研究了铸轧AZ31镁合金的高温拉伸性能和变形机制.在300~450℃条件下,分别以恒定拉伸速率10-3 s-1和10-2 s-1进行拉伸至失效试验,在真实应变率为2×10-4~2×10-2 s-1的范围内进行变应变率拉伸试验.当拉伸速率为10-2s-1时,试样在400℃和450℃的延伸率均超过100%;当拉伸速率为10-3 s-1时,试样在400℃和450℃的延伸率均超过200%,该条件下的应力指数n≈3,蠕变激活能Q=148.77 kJ·mol-1,变形机制为溶质牵制位错蠕变和晶界滑移的协调机制.通过光学金相显微镜和扫描电子显微镜观察显示试样断口处存在由于发生动态再结晶和晶粒长大而形成的粗大晶粒,断裂形式为空洞长大并连接导致的韧性断裂

为研究高铌高磷GH4169C高温合金在高温长期时效过程中的组织稳定性,通过场发射扫描电镜和数显布氏硬度计对GH4169和GH4169C两合金分别经600、650、704及720℃时效30~10000 h的显微组织和硬度变化进行对比分析。结果表明：在服役温度（650℃）范围内长期时效,GH4169合金和GH4169C合金均表现优异的稳定性；在服役温度以上长期时效,GH4169合金和GH4169C合金稳定性较差,短时间内,合金组织就出现失稳。对比而言,704℃时GH4169C合金组织稳定性较GH4169合金高,而720℃时GH4169C合金组织稳定性劣于GH4169合金。分析认为,GH4169C合金由于提高Nb含量和P含量使的γ＇相稳定性增加,得以在服役温度以上（704℃）表现比GH4169合金更为优异的组织稳定性,但Nb含量的提高也引起啄相含量的增加,导致组织稳定性下降。在超高温（720℃）下,GH4169C合金稳定性劣于GH4169合金。由此推知,相比GH4169合金,改型GH4169C合金在使用温度上有所提高,但提高有限,在超高温下,其稳定性反而降低

利用插入突变的方式获得了一株衣藻不运动突变体ift81,该突变体表现出鞭毛缺失或者短鞭毛的性状.基因序列分析表明,外源基因aphⅧ插入了突变体中IFT81(intraflagellar transport,IFT)基因的第五个外显子内,并导致该外显子原有的52个碱基对被替换.把含有完整IFT81基因的重组质粒导入突变体ift81后,其鞭毛恢复为野生型且可以检测到IFT81-HA融合蛋白的表达,这证明突变体的鞭毛缺陷确实是由于IFT81基因突变所导致.电镜观察显示突变体中鞭毛的显微结构发生改变,免疫荧光实验证实IFT81蛋白主要定位于基体和鞭毛部位.上述结果表明:IFT81蛋白缺失会导致衣藻鞭毛组装缺陷,在鞭毛组装所需蛋白的运输过程中,IFT81蛋白是必不可少的

借助有机涂层预应变施加方法，跟踪观察户内加速试验过程中受到外加应变的航空有机涂层表面形貌变化，利用环境扫描电子显微镜进行显微组织表征，利用电化学阻抗谱进行特定频率的阻抗模值分析，进而综合研究航空有机涂层在外加应变和热带海洋大气环境耦合作用下的损伤规律和失效模型.研究发现，外加拉应变导致有机涂层的防护性能下降，外加拉应变水平越高，有机涂层损伤越严重，防护性能下降越多.进行户内加速试验过程中，受到外加拉应变的涂层防护性能进一步下降，外加拉应变越大，下降越快.受外加拉应变的涂层防护性能下降的原因是相应的应力水平超过有机涂层材料的断裂强度，从而在涂层内部形成微裂纹，构成外界溶液到达有机涂层/合金界面的通道.受到外加压应变后，有机涂层的防护性能不发生明显变化.进行户内加速试验过程中，受到外加压应变的涂层防护性能缓慢丧失，受到外加压应变水平越高，涂层防护性能下降越缓慢

