研究了热处理对Ti-24Nb-4Zr-8Sn(Ti2448)合金冷轧板材的显微组织和力学性能的影响, 结果表明: Ti2448合金的杨氏模量和力学性能对其显微组织很敏感. 在550-850℃, 随着退火处理温度的升高Ti2448合金板材的晶粒长大, 强度和杨氏模量降低而塑性提高; 在400-500℃时效处理, 合金中析出α相. 控制时效时析出α相的形貌、 含量和析出位置, 可以调节合金强度、杨氏模量和塑性之间的匹配关系; 控制热处理温度和时间可以实现高强度、低杨氏模量和良好室温塑性的匹配.

研究了Al对GH4169合金晶界相的析出和冲击性能的影响. 结果表明, 提高Al含量可抑制晶界δ相的析出, 促进晶界Laves相、 M7C3相和σ相等有害相的析出; 随着Al含量的提高, GH4169合金的室温冲击性能明显降低, 冲击断口由穿晶型转变为沿晶型. 提高Al含量所导致的Laves相等有害脆性相的析出降低了晶界强度, 使晶界裂纹更容易萌生和扩展, 降低了GH4169合金的冲击韧性

制备不同P、Al、Cr含量的Thermo-Span合金, 研究了磷对其持久性能的影响. 结果表明, 在1093℃固溶处理后, 一种含磷相在合金的晶界和晶内析出; 在1160℃固溶处理后, 晶界上的含磷相消失, 但是仍有少量在晶内析出. 磷对合金持久性能的影响决定于其存在状态. 当磷局部过度偏析而导致含磷相析出时, 合金的持久寿命显著降低; 当磷以原子态在局部适度偏聚时, 合金的持久寿命显著提高.

以Ni和MnO2微米粉为原料,采用直流电弧等离子法在氢--氩混合气氛中合成了MnO包覆Ni纳米复合粒子.用XRD、TEM、TG--SDTA等方法分析了纳米粒子的相组成、形貌和热稳定性.结果表明: Ni/MnO 复合纳米粒子具有一致的“核/壳”微结构,尺寸分布在100--120 nm范围. 核和壳分别为Ni和MnO相.根据定量氧辅助V--L--S机制, Ni纳米核在复合粒子生长过程中的催化作用,是“核/壳”结构形成的重要因素.

用溶胶共沉淀法辅以共沸蒸馏法工艺制备ZrO2/Al2O3复合粉体, 研究了pH值和锆与铝的离子比对复合粉体和用这种复合粉体制备的瓷体的力学性能的影响. 结果表明：随着溶胶体系pH值的增大, 粉体粒径也相应增大. 在制备粉体的混合溶液的pH值为8.6左右时, 粉体没有明显的团聚且粒径分布均匀. 随着氧化铝相对含量的提高, 高弹性模量的Al2O3在烧结过程中起钉扎作用, 阻碍Zr4+(Y3+)扩散传质的进行和晶界的移动, 从而抑制了ZrO2晶体的生长, 细化了ZrO2晶粒, 表现为氧化锆的结晶温度、烧结体密度和复合陶瓷强度的提高.

采用双酚A型环氧树脂E--44与有机硅环氧树脂ES-06的共混改性树脂体系 进行紫外光辐照聚合, 制备了光聚合含硅聚合物; 使用原子氧效应地面模拟设备对光聚合含硅聚合物进行原子氧侵蚀试验, 比较了试验前后试样的质量、表面形貌和成分的变化, 研究了原子氧的侵蚀机理. 结果表明, 在紫外光辐照固化后改性树脂的表面形成一层含C的氧化硅(SiOx)膜, 经原子氧暴露试验后进一步氧化转变为富含SiO2的保护膜, 具有较好的耐原子氧性能. 原子氧对含硅共混物的侵蚀是多种效应协同作用的结果, 以发生化学反应为主, 通过提氢、插入和置换等机理产生含碳挥发性物质和H2O等, 导致聚合物的质量损失. 生成的硅氧化物留在聚合物表面, 能有效地阻止原子氧对基底聚合物材料的进一步侵蚀.

将聚乙烯醇(PVA)和纳米羟基磷灰石(HA)按一定比例共混, 采用反复冷冻--融化法制备出PVA/HA复合水凝胶. 观察了PVA/HA复合水凝胶的微观结构和晶态结构, 并在小牛血清稀释液润滑条件下进行了PVA/HA复合水凝胶与牛膝关节软骨的摩擦磨损试验. 结果表明: 随着冷冻--融化循环数的增加, PVA/HA复合水凝胶结构中氢键的作用增强, 缠结结构链上的交联点增多, 复合水凝胶的结晶度也随之提高, 微孔结构趋于完整, 因而使其压缩刚度增大；PVA/HA复合水凝胶与牛膝关节软骨的摩擦系数、 接触变形和磨损量都随着冷冻--融化循环数的增加而显著减小, 使复合水凝胶的减摩性和耐磨性提高.

