奥氏体不锈钢是制造压水堆主回路部件的重要结构材料。奥氏体不锈钢在压水堆核电站中的服役整体表现优异，但服役过程中仍然发生过应力腐蚀开裂事故。发生冷变形是奥氏体不锈钢部件出现应力腐蚀开裂事故的主要原因，而切削加工及加工表面的后处理是在部件表面引入冷变形的主要工艺过程。本文基于过去20年本领域国内外相关研究结果，综述了切削加工等工艺在奥氏体不锈钢表面引入的塑性变形区的显微组织与残余应力特征，以及表面变形对奥氏体不锈钢在压水堆主回路高温水环境中的腐蚀及应力腐蚀裂纹萌生行为影响的研究进展。基于这些研究，指出了不锈钢应力腐蚀裂纹萌生研究中存在的问题、可能的解决办法，并对其他亟待开展的研究做了展望。

镁合金具有轻质、比强度高、阻尼减振、生物相容性好、体内可降解等优点，在航空航天、汽车轻量化、生物医疗等领域应用潜力巨大。然而传统的镁合金铸造成形和变形加工技术在制备一体化复杂结构件上具有一定的局限性，制约了镁合金在上述领域的应用普及。增材制造是一种根据三维模型数据逐层熔化沉积的先进技术，有望成为镁合金复杂构件制备的重要技术途径。本文概述了近年来增材制造镁合金的研究进展，重点对选区激光熔化(SLM)和电弧增材制造(WAAM) 2种主要增材制造的工艺研发现状和影响因素、微观组织、力学性能及耐蚀行为进行分析与总结。研究表明，工艺优化后SLM和WAAM等技术均可获得致密度> 99%的镁合金试件，并且能够获得与传统制造镁合金相当的力学性能和耐蚀性能，增材制造镁合金表现出极大的工程应用潜力。最后，从材料优化、工艺改进及性能评价等方面对增材制造在镁合金中的未来发展趋势与研究方向进行了总结与展望。

采用激光熔化沉积在TC4合金表面制备出不同TiB₂含量(0、10%、20%、30%，质量分数)的TiAl基合金涂层，利用XRD、OM、SEM、显微硬度计、压痕法(断裂韧性)、磨损试验机以及激光共聚焦显微镜等，系统研究了TiB₂含量对涂层微观组织与力学性能的影响。结果表明，涂层组织由底部沿厚度方向依次为平面晶、柱状晶和等轴晶，随着TiB₂含量增加，柱状晶高度逐渐降低。TiB₂/TiAl复合涂层由TiAl合金基体相(γ + α₂)以及TiB₂增强相组成，直接添加的TiB₂颗粒大多没有熔化，但直接添加的TiB₂颗粒外层与TiAl合金熔体发生溶解反应后原位析出初生TiB₂和次生TiB₂，初生TiB₂呈块状，次生TiB₂呈短棒状和条带状。随着TiB₂含量由0增加至10%，涂层基体组织明显细化，但继续增加TiB₂含量(20%、30%)并未产生进一步的细化作用。随着TiB₂含量由0增加至30%，涂层的表面硬度由530.5 HV增加至738.4 HV，断裂韧性由7.75 MPa·m^1/2降低至3.17 MPa·m^1/2，磨损率由3.98 mg/mm²减少至0.42 mg/mm²，并且磨损面的磨损程度及其粗糙度也随之降低。未添加TiB₂时，涂层的磨损机制以显微切削为主，多次塑性变形为辅；TiB₂含量为10%时，涂层的磨损机制以显微切削为主，微观断裂为辅；随着TiB₂含量增加，磨损机制逐渐转向微观断裂；TiB₂含量为30%时，涂层的磨损机制以微观断裂为主，显微切削为辅。

