TiC原位增强块状Cu47Ti34Zr11Ni8非品合金复合材料

在电弧炉中利用吸铸法制备了直径1～4mm的原位生成TiC和β-Ti枝晶联合增强的块状Cu47Ti34Zr11Ni8非晶合金复合材料．DSC热分析结果表明、原位生成TiC颗粒的引入，没有影响基体合金的非晶形成能力．用OM，XRD，SEM，EDS等方法研究了复合材料的相组成、微观组织以及成分分布、结果表明．TiC颗粒怍为异质形核中心促进了β-Ti枝晶的形成、形成了TiC颗粒和β-Ti枝晶联合增强的块状Cu47Ti34Zr11Ni8非晶合金复合材料、而且β-Ti枝晶的尺寸和数量与TiC颗粒的多少以及试样的尺寸有关．室温压缩试验表明，同单相非晶合金相比，块状Cu47Ti34Zr11Ni8非晶合金复合材料提高了抗压强度及塑性。     

质子辐照对Zr41.5Ti14.9Cu12.6Ni10.5Be20.4大块非晶合金结构弛豫的影响

通过X射线衍射(XRD)、示差扫描量热分析(DSC)和电阻率的变化研究了质子辐照对Zr_41.5Ti_14.9Cu_12.6Ni_10.5Be_20.4大块非晶合金结构弛豫的影响. 结果表明, 在203 K时, 以质子的能量为160 keV、剂量为1.65´10¹⁶粒子/cm²辐照后, Zr_41.5Ti_14.9Cu_12.6Ni_10.5Be_20.4大块非晶合金发生了明显的结构弛豫; 而经质子能量为160 keV、剂量为1.1´1015粒子/cm²和能量为120 keV、剂量为6.5´10¹⁵粒子/cm²辐照后, Zr_41.5Ti_14.9Cu_12.6Ni_10.5Be_20.4大块非晶合金形成了更稳定的玻璃态.     

脉冲电流对Zr基大块非晶玻璃转变行为及晶化动力学的影响

用DSC分析方法从动力学角度研究了脉冲电流对Zr基大块非晶合金玻璃转变和晶化动力学的影响. 结果表明: Zr_41.3Ti_14.2Cu_12.8Ni_10.3Be_21.4大块非晶合金经过脉冲电流低温处理后, 其玻璃转变温度Tg, 起始晶化温度Tx和各晶化峰的峰值温度Tpi都显著降低, 但过冷液相区DT基本不变. 用Kissinger 方程进行计算的结果表明, 经脉冲电流低温处理后, Zr_41.3Ti_14.2Cu_12.8Ni_10.3Be_21.4大块非晶合金玻璃转变的表观激活能明显降低, 而晶化的表观激活能基本保持不变. 脉冲电流对Zr_41.3Ti_14.2Cu_12.8Ni10.3Be21.4大块非晶玻璃转变行为和晶化动力学的影响与脉冲电流处理所导致的结构弛豫有关.     

高压加热过程中Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5块状非晶合金中的非晶-晶化-非晶相转变

众所周知,非晶合金的晶化是指由非晶态到结晶态的转变, 在加热过程中这种转变是不可逆的.在研究高压下Zr_41.2Ti_13.8Cu_12.5Ni₁₀Be_22.5块状非晶合金晶化过程时, 发现该非晶合金在加热的某一阶段出现了晶态到非晶态的逆转变. 这种反常现象可能是由于在高压退火过程中形成了吉氏自由能高于非晶态的过饱和固溶体相.     

一种新型Zr基块状非晶复合材料的显微组织与力学性能

通过在块状Zr-Cu-Al非晶合金形成能力较大的成分范围附近设计成分, 利用电弧炉吸铸的方法制备了直径分别为3和4 mm的Zr_48.5Cu_46.5Al₅块状非晶复合材料. 显微组织分析表明, 复合材料中含有微米尺度的具有马氏体结构的CuZr相, 同时还生成了在非晶基体上均匀分布的Zr2Cu纳米颗粒和Cu₁₀Zr₇片状相. 室温压缩实验表明, 直径为3和4 mm块状非晶复合材料分别达到7.7%和6.4%的塑性变形, 同时有显著的应变硬化现象.     

