基于SHPB试验的高速铁路CRTSⅡ型CA砂浆动态性能

采用分离式霍普金森压杆(Split Hopkinson Pressure Bar,SHPB)试验研究了高速铁路CRTS II型水泥乳化沥青砂浆(CA砂浆)的动态力学性能,并建立了CRTS II型CA砂浆的动态本构关系模型.结果表明:随着应变率的增大,CRTS II型CA砂浆峰值强度逐渐增加,但增加速率随应变率的增大而减小,当应变率从44.17增加至54.79 s-1和从54.79增加至108.47 s-1时,峰值强度分别增加了初始峰值强度的52.28%和7.5%,弹性模量随应变率的变化规律性较差;应变率越大,破坏时的贯通裂纹越多,碎裂程度越大;CRTS II型CA砂浆的比能量吸收随着应变率的增大而增大.所建立的动态本构模型拟合曲线与试验曲线具有较好的一致性.     

微管内流场的可视化实验研究

以蒸馏水作为工质, 龙胆紫溶液作为着色剂, 对内径为520和315 μm的石英玻璃管内的流动做可视化实验研究以研究其流态. 经光学显微镜放大后由CCD相机拍摄, 得到了在不同Reynolds数下, 石英玻璃管内流动的流型图, Re数在200~2300间的微管进出口压力差也同时被测量来表征微管内的摩擦阻力系数. 实验结果清楚表明, 微管内部流动处于小Re数时, 微管内部的流动基本处于层流态, 其摩擦系数与常规尺寸下的经典理论解基本一致. 当Re数大于1200~1500时, 微管内流态已经由层流向紊流开始转变, 同时, 其摩擦阻力系数已偏离经典层流理论解. 当Re数达到1500~1800左右时, 微管内的流态基本上全部处于紊流态.     

连续柱状晶Cu-12Al合金线材无模拉拔变形行为

在拉拔速度1.0~1.4 mm/s、变形温度600~900℃的条件下, 对具有连续柱状晶组织的Cu-12%Al(质量分数)合金线材进行了无模拉拔成形, 分析了变形后合金的显微组织和力学性能, 研究了线材无模拉拔变形行为. 结果表明: 在拉拔速度1.0~1.4 mm/s、变形温度600~900℃的条件下, 连续柱状晶组织Cu-12%Al合金线材在无模拉拔成形过程中没有发生再结晶现象. 当拉拔速度为1.0 mm/s时, 随着变形温度从600℃升高到900℃, 连续柱状晶组织Cu-12%Al合金线材的晶界在无模拉拔成形过程中逐渐变得不平直; 无模拉拔成形后合金线材的延伸率随着变形温度的升高而降低, 抗拉强度随着变形温度的升高而升高. 在变形温度为600℃的条件下, 当拉拔速度为1.1~1.2 mm/s时, 无模拉拔成形对合金线材组织的影响不明显; 当拉拔速度达到1.3~1.4 mm/s时, 合金线材连续柱状晶晶界变得不平直; 在本文实验范围内无模拉拔速度的变化对合金线材延伸率和抗拉强度影响不大.     

微通道稀薄气体流动换热特性的研究

用直接模拟Monte Carlo方法对处于Kn = 0.05~1.0范围下的微通道内气体的换热特性进行了分析研究, 结果给出了不同Kn数、不同横纵比下通道内气体温度、壁面热流密度的变化曲线以及同一工况下壁面总的热流密度与局部热流密度随进口流速的变化曲线. 结果表明, 微通道内的换热主要集中在进出口处, 中间部分的换热很微弱, 其换热特性与Kn数及通道的横纵比有很大的关系, 进口流速对总的换热量影响不大, 但却改变了局部热流密度的分布.     

