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研究了固溶+單級時效處理、固溶+雙級時效處理、固溶+隨爐冷卻處理對新型亞穩β鈦合金Ti-6Mo-5V-3Al-2Fe-2Zr的顯微組織和拉伸性能的影響。結果表明：與固溶+單級時效處理相比，固溶+雙級時效處理析出的晶內次生α相間距減小和體積分數增大而使合金的強度提高。兩種熱處理都使合金中生成連續的晶界α相，導致合金的塑性降低；與上述兩種熱處理相比，固溶+隨爐冷卻處理使合金中析出的晶內次生α相的間距明顯減小且沿晶界生成向晶內生長的αwgb相，使合金的強度和塑性顯著提高，其抗拉強度達到1421 MPa，斷后伸長率為7.7%；與次生α相的體積分數相比，其間距是影響合金強度的主要因素。隨著次生α相間距的減小，合金的強度提高。
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用150 eV高能氦(He)離子在400 K對多晶鎢(W)表面的W納米絲進行間歇式輻照并使用掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡以及稱重法等手段對其表征，研究了He離子輻照對W納米絲演變過程的影響。結果表明，高能He離子輻照使W納米絲極不穩定。隨著輻照劑量的增加W納米絲之間的交聯程度逐漸降低。W絲內的He泡在高能He離子濺射的作用下破裂，使W絲塌陷合并，部分濺射出來的W原子沉積在近鄰的W納米絲外壁或W絲根部，最終使W納米絲演變成頂部細根部粗的錐型結構。
研究了固溶溫度對一種亞穩β鈦合金(Ti-4Al-6Mo-2V-5Cr-2Zr)的鍛態組織和室溫拉伸性能的影響。結果表明，固溶溫度低于相變點時大量的α相在β基體中析出并聚集在滑移帶附近，隨著固溶溫度接近相變點α相的數量減少且部分滑移帶消失。固溶溫度高于相變點時顯微組織為單一的β相且滑移帶完全消失，隨著固溶溫度繼續升高β晶粒聚集且長大。這種合金經750℃×1 h固溶處理后達到良好的強度塑性匹配，氣抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為957 MPa、887 MPa和11.7%。
采用低能球磨-熱壓燒結制備了(FeNiCoCr)100-x Al x (x=0、5)高熵合金，并對其進行時效處理，研究了合金的組織結構與力學性能。結果表明：燒結態及時效態合金的微觀組織均由FCC相和少量BCC相構成，其中FCC相中均存在孿晶，且未添加Al的合金中孿晶比例相對較高；添加Al的合金中BCC相較高，且時效處理后出現了大量小角度晶界。時效態FeNiCoCr合金具有最佳的綜合性能，其壓縮真屈服強度達545 MPa，彎曲強度和斷裂韌性分別為1342±20 MPa和32.5±2.0 MPa·m1/2，優異的力學性能歸因于FCC相中退火孿晶的形成以及BCC相的析出。
研究了熔速對氬氣保護GH4169G電渣錠宏微觀組織及非金屬夾雜物的影響。結果表明:適當增加熔速有利于縮短鑄錠的局部凝固時間，減小二次枝晶間距，從而細化枝晶組織，但對Nb、Ti等易偏析元素沿徑向的宏觀分布影響不大。熔速對GH4169G鑄錠中的夾雜物類型影響較小，主要為氧化物、氟化物和氮化物三類。夾雜物在鑄錠表面最多，向內部迅速減少并趨于穩態。鑄錠內部夾雜物多以氧化物為核心，氮化物為次外層，碳化物為最外層的雙層或三層結構。采用MeltFlow-ESR模擬方法，分析了熔速對重熔過程中夾雜物運動軌跡的影響，發現提高熔速有利于夾雜物向鑄錠表面運動，降低鑄錠表面夾雜物富集區的厚度和鑄錠內部夾雜物的數量。此外，提高熔速有利于縮短夾雜物析出長大的時間，降低夾雜物尺寸。
