掺杂Ti对Fe－N薄膜结构与磁性的影响

用对向靶溅射仪制备出含多量Ｆｅ（１６）Ｎ２相的（Ｆｅ，Ｔｉ）－Ｎ薄膜，研究了掺杂Ｔｉ对Ｆｅ－Ｎ薄膜结构与磁性的影响，在溅射Ｆｅ－Ｎ薄膜时加入适量的Ｔｉ可提高Ｆｅ－Ｎ薄膜中Ｆｅ（１６）Ｎ２相的含量．Ｔｉ含量（原子分数）在０—２５％时薄膜饱和磁化强度均高于纯Ｆｅ的值；Ｔｉ浓度为１０％时，薄膜磁化强度高达２．６８Ｔ，比纯Ｆｅ的饱和磁化强度值高２０％．     

Sm－Fe－N合金中相的显微分析

应用电子探针、扫描电镜、Ｘ射线衍射等现代分析技术研究Ｓｍ－Ｆｅ－Ｎ合金中各相的组成、结构、以及氮化过程中的相变。发现离子氮化后，磁性相Ｓｍ_２Ｆｅ_（１７）Ｎ_ｘ转变为非晶态，并且部分分解为ＳｍＦｅ_３Ｎ_ｘ和α－Ｆｅ相．     

磁控溅射制备Fe／Ti多层膜的结构和磁性

用磁控溅射技术制备了系列Ｆｅ／Ｔｉ纳米多层膜，周期调制在２．２－２４．０ｎｍ，用透射电镜和小角，高角Ｘ射线衍射分别研究了样品的结构；用振动样品磁强计和Ｍｏｅｓｓｂａｕｅｒ谱研究了样品的磁性。发现铁层厚度在２ｎｍ附近时在铁磁性面立方γ－Ｆｅ，样品的易磁化方向平行于膜面；随调制周期增大，样品的饱和磁化强度增加，矫顽力下降且与结晶状态有关。     

掺杂Ti对Fe—N薄膜结构与磁性的影响

用对向靶溅射仪制备出含多量Ｆｅ（１６）Ｎ２相的（Ｆｅ，Ｔｉ）－Ｎ薄膜，研究了掺杂Ｔｉ对Ｆｅ－Ｎ薄膜结构与磁性的影响，在溅射Ｆｅ－Ｎ薄膜时加入适量的Ｔｉ可提高Ｆｅ－Ｎ薄膜中Ｆｅ（１６）Ｎ２相的含量．Ｔｉ含量（原子分数）在０—２５％时薄膜饱和磁化强度均高于纯Ｆｅ的值；Ｔｉ浓度为１０％时，薄膜磁化强度高达２．６８Ｔ，比纯Ｆｅ的饱和磁化强度值高２０％．     

电弧等离子体反应蒸发制备Fe－N纳米粉

用真空电弧等离子体反应蒸发制备了Ｆｅ－Ｎ纳米粉，通过改变气流量和真空度，可以控制粉末粒度。通入氮气形成氮等离子体，制成了Ｆｅ－Ｎ粉。改变氮分压或通入不同分压的氨，可以调节铁／氮比。在特定的氮分压和真空条件下，出现了Ｆｅ１６Ｎ２相。测定了Ｆｅ－Ｎ纳米粉的磁性。     

Ti－N扩散障碍膜的组织结构及高温热稳定性

研究了多弧离子镀Ｔｉ－Ｎ扩散障碍膜的表面形貌、组织结构及高温热稳定性．发现Ｔｉ－Ｎ膜表面存在大量颗粒物；颗粒物对Ｔｉ－Ｎ膜外磁控溅射涂覆的ＭＣｒＡＩＸ包覆型涂层的组织形态及性能有较大影响．Ｘ射线分析表明：Ｔｉ－Ｎ镀膜由δ－ＴｉＮ、ε－ＴｉＤＮ、α－Ｔｉ等多相组成；δ－ＴｉＮ呈明显｛１１１｝择优取向，但经扩散退火处理后，择优取向消失．１０００℃热时效试验结果表明Ｔｉ－Ｎ膜的高温热稳定性良好，与基体及相邻ＭＣｒＡＩＸ镀层间不发生显著互扩散，因而可作为扩散障碍层用于抑止或减缓合金元素在ＧＨ２２０基体及ＭＣｒＡｌＸ涂层间的互扩散．     

磁控溅射Fe-N单层膜的研究

本文研究了在不同温度的基片上进行磁控溅射,氮流量对Ｆｅ－Ｎ薄膜的磁性和结构的影响。实验表明,基片温度为２００℃有助于提高Ｆｅ－Ｎ薄膜的办磁性能,基片为曙和１００℃,氮流量在０～２ｓｃｃｍ范围内变化时,未发现ｒ－Ｆｅ４Ｎ和ａ－Ｆｅ１６Ｎ２,薄膜中只有Ｎ在ａ－Ｆｅ蝇的固溶体。基片温度２００℃,氮流量大于１．０ｓｃｃｍ时,薄中出现ｒ－Ｆｅ４Ｎ,但仍未发现ａ－Ｆｅ１６Ｎ２,加氮后薄膜的软磁性能明显小于纯铁     

