快速凝固Ti-Ni-Cu-Zr合金的马氏体相变

使用XRD分析快速凝固制备Ti-Ni-Cu-Zr合金的相结构,并使用电阻法测试其马氏体相变点.研究表明:Ti-Ni-Cu-Zr合金铸态的主要组成相为B2相和B19相,Zr稳定B2相,抑制马氏体相变.Ti-Ni-Cu-Zr合金快速凝固形成部分非晶,晶体相主要为B2相,当加入适量的Zr元素能提高非晶形成能力.快速凝固的Ti50Ni25Cu25合金发生一阶的B2-B19相变,而快速凝固的Ti45Ni25Cu25Zr5合金发生B2-R-B19'相的二阶相变.快速凝固合金的马氏体相变点都显著降低,经过时效晶化处理后,Zr增大合金的相变滞后.     

多晶Ni2.1Mn0.9Ga0.9C0.1合金的马氏体相变特征

采用电阻、热膨胀、磁致伸缩及光学金等试验方法研究了多晶Ni2.1Mn0.9Ga0.9C0.1合金的马氏体相变特征。结果表明：Ni2.1Mn0.9Ga0.9C0.1合金在400～100K之间发生两次相变,第一次为马氏体相变,它的热滞后比较小,马氏体相的电阻率高于母相的电阻率;而第二次相变的结构变化尚未澄清,它的热滞后比较大,新相的电阻率低于母相的电阻率。马氏体相变时,合金结晶方向长度收缩,磁致伸缩急剧减小。合金中马氏体基本为相互平行的片状组织。     

添加Cu对高温形状记忆合金马氏体相变的影响

通过差热扫描分析、X射线衍射等方法研究了Cu的添加对Ti36Ni49-xHf15Cux(x=1,3,5,8)合金马氏体相变行为的影响。研究表明:Cu的加入略微降低合金的相变温度(约15℃),但其Ms仍高于150℃,可作为高温形状记忆合金使用。随着Cu含量的升高,合金的B19′马氏体晶格常数a、b和c不发生明显变化,但单斜角β逐渐降低。Ti36Ni49-xHf15Cux(x=1,3,5,8)合金的相组成为B19′单斜马氏体和(Ti,Hf,Cu)2Ni相。马氏体的亚结构为(001)复合孪晶。     

Zr基大块非晶合金的动态力学性能

采用熔体喷铸的方法制备了板状非晶合金Zr55Al10Ni5Cu30,研究了Zr55Al10Ni5Cu30的动态力学性能.实验结果表明:在玻璃转变温度以下,大量原子仍处于"冻结"状态,原子运动微弱,内耗较小;在过冷液相区合金由非晶态向粘流态转变,原子解冻为自由原子的过程中,需要克服较大的摩擦力,模量变化急剧,内耗较大,并在玻璃转变温度下这种损耗将达到极大值;由于非晶合金Zr55Al10Ni5Cu30本身的粘弹性成分较大,由储能模量、损耗因子确定的玻璃转变温度相差将近50℃.     

Ti-Ni-Hf基合金薄带的相变行为分析

利用DSC系统研究Cu含量、退火温度、退火时间对Ti-Ni-Hf基薄带相变行为的影响。Cu含量的少量增加仅仅会略微降低Ti—NiHf合金的马氏体相变温度,不改变其相变顺序。退火处理后的Ti35Ni41Hf15Cu8合金薄带中存在2种尺寸差巨大的的晶粒,且在经较高温度退火的薄带中会有明显的（Ti,Hf）2Ni析出相,这些组织的存在对薄带的马氏体相变行为产生影响。     

Fe-Mn-Ge合金弹性模量反常与相变的研究

利用声频共振方法测量了Fe-Mn-Ge合金的杨氏模量与温度之间的关系.顺磁-反铁磁性转变导致合金出现明显的弹性模量反常,产生模量软化.Ge降低Fe-Mn合金的弹性模量E和尼尔转变温度TN,增大△E值,并使TN以下的弹性模量温度系数βE由负变正.γ+ε两相组织有利于获得较小的βE值恒弹性合金.以E-T曲线确定的合金相变温度与以磁化率、电阻率、膨胀率确定的相变温度基本吻合,用弹性模量方法能准确地测定出合金马氏体相变点和磁性转变点.     

变温马氏体相变动力学实验观察及立体图像模拟

用马氏体回火后经硝酸酒精溶液浸蚀可以变黑的方法,测定了在马氏体MS以下不同温度淬火+回火,最后水淬处理的试样中,黑色马氏体含量百分率及形状参数.根据上述测定数据,利用定量金相方法,找到了淬火温度与马氏体转变百分率f,体积V以及个数N之间关系.应用计算机以立体图像方式演示了变温马氏体相变动力学过程.     

