温度对铁基合金层错能的影响

温度是影响铁基合金层错能的一个重要因素,随温度的增加,置换型或间隙型合金的层错能随之增加. 从层错能的热力学模型推导出dγ₀/dT的理论计算式,从而建立了dγ₀/dT的定量关系: dγ₀/dT=(dγ^ch/dT) +(dγ^seg/dT)+(dγ^MG/dT) ,计算所得的dγ₀/dT值与测量值符合.化学自由能对层错能起正向作用,且大于磁性和偏聚的作用. 磁性和合金元素在层错区的偏聚均降低合金的层错能,dγ^MG/dT<0, dγ^seg/dT<0, 其影响随温度的增加而减小.基于dγ₀/dT,合理解释了在热力学平衡温度(T₀)合金的层错能并不为零以及T₀两侧层错能均为正值的实验结果.     

Sm3(Fe,Ti)29Nx/α-Fe双相纳米耦合永磁材料的制备

本文研究了熔体快淬工艺及添加元素Ti对Sm-Fe合金相的形成及结构的影响，成功制备了Sm₃(Fe,Ti)₂₉N_x/α-Fe双相纳米耦合永磁材料。研究发现，快淬薄带由Sm₃(Fe,Ti)29和α-Fe两相组成，晶化前在纳米晶周围存在部分非晶相，晶化后的晶粒间晶界平直光滑、且晶粒间结合紧密没有界面相，为晶粒间直接接触耦合。对甩带后的样品采用750℃保温10min的晶化退火得到的颗粒比较细小且均匀。氮化磁粉磁滞回线的第二象限没有出现明显的台阶，表现为单相永磁材料的特点，说明硬磁相Sm₃(Fe,Ti)₂₉N_x与软磁相a-Fe晶粒之间的交换耦合作用已形成。     

Si-Mn非调质钢终轧冲击功的理论计算

用合金相最强键上的电子数n_A、合金相界面的最小电子密度差Dρ及使界面电子密度保持连续的原子状态组数σ, 结合热连轧工艺, 计算了Si-Mn非调质钢终轧冲击功α_k. 计算表明, 固溶强化、析出强化、界面强化将引起终轧冲击功α_k的降低. 界面上使电子密度保持连续的原子状态组数σ 对α_k的影响则不同, 以α-Fe和α-Fe-C相界面α-Fe/α-Fe-C上的冲击值与电子密度的连续组数σ₀为参考值, 当某界面的σ＞σ₀时, 该界面产生冲击值的增加, 而σ＜σ₀时, 冲击值将降低. 于是可由终轧后细化了的α-Fe基体冲击值与固溶强化、析出强化、界面强化以及使界面电子密度保持连续的原子状态组数σ 引起冲击值变化计算出终轧冲击功α_k. 计算结果与生产实测值符合较好. 同时也讨论了S对冲击功值的影响.     

β-BaB2O4枝蔓晶的形成机理

晶体生长实时观察中发现了BBO晶体的枝蔓晶生长习性. 根据β-BBO晶体生长熔体的激光Raman高温光谱测试的结果, 指出了β-BBO晶体的生长基元为[B₃-O₆]^3-六边环. 随着熔体过冷度的增加, 六边环上的桥氧与Ba²⁺联结构成三联、六联分子. 在低过冷度的熔体中以[B₃-O₆]^3-六边环为主. 由于不同维度的生长基元往晶体m₁{10ī0}和m₂{ī010}各面族的叠合速率是不同的, 所以晶体形态会发生变化, 而且会导致枝蔓晶的形成.     

晶/液界面边界层结构的微区研究

采用显微Raman微区探针和全息相衬干涉显微相结合的技术, 实时研究了KH₂PO₄和KH₂PO₄晶体生长边界层的结构及其演变规律. 实验表明: 在晶/液界面特征边界层内母液的分子结构与单独溶液的结构有显著区别. 在层内, 阳离子效应引起母液结构重排和脱溶剂化, 最终形成阴-阳离子结晶基元.     

NiFe/非磁金属隔离层/FeMn薄膜中的微结构及其对交换耦合的影响

采用磁控溅射方法制备了Ta/NiFe/非磁金属隔离层/FeMn多层膜, 研究了交换耦合场H_ex相对于非磁金属隔离层厚度的变化关系. 实验结果表明: 随非磁金属隔离层厚度的增加, 以Bi和Ag为隔离层的H_ex薄膜急剧下降, 以Cu为隔离层的薄膜的H_ex下降较缓慢. 对Cu而言, 它的晶体结构与NiFe层晶体结构相同且晶格常数相近, Cu层以及FeMn层都可以相继外延生长, FeMn层的(111)织构不会受到破坏, 因此, H_ex随Cu沉积厚度增加缓慢下降. 对Ag而言, 虽然它的晶体结构与NiFe层晶体结构相同, 但晶格常数相差较大, Ag层以及FeMn层都不可能外延生长, FeMn层的织构将会受到破坏, H_ex随Ag沉积厚度增加迅速下降. 对Bi而言, 不仅它的晶体结构与NiFe层的不同, 而且晶格常数相差也较大, 同样, Bi层以及FeMn层也不可能外延生长, FeMn层的织构也会受到破坏, 因此, H_ex也随Bi沉积厚度增加迅速下降. 但是, X射线光电子能谱研究表明: 极少量的表面活化原子Bi沉积在NiFe/FeMn界面时, 会上浮到FeMn层表面, 因而H_ex下降很少.     

