纯铁离子渗氮扩散层中α″→γ′氮化物的转变

利用透射电子显微镜对纯铁离子渗氮扩散层中的γ′－Ｆｅ４Ｎ氮化物进行微观分析时发现,组织中存在两种类型的γ′－Ｆｅ４Ｎ 通过其内部是否含有高密度的单方向平行层错片可以将二者区分开来、实验中观察到了直接生长在α″－Ｆｅ１６Ｎ２上的 γ′－Ｆｅ４Ｎ氮化物,证实组织中存在α″→γ′氮化物的转变．通过此氮化物转变生成的γ′－Ｆｅ４Ｎ,其内部含有单方向排列的平行层错片,根据 α″－Ｆｅ１６Ｎ２和γ′－Ｆｅ４Ｎ的晶体结构讨论了氮化物转变的结构条件,转变过程中二者保持如下的取向关系：（１１１）γ′／／（１１０）α″,［１１０］γ′／／［１１１］α″．     

离子渗氮层中γ‘—Fe4N相内位错环和层错类型的研究

用透射电镜衍衬方法测定了稀土催渗离子渗氮层中γ’Ｆｅ４Ｎ相内位错环及层错的类型。     

离子渗氮层γ‘—Fe4N相内位错环和层错类型的鉴别

用透射电镜衍衬方法测定了稀土催渗离子渗氮层γ’－Ｆｅ４Ｎ相内位错环及层错的类型。结果表明,位错环为ｂ＝１／３「１１１」空位型,其形成原因是：在离子渗氮过程中,设有离子的持续轰击导致大量空位点缺陷的产生,部分空位聚集成片崩塌而形成位错环。层错类型为抽出型,两侧的不全位错是１／６〈１１２〉型Ｓｈｏｃｋｌｅｙ不完全位错。     

Fe16N2的沉淀效应

含氮马氏体室温时效和低于１７５℃回火时有Ｆｅ１６Ｎ２沉淀,Ｆｅ１６Ｎ２的沉淀效应显著,于１００℃回火时沉淀效应最大,ＨＶ,ｃ／ａ比和ａ（２２０）半高宽均达到最大值,Ｆｅ１６Ｎ２淀淀具有很高的强化效果,纯铁和２０钢渗氮后于１００℃回火,硬度分别提高５８％和６２％,Ｆｅ１６Ｎ２的沉淀效应具有广泛的应用前景。     

纯铁离子渗氮扩散层中a″→γ′氮化物的转变

利用透射电子显微镜对纯铁离子渗氮扩散层中的γ′-Fe4N氮化物进行微观分析时发现,组织中存在两种类型的γ′ Fe4N,通过其内部是否含有高密度的单方向平行层错片可以将二者区分开来.实验中观察到了直接生长在α″-Fe16N2上的γ′ Fe4N氮化物,证实组织中存在α″→γ′氮化物的转变.通过此氮化物转变生成的γ′ Fe4N,其内部含有单方向排列的平行层错片根据α″-Fe16N2和γ′-Fe4N的晶体结构讨论了氮化物转变的结构条件,转变过程中二者保持如下的取向关系(111)γ′∥(110)α″[110]γ′∥[111]α″     

离子渗氮层γ′-Fe_4N相内位错环和层错类型的鉴别

用透射电镜衍衬方法测定了稀土催渗离子渗氮层γ′ Fe4 N相内位错环及层错的类型。结果表明 ,位错环为b =13[111]空位型 ,其形成原因是 :在离子渗氮过程中 ,高能离子的持续轰击导致大量空位点缺陷的产生 ,部分空位聚集成片崩塌而形成位错环。层错类型为抽出型 ,两侧的不全位错是 16 〈112〉型Shockley不全位错     

