Fe-Ti-N合金α相区淬火的S-I交互内耗峰

四种不同Ti浓度的Fe-Ti合金,加氮到N/Ti>1之后,发现有两个内耗峰,并且随氮浓度之增加而同时升高。20℃处的峰是氮的Snoek峰,160℃附近的是s-i峰。s-i峰的峰高和Ti浓度成线性关系,表明起峰的反应只涉及孤立的Ti原子,与Ti-Ti原子对或杂质原子团都无关系。提出了产生s-i峰的二种缺陷中心——Ti-N对缺陷和N-Ti-N仨缺陷——的模型(图7)。氮占Ti位就构成对缺陷,其中的Ti,N原子亲和力很强,只要合金中尚存有自由Ti原子,就不可能存有自由氮原子,因此N/Ti≤1以下,不会出现Snoek峰或s-i峰。N/Ti>1之后,多余氮原子要在对缺陷的OⅡ位和T_3位之间以约1:10的比例进行分配,直到绝大部分的对缺陷转化为仨缺陷。N/Ti(?)2以后,几乎所有的多余氮都进入了仨缺陷的OⅡ位,此时s-i峰的弛豫强度突然增加10倍。淬火时冻结在α-Fe基体中的过饱和氮、要扩散到OⅡ位(扩散距离～10(?)),以期达到室温下的再分配,因此引起Snoek峰室温下的迅速衰减。s-i峰的形状,只取决于多余氮的浓度,与淬火温度、冷却速度无关。     

Fe—Nb—C合金的中温内耗

Fe-Nd-C合金内耗测试表明：700℃,1h水淬合金的Snoek峰较低,而且含Nb越多,Snoek峰高（hs)越低。与通常铁基材料不同,变形导致Fe-Nb-C合金的hs增强：对于含Nb(≥0.06%,质量分数,下同）较低的合金,“Snoek阻尼温区”（室温-150℃）内耗增强显著,其Snoek峰高温支明显抬起、甚至形成混合双峰;对于含Nb≤0.3%的合金,hs增强甚微,仍是一对称的Snoek峰,并在80－130℃间形成－分立峰。降温SKK峰向低温移动,但峰高(hSKK^c)未减低,含Nb较低合金的hSKK^c都明显高于hSKK^h。     

La对Fe-P-N合金Snoek-Ke-K■ster峰的影响

研究了F? P—N合金加?对Snoek—Ke-Koster(SKK)峰的影响,发现与合金含La,P的原子浓度比(C_(La)/C_p)有关:对于C_(La)/C_p较大(例如4.56和2.6)的合金,La有明显增强SKK阻?效应:对于C_(La)/C_p=0.27的P过饱和合金,La对SKK峰无明显影响。     

EFFECT OF La ON SNOEK-KE-K■STER PEAK IN Fe-P-N ALLOY

研究了F? P—N合金加?对Snoek—Ke-Koster(SKK)峰的影响,发现与合金含La,P的原子浓度比(C_(La)/C_p)有关:对于C_(La)/C_p较大(例如4.56和2.6)的合金,La有明显增强SKK阻?效应:对于C_(La)/C_p=0.27的P过饱和合金,La对SKK峰无明显影响。     

V-5Cr-5Ti合金的内耗特征研究

研究了不同处理状态下V-5Cr-5Ti合金的内耗特征,并结合微观缺陷的作用机制对内耗峰进行分析。利用倒扭摆仪和多功能内耗测试仪进行内耗测试,采用X射线衍射(XRD)分析相结构,扫描电镜(SEM)观察微观组织。研究结果表明,V-5Cr-5Ti合金制备过程中无法完全消除C、O、N等杂质元素,这些元素会以间隙原子或沉淀相颗粒形式存在,进而影响合金的微观组织缺陷。在不同的处理状态下,杂质元素的不同存在形式会使合金的内耗会产生不同的变化特征。根据内耗机制,所有的内耗峰均可以由应力作用下微观缺陷的运动来揭示,比如点缺陷、位错、晶界等。     

