为解决矿山高水充填材料成本较高、粉煤灰等工业废料大量剩余造成资源浪费、环境污染等问题,借助微机控制电子万能试验机(ETM)力学试验系统、扫描电镜扫描装置和X射线衍射分析仪,研究粉煤灰掺量对高水材料物理力学性能的影响规律,并通过物相和微观结构分析探讨其影响机理.结果表明:随着粉煤灰掺量的增加,高水材料的凝结时间逐渐延长,含水率逐渐降低,容重基本不变;掺杂粉煤灰前后高水材料均是一种弹塑性材料,其变形破坏过程可以分为孔隙压密阶段、弹性阶段、屈服阶段和破坏阶段;高水材料的峰值强度、弹性模量和变形模量均随粉煤灰掺量的增加略有降低,残余强度却有所提高;综合考虑高水材料的强度、模量和成本,粉煤灰掺量a为15%是最优掺量,此时峰值强度、弹性模量和变形模量仅分别降低了25%、8.6%和10%,残余强度却提高了50%.物相和微观形貌分析结果表明:粉煤灰的掺量影响了β-C2S的水化进程,导致钙矾石生成量减少,其他水化产物生成量增多,进而破坏了钙矾石结构的整体性和均匀性,最终降低了高水材料的抗压强度

以有效解决钾盐矿尾盐和尾液导致的环境污染、资源浪费、安全隐患等问题为出发点,以改善钾盐矿充填料流动度和强度为目的,利用钢渣水化反应缓慢持久的特点,制备了以钢渣为胶结剂的钾盐矿充填料,初步证明钢渣细度和养护温度对充填料的性能有较大影响.所制备的充填料8 h内流动度保持在200 mm以上,28 d抗压强度可达2 MPa,满足充填料的性能要求.本文着重从微观角度分析了其固化机理,X射线衍射技术、扫描电子显微镜、热重分析、红外分析等分析结果表明:钢渣粉与钾盐矿尾液水化反应的产物主要为C-S-H凝胶、水铝钙石(或称费里德尔盐)、类水滑石等,在水化反应过程中水化产物之间相互穿插包裹使体系结构的致密度和强度不断增长.在微观结构呈层状的水铝钙石和类水滑石中出现类质同象代替现象,Ca2+、Mg2+、Fe2+,Fe3+、Al3+和Si4+都可相互取代而使得OH-和Cl-参与其中,这对体系中的杂质离子起到固定作用,对充填料的稳定性有利.该研究结果初步表明钢渣具有充当钾盐矿充填料胶结剂的潜力

为了确保未来核聚变反应堆的氘氚自持燃烧必需采用中子增殖材料来得到合适的氚增值比。金属铍被认为是最有前途的核聚变反应堆固态中子倍增材料，但其熔点低，高温抗辐照肿胀性能差，因此需要寻找和研发具有更高熔点和更耐辐照肿胀的新型中子增殖材料以满足更先进的聚变堆要求。本研究尝试提出并制备了一种更高熔点的铍钨合金（Be12W），通过X射线和扫描电子显微镜对它的相组成和表面结构进行分析。对新型铍钨合金进行高剂量的氦离子辐照，发现合金表面一次起泡的平均尺寸约为0.8 μm，面密度约为2.4×107 cm?2，而二次起泡的平均尺寸约为80 nm，面密度约为1.28×108 cm?2。分析氦辐照引起的表面起泡及其机制，并与纯铍和铍钛合金表面起泡的情况进行了对比

利用旋转圆柱电极，结合电化学方法（电化学交流阻抗、极化曲线）、激光扫描共聚焦显微镜、扫描电子显微镜和紫外-可见分光光度法研究了流动工况下油水分层介质中缓蚀剂在油水两相界面处的作用效果及机理。结果表明，该工况下，100 mg·L?1十七烯基胺乙基咪唑啉季铵盐缓蚀剂对碳钢在油水两相分层介质中的水区具有良好的缓蚀效果，缓蚀效率高达99%，但在油水两相界面区域，由于油相的大量存在，导致缓蚀剂的有效质量分数降为混合前的31%，缓蚀效率仅为83%，缓蚀效果较差，碳钢腐蚀未得到有效抑制，甚至出现了沟槽腐蚀。因此，在油区试样腐蚀轻微，并且缓蚀剂的加入有效抑制了水区X65钢的腐蚀

