制备不同镁含量的Al-Mg-Ga-In-Sn合金并对其进行固溶和时效热处理，用XRD和SEM分析和观察了显微结构和腐蚀表面，用AFM/SKPFM测量了合金不同晶界相与铝晶粒间的电势差，用排水法测量了在不同水温下合金的铝水反应。结果表明，热处理改变了合金低熔点界面相的种类、形态以及合金晶粒内Mg和Ga含量。热处理态Mg含量低于4%的合金，其中有Mg2Sn、MgGa、MgGa2、MgIn界面相；在Mg含量为5%的热处理态合金中出现了Mg5Ga2、Mg2Ga相。在时效态合金晶粒内有MgGa相析出。与相同成分的铸态合金相比，时效态合金中各晶界相与铝基体间的电位差较大。热处理态合金的产氢速率和产氢率，与合金的Mg含量有关。分析了热处理使合金显微结构和晶界相与铝基体间电位差变化的原因，并讨论了热处理对合金铝水反应的影响。

用Al-10Sr变质剂和Al-5Ti-B细化剂处理A356铝合金熔体，并结合挤压铸造和T6热处理工艺，研究变质细化与热处理对A356铝合金挤压铸造件的组织和性能的影响规律。结果表明，随着Al-10Sr变质剂加入量的增加，共晶Si的形貌由片状和长杆状变为颗粒状和蠕虫状，α-Al的晶粒尺寸先减少后增大。当Al-10Sr的加入量(质量分数)为0.3%时，挤压铸造成形件的最优抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为221.3 MPa、104.5 MPa和10.3%。Al-10Sr变质能提高形核率、细化α-Al晶粒尺寸和改变共晶硅形貌，使铸造件的力学性能提高。随着A-5Ti-B的增加，晶粒尺寸先降后增，力学性能先增后降。Al-5Ti-B的加入量为0.6%时，最优抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为215.6 MPa、106.6 MPa和9.0%。T6热处理(固溶540℃/4 h+时效190℃/4 h)使屈服强度和抗拉强度显著提高和延伸率降低。经过0.6% 的Al-5Ti-B细化处理，T6处理挤压铸造件的最优的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为297.5 MPa、239.3 MPa和8.0%。共晶硅的球化和细化、成形件成分的均匀化以及Mg2Si强化相在基体中弥散析出，是热处理后构件力学性能提高的主要原因。

采用金属有机物化学气相沉积法(MOCVD)在硅(Si)衬底制备铝/氮化铝/氮化镓(Al/AlN/GaN)多层薄膜，使用光学显微镜(OM)、原子力显微镜(AFM)、X射线衍射(XRD)等手段表征AlN和GaN薄膜的微观结构和晶体质量，研究了TMAl流量对AlN薄膜和GaN薄膜的形核和生长机制的影响。结果表明，预沉积Al层能促进AlN的形核和生长，进而提高GaN外延层的薄膜质量。TMAl流量太低则预沉积Al层不充分，AlN缓冲层的质量取决于由形核长大的高结晶度AlN薄膜与在气氛中团聚长大并沉积的低结晶度AlN薄膜之间的竞争，AlN薄膜的质量随着TMAl流量的升高而提高，GaN薄膜的质量也随之提高。TMAl流量太高则预沉积Al层过厚，AlN缓冲层的质量取决于由形核长大的高结晶度AlN薄膜与Al-Si回融蚀刻之间的竞争，AlN薄膜的质量随着TMAl流量的升高而降低，GaN薄膜的质量也随之降低。

用激冷铸造法制备Al-5.5Mg-0.25Sc-0.04Ti合金，研究了在不同温度退火后其硬度随时间的变化，并用金相显微镜(OM)和透射电镜(TEM)研究了这种合金中Al3(Scx,Ti1-x)第二相粒子的存在形式和形成机制。结果表明：用急冷铸造法制备的Al-5.5Mg-0.25Sc-0.04Ti铸态合金中Sc和Ti原子主要以固溶的形式存在于α(Al)基体中，在电镜下很难观察到这些粒子。铸态合金在较低温度(低于250℃)下退火时其硬度提高得比较慢，退火较长时间才能出现硬度的峰值；而在比较高的温度(高于350℃)退火硬度提高得非常快，很快出现峰值。但是，硬度出现峰值后继续退火则大幅度降低；在300℃退火硬度的热稳定性比较高。硬度的变化，与次生Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出密切相关。在较低温度下次生Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出不充分且粒径较小，对晶界、亚晶界和位错的钉扎作用较弱；而在过高的温度下Al3(Scx,Ti1-x)粒子发生粗化，使合金的性能降低。