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設計并制備了4%W/無Ru、6%W/無Ru以及6%W/2%Ru三種鎳基單晶高溫合金，通過蠕變性能測試、組織形貌觀察、元素分布測定以及XRD譜線測定，研究Ru對一種高W鎳基單晶合金蠕變性能的影響。結果表明，提高W含量會促進拓撲密堆相(TCP)析出，從而影響蠕變壽命，6%W/無Ru合金在1070℃/137 MPa條件下的蠕變壽命僅為58 h。元素Ru可改善元素W在γ/γ兩相的濃度分布，高溫蠕變期間元素Ru可抑制元素W由γ相向γ相擴散。6%W/2%Ru合金經高溫蠕變無TCP相析出，其在1070℃/137 MPa條件下的蠕變壽命高達383 h。三種合金在高溫蠕變期間，γ相均可形成垂直于應力軸方向的筏狀結構，TCP相可破壞筏狀結構的連續性，導致γ/γ兩相扭折程度加劇，是6%W/無Ru合金蠕變壽命較低的主要原因。
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選取與天然鉻鐵礦粉有效成分相近的Al、Cr、Fe、Ni、Si元素為高熵合金成分，采用激光燒結技術制備CrFeNiAlxSi系高熵合金，研究了Al含量對CrFeNiAlxSi系高熵合金的物相結構、顯微組織、密度和孔隙率、顯微硬度、耐磨和抗高溫氧化性能的影響。結果表明：CrFeNiAlxSi(x=0.2、0.4、0.6、0.8、1.0)系高熵合金由BCC+FCC相構成，隨著Al含量的提高FCC相減少；x=0.6的合金硬度最高，為813.3HV；合金的密度降低孔隙率提高，x=0.2的合金密度最大，為4.21 g·cm-3，孔隙率最低，為26.46%；x=0.6的合金耐磨性能最佳，磨損率為69.50 mg·cm-2；隨著Al含量的提高，合金的抗高溫氧化性能明顯提高。
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建立多尺度模型闡明了鎂合金薄板再結晶和織構演變機制。先用有限元法數值計算異步溫軋工藝過程，得到了等效塑性應變、應變速率等結果，并以此作為初始邊界條件引入基于位錯密度演化的硬化方程，得到了VPSC(Visco-Plastic Self-Consistent)粘塑性自洽模型、實現了CA(Cellular Automata)元胞自動機模型的耦合計算，得到了宏觀尺度上的應力與應變、微觀尺度上的動態再結晶微觀組織和變形織構。研究了異步溫軋過程中應變速率對動態再結晶微觀組織的影響，并用電子背散射衍射技術(EBSD)實驗驗證了在不同冷卻條件下溫軋AZ31鎂合金薄板的微觀組織。模擬結果表明：適當提高應變速率可細化晶粒；軋制后空冷處理的板材基面織構的弱化程度更高，有利于提高沿板材厚度方向的變形能力。
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將低膨脹高溫合金GH2909分別在500℃、600℃和650℃時效2000 h，研究了長期時效對合金組織和性能的影響。結果表明：GH2909合金在550℃和600℃時效2000 h后其組織穩定性較高，強度略有提高，塑性基本不變。而在650℃時效2000 h后合金的拉伸強度明顯降低，室溫塑性下降，尤其是在室溫下斷面收縮率明顯降低，但是高溫塑性卻顯著提高。其原因是，GH2909合金在650℃長期時效過程中析出了大量貫穿晶粒且呈魏氏組織形貌的針狀ε/ε″相，而強化相γ′相明顯減少。同時，在該溫度下γ′相明顯長大且其穩定性下降。
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以合金表面粘砂比例和粗糙度為優化指標，采用多指標正交實驗設計方法，通過極差分析研究了定向凝固用陶瓷型殼面層粒度配比和Cr2O3添加劑對鑄件表面質量的影響。結果表明，鑄件表面粘砂層的主要成分為Al2O3以及少量Cr、Ni等合金元素；調整陶瓷型殼面層的粒度級配能降低陶瓷型殼面層的孔隙率，使型殼面層形成致密的結構，從而減少在定向凝固過程中合金液向陶瓷型殼面層的滲入、減少鑄件表面的物理粘砂；Cr2O3添加劑與型殼中的Al2O3反應生成的二元化合物Al2O3-Cr2O3或Al2O3-SiO2-Cr2O3三元系產物，抑制了合金中的活性元素(Ni、Ti、Al等)與型殼中游離的SiO2反應，從而減少鑄件表面的化學粘砂、提高鑄件的表面質量。