热处理对铸态Ti48Al2Cr2Nb1B合金组织和性能的影响

经真空自耗凝壳炉浇注得到Ti48Al2Cr2Nb1B合金试棒,通过显微组织观察和力学性能测试,研究了淬火及时效工艺对Ti48Al2Cr2Nb1B合金组织和性能的影响。结果表明,通过淬火+时效处理可以提高铸态Ti48Al2Cr2Nb1B合金的抗拉强度,但对其塑性的影响作用有限。经1 380℃×30 min/QC+1 240℃×6 h/AC处理后,Ti48Al2Cr2Nb1B合金可以获得均匀细小的双态组织,室温抗拉强度最高。     

D0_(19)-Ti_3Al中点缺陷浓度与相互作用的第一性原理研究

采用Wagner-Schottky点缺陷热力学模型和第一性原理平面波赝势方法,计算研究了D019-Ti3Al金属间化合物中空位和反位2种类型点缺陷的形成焓、平衡浓度及相互作用。结果表明,这些缺陷的平衡浓度均随温度升高而增大,反位缺陷浓度均高于空位缺陷,Ti原子空位的浓度高于Al原子空位。在理想化学计量比成分下,Ti原子反位与Al原子反位缺陷浓度基本相当;在略偏离计量比的富Ti成分端,Ti原子的反位缺陷浓度高于Al原子;在富Al成分端则情形相反。计算结果表明,3种点缺陷对(Al_(Ti)-Ti_(Al)、Ti_(Al)-Ti_(Al)、V_(Al)-Al_(Ti))在基体中具有较强的聚集趋势,而其它类型的点缺陷对则有向基体扩散的趋势。     

高强耐火钢中合金元素在焊接热循环作用下的偏聚行为

焊接热循环中合金元素的偏聚行为决定了热影响区粗晶区(CGHAZ)组织的演变.采用原子探针层析成像技术测定了高强耐火钢在模拟焊接热循环后基体和晶界的合金元素浓度.定量分析了C、Mn、Cr、Mo、Nb、V、Ti等元素在原奥氏体晶界附近的浓度.根据富集因子计算结果,得出元素偏聚程度大小顺序为C>Ti>Mo>V>Nb>Mn>C...     

近等原子比NiTi合金中微观缺陷和电子密度的正电子湮没研究

用正电子寿命谱测量方法研究了5种不同化学成分的近等原子比NiTi合金中的微观缺陷和自由电子密度。结果表明,当Ni原子和Ti原子形成NiTi合金时部分3d电子被局域化而形成共价键,导致合金中参与形成金属键的自由电子减少。近等原子比的NiTi合金中的基体和缺陷处的自由电子浓度均随Ni含量的增加而改变,并且当Ni含量为51 at%时达到最大值。研究还发现Ni51Ti49合金含有最少的缺陷,从而有助于马氏体相变的发生,这可能成为Ni51Ti49合金具有最好的形状记忆效应的一个原因。     

Aluminum Nitride Thin Films on Molybdenum/Polyimide Heterostructure for Bulk Acoustic Resonators

用正电子寿命谱测量方法研究了5种不同化学成分的近等原子比NiTi合金中的微观缺陷和自由电子密度.结果表明,当Ni原子和Ti原子形成NiTi合金时部分3d电子被局域化而形成共价键,导致合金中参与形成金属键的自由电子减少.近等原子比的NiTi合金中的基体和缺陷处的自由电子浓度均随Ni含量的增加而改变,并且当Ni含量为51 at％时达到最大值.研究还发现Ni51Ti49合金含有最少的缺陷,从而有助于马氏体相变的发生,这可能成为Ni51Ti49合金具有最好的形状记忆效应的一个原因.     

Zr41Ti14Cu12.5Ni10Be22.5块体非晶合金结构自由体积周围化学环境的研究

采用X射线衍射(XRD)、正电子湮没技术(PAT)-多普勒展宽谱,研究Zr41Ti14Cu12.5Ni10Be22.5块体非晶合金及其过冷液相区结构自由体积周围的元素分布.结果表明:原始制备的Zr41Ti14Cu12.5Ni10Be22.5块体非晶合金其结构自由体积周围主要富集Zr原子,在过冷液相区(T＝400 ℃)等温退火后,在该合金结构自由体积周围探测到Zr、Ti和Be原子.     