Ti－N隔层厚度对Fe－N／Ti－N纳米多层膜磁性的影响

用磁控溅射技术成功的制备了Ｆｅ－Ｎ／Ｔｉ－Ｎ纳米多层膜．Ｆｅ－Ｎ层厚度固定为２．２ｎｍ，Ｔｉ－Ｎ层厚度在０．５ｎｍ和４．６ｎｍ之间依次变化．由Ｘ射线衍射结果发现样品中有Ｆｅ１６Ｎ２相存在，发现Ｔｉ－Ｎ层厚度的变化，对剩磁比、饱和外场、矫顽力、饱和磁化强度（ＭＳ）有很大影响，Ｆｅ－Ｎ层之间有铁磁耦合和反铁磁耦合变化．     

4Cr14Ni14W2Mo钢离子渗氮层剥落的研究

研究了经不同加热温度锻造、固溶和７５０℃时效后钢的晶粒度、孪晶、碳化物的分布及纯氨和氨加氩做介质离子渗氮后渗层组织、相组成、应力状态、氮碳浓度分布、剥落坑形貌。分析表明：纯氨离子渗氮后表面层的碳向里扩散，并出现一峰值：氨加氩渗氮降低了渗层中氮浓度，从而降低了渗层中的应力，这是消除该钢渗氮层剥落的有效途径。     

离子渗氮层中γ′-Fe_4N相内位错环和层错类型的研究

用透射电镜衍衬方法测定了稀土催渗离子渗氮层中γ'-Fe_4N相内位错环及层错的类型。结果表明,位错环为b=1/3[111]空位型,其形成原因是:在离子渗氮过程中,高能离子的持续轰击导致大量空位点缺陷的产生,随后空位聚集成空位片,最终崩塌形成位错环;而层错类型为抽出型,其两边的不全位错是1/6(112)型Shockley不全位错,它们是由全位错1/2[110]=1/6[121] 1/6[211]反应分解形成的。     

碳钢氢腐蚀裂纹愈合的TEM观察

对含氢腐蚀裂纹的碳钢进行1000℃、10h的再热循环处理后，SEM和TEM观察表明，氢蚀裂纹发生完全愈合．Fe和C在γ-Fe中的快速扩散是碳钢中氢蚀裂纹愈合的必要条件．氢蚀裂纹愈合的动力是氢蚀气泡长大导致的塑性变形能Es，在Fe、C和氢原子扩散都足够快的情况下，氢蚀裂纹的愈合条件是Es≥2γ／r(γ为界面表面张力，r为裂纹半长)．TEM观察表明，氢蚀裂纹形成使晶界发生严重的塑性变形，位错密度高且相互缠绕，氢蚀裂纹的愈合过程伴随着亚晶长大、晶界滑动的高温回复过程甚至再结晶，位错回复低密度、整齐排列的低能态，片层状珠光体的出现也表明基体组织发生修复。     

Co66Fe4Mo2Si16非晶合金的磁性与晶化

Ｃｏ６６Ｆｅ４Ｍｏ２Ｓｉ１６非晶合金在等温退火和等时退火过程中起始磁导率μｉ随退火时间的延长而增大，在ｔ＝４５ｍｉｎ时达到最大值。然后随着退火时间的延长μｉ快速下降，电子衍射图表明合金此时仍保持非晶结构；合金的饱和磁致伸缩系λｓ随退火时间的延长由负值逐渐变为正值，当ｔ＝４５ｍｉｎ时，λｓ≈０，合金在等温退火过程中起台磁导率的峰值主要来源于零磁致伸缩系数。     

快淬Fe83Ga17合金薄带的显微组织和磁致伸缩性能

采用熔体快淬方法制备4种厚度的Fee83Ga17合金薄带,研究了不同厚度薄带的组织结构和磁致伸缩性能.合金薄带的组织结构和磁致伸缩性能与快淬时的冷速密切相关,12 m/s制备的75 μm厚薄带的磁致伸缩系数λ值最高,达到了-2100×10-6;XRD和DSC分析确定了在厚度为45,55和75 μm薄带中出现了有序的D03结构相,75 μm厚薄带在669℃发生A2+D03→A2的相转变;对薄带组织形貌的观察发现,提高快淬的冷速有利于抑制富Ga相的析出.薄带样品大的磁致伸缩效应主要来源于析出的特殊D03结构相和薄带样品大的形状各向异性.     