對不同C、B含量的K417G合金進行DTA分析、等溫淬火實驗和950℃/235 MPa持久性能測試，并觀察其組織形貌，研究了C、B含量對K417G鎳基高溫合金的凝固行為和高溫持久性能的影響。結果表明，在合金的凝固期間C含量影響碳化物的析出溫度和初生碳化物的含量，且隨著C含量的提高而提高；共晶組織的析出溫度主要受B元素含量影響，且共晶含量隨著B含量的提高而提高。合金在950℃/235MPa條件下持久變形期間其斷裂機制為裂紋在晶界處萌生并沿晶界擴展，晶界處的MC型碳化物分解成富Cr的M23C6型碳化物而使晶界的穩定性降低；在合金成分范圍內提高B元素含量能改善合金在高溫變形期間的晶界強度，因此適當降低合金中的C含量和提高B含量有助于改善合金的高溫持久性能。
研究了添加Zr元素的重力鑄造AlSi7Mg0.4合金的微觀組織和力學性能。結果表明，在含Zr的鑄態合金中生成了(Al，Si)3(Zr，Ti)和π-Fe相，Zr的添加使合金的晶粒尺寸減??；經過T6熱處理后富Fe相中的Mg和少量粗大的(Al，Si)3(Zr，Ti)相重溶到基體中，減小了金屬間化合物的尺寸，生成了與基體有共格關系的含Zr析出相。含Zr合金的抗拉強度和伸長率達到332 MPa和8.7%，比不含Zr的合金分別提高了10%和90%。
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使用電子萬能試驗機和分離式Hopkinson壓桿分別測量TC2鈦合金的準靜態和動態應變下的應力-應變曲線，并結合顯微組織的變化研究了高應變率下的動態流動應力特征。結果表明：應變率為1100-6000 s-1時TC2鈦合金具有一定的應變率敏感性，隨著應變率的提高顯示出明顯的應變率增強和增塑效應，但是應變率超過4800 s-1后二者均減弱；在應變率為2500 s-1的試樣中觀察到與加載方向約成45°角的絕熱剪切線，隨著應變率的進一步提高出現剪切帶，但是由于彌散的β顆粒相滑移聚集形成了阻攔帶而沒有明顯增寬。用絕熱溫升項修正了Johnson-Cook本構模型，進行非線性擬合構建了TC2鈦合金在室溫下的動態塑性本構關系，統計分析了預測數據和實驗數據，2.18%的平均相對誤差和0.9935的相關系數說明改進的模型較好地描述了TC2鈦合金在室溫高應變速率條件下的流變行為。
用磁控濺射法在Ti基底上沉積了FeCoNiMoCr高熵合金薄膜并制成電極，用SEM和EDS觀察和分析了電極表面和橫截面的形貌和元素分布，用表面輪廓測量儀測量了電極的表面粗糙度，用XRD分析了電極的物相和結構，使用電化學工作站表征了電極的電化學性能。結果表明，電極的表面粗糙、元素分布均勻，電極上的膜厚約為2.40 μm，薄膜呈非晶態。電極在堿性溶液中表現出良好的析氧性能和穩定性。在電流密度為10.0 mA/cm2條件下，過電位為360 mV、Tafel斜率為73.45 mV/dec。在過電位為360 mV的條件下連續使用24 h，電流密度沒有明顯的衰減。循環伏安實驗和電化學阻抗分析的結果表明，FeCoNiMoCr高熵合金薄膜本征催化活性的提高使電極的電催化析氧性能優于貴金屬RuO2(過電位為409 mV，Tafel斜率為94.18 mV/dec)。