研究了6101铝合金单股导线在-70℃到70℃温度区间的拉伸性能。结果表明，6101铝合金导线在-70℃低温下具有较高的强度和较好的变形均匀性，但是随着变形温度的提高其屈服强度和强度极限都呈下降趋势。与在-70℃的拉伸性能相比，在70℃合金的强度极限和屈服强度分别降低了10.9%和9.3%。对应变硬化率和屈服强度与温度的相关性分析发现，在拉伸变形过程中合金样品的应变硬化率随着流变应力的增大和温度的升高呈下降趋势。晶格摩擦阻力极大的影响了合金的屈服强度，对比不同温度下6101合金的屈服强度增量的拟合计算结果与实验结果，得到了这种导线屈服强度增量与温度的关系，据此可预测此类导线在不同温度下的服役可靠性。

在高速铁路接触网支撑定位装置用Al-7Si-0.6Mg合金中引入不同尺寸的人工缺陷，进行旋转弯曲疲劳实验以定量研究缺陷尺寸对材料疲劳强度的影响，并建立了疲劳强度与缺陷尺寸之间的定量关系。结果表明：材料表面的人工缺陷尺寸越大，试样的高周疲劳强度的下降越大；材料表面尺寸小于370 μm的人工缺陷对其高周疲劳强度没有影响；在适用性条件范围内使用修正的Murakami公式能更加准确地评估Al-7Si-0.6Mg铝合金的高周疲劳强度和应力强度因子门槛范围。

使用OM、SEM观察、XRD物相分析和拉伸性能测试等手段研究了铸态、固溶态和时效Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr铸造耐热铝合金的组织和力学性能。结果表明：对Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金进行490℃×2 h+520℃×2 h双步固溶处理，不仅使θ-Al2Cu相完全固溶进基体中，还使更多的γ-Al7Cu4Ni相和δ-Al3CuNi相充分固溶进基体中，实现了更好的固溶效果；经过490℃×2 h+520℃×2 h和185℃×6 h热处理后，Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的室温抗拉强度为336.8 MPa、高温(300℃)抗拉强度为153.3 MPa，比铸态分别提高了74%和19.3%。

对Al-Cu-Mg合金进行一种能消减残余应力的新型热处理，使用透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射等手段分析残余应力并测试力学性能，研究了这种合金的微观组织结构和性能。结果表明：新型热处理使Al-Cu-Mg合金的残余应力消减率达到92.7%(与固溶态铝合金相比)，并得到优良的强塑性配合(屈服强度达到463.6 MPa，抗拉强度达到502.5 MPa，伸长率达到12.7%)。微观组织的分析结果表明：在进行新型热处理的合金中S'相比用传统热处理的更为细小、分布更均匀，由S'相析出的共格应力场与淬火残余应力场叠加使合金残余应力大幅度降低，使合金的综合性能较高。

对6 mm厚的6082-T6铝合金进行两种表面处理然后实施搅拌摩擦焊接，研究了对接面氧化膜对接头组织和疲劳性能的影响。结果表明，进行速度为1000 mm/min的高速焊接时，对接面未打磨和打磨的接头焊接质量都良好，接头强度系数达到81%；两种接头的疲劳性能基本相同，疲劳强度均为100 MPa；少数样品在焊核区外断裂，大部分样品在热影响区断裂。与接头相比，两种接头焊核区的疲劳性能有所提高，均为110 MPa，在疲劳测试中裂纹并未沿“S”线萌生和扩展。

新型含铝奥氏体耐热合金(AFA)进行压缩热模拟试验，使用OM和EBSD等手段研究了这种合金在950~1150℃和0.01~5 s-1条件下的微观组织演变、建立了基于动态材料模型热加工图、分析了变形参数对合金加工性能的影响并按照不同区域组织变形的特征构建了合金的热变形机理图。结果表明：新型AFA合金的高温流变应力受到变形温度和应变速率的显著影响。在变形温度为950~1150℃和应变速率为0.18~10 s-1条件下，这种合金易发生流变失稳。在变形温度为1050~1120℃、应变速率0.01~0.1 s-1和变形温度1120~1150℃、应变速率10-0.5~10-1.5 s-1这两个区间，这种合金发生完全动态再结晶行为且其再结晶晶粒均匀细小，功率耗散因子η达到峰值45%。新型AFA合金的热加工艺，应该优先选择再结晶区域。

