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研究了固溶+单级时效处理、固溶+双级时效处理、固溶+随炉冷却处理对新型亚稳β钛合金Ti-6Mo-5V-3Al-2Fe-2Zr的显微组织和拉伸性能的影响。结果表明：与固溶+单级时效处理相比，固溶+双级时效处理析出的晶内次生α相间距减小和体积分数增大而使合金的强度提高。两种热处理都使合金中生成连续的晶界α相，导致合金的塑性降低；与上述两种热处理相比，固溶+随炉冷却处理使合金中析出的晶内次生α相的间距明显减小且沿晶界生成向晶内生长的αwgb相，使合金的强度和塑性显著提高，其抗拉强度达到1421 MPa，断后伸长率为7.7%；与次生α相的体积分数相比，其间距是影响合金强度的主要因素。随着次生α相间距的减小，合金的强度提高。
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用150 eV高能氦(He)离子在400 K对多晶钨(W)表面的W纳米丝进行间歇式辐照并使用扫描电子显微镜、透射电子显微镜以及称重法等手段对其表征，研究了He离子辐照对W纳米丝演变过程的影响。结果表明，高能He离子辐照使W纳米丝极不稳定。随着辐照剂量的增加W纳米丝之间的交联程度逐渐降低。W丝内的He泡在高能He离子溅射的作用下破裂，使W丝塌陷合并，部分溅射出来的W原子沉积在近邻的W纳米丝外壁或W丝根部，最终使W纳米丝演变成顶部细根部粗的锥型结构。
研究了固溶温度对一种亚稳β钛合金(Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr)的锻态组织和室温拉伸性能的影响。结果表明，固溶温度低于相变点时大量的α相在β基体中析出并聚集在滑移带附近，随着固溶温度接近相变点α相的数量减少且部分滑移带消失。固溶温度高于相变点时显微组织为单一的β相且滑移带完全消失，随着固溶温度继续升高β晶粒聚集且长大。这种合金经750℃×1 h固溶处理后达到良好的强度塑性匹配，气抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为957 MPa、887 MPa和11.7%。
采用低能球磨-热压烧结制备了(FeNiCoCr)100-x Al x (x=0、5)高熵合金，并对其进行时效处理，研究了合金的组织结构与力学性能。结果表明：烧结态及时效态合金的微观组织均由FCC相和少量BCC相构成，其中FCC相中均存在孪晶，且未添加Al的合金中孪晶比例相对较高；添加Al的合金中BCC相较高，且时效处理后出现了大量小角度晶界。时效态FeNiCoCr合金具有最佳的综合性能，其压缩真屈服强度达545 MPa，弯曲强度和断裂韧性分别为1342±20 MPa和32.5±2.0 MPa·m1/2，优异的力学性能归因于FCC相中退火孪晶的形成以及BCC相的析出。
研究了熔速对氩气保护GH4169G电渣锭宏微观组织及非金属夹杂物的影响。结果表明:适当增加熔速有利于缩短铸锭的局部凝固时间，减小二次枝晶间距，从而细化枝晶组织，但对Nb、Ti等易偏析元素沿径向的宏观分布影响不大。熔速对GH4169G铸锭中的夹杂物类型影响较小，主要为氧化物、氟化物和氮化物三类。夹杂物在铸锭表面最多，向内部迅速减少并趋于稳态。铸锭内部夹杂物多以氧化物为核心，氮化物为次外层，碳化物为最外层的双层或三层结构。采用MeltFlow-ESR模拟方法，分析了熔速对重熔过程中夹杂物运动轨迹的影响，发现提高熔速有利于夹杂物向铸锭表面运动，降低铸锭表面夹杂物富集区的厚度和铸锭内部夹杂物的数量。此外，提高熔速有利于缩短夹杂物析出长大的时间，降低夹杂物尺寸。
