利用TEM研究了一种低合金钢中马氏体的微结构.研究发现,淬火态的马氏体由铁素体基体和弥散于基体中的高密度纳米小颗粒组成,这种小颗粒的晶体结构可标定为六角结构的ω相. ω相与铁素体基体(α-Fe)的取向关系为: [113]_α//[2113]_ω,(110)_α //(1101)_ω和(211)_α//(0110)_ω,点阵常数a_ω=2^1/2a_α , c_ω=3^1/2/2a_α.马氏体中的C原子呈非均匀分布, 铁素体基体具有很低的C含量,合金中的C原子主要富集在ω相中.

研究了不同温度范围单向拉伸加载方式对奥氏体不锈钢力学性能和组织演变的影响.结果表明, 循环加卸载拉伸方式显著影响304不锈钢的力学性能:在高温拉伸变形时, 不同加载方式所得到的力学性能相同; 在0℃以下,循环加卸载方式导致试样的延伸率降低; 而在室温条件下,循环加卸载拉伸能够最大程度地提高试样的强度和延伸率.通过对304不锈钢室温拉伸过程的原位观测证实,卸载过程导致能够有效激发形变诱发马氏体相变的形核和长大,从而使相变增塑效应增强, 延迟缩颈及断裂的能力得以提高.

利用机械合金化(MA)结合放电等离子烧结(SPS)技术, 制备了Mn_1.2Fe_0.8P_0.76Ge_0.24磁制冷材料,并采用SEM观察烧结样品的显微组织, 利用中子衍射、超导量子干涉磁强计(SQUID)、差示扫描量热仪(DSC)和X射线衍射(XRD)等手段对相变过程和磁热性能进行了研究.结果表明: 烧结样品显微组织均匀致密, Mn_1.2Fe_0.8P_0.76Ge_0.24化合物具有六方Fe₂P型晶体结构.外加磁场和温度的变化都可以引起材料的磁热相变, 即顺磁相与铁磁相之间的可逆一级相变.材料的磁熵变与相转变的程度有密切关系, 随着外加磁场的增大或温度的降低,合金由顺磁相向铁磁相转变, 从而使材料磁熵变增大. 分析发现,材料的磁熵变大小与相转变过程中发生转变的相变百分比是直接对应的,温度诱导相变与磁场诱导相变所得结果一致.

针对模拟初始组织的变化, 对局域自由能密度函数的表达式进行了改进, 建立了纳米尺度下晶界作用域的取值模型,由此考察确定了各模拟参数物理意义的取值, 建立了纳米尺度模拟晶粒生长的相场模型.模拟研究了真实时空下多晶AZ31镁合金纳米晶粒生长过程, 与实验报道数据进行了比较,模拟结果与实验数据吻合较好; 还与常规微米尺度的晶粒生长模拟结果进行了对比,探讨了纳米尺度下微观组织的演变机制. 模拟结果显示: 纳米晶的晶界作用域覆盖了相邻的2个纳米晶粒;界面能约为微米晶界面能的一半, 纳米晶的界面偏析更严重.这可能是使纳米晶界面能动性降低, 从而导致晶粒初期生长速度低的原因.通过定量模拟研究纳米晶的混晶情况发现, 纳米尺度混晶度的增幅比微米尺度更明显.

从陆上空气中气体保护焊接和水下湿法气体保护焊接的共性与特性入手,考虑水下湿法焊接热过程的特点, 应用有限元软件SYSWELD,建立了水下湿法药芯焊丝熔化极气体保护电弧焊接(FCAW)热过程和温度场的数值分析模型,计算了4组工艺参数下焊缝成形与形状尺寸的典型数据, 并与实验结果进行了对比,验证了所建立的热源分布模式和水下湿法焊接有限元模型能够模拟水下电弧的作用特点和水下湿法焊接接头的成形特点.实验结果表明, 水下FCAW焊接焊缝成形的规律与常规的熔化极气体保护电弧焊接相似,但同样焊接参数下水下焊接的焊缝更窄, 熔深更大.

