纳米金属Ni的塑性变形机制

为了深入探讨纳米金属的力学性能特别是塑性变形机制，对纳米金属Ni进行了不同程度的冷轧变形．通过x射线衍射分析和透射电镜观察对纳米金属Ni的微观结构和变形机制进行了研究，并对不同变形量下的晶格常数进行了计算．研究表明，随变形量增大，纳米晶体的晶粒尺寸逐渐增大，从最初的16．6nm增大到28．7nm，这种增长是由于部分方向（区域）晶粒长大的结果；变形量较小（小于30％）时，位错的活动与晶粒旋转是的变形主要方式，变形量较大（超过30％）时，晶界发射不全位错与孪晶的交互作用协调变形；纳米Ni的平均晶格常数为0．3533nm，略高于粗晶Ni的晶格常数．     

制备CeO2纳米粉的溶解工艺对比

通过实验比较制备纳米CeO2粉的HCl和HNO3溶解法。结果表明：用HCl溶解法溶解比例不超过25％，而且原料消耗大，产生氯气等有害气体对环境污染严重，不适合批量生产；用HNO3溶解法，当温度为35～50℃，HNO3浓度为7．0～8．5mol／L，VH2O2：VHNO3=0．125，反应时间60min时，溶解比例大于90％，并且节省原料，无污染，得到的纳米粉颗粒均匀(粒径为30～40nm)，可用于工业化生产。     

Al2O3短纤维／Al—12Si复合材料微观断裂的TEM原位观察

利用挤压铸造法制备了Ａｌ２Ｏ３（２０％Ｖ）／Ａｌ－１２Ｓｉ复合材料并采用透射电镜动态拉伸技术对复合材料的裂纹形成及微观裂过程进行了原位观察，发现该复合材料的纤维／基体界面是破坏路径之一，并发现了纤维中裂纹形成及扩展至纤维完全破坏的现象。     

含硅钢下贝氏体生长方式：下贝氏体切变增厚

首先对贝氏体扩散控制台阶长大机制进行简要评述。认为台阶的存在并不能证明扩散控制台阶长大机制，提出了贝氏体相变过程中新相沿母相奥氏体层错面切变增厚的观点。在这种模型中，由于贝氏体铁素体片增厚借助于界面位错圈在奥氏体层错面上的扩展来完成，台阶的运动只能沿母相层错面切变滑移，而不会作侧向迁移，同时台阶侧面也不应是无序的非共格界面，切变运动的结果导致下贝氏体发生台阶与奥氏体层错条纹具有对应关系的实验现象。     

9CrSi钢下贝氏体／奥氏体界面位错研究

利用透射电子显微镜观察了９ＣｒＳｉ钢下贝氏体／奥氏体界面位错。结果表明，其界面位错矢量ｂ∥［１１１］α，且与位错线真实方向夹角约２０°，因而界面位错为混合型，相变时界面可借助螺型分量界面沿法向作保守滑移，相变具有马氏体切变性质。     

含硅钢下贝氏体长大方式：65Si2MnWA下贝氏体界面位错

利用透射电镜观察研究含硅钢６５Ｓｉ２ＭｎＷＡ下贝氏体界面位错。结果表明，该钢下贝氏体界面错配位错为混合型位错，真实位错线方向与其柏氏矢量夹角约为３０℃，界面可借助错配位错沿界面法线方向作保守滑移。发现界面位错有穿过界面的情况。提出了下贝氏体界面位错环模型，根据引模型，可以预测随着位错环的扩展，其螺型部分导致下贝氏体铁素体的增厚，刃型部分导致伸长，由于刃型位错滑移速度远高于螺型位错滑动速度，伸长快于     

Al_2O_3短纤维／Al－12Si复合材料微观断裂的TEM原位观察

利用挤压铸造法制备了Ａｌ２Ｏ３（２０％Ｖ）／Ａｌ－１２Ｓｉ复合材料并采用透射电镜动态拉伸技术对复合材料的裂纹形成及微观断裂过程进行了原位观察，发现该复合材料的纤维／基体界面是破坏路径之一，并发现了纤维中裂纹形成及扩展至纤维完全破坏的现象