立方相GaN/GaAs(001)外延层中六角相的分布特征

采用X射线多功能四圆衍射仪测绘出GaN/GaAs(001)外延层中六角相的{0002}和{100}极图，结果表明外延层中六角相与立方相之间的取向关系为：{0001}∥{111},〈100〉∥〈112〉. 构建了相应的结构模型，并对{0002}和{100}极图进行了模拟. 六角相以该取向关系存在于立方相GaN外延层中时,两相界面处具有相应于六角相和立方相的层错结构. 分析立方相GaN外延层中形成六角相所导致的晶格畸变和能量变化可知，造成六角相分布特征的主要因素是平行于〈0001〉方向的两相界面处原子成键紊乱. 六角相按照该取向关系，从低温缓冲层内部或缓冲层与外延层界面处萌生，并以片状贯穿至外延层表面的分布特征所引起的外延层能量增加值最小.     

晶种诱导长柱状晶生长规律与高韧性氧化铝陶瓷材料

研究了晶种引入和烧结方式对氧化铝长柱状晶粒生长和氧化铝陶瓷断裂韧性的影响. 实验以氢氧化铝为初始原料, 通过湿法球磨把高纯氧化铝磨球的磨屑作为晶种引入到氢氧化铝粉料中, 使氢氧化铝粉在较低温度锻烧转相为α相氧化铝. 研究发现这种转相后的α相氧化铝粉(含有晶种)经热压烧结可获得长柱状晶显微结构, 并且Al₂O₃晶粒形貌随晶种的引入量的不同而发生变化, 而无压烧结Al₂O₃晶粒主要呈等轴状. 具有长柱状α-Al₂O₃晶粒的微观结构可显著提高氧化铝材料的断裂韧性. 在40 MPa热压烧结(1600℃×2 h)的试样, 断裂韧性达到7.10 MPa·m^1/2, 比普通的氧化铝陶瓷断裂韧性提高1倍, 并且抗弯强度也高达630 MPa.     

具有高温稳定性的ZrAlN薄膜的合成

干磨可以造成工具表面的温度上升到800~1000℃. 因此, 能在如此高温度下为切削工具提供保护的膜层已成为研究的热点. ZrAlN由于Al元素的存在可能具有高温稳定的结构和机械性能. 用直流磁控溅射的方法合成了ZrAlN 薄膜. 利用XRD与纳米压痕仪分析了反应气体分压和基底偏压对薄膜结构、机械性能及其高温热稳定性的影响. 在最佳条件(基底偏压-37 V, N₂分压为2×10^-5 Pa)制备的ZrAlN薄膜具有平滑的表面且其硬度具有热稳定性. 在退火之后, 该薄膜的应力由2.2 GPa降至0.7 GPa. 薄膜的高温热稳定性可能与Al₂O₃和ZrO₂晶相的形成有着直接的联系.     

新型衬底γ-LiAlO2的生长和性能

采用温度梯度法生长出了透明的γ-LiAlO₂单晶, 将(200)面的铝酸锂晶片在空气中1100℃退火70 h后表面生成了一层乳白色的缺Li相(LiAl₅O₈); 然而同样条件下富Li气氛退火处理后, 晶片表面变得更透明, 而且保持γ-LiAlO₂相. 相应的晶片摇摆曲线的半高宽降至30 arcsec, 而空气中退火后却升高到了78 arcsec. 对比3种晶片的吸收光谱, 可以判定: 196 nm的吸收峰可能来源于Li空位, 736 nm的吸收峰可能来源于O空位.     

Fe基纳米晶晶化机理的AFM研究

用原子力显微镜(AFM)观测经不同温度退火的Fe基合金薄带(Fe_73.5Cu₁Nb₃Si1_3.5B₉)断口形貌, 结合XRD衍射晶体分析技术和综合他人已有研究结果, 分析了Nb和Cu在Fe基合金薄带退火过程中的作用机制. 提出了包裹晶颗、Nb空位团、Nb-B原子群等新概念, 并利用这些新概念描述了α-Fe(Si)纳米晶形成的机制, 从而建立了Fe基纳米晶合金由分隔相、包裹相和纳米晶相组成的三相互套结构模型.     