建立了等离子弧焊接熔池传热、流动和相变的三维数学模型,基于小孔动态演变过程与热源模型的相互耦合作用,研究了焊接熔池内传热和流动的发展过程.开发出随小孔深度动态变化的体积热源模型, 上部采用Gauss平面热源,下部采用耦合小孔增长的动态锥体热源.应用体积流函数(VOF)方法追踪小孔的形状尺寸,并将小孔深度作为热源高度参数调控热源分布,从而实现热源模型与小孔变化的动态耦合,获得等离子弧焊接熔池温度场、流场和小孔的动态演变规律.进行了等离子弧焊接的实验测试,验证了焊件横断面熔池形状尺寸和底部小孔的穿孔形状尺寸.

对800H合金进行单道次压缩热模拟实验, 研究了该合金在850­­—1100℃和0.01—30 s^-1条件下的热变形行为,建立了基于动态材料模型的热加工图, 结合微观组织的演变规律, 分析了工艺参数对800H合金热加工性能的影响.结果表明: 当应变速率超过1 s^-1时, 800H合金在热变形过程中产生了明显的绝热温升现象,该现象随着变形温度的降低或应变速率的升高而更加明显; 通过转动动态再结晶机制,在大应变速率下, 剪切带附近产生了超细再结晶晶粒; 当变形温度低于950℃时, 在低应变速率条件下,应变诱导析出效应对晶界移动产生了具有钉扎效应的“齐纳压力'', 增大了热变形激活能, 抑制了动态再结晶的发生;利用加工图可以确定不同变形条件区域内的微观组织特征以及800H合金的最佳热加工工艺参数范围为:975—1100℃和0.01—0.3 s^-1.

采用有Pb焊料对无Pb焊点球栅阵列(BGA）塑封器件进行焊接,选用再流焊工艺对器件进行混装焊接. 对混装再流焊BGA器件分别进行4, 9,16和25 d的高温老化实验, 在老化实验前后不同阶段,使用精密电阻仪对混装BGA器件进行电性能测试, 没有发现器件的电性能失效.利用SEM对焊点微观组织的分析发现, 混装焊点印制电路板(PCB)侧金属间化合物(IMC)成分为Cu₃Sn和Cu₆Sn₅,BGA焊盘侧IMC成分为Ni-Cu-Sn三元化合物. 对焊点两侧的IMC进行厚度测量,结果表明, 随老化时间延长两侧的IMC厚度都增大,PCB一侧IMC生长速率明显高于BGA焊盘一侧. 此外,有一些焊点内部和界面处出现了富Pb相聚集、IMC破裂、界面裂纹以及空洞等可靠性隐患.

通过组织形态观察和XRD分析, 研究了热处理对GH4169G合金相组成和分布规律的影响.结果表明, 在实验条件下, 合金的组织结构由γ基体、粒状γ′相、圆盘状γ^〞相和δ相组成, 且各相之间保持共格界面, 其中,直接时效处理ITF-DA-GH4169G合金由少量γ′相、大量γ^〞相和γ基体组成, 而长期时效处理ITF-DA-LTA-GH4169G合金由少量γ^′相、大量γ^〞相和γ相及针状δ相组成. 时效期间,随着合金中Nb原子扩散进入γ′相, 使γ′相(001)面的Nb和Ni原子沿1/2<110>方向迁移, L1₂结构的γ′-Ni₃Al相可转变成DO₂₂结构的γ^〞-Ni₃Nb相. 随时效时间延长, γ^〞相长大,γ^〞相单胞中的平行六面体沿特定晶面发生1/6<112>位移,促使γ^〞相转变成DO_a结构的δ-Ni₃Nb. 其中,γ^〞相中的a, b轴与γ基体和γ^′相保持共格界面,可使其沿c轴生长成为圆盘状形态; 而δ-Ni₃Nb相的{200}_δ晶面与γ基体的{111}_γ晶面保持共格界面, 是促使δ相沿(100)晶面生长成为针状的主要原因.

