基于三维个体晶粒表面积的变化率与晶粒拓扑性质之间的定量关系和 晶粒尺寸-面数关系的假设, 推导了一个拓扑相关的个体晶粒长大速 率方程. 该方程表明, 个体晶粒的尺寸变化率不仅与其自身尺寸有关, 而且也与拓扑特征有关. 在此基础上, 借鉴最新的关于粒子粗化理论 中的晶粒长大连续方程, 对三维晶粒长大过程准稳态阶段的晶粒尺寸 分布进行了求解. 结果显示, 所得准稳态三维晶粒尺寸分布是一个单 参数函数族. 该结论得到了顶点法、基元演化法、相场模型和Monte Carlo法 这4种晶粒长大仿真方法所得三维准稳态晶粒尺寸分布数据的支持.

根据EAM多体势, 利用分子动力学方法模拟了Ni压头压入Al基体的纳米压痕全过程. 包括压头接近和离开基体时的原子组态; 压入和上升时的载荷-位移曲线以及位错 的发射和形变带的产生和变化; 同时模拟了纳米尺度的应力弛豫行为. 结果表明, 当压头尚未接触基体时就能吸引基体原子，通过缩颈而互相连接. 当压入应力 τs为1.9 MPa时，基体Al开始发射位错; 当分切应力 τd=6.4 MPa时，出现形变带. 压头上升过程出现反向的拉应力，使 基体反向屈服，在卸载过程中基体残留位错的组态不断改变. 当压头上升离开基 体后能拉着基体通过缩颈而相连，当压头和基体分离后仍粘有基体原子. 在纳米 尺度也存在应力弛豫现象，其原因是热激活引起的位错发射和运动.

采用Recursion方法计算了不同掺氟量和不同替代位置下Y-Ba-Cu-O的电子结构, 从掺氟Y-Ba-Cu-O各晶位的态密度(DOS), 可进一步得到Fermi能EF、 Fermi能级处的态密度N(EF)以及各晶位原子价等重要数据. 各模型的计算 结果表明, 掺入氟后引起CuO2平面上Cu的原子价升高和O的价位变得更负, 使Cu位空穴数目增加和O位空穴数目减少, 且以后者的变化为主. 掺氟改变了 Y-Ba-Cu-O中CuO2平面上载流子的浓度, 影响了电荷从CuO2平面向 CuO链的转移, 增加了Fermi面电子浓度, 这可能是对 高温氧化物超导电性产生影响的原因.

非调质钢的强度为α-Fe基体细化强度与固溶强化、奥氏体析出碳化物弥散强化、 界面强化和过饱和铁素体析出碳化物的析出强化的强度增量之和. 以细晶铁素体强度 为基础, 利用相最强键上的共用电子数nA及相界面电子密度差Δρ 计算了连铸连轧非调质钢固溶强化、界面强化、弥散强化和析出强化 的强度增量. 给出了一组计算非调质钢连铸连轧终轧强度的公式. 可 根据化学成分和工艺规定的终轧晶粒尺寸计算终轧强度, 或根据技术 要求的强度给出相应的轧制晶粒尺寸与化学成分间的最佳组合. 实现了化学成分-轧制晶粒尺寸-终轧强度的计算机预报.

应用高温度梯度的方法, 研究了在定向凝固条件下温度梯度与凝固速率的比值 G/R对Al-17.5%In(质量分数)合金凝固组织的影响. 结果表明, 偏晶合金的 定向凝固与共晶合金定向凝固的生长规律类似. 在高温度梯度下, 仅在很低的 生长速度时才能形成二相有序排列的共生. 在偏晶合金定向凝固进入稳态生长 以后, 在各自的 相凝固前沿富集了另一相的溶质, 由于两相的层间距不大, 长大过程中的 横向扩散占主导地位. 随着生长速度的增大或温度梯度的降低, Al-17.5%In合金定向 凝固组织从纤维结构到周期性或规则排列的串状结构再到弥散分布结构转变. 这种转变与固-液界面形状的转变有密切关系.

利用Gleeble 1500型热模拟试验机进行单向热压缩实验, 借助金相分析技术、 扫描电镜技术等手段研究了3种碳含量基本相同、Mn含量不同的低碳钢在变形 温度分别为700和600 ℃、应变速率分别为10 -3 s -1---10 1 s -1条件下的热变形行为以及组织演变规律, 分析了Mn含量对低碳钢中铁素体动态再结晶行为的影响. 结果表明：本实验所用3种低碳钢中的铁素体在一定变形条件下均发生了动态再结晶, 但Mn含量越低, 发生动态再结晶的工艺范围越宽. Mn对钢中铁素体动态再结晶的影响主要表现在: Mn含量增加, 一方面可导致钢中珠光体增加, 另一方面提高了低碳钢在铁素体相区变形时的形变激活能; 前者促进、后者阻碍了铁素体动态再结晶. 总体上, Mn含量的增加对铁素体动态再结晶过程不利. 在铁素体动态再结晶能够进行完全的工艺条件下, 增加低碳钢中的Mn含量可以得到更加细小的铁素体动态再结晶晶粒.

采用电弧离子镀技术在NiCoCrAlY涂层与高温合金基材DSM11间沉积不同成分的 Cr-O--N薄膜作为扩散阻挡层, 研究了900 ℃下氧化1400 h后 DSM11/Cr-O-N/NiCoCrAlY体系中Cr-O-N层阻挡合金元素互扩散的行为以及 阻挡层对涂层氧化动力学曲线的影响. 结果表明, Cr-O-N层在高温氧化过程 中生成与涂层和基材有良好结合的富Al氧化物层, 可以阻挡DSM11基体与NiCoCrAlY 涂层间的元素互扩散, 起到活性阻挡层的作用; Cr-O-N层中O和N含量影响生 成富Al氧化物层的连续性和致密性, 从而影响其阻挡元素互扩散的性能. 几种 成分的Cr-O-N活性扩散阻挡层对NiCoCrAlY涂层900 ℃下的高温氧化性能都有 一定的改善作用, 改善程度与阻挡层阻挡合金元素互扩散的程度保持一致.