在不同溫度對Fe47Mn30Co10Cr10B3間隙高熵合金進行不同的形變和退火處理，使用電子背散射衍射和電子通道襯度像等手段對樣品進行表征，研究了形變和退火對其微觀組織結構演變的影響。結果表明，在小應變量條件下，隨著形變溫度的降低，主導的形變機制從位錯滑移轉變為相變誘導塑性；在室溫形變條件下，隨著應變量的增大，主導的形變機制由位錯滑移轉變為相變誘導塑性。對大應變量的樣品退火，隨著退火溫度的提高，微觀組織從形變態(600℃-5 min)、部分再結晶態(800℃-5 min)到完全再結晶態(1000℃-5 min)的演變。在1000℃退火條件下，隨著退火時間的延長，微觀組織由部分再結晶態(1 min)演變到完全再結晶態(5 min和15 min)，且相組成由γ單相演變為γ+ε雙相。退火不能改變形變態中第二相顆粒沿著軋向的分布。拉伸實驗結果表明合金的屈服強度為326 MPa，抗拉強度為801.9 MPa，延伸率為26.8%，實現了較好的強韌化性能且其斷裂機制為韌性斷裂。
在泡沫鎳基體上進行陽極電沉積制備了NF/PDMA/MnO2-Co電極，使用FESEM-EDS、XPS和Raman譜、循環伏安和電容吸脫附測試等手段表征了復合電極的結構和評價其電容特性和對Pb2+的吸附行為。結果表明，在電流密度為1 mA/cm2、30℃和3 min條件下制備的NF/PDMA/MnO2-Co復合電極，在Pb2+濃度為20 mg/L的模擬廢水中有比較高的比電容值(208.8 F/g)，對Pb2+有較高的吸附容量(59.9 mg/g)；PDMA底層與Co摻雜MnO2表層的協同作用提高了MnO2電極電容和吸附性能；吸附動力學擬合表明，復合電極的吸附過程受物理、化學吸附混合控制，并受離子傳質和孔隙內擴散的限制；電極的穩定性好，4次循環吸附后的吸附量仍達到51.7 mg/g。
使用OM、TEM、SEM、顯微硬度和室溫拉伸等手段研究了Sc和Zr的復合添加對Al-5.5Si合金鑄態的組織和性能的影響，以及在不同溫度退火后其性能的變化規律。結果表明，Sc、Zr的添加使Al-5.5Si合金的硬度提高了33%、抗拉強度提高了38%、屈服強度提高了52%、延伸率基本上不變。在Al-5.5Si合金中復合添加Sc、Zr使α-Al的平均晶粒尺寸從203 μm減小到130 μm，在α-Al基體中析出大量的Al3(Sc1-xZrx)納米粒子(10~15 nm)，并使共晶Si內的層錯或微孿晶的密度顯著提高。退火溫度對鑄態合金的性能有較大的影響：在較低溫度(低于160℃)退火時合金的硬度呈上升趨勢，而在較高溫度(高于280℃)退火時合金的硬度呈顯著下降趨勢。這些結果與二次析出的納米Si相密切相關。
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根據復合材料的疲勞損傷機理，重新定義了疲勞損傷因子。根據這個疲勞損傷因子，提出了一種考慮纖維的含量和溫度影響的單向纖維增強復合材料剩余剛度和剩余強度的模型；進而根據室溫剩余剛度-剩余強度關聯模型引入溫度修正參數得到了一定溫度下的剩余剛度-剩余強度關聯模型，并進一步得到了與剩余剛度相關的剩余強度模型。于是，在建立剩余強度模型時減少了剩余強度的試驗量和數據分散性的影響。最后，對現有文獻中復合材料疲勞試驗數據和剩余強度試驗數據進行擬合，證明本文提出的剩余剛度模型和剩余強度模型精確描述了剩余剛度和剩余強度下降的規律。根據剩余剛度模型預測了不同纖維體積分數的復合材料在不同溫度下剩余剛度衰減的規律。
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研究了Ti-6Al-4V鈦合金板材的室溫蠕變行為及其對合金后續使用性能的影響。結果表明：合金的宏觀織構、應力水平以及預塑性應變都顯著影響其室溫蠕變行為。在加載方向上合金的<0001>峰值極密度越高，則其加工硬化指數越大、蠕變指數越小、室溫蠕變性能越好。足夠大的應力，是合金發生室溫蠕變的必要條件。只有在蠕變應力不小于0.85σy的條件下才能觀察到較為明顯的室溫蠕變，且室溫蠕變效應隨著蠕變應力水平的增大而增大。在室溫下無論是蠕變還是單調加載引起的塑性應變，都抑制合金的后續蠕變行為。預加的塑性應變雖然抑制合金的后續蠕變應變，卻使合金的后續疲勞性能惡化。