在熔体温度为2000℃的条件下,分别以2.5, 5, 10, 20, 50和100μm/s的抽拉速率对Nb-Ti-Si基超高温合金进行了有坩埚整体定向凝固.采用XRD, SEM和EDS等分析方法,研究了抽拉速率对定向凝固共晶组织及固/液界面形貌的影响,并分析了该合金的凝固过程. 结果表明:合金定向凝固组织主要由沿着试棒轴向排列的横截面呈花瓣状的共晶胞Eutectic I(Nb_ss/α(Nb,X)₅Si₃)以及分布于共晶胞周围的沿试棒轴向耦合生长的共晶组织EutecticII(Nb_ss/γ(Nb, X)₅Si₃组成.随着凝固速率的增大, 组织细化,花瓣状共晶胞由以硅化物或细小共晶为中心的近似圆形形貌逐渐演变为以十字形Nb_ss为中心、α (Nb,X)₅Si₃呈片状向外辐射生长的四边形形貌; EutecticII则呈沿纵向耦合生长的层片状形貌. 固/液界面形貌经历了由胞枝状→树枝状→胞枝状的演变过程.

研究了一种新型镍钴基变形高温合金在650­­—815℃和不同加载载荷条件下蠕变后的变形组织.结果表明, 经过固溶热处理后合金中存在2种尺寸的γ′相,当蠕变温度高于725℃时, 大γ′相开始粗化.蠕变温度为650℃时, 合金主要通过位错滑移切割γ′相形成层错的方式变形;蠕变温度在725—760℃之间时, 蠕变变形组织主要为层错和微孪晶. 随着加载载荷和蠕变温度的升高,层错和微孪晶不再独立存在于γ′相中, 而是贯穿γ′相和基体;当蠕变温度升高至815℃时, 合金主要通过位错绕过γ′相的方式变形.

提出了一种新的浸入式水口内产生旋流的方法, 即在水口外施加可移动的旋转电磁场,非接触地形成钢液旋流. 为进一步发挥旋流作用, 采用渐开式水口,对圆坯连铸中浸入式水口及结晶器内钢液流场、温度场进行了三维数值模拟,并重点研究了水口渐开角度结合不同旋流强度对结晶器内流场及温度场的影响.研究结果表明, 浸入式水口内磁场和旋流速度随着线圈电流强度的增加而增加.当电流强度为500 A, 频率为50 Hz时, 可产生最大为3 m/s左右的旋流速度.当水口采用同一渐开角度, 随着旋流强度的增大, 水口出流的冲击深度减小,上返流增强, 弯月面温度提高. 但当旋流强度增大到一定程度后,结晶器内弯月面附近温度变化不大. 采用同一旋流强度, 随着水口渐开角度的增加,结晶器内水口出口上方的上返流先增强后减弱, 在渐开角度为60℃时, 上返流最强.同样, 弯月面附近温度也是先提高后有所降低, 在渐开角度为60℃时, 弯月面温度最高.水口渐开角度为60℃, 线圈电流350 A, 频率为50 Hz时,在水口入口处施加0.5 m/s水平速度的人工偏流后, 电磁旋流能对该偏流进行有效的抑制.

层片状珠光体奥氏体化过程相对于球化珠光体的奥氏体化更复杂,由于沿垂直片层方向和沿片层方向的长大速率不同, 需将奥氏体长大沿这2个方向分别处理.利用Thermo Calc软件计算初始组织的平衡成分, 建立单片层模型.通过DICTRA软件模拟垂直片层方向长大的规律, 对比垂直方向长大的抛物线规律,推算Fe-C-M(M=Mn,Cr)合金体系奥氏体化的抛物线生长速率系数.在沿片层方向, 通过简化近似, 并基于组织形貌观察结果, 按照抛物线状界面假设构建长大模型.针对Fe-C二元合金推导了沿片层方向长大的一般式, 并对界面形状进行修正.当假定界面形状达到稳定抛物线形状, 可以通过观察组织形貌得到抛物线因子p和片层厚度λ,代入一般式确定沿片层长大速率. 此外综合考虑界面能的影响, 定性阐释了对称抛物线状界面的形成原因.