采用金相显微镜、扫描电子显微镜、电化学实验和浸泡实验研究了打印角度30°、45°和60°的SLM-Ti6Al4V试样的组织结构及其在NaF溶液中的腐蚀行为。结果表明，三种试样的组织结构都是原β晶粒内部交叉分布针状α'相；打印角度45°试样中针状α'相尺寸与微观结构晶格畸变程度最小。电化学测试结构表明，三种试样在NaF溶液中的腐蚀行为特征都是随溶液浓度增加，由自发钝化逐渐转变为活性溶解，其临界氟离子浓度分别处于0.0005～0.00075、0.00075～0.001和0.0005～0.00075 mol·L?1。浸泡试验结果表明，当NaF浓度低于临界氟离子浓度的时候，试样表面基本保持完整，而高于临界值的时候试样表面发生活性溶解。此外，对比三种试样的耐腐蚀性能可以发现，打印角度为45°试样的耐腐蚀性能优于其他试样的性能

对纯钛(TA1)和铝锂合金(AL1420)异质单搭自冲铆接头进行静力学实验和疲劳实验研究,通过三参数经验公式采用S-N曲线拟合法绘制接头的S-N曲线,分析接头的疲劳性能;采用扫描电子显微镜对接头疲劳断口进行观测,研究接头的微观疲劳失效机理.结果表明:接头的静力学性能与疲劳性能不具有一致性,TA1-AL1420(TA)接头静力学性能更优,但其疲劳性能比AL1420-TA1(AT)接头差;TA接头疲劳失效形式为下板断裂,疲劳裂纹萌生于靠近铆钉脚处的板材区域,随后沿着板宽方向扩展,最终导致下板完全断裂.AT接头在短寿命区因铆钉断裂失效,铆钉的断口属于脆性疲劳断裂;在中长寿命区出现铆钉断裂和下板断裂的混合失效形式,疲劳裂纹从下板一端萌生,沿着板宽向另一端方向扩展,导致下板断裂失效

采用高温固相法成功制备了 Li2x−ySr1−xTi1−yNbyO3(x=3y/4, y=0.25, 0.5, 0.6, 0.7, 0.75, 0.8) 锂离子固体电解质，并通过X 射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、交流阻抗图谱、恒电位极化等分别研究了各个组分的晶体结构、微观形貌、离子电导率和电子电导率. XRD 显示当 y≤0.70 时，材料为立方钙钛矿型结构，几乎没有杂质相生成. SEM 表明随着掺杂含量 的增加材料的晶粒尺寸逐渐增大. Li0.35Sr0.475Ti0.3Nb0.7O3 锂离子固体电解质有着高离子电导率，为 3.62×10−5 S·cm−1，其电子电导率为 2.55×10−9 S·cm−1，活化能仅为 0.29 eV. 使用以 Li0.35Sr0.475Ti0.3Nb0.7O3 为隔膜的 LiFePO4/Li 半电池经过 100 圈循环后，放电比容量仍有 93.9 mA·h·g−1，容量保持率为 90.72%