Fe_(16)N_2 的沉淀效应

含氮马氏体室温时效和低于１７５℃回火时有Ｆｅ１６Ｎ２沉淀。Ｆｅ１６Ｎ２的沉淀效应显著,于１００℃回火时沉淀效应最大,ＨＶ、ｃ／ａ比和α（２２０）半高宽均达到最大值。Ｆｅ１６Ｎ２淀淀具有很高的强化效果,纯铁和２０钢渗氮后于１００℃回火,硬度分别提高５８％和６２％。Ｆｅ１６Ｎ２的沉淀效应具有广泛的应用前景     

气－固相反应法制备Sm_2Fe_（17）N_y永磁合金过程中氮原子的扩散

研究了氮原子在Ｓｍ_２Ｆｅ_（１７）合金中的扩散行为，测定了扩散温度、时间与样品平均氮含量的关系，以及氮原子在样品中的分布；计算了氮原子在Ｓｍ_２Ｆｅ_（１７）合金中的扩散频率因子Ｄ_０和扩散激活能Ｑ，运用扩散Ｆｉｃｋ第二定律计算了氮原子在Ｓｍ_２Ｆｅ_（１７）粉末颗粒内部的分布及其与扩散温度、扩散时间、颗粒尺寸之间的关系．理论计算与实验结果一致．     

气—固相反应法制备Sm2Fe17Ny永磁合金过程中氮原子的扩散

研究了氮原子在Ｓｍ２Ｆｅ１７合金中的扩散行为，测定了扩散温度，时间与样品平均氮含量的关系，以及氮原子在样吕中的分布；计算了氮原子在Ｓｍ２Ｆｅ１７合金中的主散频率因子Ｄ０和扩散激活能Ｑ，运用扩散Ｆｉｃｋ第二定律计算了氮原子在Ｓｍ２Ｆｅ１７粉末颗粒内部的分布及其与扩散温度、扩散时间、颗粒尺寸之间的关系。     

等温退火过程中Co66Fe4Mo2Si16B12非晶合金磁性及结构的变化

将Co66Fe4Mo2Si16B12非品合金在460℃等温退火30～120min。合金在460℃等温退火过程中，相对起始磁导率μi随退火时间的延长先增大，在t≈45min时达到最大值，然后随着退火时间的延长快速下降。电子衍射花样的结果表明，合金此时仍保持非品态结构．同时发现，合金的饱和磁致伸缩系数λs随退火时间的延长由负值逐渐变为正值，当t＝45min时，λs≈0，由此可知，合金在等温退火过程中相对起始磁导率的峰值与零磁致伸缩系数相对应。     

Y2（Fe.095Al0.05）14B的中子衍射研究

用中子衍射对永磁合金Y_2(Fe_(0.95)Al_(005))_(14)B进行了测量。结果表明:其仍为Nd_2Fe_(14)B型四角结构,空间群为P42/mnm;Al进入晶体结构之中并择优占据4c及8j_2晶位。对Al的择优占位与磁性的关系进行了初步的讨论。     

用非晶态合金作中间层对Si_3N_4陶瓷进行扩散焊连接

研制了两种非晶态物质Ｃｕ_（５０）Ｔｉ_（５０），Ｃｕ_（５０）Ｔｉ_（５０）Ｂ作为对Ｓｉ_３Ｎ_４扩散焊连接的中间层材料．研究结果表明：用非晶态作为中间层可改善工艺条件，降低扩散焊温度；非晶态中间层接头比其相应晶态中间层接头的剪切强度有明显提高．其中硼对提高接头剪切强度贡献很大．用非晶态Ｃｕ_（５０）Ｔｉ_（５０）Ｂ作中间层时，接头强度最高可达３４０ＭＰａ用晶态和非晶态Ｃｕ_（５０）Ｔｉ_（５０），Ｃｕ_（５０）Ｔｉ_（５０）Ｂ作中间层对Ｓｉ_３Ｎ_４进行扩散焊连接的机制是：活性元素Ｔｉ向陶瓷界面扩散和富集并与Ｓｉ_３Ｎ_４发生反应生成界面相ＴｉＮ，ＴｉＳｉ_２等．从而实现连接．