MH-Ni电池中正极材料β-Ni(OH)2微结构的对比

微结构主要指微应变、微晶和堆垛层错, 它们都会引起X射线衍射线的宽化现象. 在总结前人工作的基础上, 提出并建立了分离微晶-堆垛层错二重、微晶-微应变-层错三重宽化效应的最小二乘方方法和相关的计算程序, 于是可分别计算出微应变(微应力)、微晶大小和堆垛层错几率. 用这种方法对不同来源的β-Ni(OH)₂原材料、普通MH-Ni电池活化前后和循环寿命试验前后的β-Ni(OH)₂、正极中加有Ca化合物的电池在循环寿命试验后β-Ni(OH)₂的微结构进行了对比分析和研究. 实验结果表明, 活化和循环充放电的影响是巨大的, 使微晶形状和尺度、微应变状态和堆垛层错几率都发生重大变化, 而且这些微结构参数与电池的电化学性能之间有一定的对应关系.     

铁基合金fcc(γ) → hcp(ε)马氏体相变的形核能垒

基于位错理论和Olson等人提出的层错能模型, 考虑到外加应力场的作用, 建立了fcc(g )→hcp(e )马氏体相变在小角度晶界处形核时, 胚核尺寸与能量之间的关系模型. 用此应用模型讨论了温度、切应力以及晶界位错密度对FeMnSi基合金中fcc(γ) → hcp(ε)马氏体相变形核的影响. 结果表明, fcc(γ) → hcp(ε)相变形核过程中存在着一些特征尺寸的胚核: 亚临界胚核和临界胚核, 它们之间的能量差构成了马氏体相变的能垒. 这些特征胚核的尺寸将随着外部条件(应力和温度)的改变而变化, 随着温度降低, 切应力增加将使临界胚核尺寸变小, 直至最终能垒消失. 基于上述讨论, 从动力学的角度讨论了M_S点及临界切应力τ_c诱发fcc(γ) → hcp(ε)相变的能量条件, 解释了在MS点处合金的层错能不为零的实验结果. 另外, 小角度晶界处位错密度的增加, 也有利于hcp相形核.     

合金非调质钢终轧冲击功的理论计算

利用合金相最强键上的共价电子数n_A、相界面的最小电子密度差Δρ 及使界面电子密度保持连续的原子状态组数σ(σ′), 结合热连轧工艺, 在Si-Mn非调质钢终轧冲击功计算的基础上, 又探讨了含Cr, Ni, Mo, W, Cu, V, Nb和Ti非调质钢冲击功的计算. 结果表明, 合金非调质钢终轧冲击功强烈地依赖于强化机制. 固溶强化、界面强化、珠光体析出强化和弥散强化将引起终轧冲击功的降低. 细化强化、V, Nb和Ti在α-Fe-C-V(Nb, Ti)中的析出强化及含Ni奥氏体在α-Fe-C-Ni边界上的陈留将使冲击功增加, 其增加或减量可由n_A, Dr, σ(σ')及合金元素的权重进行计算. 将提出的终轧冲击功计算公式与已有的非调质钢终轧抗拉强度σ_b、屈服强度σ_s、伸长率δ 计算公式联立求解, 其值与生产现场实测值相符合.     

+热压烧结Ti3AlC2材料在空气中的恒温氧化行为

研究了热压烧结的Ti₃AlC₂ (含有2.8%(质量分数)的TiC)在900~1300℃空气中的恒温氧化行为. 结果表明, 该材料具有良好的抗高温氧化性能, 其氧化行为遵循抛物线规律. 随着温度升高, 氧化抛物线速率常数k_p从900℃的1.39×10^-10增大到1300℃的5.56 × 10^-9 kg²·m^-4·s^-1, 计算得到的氧化活化能为136.45 kJ/mol. 在900~1100℃时, 氧化产物为α-Al₂O₃和TiO₂; 当温度达到1200℃时, TiO₂开始部分地转变为Al2TiO5; 氧化温度升高到1300℃, Ti在氧化层中完全以Al₂TiO₅的形式存在. 氧化过程由Al³⁺和Ti⁴⁺的向外扩散和O^2-的向内扩散控制. Al³⁺和Ti⁴⁺的快速向外扩散在基体与氧化层界面处导致大量的缺陷的形成.     

P2P网络中常量度数常量拥塞的DHT方法研究

资源和数据的有效定位是大规模Peer-to-Peer系统中面临的挑战性难题, 分布hash表(DHT)方法是解决这一难题的重要技术途径. 文中首次基于Kautz图提出了一种有效的DHT方法——FissionE. FissionE是第一个常量度数、O(logN)网络直径且(1+o(1))拥塞的DHT方法, FissionE的提出表明对于常量度数、常量拥塞的DHT方法, 其网络直径可以是O(logN)的, 优于当前研究中猜想的W(N^1/d). FissionE方法的平均结点度数为4, 网络直径小于2*log₂N, 平均路由路径长度log₂N, 在结点规模较大时, 性能优于现有的常量度数DHT方法CAN和Koorde.     