大块非晶合金Zr64.80Cu14.85Ni10.35Al10的室温超塑性

通常大块非晶合金在室温单轴载荷作用下表现出极其有限的塑性变形能力, 其塑性变形量一般不超过2%. 通过合理的合金成分设计, 采用铜模吸铸法制备了直径为2 mm的Zr_64.80Cu_14.85Ni_10.35Al₁₀非晶棒, 用X射线衍射和示差扫描量热仪研究了该非晶的结构和热稳定性, 并用单轴压缩试验研究了其室温下的塑性变形行为. 研究结果表明, 该非晶合金的玻璃转变温度和晶化温度分别为646和750 K, 其显微硬度为594.7 Hv. 压缩试验中, 在工程应变和工程应力分别达到9.05%和1732 MPa, 即真应变和真应力达到9.42%和1576 MPa时, 非晶棒开始发生屈服; 屈服后, 随着载荷增大及应变量的增加, 非晶试样被压成圆饼状, 在工程应变量大于70%, 即真应变量超过120%时, 尚未发生断裂, 表现出室温超塑性. 通过合理的合金成分设计, 成功制得具有室温超塑性的新型大块非晶合金.     

Zr65Al7.5Ni10Cu17.5金属玻璃非均匀塑性变形过程中的自由体积演化

利用差示扫描量热法研究了铸态和退火态Zr₆₅Al_7.5Ni₁₀Cu_17.5金属玻璃在冷轧过程中的自由体积演化. 随着塑性变形的进行, 自由体积含量先增加, 然后于临界应变之上达到饱和, 在此过程中材料则始终维持在完全非晶状态. 金属玻璃的初始自由体积含量少, 变形过程中自由体积增加的速度大, 因此不同初始状态的金属玻璃在大塑性变形后自由体积含量彼此接近. 剪切带中的自由体积聚合形成纳米孔洞是自由体积在大应变下达到饱和的原因.     

Ce基大块非晶合金在纳米压入过程中的变形行为

利用纳米压入技术研究了Ce基大块非晶合金的变形行为, 以及加载速率对塑性变形行为的影响规律. 结果表明, Ce基大块非晶合金在纳米压入过程中表现出的变形行为与其他体系大块非晶有显著差别. Ce₆₀Al₁₅Cu<>sub10Ni₁₅合金在低加载速率下为连续的塑性变形, 在高加载速率下表现出显著的锯齿流变特征; 而Ce₆₅Al₁₀Cu₁₀Ni₁₀Nb₅合金, 在所研究的加载速率范围内均为连续的塑性变形. 但是, 这两种合金都出现了室温蠕变现象. 另外, 探讨了Ce基大块非晶合金的反常塑性变形行为的产生机理.     

落管中Ag60Sb34Cu6三元合金的快速凝固机制

采用落管无容器处理技术实现了直径为60~800 mm的Ag₆₀Sb₃₄Cu₆三元合金液滴的快速凝固, 对其凝固机理进行了理论探索. 随着液滴尺寸的减小, 冷却速率从57 K/s增大至5.8×10⁴ K/s, 最大过冷度达180 K(0.23T_L), 初生ε(Ag₃Sb)枝晶发生了显著细化, 直至形成均匀的等轴晶. 实验结果表明, 深过冷条件使得(ε+ Ag)二相共晶在小液滴中难以生成, 同时初生e相中Ag的固溶度随液滴过冷度的增大显著增大. 根据差热分析与晶体生长形态, 提出了合金液滴在不同过冷度下的两种凝固方式.     

Ni77P23非晶合金的压缩行为及状态方程

利用同步辐射高能X光散射方法, 研究了室温下非晶合金Ni₇₇P₂₃的压缩行为, 得到了直至30.5 GPa压力的状态方程: -ΔV/V₀=0.08606P-3.2×10^-4P²+5.7×10^-6P³. 研究表明, 从零到实验所达到的30.5 GPa压力范围内, Ni77P23非晶合金的结构保持稳定. 该非晶合金的P-V关系满足Birch-Murnaghan方程.     