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设计并制备了4%W/无Ru、6%W/无Ru以及6%W/2%Ru三种镍基单晶高温合金，通过蠕变性能测试、组织形貌观察、元素分布测定以及XRD谱线测定，研究Ru对一种高W镍基单晶合金蠕变性能的影响。结果表明，提高W含量会促进拓扑密堆相(TCP)析出，从而影响蠕变寿命，6%W/无Ru合金在1070℃/137 MPa条件下的蠕变寿命仅为58 h。元素Ru可改善元素W在γ/γ两相的浓度分布，高温蠕变期间元素Ru可抑制元素W由γ相向γ相扩散。6%W/2%Ru合金经高温蠕变无TCP相析出，其在1070℃/137 MPa条件下的蠕变寿命高达383 h。三种合金在高温蠕变期间，γ相均可形成垂直于应力轴方向的筏状结构，TCP相可破坏筏状结构的连续性，导致γ/γ两相扭折程度加剧，是6%W/无Ru合金蠕变寿命较低的主要原因。
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选取与天然铬铁矿粉有效成分相近的Al、Cr、Fe、Ni、Si元素为高熵合金成分，采用激光烧结技术制备CrFeNiAlxSi系高熵合金，研究了Al含量对CrFeNiAlxSi系高熵合金的物相结构、显微组织、密度和孔隙率、显微硬度、耐磨和抗高温氧化性能的影响。结果表明：CrFeNiAlxSi(x=0.2、0.4、0.6、0.8、1.0)系高熵合金由BCC+FCC相构成，随着Al含量的提高FCC相减少；x=0.6的合金硬度最高，为813.3HV；合金的密度降低孔隙率提高，x=0.2的合金密度最大，为4.21 g·cm-3，孔隙率最低，为26.46%；x=0.6的合金耐磨性能最佳，磨损率为69.50 mg·cm-2；随着Al含量的提高，合金的抗高温氧化性能明显提高。
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建立多尺度模型阐明了镁合金薄板再结晶和织构演变机制。先用有限元法数值计算异步温轧工艺过程，得到了等效塑性应变、应变速率等结果，并以此作为初始边界条件引入基于位错密度演化的硬化方程，得到了VPSC(Visco-Plastic Self-Consistent)粘塑性自洽模型、实现了CA(Cellular Automata)元胞自动机模型的耦合计算，得到了宏观尺度上的应力与应变、微观尺度上的动态再结晶微观组织和变形织构。研究了异步温轧过程中应变速率对动态再结晶微观组织的影响，并用电子背散射衍射技术(EBSD)实验验证了在不同冷却条件下温轧AZ31镁合金薄板的微观组织。模拟结果表明：适当提高应变速率可细化晶粒；轧制后空冷处理的板材基面织构的弱化程度更高，有利于提高沿板材厚度方向的变形能力。
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将低膨胀高温合金GH2909分别在500℃、600℃和650℃时效2000 h，研究了长期时效对合金组织和性能的影响。结果表明：GH2909合金在550℃和600℃时效2000 h后其组织稳定性较高，强度略有提高，塑性基本不变。而在650℃时效2000 h后合金的拉伸强度明显降低，室温塑性下降，尤其是在室温下断面收缩率明显降低，但是高温塑性却显著提高。其原因是，GH2909合金在650℃长期时效过程中析出了大量贯穿晶粒且呈魏氏组织形貌的针状ε/ε″相，而强化相γ′相明显减少。同时，在该温度下γ′相明显长大且其稳定性下降。
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以合金表面粘砂比例和粗糙度为优化指标，采用多指标正交实验设计方法，通过极差分析研究了定向凝固用陶瓷型壳面层粒度配比和Cr2O3添加剂对铸件表面质量的影响。结果表明，铸件表面粘砂层的主要成分为Al2O3以及少量Cr、Ni等合金元素；调整陶瓷型壳面层的粒度级配能降低陶瓷型壳面层的孔隙率，使型壳面层形成致密的结构，从而减少在定向凝固过程中合金液向陶瓷型壳面层的渗入、减少铸件表面的物理粘砂；Cr2O3添加剂与型壳中的Al2O3反应生成的二元化合物Al2O3-Cr2O3或Al2O3-SiO2-Cr2O3三元系产物，抑制了合金中的活性元素(Ni、Ti、Al等)与型壳中游离的SiO2反应，从而减少铸件表面的化学粘砂、提高铸件的表面质量。