精炼工艺对IN792合金冶金缺陷和拉伸性能的影响

调整精炼温度和时间,对不同精炼工艺下高温合金IN792中冶金缺陷及O,N和S等元素含量的变化进行研究;用CS分析仪测定S含量,用TC-436氧氮测定仪测定O和N含量;通过金相显微镜和扫描电镜,对疏松和夹杂物进行观察和测定;并测定拉伸性能。随着O和N含量增加,疏松易于形成;随着O,N和S含量升高,夹杂物含量增加;提高精炼温度和延长精炼时间,O,N和S的含量降低;合金的室温抗拉强度和屈服强度提高。     

Ti含量对Cu-Ti合金时效过程的影响

研究了Cu-Ti合金中Ti含量对其淬火和时效过程的影响。结果表明:具有时效强化效果的Cu-Ti合金的Ti含量要高于0.6%。液氮固溶淬火可以抑制过饱和Cu-Ti固溶体的早期分解。Ti含量达到5%时,其铸态、固溶淬火态、时效态硬度比含Ti量在0.6%~4%之间的Cu-Ti合金要有较大的提升。Cu-Ti合金在450℃时效时随着时效时间的延长硬度均出现了双峰现象。时效3 h后出现一个小的硬度峰,时效10 h后合金硬度达到最高值。继续延长时效时间,合金硬度下降。     

Nb含量对铸造高铝TiAl合金高温强度和室温塑性的影响

研究了Nb含量对铸造高铝Ti Al合金高温强度和室温塑性的影响。结果表明,合金900℃的抗拉强度随Nb含量的增加先升高后降低,Nb含量在4%~9%(原子分数)之间的高铝合金表现出优异的高温强度水平,其中7%Nb合金最高,达587 MPa。分析认为,在高Nb合金化固溶强化的基础上,Al/Ti反位缺陷造成的强化效应、层片组织处于拉伸硬取向以及应变诱发的形变孪晶强化也有可能是高Nb含量高铝铸造Ti Al合金900℃具有优异强度水平的重要机制。合金室温塑性随Nb含量的增加而呈线性下降,由2%Nb合金的1.2%降为9%Nb合金的0.3%,这可能是由于B2相随Nb含量的增加而显著增加所致。     

氮离子注入的Ti6Al4V表面分析

利用表面分析技术(AES,XPS,SIMS)研究了经氮离子注入的外科植入材料Ti6Al4V表面成分与键合态,用轮廓仪的测量结果计算了氮离子注入深度及注入氮离子的Ti6Al4V的刻蚀速率。考虑到该合金的基体效应,对AES的定量结果进行了修正。结果表明,注入到合金中的氮离子与合金中的Ti形成高硬度的TiN,N的分布近似为Gauss形式,注入总深度约为350nm,在距表面约140nm处氮量最大,N与Ti的浓度比可达1.1。     

SrTiO3衬底表面外延生长TiCN薄膜工艺参数优化及疏水疏油性能

采用中频反应磁控溅射技术在Sr Ti O3衬底上外延生长Ti CN薄膜,通过正交试验方案、单因素试验方案以及性能测试来探究磁控溅射工艺参数对薄膜结构和性能的影响,并且优化了工艺参数。利用X射线衍射仪、扫描电子显微镜及EDS能谱分析仪对Ti CN薄膜的物相结构、微观形貌以及成分进行分析。结果表明:为了获得疏水性能与疏油性能较好的薄膜,溅射过程中最优工艺参数应选择溅射功率5 k W,溅射偏压150 V,溅射时间10 min,N2流量10 sccm,CH4流量20 sccm,占空比80%,其中,CH4流量的影响最为显著。当CH4流量为20 sccm时,Ti CN薄膜的衍射峰最强;致密的Ti CN薄膜表面呈现球状结构,这种结构能够增加Ti CN薄膜表面的粗糙度,进一步降低水滴润湿的自由能,从而提高薄膜的疏水性能;薄膜中C元素与N元素的含量最高,且此时C/N原子比约为1∶1。     