采用高精度微动磨损试验机SRV Ⅳ研究蒸汽发生器传热管材料Inconel600合金在不同位移幅值下的微动磨损行为，分析了位移幅值对摩擦因数和磨损体积的影响.采用光学显微镜和扫描电子显微镜观察磨损表面和截面的形貌，并用透射电子显微镜对摩擦学转变组织进行观察.结果表明：随位移幅值的增加，摩擦因数和磨损体积逐渐增大，材料的微动行为先后经历以黏着为主的部分滑移区以及滑动为主的完全滑移区；磨损机制也由黏着磨损逐步转变为氧化磨损和剥层磨损的共同作用；微裂纹出现在黏着区域和滑动区域的交界处以及滑动区域内；黏着区氧分布密度和磨痕外基体的相一致，氧化主要发生滑动区域；磨痕亚表层的组织发生了严重的塑性变形，产生纳米化现象，摩擦学转变组织的晶粒尺寸约100 nm，远小于原始组织的15~30μm

2205双相不锈钢经过1300℃固溶处理和不同程度的冷轧变形后,在不同温度下保温不同时间后水冷.利用金相显微镜和透射电镜观察试样的组织,用Image Tool软件分析组织中σ相的含量,研究2205双相不锈钢中σ相的析出规律.在950℃保温,当冷轧变形量从50%增大到85%时,σ相析出时间从30 min缩短为3 min.冷轧变形量为85%的试样,在950℃保温,当保温时间从3 min延长至30 min时,σ相的体积分数从1.2%增大到11.8%.在875~950℃保温5 min后,当温度从875升高至950℃时,σ相的体积分数从8.9%降低至3.6%;在975℃保温5 min后,组织中不存在σ相

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究Fe-36Ni合金在900～1200℃的热塑性行为，并用FactSage软件、扫描电镜及透射电镜等研究该合金热塑性的影响因素及作用机理.结果表明：合金中主要形成Al2O3+Ti305＋MnS复合夹杂，夹杂物颗粒尺寸集中分布在0.5μm以下.合金热塑性在900～1050℃受晶界滑移及动态再结晶共同影响.晶界上分布的纳米级别（200nm）夹杂物则促进显微裂纹在晶界滑移过程中的形成和扩展，损害合金热塑性.当温度高于1050℃时，较高的变形温度使再结晶驱动力大于钉扎作用力，合金发生动态再结晶，有效提高热塑性.在1100～1200℃区间内，枝晶间裂纹的形成、晶界滑移的加剧及动态再结晶晶粒尺寸增大都降低合金热塑性

利用Thermal Calc热力学软件、光学金相显微镜、扫描电镜等手段分析了GH4710合金原始态和不同条件热物理模拟变形后的析出相及加工损伤特征，系统研究了析出相特征与该合金热加工塑性损伤及开裂的关联性.结果表明：GH4710合金的原始组织主要由γ'、MC及M23C6碳化物、γ+γ共晶组织组成；热加工时微孑洞等损伤在MC碳化物及γ+γ共晶组织处形核后沿晶界扩展，最终相互连接导致合金大面积破坏；γ'相优先在MC碳化物及共晶组织附近析出，并通过其共格应力场的作用增加了损伤形核和扩展阻力，使合金在较低温度下的塑性损伤值明显小于高温条件下

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

河钢集团有限公司开发了利用钢液中形成TiOx?MgO?CaO细小粒子改善焊接粗晶热影响区韧性的ITFFP技术（Improve the toughness of HAZ by forming TiOx?MgO?CaO fine particles in steel），成功试制生产出大线能量焊接用30 mm厚度规格（H30）和60 mm厚度规格（H60）EH420海洋工程用钢。母材力学性能试验结果表明，H30和H60试制钢屈服强度分别达到461 MPa和534 MPa，抗拉强度分别达到570 MPa和628 MPa，延伸率分别为26%和24.5%，满足EH420海洋工程用钢国家标准要求。采用Gleeble-3800型热模拟试验机对试制钢进行了200 kJ·cm?1条件下热模拟试验，并对焊接热影响区中的显微组织和?40 ℃冲击韧性进行了分析和测试。结果表明，试制钢中形成的CaO(?MgO)?Al2O3?TiOx?MnS夹杂物可以有效地诱导针状铁素体析出，显著提高钢材的冲击韧性。另外，利用气电立焊设备对H30和H60试制钢分别进行了焊接线能量为247 kJ·cm?1和224 kJ·cm?1的实焊试验，结果显示，H30试制钢焊接接头表面和根部焊缝处?40 ℃冲击吸收功值≥74 J，焊接热影响区≥115 J，H60试制钢焊接接头表面和根部焊缝处?40 ℃冲击吸收功值≥91 J，焊接热影响区≥75 J，焊接接头的冲击性能远高于国家标准值42 J