对不同C、B含量的K417G合金进行DTA分析、等温淬火实验和950℃/235 MPa持久性能测试，并观察其组织形貌，研究了C、B含量对K417G镍基高温合金的凝固行为和高温持久性能的影响。结果表明，在合金的凝固期间C含量影响碳化物的析出温度和初生碳化物的含量，且随着C含量的提高而提高；共晶组织的析出温度主要受B元素含量影响，且共晶含量随着B含量的提高而提高。合金在950℃/235MPa条件下持久变形期间其断裂机制为裂纹在晶界处萌生并沿晶界扩展，晶界处的MC型碳化物分解成富Cr的M23C6型碳化物而使晶界的稳定性降低；在合金成分范围内提高B元素含量能改善合金在高温变形期间的晶界强度，因此适当降低合金中的C含量和提高B含量有助于改善合金的高温持久性能。
研究了添加Zr元素的重力铸造AlSi7Mg0.4合金的微观组织和力学性能。结果表明，在含Zr的铸态合金中生成了(Al，Si)3(Zr，Ti)和π-Fe相，Zr的添加使合金的晶粒尺寸减小；经过T6热处理后富Fe相中的Mg和少量粗大的(Al，Si)3(Zr，Ti)相重溶到基体中，减小了金属间化合物的尺寸，生成了与基体有共格关系的含Zr析出相。含Zr合金的抗拉强度和伸长率达到332 MPa和8.7%，比不含Zr的合金分别提高了10%和90%。
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使用电子万能试验机和分离式Hopkinson压杆分别测量TC2钛合金的准静态和动态应变下的应力-应变曲线，并结合显微组织的变化研究了高应变率下的动态流动应力特征。结果表明：应变率为1100-6000 s-1时TC2钛合金具有一定的应变率敏感性，随着应变率的提高显示出明显的应变率增强和增塑效应，但是应变率超过4800 s-1后二者均减弱；在应变率为2500 s-1的试样中观察到与加载方向约成45°角的绝热剪切线，随着应变率的进一步提高出现剪切带，但是由于弥散的β颗粒相滑移聚集形成了阻拦带而没有明显增宽。用绝热温升项修正了Johnson-Cook本构模型，进行非线性拟合构建了TC2钛合金在室温下的动态塑性本构关系，统计分析了预测数据和实验数据，2.18%的平均相对误差和0.9935的相关系数说明改进的模型较好地描述了TC2钛合金在室温高应变速率条件下的流变行为。
用磁控溅射法在Ti基底上沉积了FeCoNiMoCr高熵合金薄膜并制成电极，用SEM和EDS观察和分析了电极表面和横截面的形貌和元素分布，用表面轮廓测量仪测量了电极的表面粗糙度，用XRD分析了电极的物相和结构，使用电化学工作站表征了电极的电化学性能。结果表明，电极的表面粗糙、元素分布均匀，电极上的膜厚约为2.40 μm，薄膜呈非晶态。电极在碱性溶液中表现出良好的析氧性能和稳定性。在电流密度为10.0 mA/cm2条件下，过电位为360 mV、Tafel斜率为73.45 mV/dec。在过电位为360 mV的条件下连续使用24 h，电流密度没有明显的衰减。循环伏安实验和电化学阻抗分析的结果表明，FeCoNiMoCr高熵合金薄膜本征催化活性的提高使电极的电催化析氧性能优于贵金属RuO2(过电位为409 mV，Tafel斜率为94.18 mV/dec)。