研究了热氢处理对Ti600合金组织演变和硬度的影响. 结果表明: 热氢处理后,在Ti600合金中析出具有四方结构的硅化物粒子S3(0.357% H)和六方结构的硅化物粒子S1(0.497% H). 在氢的质量分数为0.357%和0.497%的试样中均发现有面心立方(fcc)的氢化物, 并且随着氢含量的提高氢化物表现出明显细化的趋势.Ti600合金的硬度随着氢含量的提高而提高, 其主要原因是氢化物、硅化物粒子以及晶格缺陷的存在.

在700℃-850℃的温度范围内对Ti-6%Al-4%V(质量分数)合金板材进行超塑性拉伸试验,研究了应变速率为3×10-4 -5×10-3s-1条件下的拉伸变形行为. 结果表明:Ti6Al4V合金在空气中表现出良好的低温超塑性变形能力. 在800℃初始应变速率ε=5×10-4s-1条件下,延伸率达到536%. 在较低的700℃下变形(ε=5×10-4s-1), 延伸率仍然超过了300%. 在整个变形温度区间内,应变速率敏感性指数m均为0.3左右, 最大值为0.63.在850℃变形激活能与晶界自扩散激活能十分相近,表明晶界扩散控制的晶界滑动是超塑性变形的主要机制.在700-750℃, 变形激活能远大于晶界自扩散激活能, 位错运动是激活能升高的原因.在800℃变形的激活能介于两者之间, 表明随着温度的降低变形机制逐渐发生改变.

提出了一种新的低成本自反应喷射成形技术, 制备出TiC--TiB$_{2}$复合陶瓷材料坯件, 研究了材料的组织结构对性能的影响. 结果表明, 反应喷射成形坯件的组织具有快速凝固特征,主要由浅灰色连续基体相TiC0.3N0.7、尺寸为100 nm-1 um呈柱状分布的黑色颗粒TiB2、 少量分布于基体相边界的白色相组织TiO2以及少量黑色的不规则孔洞四部分组成.喷射沉积坯件的孔隙率为2.3%, 显微硬度为2029HV0.2,断裂韧性为6.0 MPa×m1/2.向喷射体系中添加20%(质量分数)的Al--Ni合金使材料的孔隙率下降到1.7%,断裂韧性提高到7.7 MPa×m1/2, 显微硬度下降到1259HV0.2.由于自反应喷射成形坯件的晶粒细小, 其断裂韧性高于反应烧结与自蔓延高温合成方法制备的TiC-TiB2复合陶瓷材料.

在低碳钢和低碳加铌、钒、钛微合金钢中,通过马氏体冷轧--回火的方法获得了尺寸为数百纳米的超细晶粒铁素体组织,研究了超细晶粒组的形成机制和热稳定性. 通过马氏体相变在这些钢中引入了大量高密度位错,马氏体冷轧后位错进一步增殖, 形成大量位错胞状结构;在500-600℃进行的60 min回火将上述胞状结构转变成具有清晰大角晶界的超细晶粒.在回火过程中形成的微合金元素碳化物对位错运动和晶界移动具有有效的“钉扎”作用,有助于获得超细晶组织并明显提高其热稳定性.

基于纳米复合Ti-Si-N薄膜硬度对界面相微结构及微尺度变化极为敏感的实验事实, 定量表征了薄膜的硬度与氧杂质含量的关系. 结果表明, 与高纯度薄膜40-55 GPa高硬度比较,1%-1.5%的氧杂质含量导致薄膜的硬度下降到30 GPa左右.根据纳米晶界面原子模型和实验结果,氧杂质与纳米尺度界面交互作用所引发的微尺度缺陷是硬度下降的诱因,晶界面的氧杂质密度是薄膜高硬度损失程度的决定因素,单个纳米晶周围的氧杂质覆盖度达到10个原子以上时, 薄膜的硬度只能达到30 GPa.

以三氯化硼、甲基氢二氯硅烷、六甲基二硅氮烷为起始原料,通过共缩合路径合成了SiBNC陶瓷先驱体－聚硼硅氮烷(PBSZ),将PBSZ在氨气气氛中高温热解可得SiBNC陶瓷. 对先驱体及其陶瓷产物的组成、结构和高温结晶性能进行了研究. 结果表明, 先驱体的骨架结构为-Si-N-B-,其中, B、N以硼氮六环形式存在. 1000℃的陶瓷产率为61%, 陶瓷中碳含量低于0.5%,具有较好的热稳定性能, 能够在1700℃以上保持非晶, 在1850℃部分结晶,主要由Si3N4、BN和少量SiC组成, 1500℃-1850℃间质量损失约为10%.

用磁控溅射方法制备Fe/Si薄膜, 采用卢瑟福背散射(RBS)技术研究了退火过程中的相变过程和氧化. 结果表明:未退火的Fe/Si薄膜界面清晰, 873 K退火后, 界面附近Fe、Si原子开始相互扩散,973 K退火后富金属相Fe1+xSi形成, 而1073 K退火后形成中间相FeSi,当温度增加至1273 K后所有硅化物完全转变为富硅相FeSi$_{2}$, 即随退火温度的升高,Fe、Si原子间扩散增强, 从而形成不同化学计量比的Fe--Si化合物,且薄膜中易迁移原子种类由Fe变为Si. 同时, 质子束RBS和XRD测量结果显示,在未退火及低温退火的样品中, 薄膜有氧化现象, 随退火温度增加,由于高温下金属氧化物被还原并逐渐挥发, 样品中氧的含量逐渐减少最后完全消失.