使用霍普金森压杆试验装置进行挤压态6013-T4铝合金的室温动态压缩实验，应变速率为1×103~3×103 s-1。结果表明，6013-T4铝合金在动态压缩过程中表现出明显的应变硬化和正应变速率敏感性；随着应变和应变速率的提高位错密度增大，在高应变速率和大应变量变形后试样的位错塞积显著。在相同的变形条件下0°方向试样的应力总是最高，而45°方向试样的应力最低。挤压态6013-T4合金的主要织构类型为{112}<111>和{110}<111>。对于{112}<111>织构，0°、45°和90°方向的最大施密特因子分别为0.27、0.49和0.41。对于{110}<111>织构，最大施密特因子分别为0.27、0.43和0.41。0°方向的施密特因子最小，使该方向的应力水平较高。在相同的应变速率和应变量条件下动态压缩变形时，0°方向试样的位错密度更高。在冲击件的材料选择和结构设计中有必要考虑材料的应变速率敏感性、力学性能各向异性以及微观组织的演变。

采用力学性能测试、电导率测试和透射电子显微镜研究了淬火速率对汽车用高强铝合金性能的影响。结果表明：淬火速率从960℃/s降低到1.8℃/s，电导率提高了5.7% IACS，硬度的下降率为40%，抗拉强度和屈服强度的下降率分别为24.2%和56.9%，硬度和强度与淬火速率的对数呈线性关系。随着淬火速率的降低，淬火析出相的尺寸和面积分数显著增大，导致性能下降。淬火速率为1.8℃/s时，淬火析出相的平均尺寸为465.6 nm×158.2 nm，析出相的面积分数为42.1%。

采用热丝化学气相沉积(HFCVD)技术在WC-Co8%硬质合金刀具表面制备金刚石涂层，调节甲烷浓度等沉积工艺制备了单层金刚石涂层刀具和微米金刚石涂层(1.2 μm)、纳米金刚石涂层(200 nm)交替多层金刚石涂层刀具。以7075航空铝合金作为切削工件，在无润滑干切条件下测试了单层金刚石涂层刀具和多层金刚石涂层刀具的切削性能。实验结果表明，切削2 h后单层金刚石涂层刀具涂层脱落宽度达到35 μm，刀刃钝化；有多层金刚石涂层刀具的刃型保持完整，涂层无脱落。对单层金刚石涂层和多层金刚石涂层平面样品进行了洛氏压痕实验。结果表明，多层金刚石涂层的脱落面积约为单层金刚石涂层脱落面积的1/5到1/10，进一步说明多层金刚石涂层有更强的抵抗裂纹产生的能力。这些结果表明，金刚石多层结构能提高涂层与基体的界面结合力，延长金刚石涂层刀具的使用寿命。

采用室温力学拉伸、光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)等手段,研究了Cu含量对Al-Cu-Mn铝合金力学性能各向异性的影响。结果表明：随着Cu含量(质量分数)由6.51%降低到5.41%Al-Cu-Mn铝合金中微米级Al2Cu相的数量显著减少,聚集排布的趋势减弱,使材料的延伸率提高、各向异性降低。其主要机理是,Cu含量较高时微米级Al2Cu相应力集中,导致Al2Cu相优先断裂且裂纹相互连通,Cu含量较低时,Al2Cu相断裂后裂纹未扩展而晶界发生断裂。微米级Al2Cu相沿各取向的分布差异,是力学性能各向异性的主要原因。

使用光学显微镜(OM),扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)等手段检测轨道交通用6005A-T5铝合金的微观组织并进行晶间腐蚀试验,研究了6005A铝合金挤压型材的组织不均匀性及其对晶间腐蚀(IGC)抗性的影响。结果表明：6005A-T5铝合金的挤压型材表现出明显的表层粗晶特征,表层的晶粒尺寸大部分大于100 μm,第二相粗大且分布稀疏,晶界基本上是大角度的(95.6%),心部晶粒基本上小于50 μm(99.8%),第二相细小且沿挤压方向呈链状分布,有较多的小角度晶界。保留粗晶层的试样其抗晶间腐蚀性能较好,最大腐蚀深度为37.08 μm,去除粗晶层试样其抗晶间腐蚀性能较差,最大腐蚀深度为459.28 μm。更少的晶界和更稀疏的晶界析出物,是6005A铝合金挤压型材表层粗晶的抗晶间腐蚀性能优于内层细晶的主要原因。