在不同温度对Fe47Mn30Co10Cr10B3间隙高熵合金进行不同的形变和退火处理，使用电子背散射衍射和电子通道衬度像等手段对样品进行表征，研究了形变和退火对其微观组织结构演变的影响。结果表明，在小应变量条件下，随着形变温度的降低，主导的形变机制从位错滑移转变为相变诱导塑性；在室温形变条件下，随着应变量的增大，主导的形变机制由位错滑移转变为相变诱导塑性。对大应变量的样品退火，随着退火温度的提高，微观组织从形变态(600℃-5 min)、部分再结晶态(800℃-5 min)到完全再结晶态(1000℃-5 min)的演变。在1000℃退火条件下，随着退火时间的延长，微观组织由部分再结晶态(1 min)演变到完全再结晶态(5 min和15 min)，且相组成由γ单相演变为γ+ε双相。退火不能改变形变态中第二相颗粒沿着轧向的分布。拉伸实验结果表明合金的屈服强度为326 MPa，抗拉强度为801.9 MPa，延伸率为26.8%，实现了较好的强韧化性能且其断裂机制为韧性断裂。
在泡沫镍基体上进行阳极电沉积制备了NF/PDMA/MnO2-Co电极，使用FESEM-EDS、XPS和Raman谱、循环伏安和电容吸脱附测试等手段表征了复合电极的结构和评价其电容特性和对Pb2+的吸附行为。结果表明，在电流密度为1 mA/cm2、30℃和3 min条件下制备的NF/PDMA/MnO2-Co复合电极，在Pb2+浓度为20 mg/L的模拟废水中有比较高的比电容值(208.8 F/g)，对Pb2+有较高的吸附容量(59.9 mg/g)；PDMA底层与Co掺杂MnO2表层的协同作用提高了MnO2电极电容和吸附性能；吸附动力学拟合表明，复合电极的吸附过程受物理、化学吸附混合控制，并受离子传质和孔隙内扩散的限制；电极的稳定性好，4次循环吸附后的吸附量仍达到51.7 mg/g。
使用OM、TEM、SEM、显微硬度和室温拉伸等手段研究了Sc和Zr的复合添加对Al-5.5Si合金铸态的组织和性能的影响，以及在不同温度退火后其性能的变化规律。结果表明，Sc、Zr的添加使Al-5.5Si合金的硬度提高了33%、抗拉强度提高了38%、屈服强度提高了52%、延伸率基本上不变。在Al-5.5Si合金中复合添加Sc、Zr使α-Al的平均晶粒尺寸从203 μm减小到130 μm，在α-Al基体中析出大量的Al3(Sc1-xZrx)纳米粒子(10~15 nm)，并使共晶Si内的层错或微孪晶的密度显著提高。退火温度对铸态合金的性能有较大的影响：在较低温度(低于160℃)退火时合金的硬度呈上升趋势，而在较高温度(高于280℃)退火时合金的硬度呈显著下降趋势。这些结果与二次析出的纳米Si相密切相关。
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根据复合材料的疲劳损伤机理，重新定义了疲劳损伤因子。根据这个疲劳损伤因子，提出了一种考虑纤维的含量和温度影响的单向纤维增强复合材料剩余刚度和剩余强度的模型；进而根据室温剩余刚度-剩余强度关联模型引入温度修正参数得到了一定温度下的剩余刚度-剩余强度关联模型，并进一步得到了与剩余刚度相关的剩余强度模型。于是，在建立剩余强度模型时减少了剩余强度的试验量和数据分散性的影响。最后，对现有文献中复合材料疲劳试验数据和剩余强度试验数据进行拟合，证明本文提出的剩余刚度模型和剩余强度模型精确描述了剩余刚度和剩余强度下降的规律。根据剩余刚度模型预测了不同纤维体积分数的复合材料在不同温度下剩余刚度衰减的规律。
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研究了Ti-6Al-4V钛合金板材的室温蠕变行为及其对合金后续使用性能的影响。结果表明：合金的宏观织构、应力水平以及预塑性应变都显著影响其室温蠕变行为。在加载方向上合金的<0001>峰值极密度越高，则其加工硬化指数越大、蠕变指数越小、室温蠕变性能越好。足够大的应力，是合金发生室温蠕变的必要条件。只有在蠕变应力不小于0.85σy的条件下才能观察到较为明显的室温蠕变，且室温蠕变效应随着蠕变应力水平的增大而增大。在室温下无论是蠕变还是单调加载引起的塑性应变，都抑制合金的后续蠕变行为。预加的塑性应变虽然抑制合金的后续蠕变应变，却使合金的后续疲劳性能恶化。