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采用平板共培養法測定Ti-Zr-Cu合金表面的菌落數，通過CCK8細胞增殖檢測、鬼筆環肽細胞染色觀察細胞核和細胞骨架形貌、細胞凋亡和黏附能力測定，研究了Ti-Zr-Cu合金的抗菌性能和體外生物相容性。結果表明，空白樣品和Ti-Zr合金表面上的菌落密集，而Ti-Zr-Cu合金表面上的菌落數極少。Ti-Zr-Cu合金對金黃色葡萄球菌和大腸桿菌的抗菌率分別達到98.28%和97.67%，表現出優異的抗菌性能。MC3T3-E1在Ti-Zr-Cu合金表面培養1、4、7 d的相對增值率分別為168.8%、109.8%和106.5%，均高于100%，表明這種合金沒有細胞毒性。細胞在Ti-Zr-Cu合金表面上的附著和鋪展良好，有利于貼壁細胞在其表面黏附和進一步增值，表明Ti-Zr-Cu合金具有良好的生物相容性。Ti-Zr-Cu合金對細胞凋亡沒有不良影響。從Ti-Zr-Cu合金表面細胞的SEM照片可見細胞的粘附正常，也表明其具有良好的生物相容性。
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制備三種表面有不同深度劃傷的690TT合金傳熱管試樣并觀察劃傷導致的微觀組織變化，研究了表面劃傷對腐蝕、應力腐蝕行為的影響。結果表明：在傳熱管表面劃傷的劃傷堤和劃傷谷附近出現了嚴重的塑性變形，并在劃傷堤附近產生了大量的滑移臺階和撕裂變形征；劃傷深度對不同劃傷區域腐蝕產物的形貌、成分和分布等沒有明顯的影響；隨著劃傷深度的增大SCC裂紋的數量和長度都呈增加的趨勢，說明材料的SCC敏感性增強；劃傷產生的滑移臺階、微裂紋等缺陷，易成為SCC裂紋優先萌生位置。
為了提高Ti-6Al-4V合金的加工硬化率和塑性，基于其團簇成分式12[Al-Ti12](AlTi2)+5[Al-Ti14](V2Ti)設計成分式為4[Al-Ti12](AlTi2)+12[Al-Ti14](V2Ti)的(Ti-4.13Al-9.36V, %)合金，采用激光立體成形工藝制備Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V(對比合金)，研究了沉積態和固溶溫度對其顯微組織和力學性能的影響。結果表明，沉積態Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V合金的顯微組織均由基體外延生長的初生β柱狀晶和晶內細小的網籃α板條組成。Ti-6.05Al-3.94V合金的初生β柱狀晶的寬度約為770 μm，α板條的寬度約為0.71 μm；而Ti-4.13Al-9.36V合金的初生β柱狀晶的寬度顯著減小到606 μm，α板條的寬度約為0.48 μm。經920℃固溶-淬火處理后Ti-6.05Al-3.94V樣品的顯微組織為α'+α相，其室溫拉伸屈服強度約為893 MPa，抗拉強度約為1071 MPa，延伸率約為3%。經750℃固溶-淬火處理后Ti-4.13Al-9.36V樣品的顯微組織為α''+α相，與α'馬氏體相比，應力誘發的α''馬氏體能顯著地提高合金的加工硬化能力，其室溫拉伸屈服強度約為383 MPa，抗拉強度約為 989 MPa，延伸率達到了17%。這表明，根據團簇理論模型調控α''+α的顯微組織能有效提高激光立體成形Ti合金的加工硬化能力和塑性。
