研究了微量Al、Ti元素对Inconel 690合金在850~1200℃下氧化行为的影响。结果表明，添加微量Al元素减小了Inconel 690合金在850~1200℃范围内的氧化增重，提高了合金的抗氧化性能。Al、Ti元素的复合添加提高了Inconel 690合金在850℃下的氧化速率。但在1000和1200℃下，该合金的平均氧化速率和氧化增重又均减小。添加微量Al元素后，晶界处形成的Al₂O₃颗粒阻碍了Cr³⁺的扩散，抑制Cr₂O₃膜的生长并减少合金内部孔洞的数量，从而提高氧化膜与基体的结合力，降低合金的氧化速率。当Al和Ti元素复合添加时，Ti⁴⁺在Cr₂O₃膜中作为高价离子掺杂，促进阳离子向外扩散，加快合金的氧化，导致合金在低温下的抗氧化性能略有下降。但Ti在氧化过程中倾向于向Cr₂O₃膜的表层偏聚，形成了不易挥发的富Ti氧化层，抑制高温下Cr₂O₃的挥发和剥落，提高合金在1000和1200℃下的抗氧化性能。

分别制备了偏离<001>、<011>及<111>取向的镍基单晶高温合金DD432样品，测定其在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa条件下的持久性能。结果表明，在760℃、810 MPa条件下3个取向的样品组织未发生明显筏化，具有明显的持久寿命各向异性，其中<111>取向样品的持久寿命最长，随着取向偏离角度的增加，持久寿命逐渐降低；<001>取向样品的持久寿命较低，且随着取向偏离角度的增大而增长；而<011>取向样品的持久性能最低，随着取向偏离角度的增加持久性能也有所提升。在1000℃、280 MPa条件下3个取向样品的组织都明显筏化，且筏化组织差异明显，持久性能各向异性有所下降但仍然存在，<111>取向样品的持久性能较<001>取向样品略好，<011>取向样品的持久性能虽然有所提升但依然最差。随着取向偏离角度的变化持久寿命仍然存在差异，但没有表现出明显的线性规律。

通过对单晶高温合金定向凝固生长过程中显微组织的考察，研究了磁场下杂晶在籽晶回熔区附近的产生及其在生长过程中的演变机制。磁场使得定向凝固籽晶重熔区界面上出现大取向杂晶和大角度晶界，其多分布于样品边缘，磁场强度和抽拉速率的增大均增加了杂晶数量和大角度晶界长度。凝固起始阶段形成的大取向杂晶和大角度晶界以较快速率被淘汰，演化成小取向枝晶和小角度晶界；随着凝固继续进行，枝晶取向和晶界角度进一步减小，但是演化速率急剧降低，拉速的增大强化了此演变过程。重熔区界面上杂晶的形成是由于热电磁力对枝晶的扭断，而宏观尺度上的热电磁环流在凝固过程挟制着扭断碎晶，使得碎晶演化成较多分布于样品边缘的杂晶。

在课题组前期工作基础上，设计并铜模吸铸了满足α-{[Al-Ti₁₂](AlTi₂)}_{17 - n} + β-{[Al-Ti₁₄](V₂Ti)}_n 团簇式的合金系列，通过改变β相团簇式的个数n，获得组织覆盖α到β的Ti-(3.19~7.45)Al-(0~12.03)V系列合金，进而表征了铸态组织和室温拉伸力学性能。结果表明，随着n增加，铸态组织由单一α (α'马氏体)经双相态直到单相β，α'马氏体形态由板条状逐渐转变为细片状和针状，当n = 5时开始出现β相，n = 8时α'马氏体数量最多且呈针状，当n = 12时α相完全消失，形成单一β相。相应地，合金强度呈先上升而后下降的趋势，塑性变化趋势则相反，这源自细小针状α'马氏体提升强度而降低塑性的作用。当n = 8时，合金的强度达到最大(比Ti-6Al-4V提高了90 MPa)，抗拉强度约为1019 MPa、屈服强度约为867 MPa、延伸率与Ti-6Al-4V持平(约为4%)，尤其是比强度和比硬度均优于Ti-6Al-4V，达到了230 kN·m/kg和0.76 GPa·cm³/g，分别提升了9%和5%。

