热处理对卤化银多晶光纤显微结构的影响Q

热挤压法成型的卤化银多晶光纤,经不同温度热处理后,光纤的显微结构发生了变化.扫描电镜形貌分析结果显示,热处理温度T≤170℃,显微结构未发生变化,晶粒尺寸12.T=200℃时,晶粒尺寸10～20μm;T=250℃时,晶粒尺寸20～30μm;T=300℃时,晶粒尺寸30～40μm.光纤显微硬度测量结果也显示,热处理温度>170℃后,光纤的显微硬度随热处理温度的升高而降低,在200℃附近硬度降至最低值.     

卤化银多晶光纤热挤压成型的研究

采用热挤压法成型制备出卤化银多晶光纤．光纤端面扫描电镜形貌分析结果显示,挤压温度１２０～２１０℃,晶粒大小基本不变,晶粒尺寸１～２μｍ．挤压温度＞２１０℃后,随着挤压温度升高挤压压力降低,在２５０℃时晶粒尺寸５～１０μｍ,挤压温度的升高导致卤化银多晶光纤的晶粒长大,引起光纤散射损耗的增高．挤压模具中加入润滑剂可同时降低挤压压力和挤压温度,但引起光纤传输损耗的增加．     

微量V2O5对Mn—Zn铁氧体性能的影响

采用Ｖ２Ｏ５做为添加剂,利用传统的氧化物法制备的Ｍｎ－Ｚｎ铁氧体材料,其磁性能得到优化,磁导率μ－２４００;功耗Ｐ（１００℃,１６ｋＨｚ,１５０ｍＴ）＝６ｍＷ／ｇ,Ｐ（１００℃,２５ｋＨｚ,２００ｍＴ）＝１８ｍＷ／ｇ,Ｐ（１００℃,２００ｋＨｚ,２００ｍＴ）＝９４ｍＷ／ｇ,居里温度Ｔｃ＝２００℃,饱和磁通Ｂｓ＝５０７ｍＴ;剩余磁通Ｂｒ＝８７ｍＴ,矫顽力Ｈｃ＝１２．６Ａ／ｍ;密度ｄ＝４．８５ｇ／ｃｍ＾３,电阻率ρ＝２２５０Ω．ｃｍ。由于其具有很高的电阻率,在高频状态下,功耗的主要部分涡流损耗将大幅度下降,因此该种材料可以用〉２００ｋＨｚ的高频范围使用。     

溶液温度对电化学沉积氧化亚铜薄膜相成分和显微结构的影响

用电化学方法在不锈钢基体上沉积多晶Ｃｕ２Ｏ薄膜并用Ｘ射线衍射和扫描电进行了分析研究了溶液温度对薄膜相组成、晶粒尺寸和择优取向的影响，当溶液的ＰＨ＝９，温度低于５０℃时得到的是Ｃｕ２Ｏ／Ｃｕ复相薄膜，纯Ｃｕ２Ｏ薄膜可在溶液温度高于５０℃时获得，纯Ｃｕ２Ｏ薄膜具有（１００）择优取向，实验发现薄膜的晶粒尺寸随溶液温度的增加从０．１２μｍ增加到０．６５μｍ。     

135°ECAP+旋锻变形工业纯钛的热稳定性研究

对经过135°ECAP+旋锻变形后的工业纯钛100,150,200,250,300,350,400,450℃和500℃下保温1h退火。采用透射电子显微镜(TEM)、扫描电子显微镜(SEM)、拉伸试验机及显微硬度仪等技术研究ECAP+旋锻变形工业纯钛退火后的组织与性能变化。结果表明:在400℃以下退火时,显微组织中位错密度降低,晶界逐渐清晰,变形组织未发生明显变化,材料的抗拉强度和显微硬度略有降低,伸长率增加不明显;在400℃以上退火时,随着退火温度的升高,发生再结晶,晶粒尺寸明显增大,平均晶粒尺寸约为5μm,材料的抗拉强度和显微硬度均出现明显降低,伸长率增加。拉伸断口表明,ECAP+旋锻变形退火后工业纯钛的拉伸断裂均为韧性断裂。随着退火温度的升高,韧窝尺寸变大,韧窝深度变深。     