真空电弧在非晶、纳米晶及常规粗晶电极合金表面微观分布的观测表明, 电极材料 显微组织对电弧阴极斑点几何性质和运动行为有明显影响. 阴极斑点优先在 材料承载电压能力低的弱相表面形成, 弱相尺寸、形貌和分布决定了阴极斑点的几 何特征. 显微组织大幅度细化时, 电弧在电极表面分散和快速运动, 非晶合金表 面仍保持完全非晶结构. 分析表明, 当材料特征显微组织尺寸小于阴极斑点尺寸时, 阴极斑点运动模式从跳跃式运动转变为连续式运动. 电极材料组成相的浓度及其 尺寸是决定阴极斑点微观迁移方式的重要因素.

在含V和Nb的40Cr钢中添加不同质量分数(0---1.54%) 的Mo元素, 采用缺口拉伸试样和改进的M-WOL型试样研究了Mo对高强度钢延迟断 裂行为的影响. 结果表明, 随着Mo含量的增加, 实验钢的延迟断裂抗力逐渐提高; 当Mo含量超过1.15%时, 延迟断裂抗力不再提高. EDS分析结果表明, 钢中Mo元素 在晶界发生偏聚, 偏聚范围在几个纳米尺度内. 通过电子能量损失谱(EELS)证明, Mo元素在原奥氏 体晶界的偏聚能够提高钢的晶界结合强度. 在钢中添加Mo能够显著提高钢的回火 抗力和晶界结合强度, 这是其具有高的延迟断裂抗力的主要原因. 碳化物Mo2C 对氢的捕集作用亦能够提高钢的延迟断裂抗力. Mo和V元素的二次硬化碳化物在半 共格和非共格状态时, 实验钢的延迟断裂抗力显著提高.

对含有高密度孪晶的多晶铜进行了塑性应变幅控制下的疲劳实验. 结果表明, 塑性应变幅小于8.14×10 -4 时, 孪晶对疲劳行为的影响不大; 塑性 应变幅大于8.14×10 -4时, 孪晶的约束作用、孪晶界与位错的反 应及孪晶中位错的特殊组态, 使多晶铜的循环饱和应力提高, 硬化曲线中应力 饱和平台区延长.

利用铜模铸造方法制备了Ni45Ti23Zr15Si5Pd12块状非晶合金, 采用扫描差热分析(DSC)和X射线衍射(XRD)对该块状非晶合金的晶化动力学 行为进行了研究. 结果表明: Ni45Ti23Zr15Si5Pd12 块状非晶样品的晶化过程为多阶段晶化, 主要晶化过程的Avrami指数大于3.0, 为三维形核长大过程; 随着晶化体积分数的增加, 剩余非晶的晶化激活能 增大, 合金热稳定性增加; 原子尺寸差异以及各原子间大的负混合焓是 合金具有高的热稳定性的主要原因.

采用定向凝固区熔法制备了铁磁形状记忆合金 Ni53Mn23.5Ga23.5, Ni54Mn23Ga23和 Ni50Mn27Ga23晶体. 用线切割切取5 mm×5 mm×6 mm 的长方体单晶, X射线极图法测定单晶体的生长方向与[100]方向相差小于 5 circ. 沿单晶试样的3个边分别进行压缩实验, 研究马氏体孪晶再 取向应力应变行为. 结果表明, 沿单晶生长方向为孪晶再取向最有利方向, 孪晶再取向应力最小, 仅为3---7 MPa. 压缩能有效地提高马氏体变体的 有序化和择优化, 形成近单变体状态.

采用射频溅射法在单晶硅衬底上制备了 (Fe88Zr7B5) 0.97Cu0.03非晶软磁合金薄膜样品, 对沉积态样品的软磁性能和巨磁阻抗(GMI)效应进行了实验研究与机理分析． 结果表明, 未掺Cu元素的Fe88Zr7B5沉积态合金薄膜几乎无 GMI效应, 而掺了适量Cu元素的(Fe88Zr7B5) 0.97Cu0.03 合金薄膜在沉积态下即具有显著的GMI效应．在13 MHz频率下, 最大纵向磁 阻抗比达17%, 最大横向磁阻抗比为11%, 这表明 (Fe88Zr7B5) 0.97Cu0.03非晶合金薄膜在沉积态已具备优异的软磁性能和巨磁 阻抗效应．同时讨论了该薄膜样品的巨磁阻抗效应随频率的变化特性.

利用SEM观察了未疲劳和疲劳铁电陶瓷极化试样的断口形貌. 利用原位XRD观测 了电疲劳过程中极化试样表面铁电电畴的变化, 并记录了相应的剩余极化强度. 实验结果表明: 疲劳试样的主要断裂模式为沿晶断裂; 随疲劳次数的增加, 每 次疲劳后试样表面I (002)减小, I (200)增加; 每次疲劳后在外加电 场作用下试样表面I (002)增加幅度和I(200)减小幅度随疲劳次 数的增加而减少. 这些现象说明: 可翻转电畴的减少是剩余极化强度降低的主 要原因; 非协调高畴变应变形成大量沿晶微裂纹并导致疲劳试样主要断裂模式 为沿晶断裂; 沿晶微裂纹的形成和伸长主要发生在电疲劳的初期.