设计了一种新型纳米氮化物(MX相)与氧化物协同强化的9Cr-ODS钢，并对粉末冶金制备材料在不同热处理后的力学性能与显微组织进行了测试表征。采用粉体热锻造固化成型替代热等静压工艺，制备的新型ODS钢获得了98%的良好致密度。材料正火及回火后的组织为回火马氏体，不存在明显的择优取向及粗、细混晶组织，平均晶粒尺寸约1 μm。在晶界未观察到明显的M₂₃C₆型碳化物，但在基体内获得了大量尺寸在30~200 nm范围的MX析出相。同时，纳米氧化物析出相弥散分布，平均粒径约3.0 nm、数密度约1.9 × 10²³ m^-3。力学性能测试表明：材料的显微硬度随正火温度从980℃升高至1200℃而逐渐降低，而随回火温度从700℃升高至800℃呈现先增加后降低的趋势；材料经1100℃、1 h正火及750℃、1 h回火后获得了最佳的强塑性，室温屈服强度、抗拉强度以及延伸率分别为1039 MPa、1103 MPa及20.5%，700℃下分别为291 MPa、333 MPa及16%。

利用高温共聚焦扫描激光显微镜精准控制冷却速率，研究了冷却速率分别为800、600、400、200、100和5℃/min条件下管线钢中非金属夹杂物成分的演变，然后计算分析了夹杂物成分转变过程的热力学机理，最后建立了冷却过程夹杂物成分演变的动力学模型并自主编程进行求解，讨论了冷却速率和夹杂物直径对钢凝固和冷却过程中夹杂物成分演变的影响。结果表明，随着冷却速率由800℃/min降低到5℃/min，夹杂物中Al₂O₃含量由66.33%增至75.06%，CaS含量由1.07%增至10.55%，CaO含量由28.27%降至11.24%，MgO含量由4.33%降至3.15%。夹杂物数密度由76.15 mm^-2降至15.28 mm^-2，夹杂物平均直径先由2.09 μm缓慢降至1.62 μm，后又逐渐增大至2.65 μm。高温钢液中夹杂物的热力学平衡成分主要为41.71%CaO-50.76%Al₂O₃-6.50%MgO-1.03%SiO₂，随着温度的降低，夹杂物逐渐由Al₂O₃-CaO-MgO转变为CaS-Al₂O₃-MgO-(CaO)。冷却速率对夹杂物中MgO和Al₂O₃含量的影响较小。夹杂物直径和冷却速率对夹杂物中CaO和CaS含量有显著影响，在钢的凝固冷却过程，夹杂物中CaS含量超过CaO含量的临界冷却速率与夹杂物直径存在直接关系，夹杂物直径为1和2 μm时，这一临界冷却速率分别为400和100℃/min，而当夹杂物直径大于5 μm时，这一转折冷却速率则远小于1℃/min。

以板厚为5 mm的1600 MPa级超高强钢为研究对象，采用熔化极惰性气体保护焊(MIG)焊接方法和ER307Si焊丝制备了单道对接接头，分别利用盲孔法和显微硬度仪测量残余应力和接头硬度分布。基于接头热影响区和软化区的硬度测量结果，以SYSWELD软件为平台，开发了考虑超高强钢固态相变和软化效应以及焊缝金属加工硬化和退火软化的“热-冶金-力学”多场耦合的有限元计算方法。采用该方法模拟了超高强钢单道对接接头的温度场及残余应力，并与实验结果进行了比较。基于数值模拟结果探讨了固态相变和软化效应对焊接残余应力的影响机制。数值模拟结果表明，固态相变对纵向残余应力的大小和分布有显著影响；对横向残余应力的大小和分布有一定程度的影响。软化效应对纵向残余应力的峰值有较显著的影响，对横向残余应力几乎没有影响。将数值模拟结果与实验结果比较可知，在同时考虑固态相变和软化效应的情况下，平板对接接头的焊接残余应力计算结果与实验测量结果最为吻合。