铁基体等离子体增强磁控溅射离子镀Ti－TiN涂层的组织结构

利用等离子体增强磁控溅射离子镀（ＰＥＭＳＩＰ），先在铁基体上镀一层很薄的钛中间层，继之沉积ＴｉＮ。对膜层进行俄歇电子能谱（ＡＥＳ）分析和透射电镜（ＴＥＭ）分析。结果表明，膜与基体之间有厚约５０ｎｍ的过渡层；膜基界面处有ＦｅＴｉ相；中间层与后继膜交接处Ｔｉ２Ｎ与α－Ｔｉ有取向关系。     

微量碳对淬态Fe－Si－B非晶丝表面层结构及脆性的影响

用旋转水中熔融金属纺丝法制备了Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ非晶金属丝。拉伸和弯折性能表明，当合金中杂质碳原子分数含量≥０．２％时，制备态（淬态）非晶丝发生脆化。电子探针、Ａｕｇｅｒ能谱分析与透射电镜观察发现，非晶丝表面具有大约１５０－３００ｎｍ宽的富碳层且包含Ｆｅ＿（２３）（Ｃ，Ｂ）＿６相。该相是Ｆｅ－Ｓｉ－Ｂ非晶丝脆化的原因。     

日本开发高性能和低成本的Ti—Fe—O—N系列钛合金

最近几年,国外开发了添加铁的高性能和低成本的α＋β型钛合金,还研究了Ｔｉ－Ａｌ－Ｆｅ三元系统,推出了强度水平达到７００ＭＰａ～１１００ＭＰａ的合金系列,并且预计Ｔｉ－５．５Ａｌ－１Ｆｅ合金能够取代Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ合金．实际上,由于钒比铁贵得多,因而以铁代钒降低了钛合金的造价．但是,铝含量高,且因其热加工性差,仍使钛合金生产费用居高不下．为此,日本东邦钛公司的Ｍ．Ｈａｎａｋｉ和日本制钢公司钢研究实验室的Ｈ．Ｆｕｊｉｉ及其同事利用铁作为β稳定元素,间隙元素（氧和氮）作为ａ稳定元素而开发了强度水平为…     

用Fe—Ti合金扩散连接SiC陶瓷

利用Ｆｅ－Ｔｉ合金在１４７３－１７２３Ｋ，０．９－５．４ｋｓ的接合条件下对常压烧结ＳｉＣ陶瓷进行了真空扩散连接，接头中形成ＴｉＣ，ＦｅＳｉ，Ｔｉ５Ｓｉ３反应相，试验结果表明，用Ｆｅ－５０Ｔｉ（ａｔ％）合金，在１６２３Ｋ，２．７ｋｓ的接合条件下，接头的高温（９７３Ｋ）剪切强度达到１３３ＭＰａ。     

加入Co对Fe—N薄膜的结构与磁性的影响

研究了加入不同含量的Ｃｏ的Ｆｅ－Ｎ薄膜结构与磁性的影响,实验结果表明,Ｃｏ原子分数在０－１５％范围内薄膜的饱和磁极化强度Ｊｓ值随Ｃｏ含量的增加而增大;Ｃｏ的原子分数为１５％时,薄膜的ＪＳ达到最大值（２．７Ｔ）;随着ＣＯ的原子分数和进一步增至３０％,（Ｆｅ,Ｃｏ）－Ｎ薄膜的Ｊｓ值逐渐降低,但仍高于Ｆｅ－Ｃｏ合金的最大Ｊｓ值（２．４Ｔ）;当Ｃｏ的原子分数为３５％时,（Ｆｅ,Ｃｏ）－Ｎ薄膜的Ｊｓ值低于２     

Ti－1023合金拉伸试验的电镜原位观察

用扫描电镜和透射电镜原位观测了Ｔｉ－１０Ｖ－２Ｆｅ－３Ａｌ合金经固溶处理获得亚稳定β相后在拉伸过程中α″相的形成、长大及裂纹的萌生与扩展，以及最终断裂过程．并采用ＤＩＣ金相方法方便地区分滑移线和α″相．     

Fe3Al—Ti超塑性变形过程中晶粒形态演化规律

对Ｆｅ３Ａｌ－Ｔｉ合金超塑性变形中不同应变量下的晶粒形态进行了研究，发现Ｆｅ３Ａｌ－Ｔｉ行为与连续再结晶有关，随变形量增大，晶粒逐渐细化，但晶粒形状变化不大，并沿拉伸方向有所伸长。ＴＥＭ分析表明，晶粒细化过程与超塑性过程中亚晶界向大角晶界的演化有关。本文对Ｆｅ２Ａｌ－Ｔｉ合金超塑性变形机理进行了初步的探讨。     