冷轧态SiCp/LY12复合材料超塑性及变形机制

研究了冷轧态ＳｉＣ颗粒（ｄｐ＝１０μｍ）增强ＬＹ１２复合材料（ＳｉＣｐ／ＬＹ１２）的超塑性,着重探讨了变形机制。研究表明：（１）在温度Ｔ＝８０３Ｋ（比熔点高２６Ｋ）,初始应变速度ε０＝４．８×１０＾－４ｓ＾－１时,应变速度敏感系数ｍ值为０．４９,延伸率达２４０％;（２）超塑性变形后的晶粒尺寸约为１０μｍ;（３）该事材料超塑性变形的主要机制是晶界液相和基体中动态回复调节的但却受界面液相和界面扩散流释     

304不锈钢表面纳米化层的组织和性能

采用表面机械研磨技术(SMAT)对304不锈钢进行表面纳米化处理,利用光学显微镜、扫描电镜、X射线衍射仪、透射电镜和显微硬度仪对处理后的不锈钢表面层组织进行表征,并在不同温度下对表面纳米组织的热稳定性进行研究。结果显示,经过SMAT后,表面获得了约436μm厚度的变形层,表面晶粒尺寸约为80nm;在SMAT处理过程中发生了应变诱发马氏体相变;表层晶粒的细化能显著提高组织的显微硬度;当保温温度在550℃以下时,表层纳米组织具有良好的稳定性,当温度超过600℃时晶粒显著长大。     

热变形参数对3003铝合金显微组织及硬度的影响

采用Gleeble-1500热模拟试验机对经高效熔体处理的3003铝合金进行变形温度为300℃～500℃,应变速率为0.01～10.0 s-1的等温压缩实验,建立了动态再结晶平均晶粒尺寸与变形温度和应变速率的三维关系图.通过显微维氏硬度测试表明,3003铝合金热变形后的显微硬度随应变速率的增大和变形温度的升高而降低,且显微维氏硬度随动态再结晶平均晶粒尺寸的减小而增大.TEM形貌像表明,当变形温度T≥400℃,应变速率.ε≥1.0 s-1时,合金中粗大的AlMnFe和AlMnSi第二相在铝基体中不均匀分布,在动态再结晶过程中起到了粒子促进形核作用.显微维氏硬度的变化与微观组织观察结果一致.     

结晶态WO3膜电致变色性能及机理

磁控溅射沉积获得的非晶态ＷＯ３膜在空气中分别加热２００℃，２５０℃，３００℃，３５０℃及４００℃，并保温３０ｍｉｎ进行热处理。随着热处理温度的提高，非晶态ＷＯ３膜的电致变色性能下降。当然热处理温度高于３５０℃时，非晶态转变成结晶态。着色的结晶态ＷＯ３膜在可见光谱范围（０．３８￣０．７８μｍ）及太阳光谱范围（０．３４￣２．５μｍ）内吸收调制能力低于非晶态ＷＯ３膜，但是结晶态ＷＯ３膜在近红外区有较强的     

非晶晶化法制备 Si-Al-Zr-O系超微细晶复相陶瓷

在1650-1700℃下制备了Si—ANZr-O（SAZ）溶胶，经快速冷却获得均匀致密的SAZ系非晶体，经梯度热处理得到SAZ系超微细晶复相陶瓷．结合示差扫描量热分析（DSC）、红外光谱（IR）、X射线衍射（XRD）和扫描电镜（SEM）等技术以及Vicker压痕法，研究了相关超微细晶复相陶瓷结构和性能随热处理温度的变化．结果表明，SAZ系非晶体在950℃时开始析出四方氧化锆，1100℃时晶化基本完成，主晶相为莫来石和四方氧化锆，晶粒尺寸为10-40nm：温度升高至1200℃，晶粒迅速长大至0．5μm左右，部分四方氧化锆向单斜氧化锆的转变．样品的显微硬度和断裂韧性经1150℃热处理后均达到最大，分别为12．6GPa和4．32MPa-m1／2．     

退火工艺对AZ31镁合金微观组织的影响

研究了不同退火工艺下AZ31镁合金的微观组织.结果表明,退火温度在200～350℃,保温时间在30～120min时,AZ31镁合金横向和纵向显微组织变化基本一致;退火温度为300℃,保温120min后晶粒度均达到最小值,横截面最小晶粒度约为11.51μm,纵截面最小晶粒度约为12.85μm.分析了晶粒度随退火温度和保温时间的变化情况.     