钴离子注入硅化钴的形成和微波功率管制备的特性

用大束流密度的钴金属离子注入硅能够直接合成性能良好的薄层硅化物. 束流密度为0.25~1.25 A/m², 注入量为5 × 10¹⁷ cm^-2. 用透射电子显微镜(TEM)和电子衍射(XRD)分析了注入层结构. 结果表明随束流密度的增加, 硅化钴相生长, 薄层硅化物的方块电阻R_S明显下降. 当束流密度为0.75 A/m²时, R_S明显地下降, 说明连续的硅化物已经形成. 当束流密度为1.25 A/m²时, 该值达到最小值3.1 W. XRD分析表明, 注入层中形成了3种硅化钴Co₂Si, CoSi和CoSi₂. 经过退火后, R_S进一步地下降, RS最小可降至2.3 W, 说明硅化钴薄层质量得到了进一步的改善. 大束流密度注入和退火后, 硅化钴相进一步生长, Co₂Si相消失. TEM对注入样品横截面观察表明, 连续硅化物层厚度为90~133 nm. 最优的钴注入量和束流密度分别为5 × 10¹⁷ cm^-2和0.50 mA/cm². 最佳退火温度和退火时间分别为900℃和10 s. 高温退火(1200℃)仍然具有很低的薄层电阻, 这充分说明硅化钴具有很好的热稳定性. 用离子注入Co所形成的硅化钴制备了微波功率器件Ohm接触电极, 当工作频率为590~610 MHz, 输出功率为18~20 W时, 同常规工艺相比, 发射极接触电阻下降到0.13~0.2倍, 结果器件的噪声明显地下降, 器件质量有了明显的提高.     

高应变率下RPC动态力学性能的试验研究

利用5种钢纤维掺量活性粉末混凝土(RPC)圆柱形试件的SHPB冲击压缩实验研究了10×100~1.1×102s?1应变率范围内RPC的动态力学性能,分析了不同应变率和钢纤维掺量下RPC的应力波动特征、破坏模式、强度及耗能能力的变化规律以及应变率和钢纤维掺量的影响.提出了不同应变率和钢纤维掺量条件下RPC动态应力-应变响应的基本模式与本构模型.研究表明:应力波作用下素RPC的应力响应高于应变响应,脆性特征显著.掺入适量钢纤维后,RPC碎裂时的应变率和变形能力较素RPC有明显提高.相同钢纤维掺量下,应变率增加时,RPC的峰值抗压强度、峰值应变和残余应变均有不同程度的提高,其中残余应变提高的幅度最大.相同应变率条件下,提高钢纤维掺量对于改善RPC碎裂后的残余变形能力作用不大.钢纤维对RPC峰值抗压强度和峰值变形能力的影响不同,相同应变率下,钢纤维率不超过1.75%时,峰值抗压强度随纤维率增加而增加;纤维率超过1.75%后,峰值抗压强度开始逐步下降;峰值应变随钢纤维掺量增加而持续增大.相同应变率下,从冲击开始至残余变形阶段RPC的总耗能Edisp随钢纤维掺量增加而逐步提高,但纤维率超过2%后总耗能Edisp则开始逐步下降.不同变形阶段钢纤维对RPC耗能所起的作用不同.钢纤维率不超过2%时,钢纤维对提高峰值变形前耗能的作用大于对提高峰值变形后耗能的作用.应变率对总耗能和各阶段耗能均有显著影响,应变率越高,各阶段的耗能越大,动态冲击时的韧性越好.给出了RPC峰值抗压强度、峰值变形、残余变形,以及各阶段耗能随应变率和钢纤维率变化的经验模型.采用标准化的应力和应变作为广义应力与广义应变,以应变率和钢纤维率为界,将RPC的动态应力-应变响应模式简化为4类基本模型,并给出了每类模型的数学表达式.     

反应合成Ag(111)/SnO2(200)复合材料界面结构的DFT研究

根据 HTEM 原位观察的 Ag/SnO₂ 电接触材料的两相界面结构, 建立了 Ag(111)/ SnO₂(200)界面结构模型. 原子驰豫位移的计算结果显示, 驰豫引起界面原子严重错排, 破坏了点阵周期性排列. 界面区的O与Ag原子为达到稳定结构而彼此有靠近的趋势, 界面的结构驰豫是材料系统降低能量的一种方式. 界面附近态密度表明界面对材料的导电性有很大影响, 界面 O 原子的存在引起了材料导电性下降. 界面区域电子云和布居分析表明, 在Ag/SnO₂界面结构中未形成 AgxOy 化合物, 且界面会导致电荷分布不均匀, 在整个材料系统内形成微电场, 影响电子传输和材料的导电性. 计算显示 Ag(111)/SnO₂(200)界面结合较强, 界面结合能约为−3.50 J/m².     

+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.     

