结构弛豫对铁基非晶合金退火脆化的影响

本文研究了铁基非晶合金 Fe_(78)B_(13)Si_9在退火过程中的延—脆转变行为,用等温加热的方法测定了 Fe_(78)B_(13)Si_9非晶合金的脆化时间、脆化温度和脆化激活能。用内耗法测定了 Fe_(78)B_(13)Si_9非晶合金结构弛豫温度范围及结构弛豫激活能。据脆化过程、晶化过程和结构弛豫过程温度范围和激活能的对比,认为 Fe_(78)B_(13)Si_9非晶合金的退火脆化与晶化无关。而与退火过程中的结构弛豫过程有关。     

非晶态合金Pd_77.5Ag_6.0Si_16.5的玻璃转变和晶化的研究

用倒扭摆和DSC研究了非晶态合金Pd_77.5Ag6.0Si16.5的玻璃转变和晶化过程.在玻璃转变Tg附近出现1个内耗峰,具有可逆性和重复性的特征.在晶化过程中发现3个内耗峰,峰温附近切变模量发生软化.DSC分析发现3个放热峰分别与3个内耗峰对应,晶化激活能E_1=3.94eV,E_2=2.89eV,E_3=3.43eV,表示晶化有3个结构转变阶段.a—Pd77.5Ag_(6.0)St_(16.5)中由于Ag的掺入,提高了稳定性.     

Fe_4Co_(66)V_2Si_8B_(20)金属玻璃结构弛豫和晶化过程中低频内耗的研究

用倒扭摆测试了Fe_4Co_(66)V_2Si_8B_(20)金属玻璃的低频内耗和切变模量.在结构弛豫过程中,激活能有一较宽分布,预退火后,内耗降低;但在预退火温度以下的降温和升温过程中内耗有回复性,用局域结构单元切变变换模型对内耗机制作了讨论.在晶化过程中,发现在540℃附近出现相变内耗峰,峰高与T/f成线性关系,切变模量发生软化,配合DTA测量,进行了分析.     

Al_(88.5)Y_(6.5)Ni_5非晶的晶化过程研究

本文采用单辊法制成了Al_(88.5)Y_(6.5)Ni_5(at-％)合金非晶薄带,用DSC法及X-射线衍射法研究了该非晶合金的晶化过程,测定了晶化过程中各种反应的温度,计算了各阶段反应的激活能。研究表明,加热速率为20K/min时,该非晶合金的起始晶化温度及晶化峰值温度分别为453K及469K;起始晶化激活能及晶化峰值激活能分别为168kJ/mol及163kJ/mol。由于该非晶合金具有较高的晶化温度及晶化激活能,表明其具有较高的热稳定性。     

非晶态Fe_(79)B_(16)Si_5合金退火脆化与晶化

本文研究了非晶态Fe_(79)B_(16)Si_5合金的退火脆化行为,分析了此合金的脆化规律;通过脆化温度、晶化温度、脆化与晶化激活能的测定,探讨了Fe_(79)B_(16)Si_5非晶态合金退火脆化与晶化之间的联系。     

非晶态合金Pd77.5Ag6.0Si16.5中含氢引起的内耗峰

用倒扭摆研究了非晶态合金Pd_(77.5)Ag_(6.0)Si_(16.5)的低温内耗和切变模量行为.经电解充氢后在120—130K范围内发现一个弛豫型内耗峰,随氢含量的增加,峰高增大,峰温移向低温,退火去氢后则具有可逆趋势.弛豫激活能为0.28±0.05eV.氢内耗峰的微观机制,是处于四面体或八面体中间隙位置的氢原子应力感生有序.     