Ce与Cr协同作用B2-NiAl合金力学性能的理论研究

本文采用第一性原理赝势平面波方法,基于虚拟晶体势函数近似(VCA),研究了不同浓度x (x=0~2.2%,原子百分比)的Ce和Cr 单独及协同合金化对B2-NiAl晶体弹性模量E、剪切模量G、 Cauchy压力参数及G/B0比值的影响。结果表明：Cr占据Ni原子位能显著提高B2-NiAl合金的剪切模量G和弹性模量E, 而Ce占据Al原子位则能降低其合金的G和E;随着合金化浓度提高到2.1%,Cr占据Al原子位能改善B2-NiAl合金的延性,而当Ce取代Al原子位协同Cr取代Al原子位时,对其延性的改善效果比各自单独合金化的效果更显著,且以合金化浓度为2.0%时为最佳效果。这一理论计算很好的重现了实验中Ce与Cr协同合金化明显提升B2-NiAl合金室温延性的现象。电子态密度分析显示,Cr原子或者Cr协同Ce原子能够削弱B2-NiAl晶体当中的Ni(d)-Ni(d)主要成键峰的杂化效应,降低主要成键峰的方向性。     

应用LMTO-CPA方法对Ti-Al合金热力学性质的研究

采用快速LMTO-CPA方法,计算了TiAl合金的晶格常数随成分变化关系,理论结果与实验符合很好。理论结果表明,TiAl合金在富Al区,多余的Al原子占据Ti格点后,系统能量降低,有利于γ-TiAl相的稳定性,而在富Ti区,多余的Ti原子占据Al格点后,将使系统能量陡增,不利于γ-TiAl相的稳定性,而有利于新相的形成。     

TiN(111)/DLC界面粘附功和电子结构的第一性原理研究

利用基于密度泛函理论的第一性原理,采用平面波赝势方法,研究了Ti N(111)/DLC界面的粘附功和电子结构,阐明了Ti N过渡层改善金属基体和DLC薄膜结合性能的内在机理。根据Ti N(111)面不同的表面终端(Ti终端和N终端)和界面原子配位类型(顶位、中心位和孔穴位),构建和计算了6种可能的Ti N(111)/DLC界面理论构型。结果表明:当Ti N(111)以Ti原子为终端时,中心位堆垛界面(Ti-center)的粘附功最大;当Ti N以N原子为终端时,顶位堆垛界面(N-top)为最稳定的界面模型,弛豫后的粘附功为8.281J/m2。差分电荷密度、分态密度、Mulliken布居数的计算结果均表明:Ti-center界面Ti原子和C原子形成的Ti-C键包含共价性和离子性;N-top界面处C原子和N原子形成C-N共价键。相比之下,N-top模型更有可能在Ti N/DLC界面中出现。     

C-HRA-3镍基耐热合金真空感应熔炼脱氧脱氮热动力学研究

为探明真空感应熔炼C-HRA-3镍基耐热合金脱氧和脱氮过程的热动力学规律,采用VIM-50型真空感应炉熔炼高纯合金原料,严格控制冶炼条件并取过程样检测,借助物理化学原理对实验结果进行分析。结果表明,精炼温度升高,C-HRA-3合金液中的平衡碳氧积增大而氮的平衡溶解度降低,真空度提高同时降低氧和氮的平衡溶解度。在实验冶炼条件(1 582℃,2.7 Pa)下,平衡[O]和[N]含量分别为3.73×10^-4%和23.66×10^-4%。随着精炼期延长,[O][N]含量逐渐降低,精炼后期时受Mg O坩埚分解影响[O]含量二次升高。C-HRA-3合金真空碳脱氧反应和脱氮反应的限制性环节分别为[O]在液相边界层中的扩散和[N]原子在界面处的化学反应,经计算[O]在液相边界层中的平均传质系数k_[O]为2.68×10^-3cm/s,脱氮反应为二级反应,反应表观速率常数为0.733 cm/s。