 的极化曲线的形状和趋势大致相同, 组织变化对自腐蚀电位有一定的 影响, 但影响幅度不大. 自腐蚀电位与腐蚀电流之间无对应关系; 腐 蚀电流的大小由氧的极限扩散电流决定. 在电偶腐蚀过程中, 焊接熔合区作为阳极而溶解, 需重点防护

利用可控液膜厚度的闭塞电解池, 研究了Zn在模拟酸雨本体溶液, 及薄液膜下的腐蚀行为. 在pH值为2.4--3.8的模拟酸雨本体溶液中, Zn的阻抗谱由高频容抗和低频感抗构成, Zn的腐蚀受电荷传递过程控制. Zn的腐蚀速率和腐蚀电位都随着溶液pH值降低而升高. 在较低pH值(2.4和2.7)的溶液中, 由于较强的析氢过程产生表面吸附的氢气泡, 使气泡周边的腐蚀重于Zn表面的其它区域, 而使表面形成了明显的环形腐蚀痕迹. 在薄层液膜下, 随着液膜的减薄, Zn的腐蚀过程发生变化, 当液膜减至100 μm以下时, 低频感抗为一扩散特征的Warburg阻抗代替, Zn的腐蚀控制步骤由电荷传递控制转由电荷传递和物质扩散混合控制. 研究结果表明, 液膜的减薄抑制了Zn腐蚀的阴极过程, Zn的腐蚀速率也随着液膜的减薄而降低.

利用电化学极化曲线方法和电化学阻抗谱(EIS)技术研究了Cu60Zr30Ti10和(Cu60Zr30Ti10)99Sn1块状非晶合金及其晶化后在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为. 极化曲线测试结果表明, (Cu60Zr30Ti10)99Sn1非晶合金在3.5%NaCl溶液中的阳极极化曲线有一定的钝化倾向, 且其阳极电流密度较Cu60Zr30Ti10非晶合金的阳极电流密度有所降低; 同时EIS结果显示, 其电化学反应电阻Rt较Cu60Zr30Ti10的Rt值有所增大, 说明添加1%Sn使非晶合金Cu60Zr30Ti10的耐蚀性能有所改善. 相应成分晶化后的合金与非晶合金的极化曲线相比较, 阳极极化表现出较大的钝化倾向, 且阳极电流密度略有降低. 晶化后合金的EIS测试显示有两个时间常数, 即由高频容抗弧和低频容抗弧构成. 晶化后合金与其非晶合金相比较, 电化学反应电阻Rt明显增大, 表明晶化后合金的耐蚀性能有所提高. 图5表2参13 关键词：；腐蚀行为

采用X射线衍射、差热分析及透射电镜研究了Mg65Cu25Y10合金熔体在大气压下和高压(2--5 GPa)下熔淬时的组织结构. 实验结果表明, 压力对Mg65Cu25Y10合金凝固时形成的相结构有影响. 高压下有利于生成纳米级Cu2(Y, Mg)相. Cu2(Y, Mg)为一亚稳相, 高温退火后转变为稳定的Mg2(Cu, Y)相. 讨论了压力对晶粒度影响的机制.

数值模拟了结晶器材料对低频电磁铸造超高强铝合金过程中铸锭内磁场的影响, 空载测定了不同材料结晶器内部的磁场, 采用实验进行验证. 结果表明, 选用高电阻率钛合金材料制作低频电磁铸造结晶器, 能够大幅度地减小电磁场在结晶器中的涡流损耗, 提高在合金液和铸锭的有效功率. 在相同条件下, 高电阻率钛合金结晶器的铸锭组织细小、均匀, 铸锭边部和中部平均晶粒直径分别为24和27 μm; 而低电阻率铝合金结晶器的铸锭中间和边部的微观组织均为粗大的蔷薇型枝晶, 晶粒平均直径分别为38和45 μm. 材料电阻率高的结晶器有利于溶质元素溶入晶内.

分别采用带有和不带有弯曲弧磁过滤器的真空阴极弧离子镀方法, 在不同的镀膜电流以及不同基片偏流下制备了类金刚石碳膜, 对比了不同结构下类金刚石碳膜的Raman光谱的特点. 对其Raman光谱的D峰和G峰采用Gaussian-Lorentzion的几率分布进行了分峰, 并着重讨论了基片偏流、弯曲磁场等沉积参数对膜结构的影响. 结果表明, 氩分压对膜结构影响不大, 较大的偏流以及弯曲磁场的加入均有利于sp3杂化碳键的形成.