Fe—21Ni—4Mn合金磁场诱发马氏体形貌和惯习面

本文采用强脉冲磁场、光学显微镜和 H.R.Pak 等提出的惯习面确定方法研究了 Fc-21Ni-4Mn 合金中磁场诱发马氏体形貌和惯习面.结果表明,Fe-21Nj-4Mn 合金冷却形成板条马氏体,而在 Ms 温度以上,磁场诱发形成多片状而少板条马氏体,且随温度升高,磁场诱发马氏体形貌为蝶状.磁场诱发马氏体惯习面与冷却形成的马氏体相同,均为(225),对于蝶状马氏体发现了一种新的对称面(110).     

铝与铬含量对Fe-Mn基合金电化学极化性能的影响

用测量阳极极化曲线与相应电化学参数方法研究Al与Cr含量对Fe-25Mn合金在1mol/L NaSO4溶液中电化学极化行为的影响.在1 mol/L Na2SO4溶液中,Fe-25Mn合金不能钝化.在Fe-25Mn合金中加入2.2%Al导致呈现一个广阔的活化-钝化转变区,并在高电位处显示钝化的趋势.进一步在Fe-25Mn-2.2Al合金中加入6.9%Cr则引致钝化能力显著增加,并呈现窄的活化-钝化转变区及一个颇稳定的钝化区.Fe-25Mn-2.2Al-6.9Cr合金的维钝电流密度Ip接近ICrl3不锈钢的IP值.还对加入Al或Cr和Al与Cr的优化组合提高Fe-Mn基合金钝化性能的原因进行了简单的讨论.     

相变沥青混合料调温效果及路用性能研究

为掌握相变沥青混合料调温效果及其路用性能,制备PEG2000/硅溶胶相变材料,研究其配比和掺量对沥青混合料调温效果的影响,进而就相变沥青混合料路用性能进行试验分析.结果表明:温度高于40℃后,PEG2000/硅溶胶相变材料能有效降低沥青混合料高温持续时间,且降温效果随相变材料中PEG2000比例提高呈先提高后降低趋势,随相变材料掺量增加呈线性提高趋势;沥青混合料升温过程中,其高温稳定性随相变材料掺量增加逐渐提高,而沥青混合料升温稳定后,高温稳定性随相变材料掺量增加逐渐降低;沥青混合料低温抗裂性随相变材料掺量增加呈先变好后变差趋势,掺量为3％时,低温抗裂性最优,水稳定性则随相变材料增加逐渐下降;推荐采用PEG2000与硅溶胶比例为5:10、掺量为3％制备相变沥青混合料,此时调温效果优良,且各项路用性能满足规范要求.     

纳米压痕法测定Ni52.2Mn24.4Ga23.4马氏体的力学性能

利用纳米压痕法测定了Ni52.2Mn24.4Ga23.4单个晶粒内马氏体的力学性能.实验表明:加载过程中马氏体产生弹性与塑性变形,且随着载荷的增大,材料的变形方式逐渐以塑性变形为主,并伴随有不同程度的蠕变.Ni52.2Mn24.4Ga23.4单个晶粒上两片马氏体的平均弹性模量分别为82.15GPa、88.0GPa;平均硬度值分别为3.91Gpa、3.60GPa,不同马氏体片的力学性能存在差异.     

纳米压痕法测定Ni52.2Mn24.4Ga23.4马氏体的力学性能

利用纳米压痕法测定了N i52.2Mn24.4Ga23.4单个晶粒内马氏体的力学性能.实验表明:加载过程中马氏体产生弹性与塑性变形,且随着载荷的增大,材料的变形方式逐渐以塑性变形为主,并伴随有不同程度的蠕变.N i52.2Mn24.4Ga23.4单个晶粒上两片马氏体的平均弹性模量分别为82.15GPa、88.0GPa;平均硬度值分别为3.91Gpa、3.60GPa,不同马氏体片的力学性能存在差异.     

MA-PA复合EG相变材料的研制及热性能

以十四烷酸(MA)、十六酸(PA)为相变材料单体,制备了系列二元低共熔混合物(MA-PA),再以膨胀石墨(EG)为基体,采用多孔吸附法制备出MA-PA/EG复合相变材料.通过DSC、冷热加速循环和蓄、放热实验,研究了MA-PA/EG材料的热性能.结果表明,在MA-PA与EG最佳质量配比为15∶1的条件下,MA-PA/EG的熔化温度和凝固温度分别为44.99℃和44.42℃,熔化潜热和凝固潜热分别为156.9J/g和155.3J/g,EG对相变温度和潜热的影响不大;1 000次冷热加速循环后MA-PA/EG材料仍具有良好的热稳定性;EG可有效地提高MA-PA/EG材料的蓄、放热速率,且在固液相变过程中无液体侧漏.     

十二烷基磺酸钠对多孔银孔尺寸的细化

通过快淬态Ag32Zn68条带在0.2M硫酸溶液中0.45V (SCE)去合金化制备出纳米多孔银.向硫酸溶液中加入表面活性剂十二烷基磺酸钠,能够很好地抑制纳米多孔银孔道和孔带的粗化.十二烷基磺酸钠的细化机理为,十二烷基磺酸根离子吸附在合金表面,降低银原子的表面扩散,从而细化多孔银的孔尺寸达到纳米级别.     