進行Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金板材的室溫低周疲勞實驗，對比研究了軸向平行于軋制方向(RD方向)和垂直于軋制方向(TD方向)試樣的低周疲勞行為。結果表明：對于0.4%~0.8%的外加總應變幅，RD和TD方向合金試樣的循環應力響應行為均呈現出循環穩定；對于相同的外加總應變幅，TD方向合金的循環應力幅值高于RD方向，而RD方向合金的疲勞壽命高于TD方向。對于RD和TD方向，Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金的塑性應變幅、彈性應變幅與載荷反向周次均呈線性關系。在低周疲勞加載條件下，裂紋在疲勞試樣的自由表面以穿晶方式萌生和擴展。
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使用Gleeble-3800熱模擬實驗機進行一系列熱模擬壓縮實驗，研究了電子束冷床熔煉TC4鈦合金在變形溫度為850℃~1100℃、應變速率為0.01 s-1~10 s-1條件下的熱變形行為。根據真應力-真應變曲線分析變形參數對流變應力的影響，分別建立電子束冷床熔煉TC4鈦合金在(α+β)兩相區和β單相區的Arrhenius本構模型，繪制了基于動態材料模型的熱加工圖。結果表明：流變應力隨著溫度的提高和應變速率的增大而降低；(α+β)兩相區的熱變形激活能Q=746.334 kJ/mol，β單相區的熱變形激活能Q=177.841 kJ/mol；用相關系數法和相對平均誤差分析了模型的誤差，相關系數R2=0.995，相對平均誤差AARE=5.04%。這些結果表明，所建立的模型較為準確，可準確預測其熱變形流變應力；合金的最佳加工區域為：變形溫度1000~1100℃、應變速率0.01~0.1 s-1。
采用冷金屬過渡模式(Cold Metal Transfer, CMT)的同軸送絲電弧熔絲增材制造技術制備了TC4-DT鈦合金直壁墻試塊，對其高低倍組織及其形成機理進行了研究，使用3D-Rosenthal模型對其凝固過程進行了模擬計算。低倍組織表明，弧形熱影響區為細等軸晶，堆積區底層為細柱狀晶區，中層和頂層為等軸晶與短柱狀晶的混合。這種組織，與電子束熔絲和旁軸送絲電弧熔絲的粗大柱狀晶組織有明顯的不同；堆積區的高倍組織以編織狀的α相板條為主，在部分原始β晶界可見連續的晶界α相和集束狀α相板條，且有熱影響層界線，與電子束熔絲和旁軸送絲電弧熔絲的高倍組織接近。模擬計算的結果表明，熔池邊界的最大溫度梯度約為12652.6 K/cm，最大凝固速度約為1.5 cm/s，該凝固條件處于柱狀晶-等軸晶轉變(Columnar-Equiaxed Transformation, CET)模型中的混合組織區；根據計算結果，提高輸入功率(P)和焊槍移動速度(V)可促進等軸晶的生成，當P>153 W、V>3.2 mm/s時可得到柱狀晶與等軸晶混合的低倍組織，且晶粒尺寸隨著V的增大呈減小的趨勢。
應用TEM、EDS和EBSD等技術研究了Inconel 600合金在715℃時效過程中不同類型晶界處碳化物的結構、形貌和晶界附近Cr濃度的分布。結果表明，不同類型晶界處碳化物的結構和形貌有較大的不同：在Σ3c晶界析出的碳化物很少，在Σ3i晶界析出不規則形狀的M23C6碳化物，在Σ9晶界析出較大的M23C6碳化物顆粒，在Σ27晶界隨機析出粗大的M7C3碳化物顆粒。富Cr碳化物在晶界的析出使晶界附近貧鉻，在相同的時效條件下晶界的Σ值越高其附近貧鉻越嚴重。隨著時效時間的延長各晶界附近貧鉻區的寬度不同程度地增大，時效15 h貧鉻區的深度最大，時效50 h后深度不同程度地減小。
對自主設計的新型亞穩β鈦合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn(%，質量分數)在不同溫度進行固溶和固溶時效處理，觀察其顯微組織和測試室溫拉伸性能。結果表明：隨著固溶溫度的提高固溶態組織中的初生α相減少，當固溶溫度高于相變點后初生α相完全消失，幾乎全部為明顯長大的粗大β晶粒。固溶溫度為900℃的固溶態合金具有良好的強度和塑性匹配，屈服強度為898.7 MPa、抗拉強度為962.5 MPa、斷裂伸長率為12.7%。在不同溫度固溶處理的時效態合金，均析出了細小的次生α相。固溶溫度低于相變點時，在初生α相間析出的細小次生α相呈60°或者平行交錯排列；固溶溫度高于相變點時初生α相幾乎完全消失，隨著固溶溫度的提高析出的次生α相片層間距變大并粗化。在所有固溶溫度下，時效態組織中沿原始β晶界處均析出了連續的晶界α相，合金的塑性均較差。經過750℃/0.5 h固溶和500℃/4 h時效的合金具有良好的強度和塑性匹配，其抗拉強度為1282 MPa，屈服強度為1210.6 MPa，斷裂伸長率為5.3%。