动静载荷下岩石声发射特性的对比研究

为了对比分析静载和动载下岩石声发射特性的区别,在MTS静载实验设备和SHPB冲击实验系统上对四种岩石(硬度大的花岗岩、硬度小的花岗岩、石灰岩、砂岩)进行了声发射加载实验。实验结果表明:岩石在冲击荷载下的声发射持续时间短,且在早期都存在一个波击,其信号能量、强度、绝对能量明显高于其他波击,而静载荷下的具有大值能量、信号强度、绝对能量的波击绝大部分出现在后期岩石的宏观破坏阶段;静荷载下波击的幅值主要分布在40~60d B,冲击荷载下波击的幅值则分布较分散,且大于70 d B的波击所占比例相对于静载荷下的要高。冲击载荷下岩石声发射峰值频率都低于500 k Hz,主要分布在0~100 k Hz、150~200 k Hz、400~450 k Hz之间,而静载荷下岩石声发射信号的峰值频率分布在0~550 k Hz,也有部分波击峰频大于600 k Hz,其中主要分布在以下4个阶段:0~150 k Hz、150~280 k Hz、280~400 k Hz、400~550 k Hz。     

拉伸变形应变硬化指数的力学解析

实验上已判明应变硬化指数具有很强的结构敏感性,而且精确实验测量结果表明：n_υ(恒速度应变硬化指数）、n_ε（恒应变速率应变硬化指数）和n_p（恒载荷应变硬化指数）随ε应变）的变化规律是完全不相同的. 从拉伸变形的状态方程出发,并考虑超塑性与塑性变形的结构敏感性（即应变硬化指数不仅与应变有关而且与应变速率有关）,从理论上导出了n_υ,n_ε和n_p的解析表达式,揭示了n_υ,n_ε和n_p随ε变化的力学本质,并解释了典型材料Zn-5%Al(质量分数)的实验结果,证明了理论的可信性.     

[CoPt/Ag]n纳米多层膜的结构和磁性能

用磁控溅射法分两种顺序制备了系列厚度的[CoPt/Ag]_n纳米多层膜, 600℃真空退火后, 进行了磁性测量和微结构分析. 研究表明, 退火后两种顺序制备的[CoPt/Ag]_n多层膜有着不同的微结构和磁性能, 且膜厚越小差别越显著. 先沉积Ag层的[Ag/CoPt]_n多层膜, 退火后更易于形成高有序化度的L10-CoPt相, 并具有较高的矫顽力. Ag作底层影响了CoPt无序立方向有序四方的转化是引起这种差别的可能原因. 剩磁曲线分析表明, Ag的掺杂有利于降低CoPt晶粒间的磁交换耦合作用.     

超高压合成NaNbO3陶瓷粉料及其结构变化

在0~6 GPa压力下研究NaNbO₃材料的合成及结构随压力变化的规律.通过施加压力, 在相对较低的温度(300℃)下可以合成纯度高的NaNbO₃陶瓷粉料, 极大地降低了Na元素的挥发. 随着压力的增加, 合成的NaNbO₃陶瓷材料具有从对称低的晶格体结构向对称高的晶格体结构转化的趋势.     

电磁分离铝熔体中非金属夹杂的磁流体动力学研究

采用量纲分析和数值计算相结合的方法研究了电磁场作用下铝熔体中非金属夹杂附近的磁流体动力学流动以及夹杂的受力. 量纲分析表明, 不变量A = JBρ_fd³_p/μ²_f 是表征夹杂受力大小以及熔体扰动强度的特征量. A的物理意义是反映了电磁力作用的修正的颗粒Reynolds数. 电磁场作用下夹杂附近熔体扰动出现失稳的判据为A > 2×10³. 计算结果表明, 在A≤1´10⁶的范围内, 忽略惯性项的影响对夹杂受力的影响不大; 而当A > 2×10³     

随机线性连续时间系统基于采样数据的二次指标控制

讨论了随机线性连续时间(LCT)系统基于采样数据的二次指标最优控制问题. 涉及到了两类随机LCT系统. 一类是定常参数的, 另一类是具有Markov时变参数的. 分析了相应闭环系统的稳定性; 比较了基于状态采样值的采样二次指标控制和基于状态全过程的常规二次指标控制下的最优指标值; 证明了当采样时间ΔT间隔不大时, 两种控制的效果差别也不大, 误差的上界分别为O(ΔT²)和O(T).     