B含量对Fe_(91-x)Zr_7Mo_2B_x(x=10,12,14)合金的微观结构、热性能和磁性能的影响

采用单辊快淬法制备Fe_(91-x)Zr_7Mo_2B_x(x=10,12,14)非晶合金,在不同温度下对三种合金进行退火热处理.利用X射线衍射仪(XRD)、示差热分析仪(DSC)和振动样品磁强计(VSM)等测试方法对样品的微观结构、热性能及磁性能进行研究.结果表明:Fe_(91-x)Zr_7Mo_2B_x(x=10,12,14)三种合金第一个晶化峰的激活能分别是479.7、330.3和363.6 kJ/mol,Fe_(81)Zr_7Mo_2B_(10)合金的热稳定性最好;三种合金具有不同的晶化过程;Fe_(91-x)Zr_7Mo_2B_x(x=10,12,14)三种合金的矫顽力(H_c)随退火温度的升高变化复杂.     

GD a—Si:H薄膜的内耗及结构缺陷

用簧片振动法测量了GD a—S_1:H薄膜的内耗。在一170～100℃范围内观察到3个内耗峰——P_1、P_2和P_3。测量结果表明:P_1和P_2峰为驰豫型内耗峰,激活能分别为0.62ev和0.45ev。对样品进行250～300℃退火后,在—70～—30℃区间又观察到一新驰豫型内耗峰,激活能为0.22ev。分析认为P_1由双空位及复合缺陷造成,P_2由单空位造成,P_3可能由线缺陷造成,退火后新出的峰是晶界峰,从而提出a—Si:H中可能的缺陷模式为单空位、双空位、复合缺陷、线缺陷和晶界等。     

Fe_(73.5)Cu_1Nb_2Si_(13.5)B_9Ni_1非晶合金的晶化动力学研究

利用差示扫描量热法(DSC)研究了Fe73.5Cu1Nb2Si13.5B9Ni1非晶的纳米晶化动力学。结果表明,晶化过程分为两步完成,晶化初生相为Fe3Si.第一晶化过程的晶化开始温度Tx1、峰值温度Tp1与扫描速度β的对数之间存在着线性关系,分别为:Tx1=736.52+8.67lnβ和Tp1=743.9+12.7lnβ.采用Kissinger方法和Ozawa方法计算Fe73.5Cu1Nb2Si13.5B9Ni1非晶合金晶化的表观激活能Eа分别为435.2kJ/mol和441.1 kJ/mol,而成分为Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9的表观激活能大约为410 kJ/mol,表明Ni部分替代Nb后合金的热稳定性提高。第一晶化反应的局域激活能Ec(α)随晶化体积分数α不断下降,Avrami指数表明该非晶合金的晶化为扩散控制的三维晶粒长大过程。探讨了用Ni元素部分替代Finemet合金中Nb元素后非晶合金热稳定性提高的原因。     

基团电负性与三甲基硅烷衍生物的标准生成热

利用前文建立的基因电负性,通过分析ΔΔfH~0(MeSiX/CH_3X)与基团电负性XG的关系,本文建立了两个计算ΔfH(Me_3SiX)的公式: ΔfH~0(Me_3SiX)=ΔfH~0(CH_3X)-15.18X_G-19.70 ΔfH~0(Me_3SiX)=ΔfH~0(HX)+(6.05p-15.18)X_G-16.08p-19.70 式中,X_G为基团X的电负性;X=F.0H、NH_2、Cl Br、SH.I.ΔfH~0(Me_3SiX)和ΔfH~0(HX)分别为Me_3SiX、CH_3X和HX的标准生成热,P为分子HX中氢原子的个数。两式计算的平均偏差分别为0.99 Kcal/mol和0.84Kcal/mol。同时,导出了一个计算Me_3Si—X键的键裂能的方法: DH(Me_3Si—X)=DH(CH_2—X)+15.18X_G-16.2, X=F、OH、NH_2、Cl、Br、SH、上式计算的平均偏差为0.99Kcal/mol。     

不同热历史PET在升温过程中的动态结构分析

利用WAXD,DSC和FTIR等方法研究了PET在升温过程中的晶体结构变化,X射线衍射分析表明,在升温过程中,双轴拉伸薄膜只有100晶面衍射峰,等温结晶和自然冷却样品有110和100两个晶面衍射峰,而淬火样品无衍射峰,淬火后加热再自然冷却样品有010,110和100三个晶面衍射峰,在DSC曲线中淬火样品有冷结晶峰,而其它样品没有,红外光谱图中的500cm^-1,1950cm^-1和2960cm^-1, 谱带波数的位移表明了冷结晶的发生。     