使用Gleeble-3800 熱模擬試驗機研究了Ti-62A合金在變形溫度為800~950℃、應變速率為0.001~10 s-1條件下的熱壓縮變形行為。結果表明，隨著變形溫度的提高出現Ti-62A合金的動態軟化率降低的反?，F象。(α+β)雙相鈦合金中Mo、Cr等β穩定元素的原子活性隨著溫度的升高而逐漸降低和β相比例增大，Jmatpro軟件的熱力學計算表明(α+β)雙相鈦合金的這一現象與此有密切關系。而α鈦合金和β鈦合金出現動態軟化速率降低，與加工溫度升高β相比例增大的關系更密切。從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活性的降幅均達到64%。這些因素使變形過程中Ti-62A合金的晶界遷移速度和動態軟化速率均隨變形溫度升高而降低，其950℃的真應力-應變曲線多為典型的動態回復型。α相的含量隨著變形溫度的提高而降低，且在較高的變形溫度下β相的晶粒尺寸也較為粗大。構建的基于應變補償的Ti-62A合金Arrhenius變形抗力模型，能較好地預測合金的流變應力行為，其相關系數R達到0.990，預測值與實測值的平均相對誤差為8.983%。
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用磁場的協同作用改善Cu2+的擴散性能和強化銅電解的自凈化過程，使陰極銅的質量提高。從離子磁性和離子水合作用的角度，進行不同流速下強磁場磁化銅電解液的實驗，研究了洛倫茲力和磁場梯度力對Cu2+擴散性能、雜質離子濃度和陰極銅表觀質量的影響，分析了垂直取向磁場和水平取向磁場強化銅電解的機理。結果表明：磁場能強化對流、減弱氫鍵締合程度、降低離子水合作用、提高體系能量、促進Cu2+擴散性能和砷銻鉍等雜質離子的沉降速度，從而提高電解液的清晰度和增強陰極銅表觀質量；但是，磁場增加微氣泡和溶解氧量并隨著循環流速的提高而增大，使電解液表面張力增大而導致磁場的協同作用失效。在磁化銅電解過程中，存在一個提高陰極銅質量的最佳循環流速。
將SiC泡沫陶瓷氧化后用擠壓鑄造法制備了SiC泡沫陶瓷/球墨鑄鐵(DI)雙連續相復合材料(SiCfoam/DI)。使用氣固兩相流沖蝕磨損試驗機對比研究了沖蝕時間(t)、粒子速度(ν)和沖蝕角度(α)對SiC顆粒/球墨鑄鐵復合材料(SiCp/DI)、SiCfoam/DI復合材料和DI沖蝕性能的影響，并分析了沖蝕機理。結果表明：隨著沖蝕時間的增加三種材料的沖蝕速率逐漸減小并趨于穩定；隨著粒子沖擊速度的提高DI的沖蝕速率逐漸增加，沖蝕速率與ν2.95成正比；在沖擊速度小于87.5 m/s時SiCp/DI和SiCfoam/DI復合材料的沖蝕速率相近，沖擊速度大于87.5 m/s時SiCp/DI復合材料的沖蝕速率明顯地比SiCfoam/DI復合材料的高。隨著沖蝕角度的增大DI呈現出脆性材料的沖蝕特征，SiCp/DI和SiCfoam/DI表現出典型的塑性材料的沖蝕特征，最大沖蝕速率對應的沖蝕角為45°。低角度時DI的沖蝕機理為微切削，高角度時為沖蝕坑和微裂紋。用高速粒子沖擊時，由于SiC泡沫陶瓷的整體增強作用和陰影保護效應，SiCfoam/DI比SiCP/DI和DI具有更高的抗沖蝕磨損性能。
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