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采用平板共培养法测定Ti-Zr-Cu合金表面的菌落数，通过CCK8细胞增殖检测、鬼笔环肽细胞染色观察细胞核和细胞骨架形貌、细胞凋亡和黏附能力测定，研究了Ti-Zr-Cu合金的抗菌性能和体外生物相容性。结果表明，空白样品和Ti-Zr合金表面上的菌落密集，而Ti-Zr-Cu合金表面上的菌落数极少。Ti-Zr-Cu合金对金黄色葡萄球菌和大肠杆菌的抗菌率分别达到98.28%和97.67%，表现出优异的抗菌性能。MC3T3-E1在Ti-Zr-Cu合金表面培养1、4、7 d的相对增值率分别为168.8%、109.8%和106.5%，均高于100%，表明这种合金没有细胞毒性。细胞在Ti-Zr-Cu合金表面上的附着和铺展良好，有利于贴壁细胞在其表面黏附和进一步增值，表明Ti-Zr-Cu合金具有良好的生物相容性。Ti-Zr-Cu合金对细胞凋亡没有不良影响。从Ti-Zr-Cu合金表面细胞的SEM照片可见细胞的粘附正常，也表明其具有良好的生物相容性。
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制备三种表面有不同深度划伤的690TT合金传热管试样并观察划伤导致的微观组织变化，研究了表面划伤对腐蚀、应力腐蚀行为的影响。结果表明：在传热管表面划伤的划伤堤和划伤谷附近出现了严重的塑性变形，并在划伤堤附近产生了大量的滑移台阶和撕裂变形征；划伤深度对不同划伤区域腐蚀产物的形貌、成分和分布等没有明显的影响；随着划伤深度的增大SCC裂纹的数量和长度都呈增加的趋势，说明材料的SCC敏感性增强；划伤产生的滑移台阶、微裂纹等缺陷，易成为SCC裂纹优先萌生位置。
为了提高Ti-6Al-4V合金的加工硬化率和塑性，基于其团簇成分式12[Al-Ti12](AlTi2)+5[Al-Ti14](V2Ti)设计成分式为4[Al-Ti12](AlTi2)+12[Al-Ti14](V2Ti)的(Ti-4.13Al-9.36V, %)合金，采用激光立体成形工艺制备Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V(对比合金)，研究了沉积态和固溶温度对其显微组织和力学性能的影响。结果表明，沉积态Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V合金的显微组织均由基体外延生长的初生β柱状晶和晶内细小的网篮α板条组成。Ti-6.05Al-3.94V合金的初生β柱状晶的宽度约为770 μm，α板条的宽度约为0.71 μm；而Ti-4.13Al-9.36V合金的初生β柱状晶的宽度显著减小到606 μm，α板条的宽度约为0.48 μm。经920℃固溶-淬火处理后Ti-6.05Al-3.94V样品的显微组织为α'+α相，其室温拉伸屈服强度约为893 MPa，抗拉强度约为1071 MPa，延伸率约为3%。经750℃固溶-淬火处理后Ti-4.13Al-9.36V样品的显微组织为α''+α相，与α'马氏体相比，应力诱发的α''马氏体能显著地提高合金的加工硬化能力，其室温拉伸屈服强度约为383 MPa，抗拉强度约为 989 MPa，延伸率达到了17%。这表明，根据团簇理论模型调控α''+α的显微组织能有效提高激光立体成形Ti合金的加工硬化能力和塑性。