不同热历史PET在升温过程中的动态结构分析

利用wAXD,DSC和FTIR等方法研究了PET在升温过程中的晶体结构变化．X射线衍射分析表明在升温过程中,双轴拉伸薄膜只有100晶面衍射峰,等温结晶和自然冷却样品有110和100两个晶面衍射峰,而淬火样品无衍射峰．淬火后加热再自然冷却样品有010,110和100三个晶面衍射峰．在DSC曲线中淬火样品有冷结晶峰,而其它样品没有．红外光谱图中的500cm-1,1950cm-1和2960cm-1谱带波数的位移表明了冷结晶的发生．     

Cu-Zr-Ag-Al非晶的晶化动力学研究

利用差示扫描热分析法(DSC)和X射线衍射仪(XRD),并借助Kempen模型和Kissinger方程,研究了不同加热速率下Cu45 Zr45 Ag7Al3非晶合金晶化过程及非等温晶化动力学.在连续加热条件下,随升温速率的加快,Cu45Zr45Ag7Al3非晶合金的特征温度Tg,Tx和Tp均向高温区移动,且过冷液相区间扩大.计算了该合金的激活能,分别为Eg=431.1kJ/mol,Ex=307.2 kJ/mol和Ep=339.5 kJ/mol;并计算出相应的Avrami指数n(分别为5.2和1.9),表明该非晶合金的晶化是以界面控制的多晶型晶化为主.     

Cu60Zr33Ti7非晶合金的非等温晶化动力学行为

采用铜模吸铸法制备Cu60Zr33Ti7大块非晶合金(BMGs),用X射线衍射仪(XRD)、透射电子显微镜(TEM)确定其非晶态结构,并利用同步示差扫描量热仪(DSC)对其晶化动力学进行研究.结果显示:该BMGs第一晶化峰晶化产物为Cu10Zr7,其晶化过程有显著的动力学效应.由Kissinger法和Ozawa法得到的全局晶化激活能分别为116.27、122.9kJ·mol-1,该大块非晶合金具有很好的热稳定性.     

Zr_(57.5)Cu_(27.3)Al_(8.5)Ni_(6.7)非晶合金的非等温和等温晶化动力学研究

对制备的Zr_(57.5)Cu_(27.3)Al_(8.5)Ni_(6.7)非晶合金的等温与非等温晶化动力学通过差式扫描量热法(DSC)进行了研究,根据Kisinger方程计算出Zr_(57.5)Cu_(27.3)Al_(8.5)Ni_(6.7)非晶合金在非等温条件下的激活能Eg,Ex,Ep1和Ep2,分别为409.70kJ/mol(±60.07kJ/mol),335.53kJ/mol(±39.94kJ/mol),323.95kJ/mol(±15.21kJ/mol)和187.75kJ/mol(±13.27kJ/mol).在718K,723K,728K和733K等温条件下得到的晶化体积分数与时间的关系曲线呈"S"型,表明晶化过程为典型的形核长大型转变.Avrami指数n的范围为3≤n≤4,表明晶化过程由界面控制的二维长大转变为界面控制的三维长大,形核率随时间逐渐降低至稳定,等温晶化过程得到的激活能平均值434.81kJ/mol,高于非等温晶化过程的有效激活能.     

Al85 Ni10 Er5非晶合金晶化动力学效应的研究

应用Kissinger公式计算得到Al_(85)Ni_(10)Er_5非晶合金初始晶化激活能Ex为104 k J/mol.计算了Al_(85)Ni_(10)Er_5非晶合金的拓扑不稳定参数λ=0.087,说明合金是铝基纳米晶合金.Al_(85)Ni_(10)Er_5非晶合金第一放热峰的晶化体积分数与温度的关系曲线均呈"S"形,随升温速率的增加,这种"S"形曲线均向高温处移动.合金晶化第一阶段的晶化激活能Ea(x)与晶化体积分数呈线性递减趋势.此外,晶化体积分数在10%~50%阶段的激活能Ea(x)大于合金初始晶化激活能Ex,这是由于非晶合金内稳定的无序原子团簇结构有效地抑制了初生晶相长大的结果.     