采用扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)分析以及电化学极化和中性盐雾试验(NSS)等手段,研究了Zn-xAl(x=4%, 5%, 7%)-0.06%Nd合金在炉冷,空冷,水冷(冷却速度分别为0.03,1.08和40℃/s)条件下的凝固组织与耐蚀性。结果表明：随着冷却速度的增加,合金组织不断细化,共晶组织的层片间距不断减小,而耐腐蚀性先增大后减小,且稀土Nd的添加有利于进一步减小共晶层片间距和提高合金的耐腐蚀性能。空冷条件下获得的Zn-5%Al-0.06%Nd合金的耐蚀性最佳。Al含量在4%~7%之间变化时,主要引起合金组织的变化,而对合金耐腐蚀性影响不大。

以氧化铝、氢氧化铝、勃姆石为水不溶性金属源,用水热法合成了金属有机骨架MIL-53(Al)。使用SEM、XRD、氮气吸附和TGA表征了产物的形貌和结构,并与用传统水溶性硝酸铝合成的MIL-53(Al)对比。结果表明：使用三种水不溶性金属源都能合成典型的金属有机骨架材料MIL-53(Al)。用水热法制备的MIL-53(Al)产物的BET比表面积都在700~1000 m2/g。结果还表明,使用三种水不溶性金属源合成的MIL-53(Al)骨架的柔性(flexibility)与用常规铝硝酸盐合成的MIL-53(Al)不同。使用氧化铝合成的MIL-53(Al)常温下的孔道主要呈现大孔(lp)结构且骨架刚性较强。与使用其他铝源合成的MIL-53(Al)相比,用氧化铝合成的MIL-53(Al)对洛克沙胂有较好的吸附去除效果,吸附过程符合二级动力学模型。

使用扫描电镜、交流阻抗谱和扫描开尔文探针等手段研究了7A04铝合金在周期凝露和二氧化硫条件下的腐蚀行为和规律。结果表明,7A04铝合金在周期凝露和二氧化硫环境中的腐蚀主要是薄液膜下的大气腐蚀,随着时间的延长腐蚀产物不断增多,腐蚀失重的数值增大,腐蚀产物的形貌呈点状或团状,主要是氢氧化铝和硫酸铝水合物,腐蚀类型主要为点蚀,局部有轻微剥蚀,交流阻抗拟合数值显示,在试验的初期7A04铝合金的腐蚀速率急剧下降,后期逐渐趋于平缓,表面电位分布图谱显示,材料表面的腐蚀电位呈升高趋势,至240 h后趋于稳定,7A04铝合金的腐蚀溶解,与其组织和组成分布密切相关。

结合金相组织观察及能谱分析、DSC热差分析、JMat Pro 5.0软件计算和室温力学性能测试,研究低频电磁铸造新型高强Al-Mg-Si-Cu合金铸态、挤压态和T6态的组织性能。结果表明,该新型合金系的均匀化温度和固溶温度可分别确定为540℃和550℃。Mg2Si强化相能显著细化合金铸态组织且细化程度随其含量增大递增,而过量Si或过量Mg均能减弱细化剂和Mg2Si相对合金铸态组织的细化作用。Mg的过量添加不会降低合金强度但可提高其延伸率至19%以上。该新型Al-Mg-Si-Cu合金中,当Mg质量分数为1.60%、Si质量分数为1.15%时,可获得较高强度(抗拉强度419 MPa、屈服强度362 MPa)而又不损害其塑性(延伸率18.75%)。

研究了Al和Ce的含量对Mg-Al-Ce合金组织的影响以及第二相的演变规律,进行热力学计算分析探讨了合金化合物的形成规律及其作用。结果表明：添加适量的Ce对Mg-Al合金有细化晶粒的作用,当Al的添加量(质量分数,下同)为2.5%、Ce的添加量为2%时晶粒最小,为280 μm。数据拟合结果表明,Al含量为6.4%~7%、Ce含量为1.6%~2%为最佳添加量,可使晶粒尺寸减小到160 μm。随着Al、Ce含量的变化合金中优先生成Al4Ce相,在凝固过程中细小的Al4Ce化合物吸附在α-Mg晶粒周围形成片层状共晶,阻碍α-Mg晶粒的长大从而细化合金晶粒。