采用熔融-退火-放电等离子烧结工艺合成P型CoSb₃基热电材料，研究Ce掺杂量对CoSb₃基热电材料显微组织和热电性能的影响，以及La掺杂对解耦热电关系的作用。结果表明，掺杂元素La和Ce降低了热导率，使La_0.1Ce_0.8Fe₃CoSb₁₂在整个测温区间的热导率保持在1 W/(m·K)左右，对应的最高热电优值在723 K时达到0.45。以磁控溅射法制备Al-Ni涂层，通过对溅射Al-Ni防护涂层的P型La_0.1Ce_0.8Fe₃CoSb₁₂材料热电性能进行测试，发现涂层的介入并未造成材料热电性能的衰退，且涂层与基底结合良好，元素分布均匀。以钎料Ag₄₀Cu₆₀对P型热电元件La_0.1Ce_0.8Fe₃CoSb₁₂与电极片Mo₅₀Cu₅₀接头进行焊接行为研究，发现界面处宏观结合效果良好。

对GH3535合金进行晶界工程(GBE)处理，将得到的GBE样品与未经GBE处理(Non-GBE)样品在700℃下渗碲500 h，再进行原位三点弯曲实验，比较渗碲后GBE和Non-GBE样品的开裂性能，并对三点弯曲实验前局部区域的不同类型晶界取向成像显微图和三点弯曲实验后原位裂纹的形貌图进行分形分析。随机晶界(RGB)与裂纹的分形维数变化趋势相同，随机晶界的分形维数越小，材料抗开裂性能越好。GBE样品中因大尺寸孪晶晶粒团簇的平均尺寸更大，且分布更加均匀，有利于提高材料的抗开裂性能。

利用球磨与粉末冶金工艺相结合制备AZ61超细晶镁合金，分析了球磨对其晶粒尺寸、析出相、织构及室温拉伸性能的影响。结果表明，球磨及粉末冶金制备的AZ61镁合金与未经球磨处理制备的镁合金相比，其晶粒尺寸由0.91 μm细化到0.68 μm，且球磨处理促进了Mg₁₇Al₁₂的动态析出及细化，同时弱化了基面织构，其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为393.1 MPa、431.9 MPa和8.5%，综合力学性能优于其他工艺制备的AZ61镁合金。强化机制分析表明，细晶强化的贡献达到90%以上，沿晶界分布的Mg₁₇Al₁₂会降低Orowan强化效果，基面织构的弱化会降低屈服强度。未经球磨处理的镁合金的断裂机制是由镁粉表面的氧化引发粉体脱黏主导的；经球磨处理后其断裂机理为脱黏的粉体与周围未脱黏的组织变形不匹配及晶界上Mg₁₇Al₁₂数量增加导致的。

采用电磁悬浮熔炼+直接铸造的方法制备了千克级的AlCr_1.3TiNi₂共晶高熵合金，借助TEM、APT等表征手段分析了该合金的微观组织与成分分布，使用HT-1000摩擦试验机对比研究了该合金与GH4169镍基高温合金的高温摩擦学性能。结果表明：该共晶高熵合金具有超细的层片状共晶组织(层片间距约350 nm)，其共晶两相为晶格错配度只有约2%的bcc相与L2₁相，L2₁相中还存在大量的纳米析出相；≤ 600℃时，共晶高熵合金的磨损机理以磨粒磨损为主，其磨损率均低于GH4169合金；800℃时，共晶高熵合金的磨痕表面塑性变形加剧，其摩擦系数明显高于GH4169合金，但2者的磨损率相差不大。GH4169合金高温耐磨性的提高得益于其磨损表面氧化物膜的形成，而共晶高熵合金出色的耐磨性主要与其良好的高温组织稳定性及力学性能有关。

系统地研究了单相fcc结构等原子比CrFeNi中熵合金在应变速率10^-3~1800 s^-1，变形温度77~1073 K的拉伸力学行为。结果表明，在准静态应变速率(10^-3 s^-1)下，随着变形温度从1073 K降低到77 K，该合金的屈服应力从125 MPa提高到415 MPa，同时均匀延伸率由2%提高到82%。在673 K拉伸时材料表现出反常的均匀延伸率，这与变形过程中发生了动态应变时效相关。在恒定温度77 K下，随着应变速率从10^-3 s^-1提高到1800 s^-1，合金的强度显著提高，屈服应力从415 MPa提高到595 MPa，同时均匀延伸率保持不变，在1800 s^-1应变速率下仍可保持在68%。基于经典的ZA模型，构建了屈服应力-温度/应变速率之间的本构关系，结果表明，ZA模型可以很好地拟合和预测CrFeNi中熵合金在不同温度和应变速率下的屈服应力。基于实验结果，通过回归分析和约束优化建立了2种唯象本构模型(JC模型和KHL模型)和3种基于物理基础的本构模型(PB模型、ZA模型和NNL模型)。对比发现，JC模型和PB模型分别具有最高和最低的描述准确性。