原位反应制备Al2O3颗粒增强铝基复合材料

利用差分扫描热分析研究了利用Al-Nb2O5系统制备Al2O3颗粒增强金属基复合材料这的原位反应过程:用X-射线衍射分析了反应过程中的相变.实验结果表明,Nb的还原和NbAl3金属间化合物的形成反应发生在Al的熔点以下;在939℃完成.在低温下,试样的局部发生少量的原位反应;整个试样内部同时发生原位反应是在939℃放热峰所覆盖的温度区间.最终显微组织中存在相同形态不同尺寸的NbAl3相.低温形成的NbAl3相由于经历了长大过程而尺寸较大;高温形成的NbAl3相尺寸较小.     

改性超细SiC粉体对ZA27合金耐磨性能的影响

对添加不同量(质量分数0～1％)改性超细SiC粉体的ZA27合金进行金相组织和耐磨性能研究.从添加粉体前后的ZA27合金组织对比发现:未添加粉体的ZA27合金组织中树枝晶比较发达,ε相呈网状分布,还有一定的尖角.随添加量增大,其中树枝晶变短,富Al-α相由树枝晶组织向等轴晶组织转变;加入量达到0.1％时,晶体尺寸进一步减小,且已基本转变为柱状组织,树枝晶组织的细化效果最优,ε相变得规整化;同时,随着添加量增加,磨损量降低,磨损率逐渐减小,加入量为0.1％时耐磨性能最佳,提高了30.4％.     

锰与铝对Fe—Mn合金在Na2SO4水溶液中电化学腐蚀性能的影响

采用测量阳极极化曲线方法,研究了 Fe-(17～28Wt%)Mn 与 Fe-25Wt%Mn-5Wt%Al合金在1M Na_2SO_4水溶液中的电化学腐蚀行为.随 Mn 含量的提高,合金的自腐蚀电流密度-I_(corr)与自腐蚀电位 E_(corr)分别呈近似线性地增大与降低,Fe-Mn 二元合金难以钝化.然而,Fe-Mn 合金加入5Wt%Al,则使 I_(corr)下降,钝化能力增加,同时阳极极化呈现稳定而宽的钝化区.这意味着在 Fe-Mn 合金中加入少量 Al,能显著增进其电化学腐蚀抗力.     

深冷球磨及真空热压制备块体Al及Al-Al_2O_3纳米晶体材料

利用深冷球磨及真空热压技术制备块体Al及Al-Al2O3纳米晶体材料,采用X射线衍射测定晶粒尺寸,利用扫描电镜对材料的微观组织进行观察,并测定了所制备材料的显微硬度和抗拉性能.研究结果表明:经深冷球磨14 h后,Al粉末颗粒的平均晶粒尺寸由50μm变化到43 nm.块体纳米Al晶体材料的显微硬度随烧结温度升高而下降,加入纳米Al2O3颗粒后显微硬度约为粗晶纯Al显微硬度的4倍;块体纳米Al晶体材料的抗拉强度极限σb为265 MPa,加入纳米Al2O3颗粒后的抗拉强度为322 MPa,比纳米纯Al晶体材料提高了22%.     

深冷球磨及真空热压制备块体Al及Al-Al2O3纳米晶体材料

利用深冷球磨及真空热压技术制备块体Al及Al-Al2O3纳米晶体材料,采用X射线衍射测定晶粒尺寸,利用扫描电镜对材料的微观组织进行观察,并测定了所制备材料的显微硬度和抗拉性能.研究结果表明:经深冷球磨14 h后,Al粉末颗粒的平均晶粒尺寸由50 μm变化到43 nm.块体纳米Al晶体材料的显微硬度随烧结温度升高而下降,加入纳米Al2O3颗粒后显微硬度约为粗晶纯Al显微硬度的4倍;块体纳米Al晶体材料的抗拉强度极限σb为265 MPa,加入纳米Al2O3颗粒后的抗拉强度为322 MPa,比纳米纯Al晶体材料提高了22%.     

SiO_2对自蔓延高温合成Al_2O_3-TiB_2复相陶瓷性能的影响

利用自蔓延高温合成技术,用SiO2作添加剂制备出了Al2O3-TiB2复相陶瓷.研究了SiO2含量对自蔓延反应的绝热温度、燃烧速度、反应产物的体积和致密度的影响,并测定了复相陶瓷的抗弯强度和硬度.研究结果表明,Al-TiO2-H3BO3体系的绝热温度是2 588 K,且随SiO2含量的增加而降低;添加SiO2的合成产物中有SiO2和Al6O13Si2相生成;SiO2的加入还降低了反应体系的燃烧速度;当SiO2的添加量在0~20%变化时,复相陶瓷的密度达到1.603 g/cm3,相应的坯体体积变化率为9.25%~9.82%;复相陶瓷的硬度也随着SiO2添加量的增加而增大;在Al-TiO2-H3BO3体系中添加20%的SiO2,可使Al2O3-TiB2的抗弯强度提高2倍.