Fe56Mn5Cr7Mo12Er2C12B6非晶钢的形成

新近报道的成分为Fe₄₈Cr₁₅Mo₁₄Er₂C₁₅B₆的非晶钢, 因其过高的脆性和铁含量太低而很难作为工程材料推广应用. 通过对该无磁性非晶钢成分的研究和改进, 根据约化玻璃转变温度T_rg与非晶成形能力的关系, 合成出新的具有良好非晶成形能力的高铁含量Fe₅₆Mn₅Cr₇Mo₁₂Er₂C₁₂B₆非晶钢, 其约化玻璃转变温度T_rg为0.566, 样品直径已达到8 mm. 该合金具有高的Fe含量因而具有更低廉的制备成本, 将具有更大的应用前景.     

超常塑性Mg77Cu12Zn5Y6块体金属玻璃基内生复合材料

报道了一种具有超常塑性的Mg₇₇Cu₁₂Zn5Y₆块体金属玻璃(BMG)基内生复合材料, 该材料的压缩塑性和比强度分别为18.5%和4.31×10⁵ N·m·kg^-1, 是迄今为止在Mg基BMG复合材料中所获得的最高压缩塑性和比强度. 这些高性能源于由非晶基体与宽度小于500 nm的针状Mg基固溶体相组成的复合结构. 针状相本身具有应变强化作用, 它导致了多方向剪切带的形成, 有效地阻碍非晶基体中剪切带的扩展, 使复合材料形变过程中出现了明显的加工硬化现象.     

液态Ni70.2Si29.8合金的表面张力和比热研究

采用悬浮液滴振荡法和落滴式量热计研究了深过冷液态Ni_70.2Si_29.8共晶合金的表面张力和比热. 实验发现, 在182 K (0.12 T_E)过冷度范围内, 表面张力与温度之间存在线性函数关系, 共晶温度1488 K处的表面张力是1.693 N·m^&#8722;1, 温度系数为&#8722;4.23×10^&#8722;4 N·m^&#8722;1·K^&#8722;1. 在实验获得的253 K (0.17T_E)最大过冷度范围内, 液态Ni_70.2Si_29.8合金的比热与温度之间呈现多项式函数关系. 对液态Ni_70.2Si_29.8合金的密度、过剩体积和声速与温度的函数关系进行了理论预测.     

( Ni0.81Fe0.19) 1-xCrx缓冲层上生长高各向异性磁电阻Ni0.81Fe0.19薄膜的研究

用直流磁控溅射方法制备了以(Ni_0.81Fe_0.19)_1-xCr_x为缓冲层的Ni_0.81Fe_0.19薄膜, 研究结果表明：当缓冲层厚度约为4.4 nm, Cr的浓度约为36(原子百分数)时, Ni_0.81Fe_0.19薄膜的各向异性磁电阻(AMR)值较大, 其最大值达3.35%. 原子力显微镜(AFM)及X射线衍射(XRD)研究表明：Ni_0.81Fe_0.19薄膜AMR值最大时, 其表面平均晶粒尺寸最大, Ni_0.81Fe_0.19(111)衍射峰最强.     

无铅无铋压电陶瓷(Na0.5K0.44Li0.06)Nb0.95Sb0.05O3-Na5.6Cu1.2Sb10O29研究

提出重点研制无铅无铋压电陶瓷的建议, 并采用传统的固相反应法, 制备了新的助烧剂Na_5.6 Cu_1.2Sb₁₀O₂₉及(Na_0.5K_0.44Li_0.06)Nb_0.95Sb_0.05O₃无铅无铋压电陶瓷, 研究了助烧剂对该压电陶瓷性能的影响. 添加适量助烧剂, 可以提高压电陶瓷的致密度, 降低介电损耗, 明显提高压电活性. 添加摩尔百分比为0.4% Na_5.6Cu_1.2Sb₁₀O₂₉的样品, 压电常数可达到261 pC/N, 机电耦合系数k33高达60%以上. 这些结果表明, 添加了助烧剂Na_5.6Cu_1.2Sb₁₀O₂₉的(Na_0.5K_0.44Li_0.06)Nb_0.95Sb_0.05O₃是具有很好应用前景的无铅无铋压电陶瓷.     