深过冷Ni-Mo合金中Ni枝晶的快速生长

采用落管技术实现了Ni-39.3%Mo和Ni-45%Mo亚共晶合金与Ni-47.7%Mo共晶合金在不同过冷条件下的无容器快速凝固. Ni-39.3%Mo合金在深过冷条件下形成了初生Ni枝晶和共晶组织. 随着过冷度的增加, Ni枝晶发生组织细化, 枝晶间的间距L_g显著减小. Ni-45%Mo亚共晶合金中的初生Ni枝晶, 随着过冷度的增大由粗大的枝晶向等轴晶转变. 当过冷度小于43 K时, 液滴中形成许多碎断的Ni枝晶. 当过冷度在43~113 K之间时, 凝固时间小于枝晶熔断时间, Ni枝晶不再发生熔断, 形成呈辐射状的粗大枝晶. 当过冷度大于113 K时, 液滴中形成等轴晶, Ni固溶体与NiMo金属间化合物两相分离生长. Ni-47.7%Mo共晶合金凝固组织随着过冷度的增加由层片共晶组织向不规则共晶组织转变. 理论分析表明, 深过冷Ni-39.3%Mo, Ni-45%Mo和Ni-47.7%Mo熔体中, Ni枝晶的生长随着过冷度的变化发生了溶质扩散控制生长向热扩散控制生长的转变, 发生转变所需的过冷度ΔT_ct分别为66.6, 81.9和85.0 K. 随着合金中Ni含量的增高, Ni枝晶的生长发生动力学转变所需的温度T_ct逐渐降低.     

磁控溅射NiO/NiFe薄膜的磁性及XPS研究

用射频/直流磁控溅射制备了 Ta/NiO_x/Ni₈₁Fe₁₉/Ta磁性薄膜, 并利用X射线光电子能谱仪(XPS)和振动样品磁强计(VSM)研究了NiO_x不同化学状态对Ni₈₁Fe₁₉交换耦合场H_ex及该磁性薄膜的矫顽力H_c的影响以及Ni₈₁Fe₁₉界面反应. 结果表明：反应溅射中的Ar/O₂比对NiO_x中镍的化学状态有很大的影响, 当溅射气压为0.57 Pa, Ar/O₂为7:1时, 制备的NiO_x中的x@1, 镍为+2价, 相应的H_ex最大. Ar/O₂比偏离7:1时, NiO_x层中出现单质镍和+3价的镍, 相应的H_ex也下降, 单质镍的出现还会增大该磁性薄膜的矫顽力H_c. XPS的分析还表明, 在NiO/NiFe界面发生了反应:NiO+Fe=Ni+FeO和3NiO+2Fe=3 Ni+Fe₂O₃. 给出了界面上存在磁性杂质的证据, 这些磁性杂质会影响NiO/NiFe的H_ex和H_c.     

C面蓝宝石上单一取向γ-LiAlO2层的生长研究

用气相传输平衡技术(VTE)在(0001)蓝宝石衬底上制备了单相的γ-LiAlO₂薄层. X射线衍射表明, 在适当的温度(1050~1100℃)条件下, 此γ-LiAlO₂薄层为高度[100]取向, 并通过扫描电子显微镜和透射光谱, 分析了影响薄膜质量的因素. 这一实验结果意味着有望通过VTE技术制备用于GaN基器件外延生长的γ-LiAlO₂(100)//Al₂O₃(0001)复合衬底.     

MgH2-V体系解氢能力的第一原理计算

基于MgH₂-5%(原子数分数)V机械合金化检测到VH_0.81/MgH₂相界的实验结果, 构建了一个VH/MgH₂相界模型, 然后采用第一原理赝势平面波方法, 研究了V对MgH₂解氢能力的影响及其电子作用机制. 结果显示: 合金化后形成的VH/MgH₂相界比MgH₂相的结构稳定性差, 表明VH相的存在能改善MgH₂相的解氢能力. 电子态密度(DOS)和电子密度图的分析发现: V对MgH₂相解氢能力的增强主要源于V诱导VH/MgH₂相界Fermi能级E_F处电子密度N(E_F)的增加和E_F附近HOMO-LUMO能隙ΔE_H-L的消失, V对MgH₂解氢动力学的催化作用可归因于V-H间电子相互作用比Mg-H间强, α-Mg形核在MgH₂-V体系的VH/MgH₂相界中比在MgH₂相中容易.