激光熔覆Fe—Ti—B复相涂层的组织研究

应用５ｋＷ激光器在１Ｃｒ１８Ｎｉ９Ｎｉ不锈钢基体上进行Ｆｅ－Ｔｉ－Ｂ合金的激光熔覆,用金相显微镜、Ｘ射线衍射、电子探针等微观分析手段对涂层中组成相的 类型和形貌进行了分析。结果发现涂层中ＴｉＢ２有针状、棒状以及颗粒状等形状。这与激光加工工艺参数有关,同时由于ＴｉＢ２的生成消除了激光熔覆Ｆｅ－Ｂ合金涂层中Ｆｅ－Ｂ相的偏析。     

快速凝固Al－Fe－Ti－C合金的显微结构及退火过程中的相变

研究了快速凝固Ａｌ－Ｆｅ－Ｔｉ－Ｃ合金的显微结构及退火过程中的相变。初始快凝态组织由α－Ａｌ微胞晶组成，在胞晶边界分布着较大并拉长的非晶相；在胞晶内部则为细小弥散的球状亚稳Ａｌ_６Ｒｅ相（底心正交结构），Ｔｉ和Ｃ全部过饱和固溶于α－Ａｌ中。当７７３Ｋ退火５ｈ时，非晶相转变为α_Ｔ－ＡｌＦｅＳｉ相（斜方结构），Ａｌ_６Ｆｅ相部分转变为片状Ａｌ_３Ｆｅ相（底心单斜结构），部分长大但仍保持球状和底心正方结构过饱和固溶于α－Ａｌ基体中的Ｔｉ和Ｃ则以ＴｉＣ形式弥散析出。     

非晶态Fe－W镀层铬酸盐钝化膜耐蚀机理探讨

Ｆｅ－Ｗ非晶镀层经铬酸盐钝化处理，可获得具有装饰效果的含Ｃｒ钝化膜。经测定，孔蚀电位较钝化前正移１．６８Ｖ，明显改善了抗ＣＩ－腐蚀的能力。ＡＥＳ与ＸＰＳ的分析结果表明：钝化膜由内外两层构成，外层为Ｆｅ（ＣｒＯ４）３·Ｃｒ２（ＣｒＯ４）３／Ｃｒ２（Ｃｒ２Ｏ７）３·Ｆｅ（ＯＨ）３／ＦｅＯＯＨ·ＷＯ３·ｎＨ２Ｏ等化合物，内层由Ｃｒ２Ｏ３，ＣｒＯ３，ＣｒＯＯＨ，ＦｅＯ，Ｆｅ２Ｏ３及ＷＯ３组成。钝化膜厚度约为６０ｎｍ。该双层饨化膜有效地阻止了Ｃｌ－对基体金属的腐蚀。     

Ti—Fe机械合金化中氢致非晶化的研究

研究了氢原子对Ｔｉ－Ｆｅ系机械合金化的影响,应用 ＸＲＤ,ＤＳＣ,ＴＥＭ等方法测试了Ｔｉ－Ｆｅ系和Ｔｉ－Ｆｅ－ＴｉＨ２系的机械合金化反应过程和产物结构的特征。研究结果表明,氢原子在机械合金化过程中诱导非晶ＴｉＦｅ相的形成,由于氢原子的影响,非晶ＴｉＦｅ相的结构弛豫温度和晶化温度低于机械合金化得到的非晶ＴｉＦｅ相相应的温度。     

真空电弧沉积的Ti—Zr—N和Ti—Nb—N多元涂层

硬质涂层对于减少工具,特别是刀具的磨损起着越来越重要的作用．ＴｉＮ是目前使用的主要涂层．ＴｉＮ涂层的改进工作主要集中在新的ＴｉＮ基合金和多元复合层,希望得到多元素组合的耐磨、耐高温涂层．Ｔｉ－Ｚｒ－Ｎ徐层一直是通过反应溅射法、磁控靶和弧源同时混合的离子沉积法和真空电弧沉积法制备的．关于Ｔｉ－Ｎｂ－Ｎ合金系涂层,文献报道的很少．研究表明,三元系氮化物涂层比二元系的性能更好．多元涂层大都是由合金靶材沉积得到的．关于利用二阴极的真空电弧沉积法共沉积的Ｔｉ－Ｚｒ－Ｎ涂层和Ｔｉ－Ｎｂ－Ｎ涂层,文献报道的很…     

Fe－Dy非晶膜晶化过程中结构及磁性变化

用真空双源蒸镀法在ＮａＣｌ和Ｓｉ单晶衬底上制备Ｆｅ，Ｄｙ成分调制多层膜．研究了非晶膜晶化过程，等温退火后多层膜结构及磁性变化。结果表明，在２００℃以下退火，其沉积态非晶和成分调制结构几乎不变；３００℃开始晶化，首先出现Ｆｅ晶核，随温度升高，Ｆｅ，Ｄｙ逐步晶化，６００℃全部形成晶态ｂｃｃ－Ｆｅ和ｈｃｐ－Ｄｙ．饱和磁化强度Ｍｓ对非晶Ｆｅ，Ｄｙ膜晶化时Ｆｅ晶核的形成十分散感，而只有Ｆｅ晶粒的长大才导致矫顽力Ｈｃ增加．