OH-根对掺铒碲酸盐玻璃光谱性质的影响

制备了5种浓度下系列不同OH^−根含量的掺铒碲酸盐玻璃样品, 测试了样品的红外吸收光谱, 分析了在不同通氧除水时间下玻璃的红外吸收系数变化情况. 测试了样品的吸收光谱, 利用Judd-Ofelt理论计算了不同铒掺杂浓度和OH^−根含量样品的光谱参量Ω _i (i = 2, 4, 6). 根据McCumber理论计算了铒离子在1532 nm处的吸收截面和Er³⁺:⁴I_13/2®⁴I _15/2跃迁峰值发射截面. 测试了样品中 Er³⁺: ⁴I_13/2®⁴I_15/2跃迁对应的荧光光谱和⁴I_13/2能级荧光寿命, 讨论了OH^−根对不同铒掺杂浓度下碲酸盐玻璃光谱性质的影响. 研究结果表明, OH^−根仅对荧光寿命和荧光峰值强度存在影响, 在Er₂O₃浓度小于1.0 mol%时, OH^−根是发生荧光猝灭的主要影响因素, 而高于这一浓度后Er³⁺离子本身的能量转移对荧光猝灭起主要作用. 而OH^−根对其他光谱性质(荧光半高宽、吸收光谱、受激发射截面等)基本没有影响.     

氢和氢致马氏体导致不锈钢氢脆的定量研究

对原子氢和氢致马氏体在奥氏体不锈钢氢脆中的作用进行了定量研究. 结果表明, 当氢浓度C ₀大于临界值(30×10^-6)后就会出现氢致马氏体(e +), 它随C₀升高而升高, 即M(e + ) = 62 - 82.5exp(-C₀/102), 氢致马氏体引起的塑性损失I_δ (M)随马氏体含量线性升高, 即I_δ (M) = 0.45 M = 27.9 - 37.1exp(-C₀/102). 动态充氢引起的塑性损失I_δ 减去充氢除气试样的塑性损失就是原子氢引起的塑性损失I_δ (H) , 它随C₀升高而升高, 但当C₀>100×10^-6后, I_δ (H)趋于稳定值, 即I_δ (H)max = 40%. 随应变速率 升高, I_δ (H)逐渐下降至零, 即I_δ (H) = - 21.9 - 9.9lg . 氢致滞后断裂只和原子氢有关, 其门槛应力强度因子为K_IH = 91.7 - 10.1lnC₀. 其断口形貌和KI以及C₀有关, 当KI高或C₀低为韧断, K_I低或C₀高则为脆断. 韧断和脆断的分界线方程为K_I -54+exp(-C₀/153)=0.     

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.     

热及电场诱导石英玻璃的理论分析

基于实验结果, 归纳了热及电场诱导石英材料的3个基本结论. 在此基础上, 计算了经热及电场诱导块状石英玻璃的二阶非线性光学系数, 并得到了该值与诱导中的外加电压和诱导后产生的非线性层厚度的关系. 理论结果表明：经诱导的块状石英玻璃的二阶极化率χ⁽²⁾ 和二次谐波效率h 分别与外加电压成平方根和平方关系. 经一般热及电场诱导后, 块状石英玻璃的χ⁽²⁾ 为0.2~1.6 pm/V. 当热及电场诱导石英玻璃近似达到稳定状态后, χ⁽²⁾ 随着诱导时间的延长而减小. 理论结果与实验报道相当吻合.     

AlGaN势垒层应变弛豫度对高Al含量AlxGa1-xN/GaN HEMT性能的影响

采用数值算法自洽求解Poisson和Schrödinger方程, 计算了AlGaN势垒层的应变弛豫度对高Al含量AlGaN/GaN高电子迁移率晶体管（HEMT）中的导带结构、电子浓度以及二维电子气(2DEG)薄层电荷密度的影响. 利用所获得的精确薄层电荷密度与栅电压的关系, 采用非线性电荷控制模型解析求解了应变弛豫度对Al_xGa_1-xN/GaN HEMT直流输出特性的影响. 计算表明, 应变弛豫度为0时所获得的Al_0.50Ga_0.500N/GaN HEMT的最大二维电子气薄层电荷密度为2.42×10¹³ cm^-2, 最大漏电流为2482.8 mA/mm; 应变弛豫度为1时所获得的最大二维电子气薄层电荷密度为1.49×10¹³ cm^-2, 最大漏电流为1149.7 mA/mm. 模拟结果同已有的测试数据相比, 符合较好. 对模拟结果的分析表明, 对高Al含量的AlGaN/GaN HEMT进行理论研究时需要考虑应变弛豫度的影响, 减小AlGaN势垒层的应变弛豫度可显著提高器件的性能.     

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.