进行Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金板材的室温低周疲劳实验，对比研究了轴向平行于轧制方向(RD方向)和垂直于轧制方向(TD方向)试样的低周疲劳行为。结果表明：对于0.4%~0.8%的外加总应变幅，RD和TD方向合金试样的循环应力响应行为均呈现出循环稳定；对于相同的外加总应变幅，TD方向合金的循环应力幅值高于RD方向，而RD方向合金的疲劳寿命高于TD方向。对于RD和TD方向，Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金的塑性应变幅、弹性应变幅与载荷反向周次均呈线性关系。在低周疲劳加载条件下，裂纹在疲劳试样的自由表面以穿晶方式萌生和扩展。
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使用Gleeble-3800热模拟实验机进行一系列热模拟压缩实验，研究了电子束冷床熔炼TC4钛合金在变形温度为850℃~1100℃、应变速率为0.01 s-1~10 s-1条件下的热变形行为。根据真应力-真应变曲线分析变形参数对流变应力的影响，分别建立电子束冷床熔炼TC4钛合金在(α+β)两相区和β单相区的Arrhenius本构模型，绘制了基于动态材料模型的热加工图。结果表明：流变应力随着温度的提高和应变速率的增大而降低；(α+β)两相区的热变形激活能Q=746.334 kJ/mol，β单相区的热变形激活能Q=177.841 kJ/mol；用相关系数法和相对平均误差分析了模型的误差，相关系数R2=0.995，相对平均误差AARE=5.04%。这些结果表明，所建立的模型较为准确，可准确预测其热变形流变应力；合金的最佳加工区域为：变形温度1000~1100℃、应变速率0.01~0.1 s-1。
采用冷金属过渡模式(Cold Metal Transfer, CMT)的同轴送丝电弧熔丝增材制造技术制备了TC4-DT钛合金直壁墙试块，对其高低倍组织及其形成机理进行了研究，使用3D-Rosenthal模型对其凝固过程进行了模拟计算。低倍组织表明，弧形热影响区为细等轴晶，堆积区底层为细柱状晶区，中层和顶层为等轴晶与短柱状晶的混合。这种组织，与电子束熔丝和旁轴送丝电弧熔丝的粗大柱状晶组织有明显的不同；堆积区的高倍组织以编织状的α相板条为主，在部分原始β晶界可见连续的晶界α相和集束状α相板条，且有热影响层界线，与电子束熔丝和旁轴送丝电弧熔丝的高倍组织接近。模拟计算的结果表明，熔池边界的最大温度梯度约为12652.6 K/cm，最大凝固速度约为1.5 cm/s，该凝固条件处于柱状晶-等轴晶转变(Columnar-Equiaxed Transformation, CET)模型中的混合组织区；根据计算结果，提高输入功率(P)和焊枪移动速度(V)可促进等轴晶的生成，当P>153 W、V>3.2 mm/s时可得到柱状晶与等轴晶混合的低倍组织，且晶粒尺寸随着V的增大呈减小的趋势。
应用TEM、EDS和EBSD等技术研究了Inconel 600合金在715℃时效过程中不同类型晶界处碳化物的结构、形貌和晶界附近Cr浓度的分布。结果表明，不同类型晶界处碳化物的结构和形貌有较大的不同：在Σ3c晶界析出的碳化物很少，在Σ3i晶界析出不规则形状的M23C6碳化物，在Σ9晶界析出较大的M23C6碳化物颗粒，在Σ27晶界随机析出粗大的M7C3碳化物颗粒。富Cr碳化物在晶界的析出使晶界附近贫铬，在相同的时效条件下晶界的Σ值越高其附近贫铬越严重。随着时效时间的延长各晶界附近贫铬区的宽度不同程度地增大，时效15 h贫铬区的深度最大，时效50 h后深度不同程度地减小。
对自主设计的新型亚稳β钛合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn(%，质量分数)在不同温度进行固溶和固溶时效处理，观察其显微组织和测试室温拉伸性能。结果表明：随着固溶温度的提高固溶态组织中的初生α相减少，当固溶温度高于相变点后初生α相完全消失，几乎全部为明显长大的粗大β晶粒。固溶温度为900℃的固溶态合金具有良好的强度和塑性匹配，屈服强度为898.7 MPa、抗拉强度为962.5 MPa、断裂伸长率为12.7%。在不同温度固溶处理的时效态合金，均析出了细小的次生α相。固溶温度低于相变点时，在初生α相间析出的细小次生α相呈60°或者平行交错排列；固溶温度高于相变点时初生α相几乎完全消失，随着固溶温度的提高析出的次生α相片层间距变大并粗化。在所有固溶温度下，时效态组织中沿原始β晶界处均析出了连续的晶界α相，合金的塑性均较差。经过750℃/0.5 h固溶和500℃/4 h时效的合金具有良好的强度和塑性匹配，其抗拉强度为1282 MPa，屈服强度为1210.6 MPa，断裂伸长率为5.3%。