铝镁异种金属复合挤压成形及界面微观组织

基于Deform 2D有限元模拟优化挤压工艺参数,在挤压速率2mm/s,挤压温度470℃下对铝镁双金属进行复合挤压实验,并采用扫描电镜(SEM)、显微硬度测试以及电子背散射衍射(EBSD)对复合挤压件界面结合层进行微观组织观察与分析。结果表明:在铝镁合金接触区反应生成了界面层,层内新的物相为靠近AZ31镁基体一侧的Al_(12)Mg_(17)以及靠近铝基体一侧的Al_3Mg_2。Al_3Mg_2相显微硬度值最高,平均值约为210HV,Al_(12)Mg_(17)相平均硬度约为170HV,因而界面区硬度高于两侧基体母材,形成典型的脆硬结合层,电子背散射衍射(EBSD)结果显示,Al_(12)Mg_(17)相的平均晶粒尺寸为30μm,Al_3Mg_2相的平均晶粒尺寸约为20μm,复合界面结合层区域晶粒取向各异,晶粒尺寸大小也不均匀,而复合外层纯铝基体取向区域均匀,新生成相在晶界上有部分再结晶发生。     

固溶温度对2A96铝锂合金电化学腐蚀性能的影响

为了寻求合适的固溶处理制度,采用电化学测试、金相组织观察、显微硬度测试等手段研究2A96铝锂合金的极化曲线、交流阻抗、开路电位与腐蚀时间的关系及其金相组织和显微硬度。在T6态下,选取5个不同固溶温度处理2A96铝锂合金,固溶处理时间均为60 min。实验结果表明:固溶温度为510 ℃时,合金的自腐蚀电压最小,自腐蚀电流密度最大,即固溶温度为510 ℃时试样最容易被腐蚀,腐蚀速率也最快,此时开路电位随腐蚀时间的增加下降最快;2A96铝锂合金在不同固溶温度下的金相组织晶粒尺寸都比较均匀,晶粒呈等轴状分布;固溶温度为540 ℃时,试样硬度最大,达到236.41 HV。     

冷却过程对AZ61镁合金凝固组织的影响

将AZ61镁合金液态凝固过程分为高温熔体和凝固两个阶段,研究各阶段冷却速率对铸态组织的影响,不同冷速下铸态合金枝晶间距的变化及其对显微硬度的影响。结果表明:在高温熔体阶段随着冷却速率从0.65℃/s增加到15.9℃/s,枝晶组织不断细化且尺寸更均匀,一次枝晶间距从230μm逐渐减小到80μm,二次枝晶间距从12.8μm逐渐减小到9.2μm;凝固阶段在7.8℃/s至23.0℃/s不同冷却速率下,一次枝晶间距从105μm逐渐减小到73μm,二次枝晶间距从10.6μm逐渐减小到8.8μm。两个阶段显微硬度值随冷却速率增大都呈增高趋势。相对于凝固阶段,高温熔体阶段的冷却速率变化对铸态凝固组织的影响更显著。     

Thermal Stability of Surface Layer Microstructures of Commercially Pure Titanium Treated by High Energy Shot Peening