采用恒载荷拉伸应力腐蚀试验和电化学试验研究取向对Al-Zn-Mg合金型材的应力腐蚀(SCC) 开裂的影响, 腐蚀介质采用质量分数3. 5%的Na Cl溶液, 容器温度维持在50±2℃, 并通过光学金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD) 等研究不同取向试样应力腐蚀前、后的微观形貌.结果表明横向试样在315 h时断裂, 而纵向试样在整个加载过程中未发生断裂, 纵向试样有更好的抗应力腐蚀开裂性能; 纵截面(L-S面) 的腐蚀电流密度为0. 980 m A·cm-2, 约为横截面(T-S面) 的5倍, 腐蚀倾向于沿挤压方向发展; 相比T-S面, L-S面晶粒间取向差较大, 大角度晶界多, 容易被腐蚀产生裂纹; 在应力腐蚀加载过程中, 试样先发生阳极溶解, 形成腐蚀坑, 聚集的腐蚀产物所产生的楔入力和恒定载荷的共同作用促使裂纹在腐蚀介质中加速扩展, 两种取向试样均发生了明显的晶间腐蚀, 存在应力腐蚀开裂的倾向

为获得一种锌电积用低成本、低析氧电位和高催化活性的阳极，在铝棒表面通过挤压复合技术包覆Pb-0.2% Ag合金得到Al棒Pb-0.2% Ag阳极.在含氟的硫酸溶液中，通过阳极氧化在Pb-0.2% Ag合金和Al棒Pb-0.2% Ag合金阳极表面形成具有高催化性能的膜层，采用显微图像分析仪和数显显微硬度计表征了膜层的厚度及硬度，并通过电子拉伸试验对比了两种阳极的极限抗拉强度.采用X射线衍射、扫描电子显微镜、循环伏安法、阳极极化和交流阻抗法等技术手段研究了Al棒Pb-0.2% Ag与Pb-0.2% Ag阳极表面氧化膜层的物相、形貌以及电化学性能.结果表明：Al棒Pb-0.2% Ag阳极相比Pb-0.2% Ag阳极表面易生成致密较厚的氧化膜层，且膜层硬度提升了41.64%，其氧化膜层主要物相均为电催化活性良好的β-PbO2.新型阳极的极限抗拉强度是传统阳极的1.3倍，大大改善了阳极材料的机械性能.阳极极化曲线数据显示Al棒Pb-0.2% Ag/PbO2阳极在电积锌体系中具有较低的析氧电位(1.35 V vs MSE，500 A·m-2)和较高的交换电流密度(7.079×10-5 A·m-2).循环伏安曲线和交流阻抗数据显示Al棒Pb-0.2% Ag/PbO2阳极具有较高的电催化活性、较大的表面粗糙度和较小的电荷传质电阻.在电积锌实验中，栅栏型Al棒Pb-0.2% Ag/PbO2阳极相比传统Pb-0.2% Ag阳极平均槽电压下降了75 mV，而且大大减少了阳极泥的产生

利用CMT5105电子万能试验机和HTM 16020电液伺服高速试验机对超高强热成形钢进行拉伸试验,应变速率范围为10-3~103 s-1,模拟热成形零件在不同应变速率下的碰撞情况.结果表明:在低应变速率阶段(10-3~10-1 s-1)实验钢的应变速率敏感性不高,随应变速率的升高,实验钢的强度和延伸率变化不大;在高应变速率阶段(100~103 s-1)实验钢具有高的应变速率敏感性,随应变速率的升高,实验钢的强度和延伸率都呈增大的趋势,并且抗拉强度的应变速率敏感性要大于屈服强度.这主要是由于在高应变速率阶段拉伸时产生的绝热温升现象和应变硬化现象共同作用造成的.实验钢颈缩后的延伸率随应变速率的增大而减小,主要是由于高应变速率下马氏体局部变形不均匀造成的.实验钢吸收冲击功的能力随应变速率的升高而增大,实验钢达到均匀延伸率时吸收冲击功的大小对应变速率更敏感.与低应变速率阶段相比,实验钢在高应变速率阶段的断口韧窝的平均直径更小,韧窝的深度更深,这与高应变速率阶段部分马氏体晶粒的碎化有关.通过扫描电镜和透射电镜观察发现,在高应变速率拉伸时晶粒有明显的拉长趋势,并且在应力集中的地方有一些微空洞的存在,应变速率为103 s-1时部分区域有碎化的现象