非晶态Co-Cu-B纳米合金粉末的非等温晶化动力学性能

用化学还原法制备出Co-Cu-B三元纳米合金粉末.通过X射线衍射(XRD),选区电子衍射(SAED)和非等温差热扫描量热分析(DSC)对所制备的样品进行分析.证实所制备的粉末为非晶纳米合金粉末,粉末组元除了以合金形态存在外,还有一部分以氧化态存在.DSC的分析结果表明,非晶Co-Cu-B纳米合金粉末的晶化是一步发生的,晶化体积分数与加热温度的关系曲线呈典型的S形状.用Kissinger法计算得出其晶化激活能为465.69 kJ/mol.用Suriach拟合法得出非等温晶化过程是通过已有晶核的直接长大完成的.     

聚芳醚酮的玻璃化转变和熔融行为

聚芳醚酮(Poly(oxy—1,4—phenylene carbonyl—1,4—phenylene),简称 PEK)是一种含有苯环的耐高温聚合物。本文用 DSC 法研究了 PEK 的玻礅化转变和熔融行为。PEK 是一种半结晶的高聚物。骤冷的 PEK 再升温时,可以看到十分明显的玻璃化转变过程和冷结晶过程,它的玻璃化转变温度 T_g 为158.2℃,T_g 下的热容变化△C_p 为0.244J/g·K,平衡冷结晶温度 T°(?)为179.9℃,平衡熔融温度 T°m(H)为379.0℃,熔融热△H_m(H)为53.5J/g。骤冷 PEK 在不同温度(250～310℃)等温结晶15min 后,其 DSC 曲线上可以看到数个熔融峰。随结晶温度升高,温度较高的主熔融峰温度 T_m(H)略有升高,温度较低的熔融峰温度 T_m(L)大约在结晶温度以上20℃;温度较高的熔融峰面积△H_m(H)不变,温度较低的熔融峰面积△H_m(L)增加,△C_p 下降,T_g 升高。将骤冷的 PEK 从略高于 T_g 的温度(159.0℃)以不同速率降温,再升温时,可以看到 PEK 玻璃化转变的滞后现象。随降温速度下降,滞后现象变得十分明显。滞后峰面积△H_h 与降温速度的对数呈线性关系。     

变形量对Cu-Ni-Si合金再结晶行为的影响

对经过二级变形时效处理后的Cu-Ni-Si合金进行不同变形量的冷变形后,再进行退火处理,研究了变形量对合金抗软化性、再结晶组织和再结晶动力学行为的影响。研究结果表明:再结晶晶粒在晶界处形成,大的变形量能够提高再结晶的形核速率。经40%变形的合金的软化温度为470℃,再结晶温度在550℃左右;在400℃退火时,合金发生再结晶的激活能为162 kJ/mol。再结晶的激活能随变形量的增加而降低,当变形量由40%增至80%时,再结晶激活能由162 kJ/mol降至140 kJ/mol。     

EB-PVD制备SiC/ZrO2双层涂层的微观组织研究

利用EB-PVD工艺在高温合金表面制备的SiC/ZrO2双层防热涂层,对制备态和不同温度晶化处理后的涂层进行了微观组织结构分析。结果表明,随退火温度升高,SiC结晶程度提高,Ramam光谱出现了SiC的TO带和LO带;SiC层中分散的sp2杂化碳团簇产生了急剧的聚集,形成了大的团簇结构。退火处理后SiC表层发生钝性氧化,涂层表面C元素含量大幅度减少,而O元素含量迅速增加;XPS C1s和Si2p谱峰的中心向高结合能方向发生了偏移;表层中C—C键的含量减少,Si—O键的含量逐渐增加。