使用Gleeble-3800 热模拟试验机研究了Ti-62A合金在变形温度为800~950℃、应变速率为0.001~10 s-1条件下的热压缩变形行为。结果表明，随着变形温度的提高出现Ti-62A合金的动态软化率降低的反常现象。(α+β)双相钛合金中Mo、Cr等β稳定元素的原子活性随着温度的升高而逐渐降低和β相比例增大，Jmatpro软件的热力学计算表明(α+β)双相钛合金的这一现象与此有密切关系。而α钛合金和β钛合金出现动态软化速率降低，与加工温度升高β相比例增大的关系更密切。从800℃升高到950℃，Ti-62A合金中β相的比例由32.1%提高到84.3%，Mo、Cr活性的降幅均达到64%。这些因素使变形过程中Ti-62A合金的晶界迁移速度和动态软化速率均随变形温度升高而降低，其950℃的真应力-应变曲线多为典型的动态回复型。α相的含量随着变形温度的提高而降低，且在较高的变形温度下β相的晶粒尺寸也较为粗大。构建的基于应变补偿的Ti-62A合金Arrhenius变形抗力模型，能较好地预测合金的流变应力行为，其相关系数R达到0.990，预测值与实测值的平均相对误差为8.983%。
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用磁场的协同作用改善Cu2+的扩散性能和强化铜电解的自净化过程，使阴极铜的质量提高。从离子磁性和离子水合作用的角度，进行不同流速下强磁场磁化铜电解液的实验，研究了洛伦兹力和磁场梯度力对Cu2+扩散性能、杂质离子浓度和阴极铜表观质量的影响，分析了垂直取向磁场和水平取向磁场强化铜电解的机理。结果表明：磁场能强化对流、减弱氢键缔合程度、降低离子水合作用、提高体系能量、促进Cu2+扩散性能和砷锑铋等杂质离子的沉降速度，从而提高电解液的清晰度和增强阴极铜表观质量；但是，磁场增加微气泡和溶解氧量并随着循环流速的提高而增大，使电解液表面张力增大而导致磁场的协同作用失效。在磁化铜电解过程中，存在一个提高阴极铜质量的最佳循环流速。
将SiC泡沫陶瓷氧化后用挤压铸造法制备了SiC泡沫陶瓷/球墨铸铁(DI)双连续相复合材料(SiCfoam/DI)。使用气固两相流冲蚀磨损试验机对比研究了冲蚀时间(t)、粒子速度(ν)和冲蚀角度(α)对SiC颗粒/球墨铸铁复合材料(SiCp/DI)、SiCfoam/DI复合材料和DI冲蚀性能的影响，并分析了冲蚀机理。结果表明：随着冲蚀时间的增加三种材料的冲蚀速率逐渐减小并趋于稳定；随着粒子冲击速度的提高DI的冲蚀速率逐渐增加，冲蚀速率与ν2.95成正比；在冲击速度小于87.5 m/s时SiCp/DI和SiCfoam/DI复合材料的冲蚀速率相近，冲击速度大于87.5 m/s时SiCp/DI复合材料的冲蚀速率明显地比SiCfoam/DI复合材料的高。随着冲蚀角度的增大DI呈现出脆性材料的冲蚀特征，SiCp/DI和SiCfoam/DI表现出典型的塑性材料的冲蚀特征，最大冲蚀速率对应的冲蚀角为45°。低角度时DI的冲蚀机理为微切削，高角度时为冲蚀坑和微裂纹。用高速粒子冲击时，由于SiC泡沫陶瓷的整体增强作用和阴影保护效应，SiCfoam/DI比SiCP/DI和DI具有更高的抗冲蚀磨损性能。
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