Commercially pure titanium was treated by high energy shot peening, and annealed at a series of temperatures. The surface layers are characterized by means of scan electronic microscope, X-Ray diffraction, transmission electronic microscope and micro-hardness testing machine. The results showed that microhardness of surface layers decreases with anneal temperature, the tendency of microhardness is similar to unannealed one, in other words, the more close to the surface, the more rapidly the hardness decreases, after reaches the depth of 50 μm, the decrease becomes steadily. But the sub-surface microhardness decreased suddenly over 500 ℃, From 550 ℃ to 650 ℃, the microhardness of surface layers almost unchanged.Observing by TEM and SEM, the grain sizes of pure titanium surface layers have increased below 500 ℃; Deformation twins begin disappearing obviously at 550 ℃; The nano-scaled grains within about 10 micrometers from surface existed even at 550℃.Surface nanocrystallization is well known as one of important methods to improve surface properties. The thermal stability of nanocrystalline microstructures was related to their preparation and application. The commercial pure Ti thermal stability of nanocrystalline and deformed microstructures induced by high-energy-shot-peening (HESP) technique was investigated. The nanostructured surface and deformed sub-surface layers of specimens were prepared through HESP treatment. The thermal stability was characterized through XRD analyses of surface layers, SEM and TEM microstructure observation and microhardness measurement of specimens annealed in different temperature in the air after HESP treatments. The results showed that after HESP treatment, the microhardness of surface layers increased with treatment time, especially in the rang of about 40 micrometers from the surface, the microhardness increase was obvious. The surface microhardness decreased gradually with annealing temperature, but the sub-surface microhardness decreased suddenly over 500℃. From 550 to 650 ℃, the microhardness of surface layers almost unchanged, and is still higher than that of the undeformed microstructure. SEM observation showed that at and below 500 ℃, the microstructure changes were not obvious. At 550 ℃, the grains in surface layers grew remarkably both in SEM and TEM images at 20 micrometers deep, and the deformed twins formed in HESP treatment could be seen in the subsurface. In addition, the TEM images showed that even at 550 ℃, the nanosized grains existed within 10 micrometers from surface.     

Cr8钢的动态再结晶行为及组织转变

利用Gleeble-3500热/力模拟试验机对Cr8支承辊用钢在应变速率0.01～1s-1、变形温度950～1 200℃条件下进行了热压缩变形试验,研究了其热变形力学行为和再结晶规律,并对该钢热变形后的显微组织及物相变化进行了分析。结果表明:在应变速率较低为0.01s-1,当变形温度低于1 050℃时,Cr8钢热变形后的组织主要为动态回复型,当变形温度高于1 100℃时,热变形后的组织为动态再结晶型,且随着变形温度的升高,动态再结晶晶粒逐渐长大;当应变速率增加到0.1s-1时,热变形后的组织在温度低于1 050℃时为动态回复型,在温度高于1 100℃时为动态再结晶型;当应变速率增加到1s-1时,变形温度高于1 050℃时,热变形后的组织即发生了明显的再结晶,奥氏体晶粒大部分已长成为等轴的再结晶晶粒;Cr8钢热变形后的物相主要为α-Fe和γ-Fe,显微组织主要为马氏体和残余奥氏体。     

磁控溅射沉积Cu-W薄膜的特征及热处理的影响

采用磁控共溅射法制备含钨1.51%~14.20%(原子分数,下同)的Cu-W合金薄膜,并用EDX、XRD、SEM、显微硬度仪和电阻仪研究了其成分、结构及性能。结果表明,添加W可显著细化Cu-W薄膜基体相晶粒,晶粒尺寸随W含量的增加而减小,Cu-W薄膜呈纳米晶结构。Cu-W薄膜中存在W在Cu中形成的fcc Cu(W)非平衡亚稳过饱和固溶体,固溶度随W含量的增加而提高,最大值为10.65%。与纯Cu膜对比发现,薄膜的显微硬度和电阻率总体上随W含量的增加而显著增大。经200℃、400℃及650℃热处理1h后,Cu-W薄膜基体相晶粒长大,EDX分析显示晶界处出现富W第二相;薄膜显微硬度降低,电阻率下降,降幅与退火温度呈正相关。添加W引起的晶粒细化效应以及退火中基体相晶粒度增大分别是Cu-W薄膜微观结构和性能形成及演变的主要原因。