虫孔状介孔Ce0.6Zr0.35Y0.05O2固溶体的制备与表征

分别采用十六烷基三甲基溴化铵(CTAB)、CTAB-EG(乙二醇)模板法和CTAB-EG-NaCl法(即以一定量的NaCl填充由CTAB-EG模板法所得前驱体的孔道)制备出Ce_0.6Zr_0.35Y_0.05O₂(CZY)固溶体纳米粒子, 并利用X射线衍射、高分辨扫描电子显微镜、透射电子显微镜、选区电子衍射及N₂吸附-脱附等技术表征了这些材料的物理性质. 结果表明, 3种方法制备的Ce_0.6Zr_0.35Y_0.05O₂样品都具有虫孔状介孔立方晶相结构, 孔径分布窄(平均孔径5.3~7.1 nm), 比表面积高(95~119 m²·g^&#8722;1), 孔容大(0.16~0.18 cm³·g^&#8722;1). NaCl的引入有利于在较高温度下合成多孔固体纳米材料时保持孔道结构.     

光电子能谱分析TiCl4/MgCl2/EB Ziegler-Natta催化剂中EB对Ti电子状态的影响

采用光电子能谱(XPS)直接分析了TiCl₄/MgCl₂/EB(苯甲酸乙酯), TiCl₄/MgCl₂无内给电子体Ziegler-Natta催化剂和TiCl₄·EB配合物中Ti_2p3/2结合能的变化, 阐明了TiCl₄/MgCl₂/EB催化剂中EB对Ti电子状态的影响, 结合红外分析推断了EB影响Ti电子状态的方式. XPS分析显示：TiCl₄/MgCl₂/EB催化剂的Ti_2p3/2结合能低于TiCl₄/MgCl₂无内给电子体催化剂的Ti_2p3/2结合能, 说明在TiCl₄/MgCl₂/EB催化剂中EB通过向Ti提供电子影响Ti的电子状态.     

低纯Gd制备Gd5Si2Ge2的结构与磁热性能

以低纯度普通商业纯Gd(99%)为原料制备Gd₅Si₂Ge₂合金, 研究了低纯Gd₅Si₂Ge₂合金的相组成、磁相变特征和磁热性能. 粉末X-射线衍射和磁性测量结果表明, 经1200℃, 1 h退火处理后, 低纯Gd₅Si₂Ge₂合金具有Gd₅Si₂Ge₂型主相、在268 K存在一级磁晶相变. 据磁相变温度附近的磁化曲线计 算, 低纯Gd₅Si₂Ge₂合金在5 T磁场变化下的最大磁熵变为17.55 J·Kg^-1·K^-1, 具有巨磁热效应.     

NiAl-NO3-LDHs/LDPE光致变色复合材料的制备及性能

采用成核/晶化隔离法(SNAS)制备了晶体结构完整、晶相单一的纳米量级NiAl-NO₃-LDHs. 使NiAl-NO₃-LDHs与LDPE在双辊炼塑机上进行充分混合制备了NiAl-NO₃-LDHs/LDPE复合材料, 在紫外光照射下复合材料颜色发生了明显变化, 由照射前的橄榄绿色变成青灰色, 80℃加热后又恢复到橄榄绿色. 考察了NiAl-NO₃-LDHs的添加量和光照时间等因素对复合材料光致变色性能的影响, 结果表明, 随NiAl-NO₃-LDHs加入量的增加复合材料光致变色现象趋于明显, 当加入量达到5%时, 复合材料表现出良好的光致变色性能; 紫外光照射20 min后颜色变化达到最大值; 将NiAl-NO₃-LDHs和LDPE进行复合, 可以显著提高NiAl-NO₃-LDHs的光致变色稳定性, 复合材料光致变色性能表现出良好的重复性. 加入纳米量级的NiAl-NO₃-LDHs, 对复合材料的力学性能也起到了一定程度的改善作用.     

Fe基合金纳米晶薄带介观结构的AFM研究

利用AFM观察了Fe_73.5Cu₁Nb₃Si_13.5B₉薄带断口的介观结构, 发现退火后晶化的薄带的贴辊面区与自由面区之间存在明显的介观结构差异, 观察到Fe基纳米晶薄带贴辊面区的纵向粗晶粒团聚优势和自由面区的横向细晶粒团聚优势, 认为这是由于单辊快淬法制备非晶薄带时残存的内应力差异所致.