通过在过共晶Al-Si合金的不同成分点及不同凝固阶段施加交流电脉冲等方法研究了电脉冲下初生Si相偏析的演变规律。结果表明，电脉冲可使高Si铝合金沿径向从边缘到中心依次形成4层梯度偏析组织：初生Si相的粗大板条状区、细化板条状区、多面体状区及近共晶组织区。相同电脉冲下合金凝固温度区间越大，初生Si偏析越显著，凝固区间超过阈值后试样中心形成近共晶组织。不同成分合金中初生相偏析都随脉冲电流密度增加先增强后减弱，但最严重偏析对应的电流密度不同。初生Si相晶核迁移是偏析的一个重要因素，结合侧壁传热受限铸型中初生Si的偏析规律，揭示了电脉冲导致初生Si相偏析的机理：初生Si相晶核在熔体内二次流作用下迁移到固/液界面前沿，在电磁斥力或其分量作用下被生长界面捕捉，从而偏析到散热、生长快的型壁及下电极附近。液相区、糊状区内对流和固/液界面前沿涡街等二次流协同作用改变了熔体内溶质分布，促进了初生Si相的连续生长和偏析，直到熔体中溶质含量接近共晶成分。

建立了Fe-Co-Ni超高强度钢板电子束焊热源模型和“热-冶金-力学”耦合有限元模型，通过焊缝截面形貌和残余应力的模拟结果和实测结果对比，验证了耦合有限元模型的可靠性。利用耦合有限元模型模拟了Fe-Co-Ni超高强度钢长臂梁构件的“电子束焊-真空气淬”过程，预测了在焊接-淬火过程中组织转变规律和应力与变形。研究发现，真空气淬是导致超高强度钢构件产生明显变形的主要原因，考虑固态相变的真空气淬过程模拟结果可以获得准确的变形方向和大小。

利用电化学测试、SEM、EDS、XPS等方法研究了AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金(EHEA)在0.05 mol/L H₂SO₄溶液与0.05 mol/L H₂SO₄ + 0.02 mol/L NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明，AlCoCrFeNi_2.1 EHEA在H₂SO₄溶液中的钝化行为与局部腐蚀受Cl^-影响明显；Cl^-不改变AlCoCrFeNi_2.1 EHEA钝化膜的半导体类型，但对钝化膜的致密性影响明显；钝化膜中的Ni受Cl^-影响较小，Cl^-主要通过影响Al、Cr氧化物的含量进而改变钝化膜的性质；在0.05 mol/L H₂SO₄溶液中，AlCoCrFeNi_2.1 EHEA的腐蚀为富Ni-Al相选择性溶解；在0.05 mol/L H₂SO₄ + 0.02 mol/L NaCl溶液中，则为点蚀与选择性溶解。

利用粉末冶金法制备了含15%SiC (体积分数) 的SiC/Al-7.5Zn-2.8Mg-1.7Cu (质量分数，%)复合材料及其合金，对比了复合材料及其合金的硬度、电导率和力学性能随时效时间延长的变化规律，并提出了适用于SiC/Al-Zn-Mg-Cu复合材料的T6时效热处理工艺。利用TEM和HRTEM技术，对不同时效状态下的纳米析出相进行了定量分析。结果表明，SiC颗粒对复合材料的时效过程具有明显的促进作用，相同人工时效工艺处理后，复合材料中析出相尺寸更大、密度更低。复合材料提前14 h达到硬度最大值(238 HV)，且比未增强合金的硬度最大值高29 HV。复合材料晶界处无析出带(PFZ)宽度与未增强合金相似，但粗大的第二相明显增多，这些晶界相和界面反应产物的形成均可消耗合金元素，降低晶内沉淀相的密度。HRTEM结果表明，SiC颗粒没有改变Al-Zn-Mg-Cu合金的时效析出序列，仍为过饱和固溶体(SSS)-GP区-η'-η相，其中过渡相η'是T6态复合材料的主要强化相。

研究了Cu-2.0Fe (质量分数，%)合金中富Fe析出相形态的演变行为及其与等温温度和保温时间的关系。结果表明，Cu-2.0Fe合金在Fe相fcc温区内的924、964和984℃保温时，富Fe相粗化并伴随着球状(纳米级)→立方状(亚微米级)→四分支花瓣状(亚微米级)→多分支花瓣状(微米级)的形态演变。随着等温温度和保温时间的增加，多分支花瓣状颗粒的尺寸逐步增大，分支数量逐步增加。多分支花瓣状颗粒的长大需要吞噬周边的小颗粒，导致温度升高时纳米~亚微米级富Fe颗粒的数量密度下降。基于相场模拟的分析表明，界面能、弹性能和化学驱动力的综合作用诱发富Fe相的多重形态演变，其中四分支花瓣状颗粒长大过程中，在弹性应变能和化学驱动力相互角逐作用下，从一次分支上生长出二次分支，进而产生了多分支花瓣状的形态。