采用ECAP技术和常规冷轧复合变形工艺制备了高强度工业纯钛,研究了复合变形后试样的力学性能与显微组织的关系. 结果表明,工业纯钛经室温单道次ECAP和冷轧复合变形后, 晶粒被严重拉长, 形成了明显的纤维状组织,试样的抗拉强度高达805 MPa; 随着冷轧变形量的增大, 变形组织的细化程度和均匀性提高,使试样的强度和塑性进一步提高. 位错滑移和孪生是工业纯钛室温ECAP和冷轧复合变形的主要变形机制.

将湿化学法中的sol-gel技术与声化学中的超声雾化技术相结合,提出一种新的陶瓷粉体合成方法-湿声化学法, 并制备了PZT(52/48)粉体.结果表明, 用湿声化学法制备PZT(52/48)粉体, 在400℃开始形成PZT钙钛矿相,比其它制备方法的温度(500-900℃)低, 在700℃保温2 h即可得到具有纯PZT结构相的粉体.用湿声化学法制备的粉体颗粒呈圆形, 粒径小于1 um.湿声化学法使用不溶性盐ZrO2而不是sol-gel方法中必须使用的可溶性盐,从而降低了成本.

研究了非晶碳纳米管作为锂离子电池负极材料的电化学行为以及氧化处理对其嵌锂容量的影响.结果表明: 在20 mA×g-1的充放电条件下,原始非晶碳纳米管首次可逆容量为305 mAh×g-1;在300-450℃氧化处理后, 非晶碳纳米管中的氧和氢氧根中和了管壁中的大量不饱和键,非晶碳纳米管中死锂的位置减少, 纯度提高, 嵌锂可逆容量增加.在300℃氧化处理的非晶碳纳米管首次可逆容量最高可达533 mAh×g-1,并有良好的循环寿命.

用一种将粉末冶金和原位合成相结合的全新方法原位合成了V8C7颗粒增强铁基复合材料,对其微观组织、耐磨性及其磨损机理进行了分析,并探讨了Fe-V-C三元体系原位合成V8C7的机理. 结果表明:石墨的存在降低了σ-(FeV)相的稳定性, 使其分解为固溶大量V的α-Fe,C与V发生碳化反应生成V8C7; 原位合成的V8C7颗粒增强铁基复合材料由增强相V8C7和α-Fe相组成, V8C7颗粒均匀分布在珠光体基体上;在重载干滑动摩擦条件下,V8C7颗粒增强铁基复合材料显示出良好的耐磨性能.

用脉冲激光熔覆方法在TC6钛合金表面制备具有柱状组织特征的钛合金涂层,研究了涂层的组织特征和液--固前沿热力学参数的变化及其对柱状组织的影响.结果表明, 该涂层的组织形态具有典型的柱状特征, 涂层仍由α’马氏体构成,但是其尺寸更加细小, 柱状组织中主要合金元素分布的均匀性显著提高.柱状组织是在“液相→β相”转变过程中由$G/R$比值所决定的原始柱状β相结构在室温下的残留. 在凝固过程中,固液界面处$G/R$值的变化决定了所获得的柱状β相形态的变化,并最终导致柱状组织向非柱状组织转变.

通过分析NZ2合金在360℃、18.6 MPa含锂水和400℃、10.3 MPa蒸汽中腐蚀后氧化膜的晶体结构,研究了腐蚀过程中氧化膜晶体结构的转变及其对锆合金耐腐蚀性能的影响. 结果表明:NZ2合金腐蚀后氧化膜的结构以单斜氧化锆为主, 还有一定量畸变了的四方氧化锆.四方氧化锆主要由氧化膜内的压应力稳定. 随着腐蚀时间的延长,氧化膜与金属间的界面向前推进, 当氧化锆中的压应力不足以稳定四方相时,四方氧化锆转变为单斜氧化锆. 从氧化膜与金属间的界面到氧化膜的外表面,四方相的含量不断降低, 界面处的四方相含量最高. NZ2合金在360℃含锂水中腐蚀时,氧化膜内四方相向单斜相的转变速度比在400℃蒸汽中腐蚀时四方相向单斜相的转变速度低得多.四方相向单斜相的转变是决定锆合金抗腐蚀性能的主要因素, 四方相转变得越快,其含量越低, 腐蚀速率越高.

在分析单向连续纤维增强复合材料纵向拉伸时细观受力与变形的基础上,对连续纤维的长度和方向进行尺寸和方向性修正,给出了短切纤维增强复合材料的拉伸强度预测公式.使用这个预测公式计算短切碳纤维增强PTFE复合材料的拉伸强度,预测值与实验值吻合得较好