研究了2种高Nb、低Nb含量新型Zr-Sn-Nb-Fe-V合金在400℃、10.3 MPa过热蒸汽中的长期均匀腐蚀行为，发现2种合金均表现出周期性钝化-转折规律，对其演变行为及机制进行了深入研究。多次转折发生后，氧化膜显微组织仍呈规律性分层，柱状晶及缺陷带周期性出现。转折前，氧化膜/金属界面起伏强度及四方ZrO₂ (t-ZrO₂)等效厚度随时间延长而逐渐增大，转折时均快速减小；氧化组织再次钝化-转折时，2者演变规律均与初次转折相同。分析认为，转折时缺陷带的产生受到氧化膜/金属界面的粗糙起伏畸变及t-ZrO₂相变共同影响，周期性氧化规律的产生与起伏强度、t-ZrO₂等效厚度达到最大临界值的周期性密不可分。Raman光谱分析表明t-ZrO₂的280 cm^-1特征峰负偏移，定性地反映了t-ZrO₂中O空位浓度。O空位浓度在钝化阶段保持稳定，转折时迅速下降，2种合金的耐腐蚀性差异与O空位浓度差异相关。

搭建了由电动推杆、时间继电器及4个腐蚀电化学传感器组成的模拟动态海水/大气界面(简称为水气界面)腐蚀测试平台，综合采用腐蚀电位监测、电化学阻抗谱(EIS)技术、电化学噪声(EN)技术以及表面和截面形貌分析，研究了2024铝合金在模拟动态水气界面区的局部腐蚀行为与机制，并比较了其与全浸区腐蚀行为的差异性。结果表明，动态水气界面区腐蚀产物呈“连续分布”特征，主要是由于试样向上移出水面过程中蚀孔内阳极溶解产生的Al³⁺流出，与界面区丰富的氧结合生成腐蚀产物；全浸区腐蚀产物分布较为分散。水气界面区随着铝合金浸入和移出水面，腐蚀电位呈现周期性“下降-上升”波动，波动幅值为5~10 mV。全浸区与水气界面区的水线上方由于腐蚀电位较高所以为阴极区，水线下方为阳极区；但腐蚀电位差异不大，因此宏观腐蚀电池作用不明显。EIS结果表明，水气界面区高频容抗弧半径均呈现先增大后减小趋势，界面区的腐蚀产物膜由于覆盖度大，比全浸区的腐蚀产物膜耐蚀性好。EN结果表明，水气界面区电流噪声的波动幅值先减小后增大，表明局部腐蚀敏感性先减小后增大，电流噪声的功率谱密度(PSD)高频线性区斜率均小于-20 dB/dec，表明其腐蚀类型均为局部腐蚀。和全浸区相比，水气界面区的蚀孔尺寸小，孔蚀发展速率较慢，这主要是因为水气界面区的O含量高，O₂通过扩散到达蚀孔内部发生还原反应，消耗H⁺，进而提升蚀孔内的pH值。

利用第一性原理计算方法对高温合金基体元素Ni进行了不同氧浓度下的晶界理想拉伸实验，并结合理想分离功和差分电荷图给出了氧弱化Ni晶界的内在原因。对Co和NiCr晶界进行了类似的对比分析，给出了高温合金不同基体晶界氧化弱化的程度差异以及弱化原因。结果表明，O原子较大的电负性使得晶界处Ni—Ni金属键因电荷缺失而弱化；在拉伸过程中，当拉伸应变达到0.10，含氧Ni晶界应变完全由含氧晶界处的Ni—Ni键提供，氧的存在明显加速了Ni晶界的断裂失效过程；钴基合金晶界氧化后强度更高，比Ni有更好的抗氧化弱化性能，但断裂应变较小；NiCr基晶界强度最低，但氧化后力学性能较稳定；Ni晶界氧化弱化的原因在于O原子带来的结构畸变，而Co和NiCr基晶界氧化弱化现象主要来自电荷密度分布的改变。