浸渍挤压(SiCw+B4Cp)/Mg(AZ91)复合材料的微观组织

利用透射电子显微术研究了浸渍挤压 (SiCw B4Cp) /Mg(AZ91)复合材料的微观组织结构。结果表明 ,B4Cp/Mg界面处生成了很多MgO和MgB2 反应产物 ,而SiC/Mg界面处反应产物较少。基体中形成了大颗粒体心立方结构的Mg17(Al,Zn) 12 相和未知的弥散小颗粒物相。大量观察及综合分析表明 ,SiC和Mg之间不存在固定晶体学位向关系 ,只可能出现一些择优取向关系 ,出现几率较大的取向关系为 :{ 111} SiC∥ { 0 0 0 1} Mg,〈1—0 1〉SiC∥〈112 —0〉Mg和 { 111} SiC∥ { 10 1—0 } Mg,〈11—0〉SiC∥〈12 —10〉Mg。     

(SiCW+B4Cp)/MB15 Mg基复合材料的微观结构

利用高分辨电镜研究了(SiCw+B4Cp)/MB15 Mg合金基复合材料的微观结构.SiC晶须的表面附着呈截角八面体形状的MgO纳米颗粒.此外,MgB2和MgO共生在SiC晶须的表面,三者之间存在固定的晶体学取向关系[110]SiC∥[110]MgO∥[1120]MgB2和(111SiC∥(111MgO∥(0001MgB2.MgB2相呈六角盘状几何外形,在Mg合金中其界面能的各向异性显著.此外,还发现了SiC和Mg存在的一种晶体学取向关系[111]siC∥[0001]Mg和(202)siC∥(1120)Mg.研究结果表明,在Mg合金复合材料中,SiC比B4C更加稳定.     

Mg2B2O5晶须增强镁基复合材料的组织与界面结构研究

采用光学显微镜、透射电子显微镜和X射线衍射仪研究Mg2B2O5晶须增强镁基复合材料的铸态组织及Mg2B2O5/AZ91D界面反应产物。结果表明:Mg2B2O5晶须具有孪晶结构,其孪生面和晶体生长方向分别为(202)和[010];部分Mg2B2O5晶须中存在MgB4O7颗粒相;在基体晶界与Mg2B2O5晶须之间存在等轴状Mg2Si相;Mg2B2O5/AZ91D界面处存在厚度不均匀的MgO和MgB2相界面层。尽管Mg2B2O5、MgO和MgB2之间没有确定的晶体学位相关系,但在特定Mg2B2O5晶须表面观察到(202)Mg2B2O5//(002)MgO,[010]Mg2B2O5//[110]MgO和(002)MgO//(0001)MgB2,[110]MgO//[2110]MgB2取向关系。最后,讨论Mg2B2O5晶须对复合材料组织结构和性能的影响。     

Mg2B2O5w/AZ91D镁基复合材料的界面结构及其形成机理

采用X射线衍射仪、X射线光电子能谱仪、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对萃取Mg2B2O5w的物相、表面元素化学状态变化及Mg2B2O5w/AZ91D复合材料界面反应产物进行了研究.结果表明:Mg2B2O5w/AZ91D界面处存在厚度不均匀的MgO和MgB2相界面层;MgO的形成主要与复合材料制备过程中晶须表面上的吸附氧有关,而界面产物MgB2则应来源于Mg2B2O5w分解产物B2O3与基体中Mg的反应;Mg2B2O5w、MgO和MgB2之间通常没有确定的晶体学位相关系,但在特定Mg2B2O5w表面观察到(202)Mg2B2O5w//(002)MgO,[010]Mg2B2O5//[110]MgO和(002)MgO//(0001)MgB2,[110]MgO//[2110]MgB2取向关系.     

MgB_2掺杂SiC的相变过程

用自蔓延法(SHS)在锥形模具内成功淬熄(CFQ)MgB2掺杂8%SiC的反应.对不同温度区域试样的XRD、SEM、EDS进行分析.结果表明:在527～650℃时Mg和B颗粒接触以扩散方式在表面发生了固—固反应,Mg的表层初次形成MgB2,在650～700℃时,包裹在初次生成的MgB2内部未反应的Mg将熔化,液态Mg的活性大大提高,以扩散、渗透的方式通过初次生成的MgB2层与B原子发生液-固反应,MgB2相界面不断地向B原子方向推进,直到完全形成MgB2;700～750℃时掺杂的SiC大部分与MgB2反应生成Mg2Si,同时有一部分C原子进入到MgB2取代了B原子,并有少量MgB2分解形成MgB4和Mg。在形核结晶过程中由于反应时间短,温度梯度大,部分Mg来不及扩散就重新结晶。     

MgO/Mg_2Si增强Mg-Li基复合材料的界面结构

通过液态原位反应合成制备MgO/Mg2Si增强Mg-Li基复合材料,利用TEM对增强相形态及界面结构进行了观察。实验结果表明,复合材料中增强粒子与基体界面结合良好,无反应物生成。确定了增强粒子与基体的界面取向关系,MgO与基体α相的晶体学关系为[100]MgO‖[4043]α,(011)MgO‖(1210)α;Mg2Si与基体β相的晶体学关系为[310]Mg2Si‖[411]β,(131)Mg2Si‖(001)β。     

纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料的界面区研究

在连续纤维增强陶瓷基复合材料中，界面调节脆性基体与脆性纤维之间匹配关系的功能以及自身特有的物理化学性质，决定着复合材料的整体综合效能。本研究从实践中发现界面区的存在，并尝试提出界面区的概念。界面区是具有一定厚度，含有两处界面（界面相／基体和界面相／纤维）和体相（界面相）的区域。采用透射电子显微技术从微结构的角度研究了3DC／SiC内界面区与裂纹的相互作用行为。TEM观察表明，由于裂纹偏斜／贯穿竞争随时空的推演，基体主裂纹会在界面区的多处位置产生单多重偏斜、裂纹尖端前方应力集中诱发脱粘和开裂、纳米尺度微裂纹桥连等相互作用，其发生的具体部位和方式由界面区内各种相关界面（或断裂）韧性共同决定。此外，结合影响因素的讨论，初步建立起3DC／SiC内基体裂纹与界面区相互作用的物理模型。     

MgO/Mg2Si增强Mg-Li基复合材料的界面结构

通过液态原位反应合成制备MgO/Mg2Si增强Mg-Li基复合材料,利用TEM对增强相形态及界面结构进行了观察.实验结果表明,复合材料中增强粒子与基体界面结合良好,无反应物生成.确定了增强粒子与基体的界面取向关系,MgO与基体α相的晶体学关系为[100]MgO//[40（￣4）3]α,（011）MgO//（（￣1）2（￣1）0）α;Mg2Si与基体β相的晶体学关系为[310]Mg2Si//[411]β,（1（￣3）（￣1））Mg2Si//（001）β.     

非原位MgB2/Fe单芯超导带相成分及其不均匀性

采用非原位粉末套管法制备MgB2/Fe单芯超导带,并通过X射线衍射拟合分析、差热分析对退火前后的MgB2/Fe带超导芯进行了相成分及不均匀性研究。结果表明:所有的超导芯中均含有一定量的MgO,在高温退火样品中靠近铁套管处MgO含量最多;在MgB2超导芯内部检测到少量的MgB4,这是由MgB2分解所得;在MgB2/Fe之间的界面处存在反应层Fe2B,该相是由Fe23B6分解所得到的。MgB2超导芯与铁套管之间的反应以及超导芯中氧的存在限制了这种非原位法制备的MgB2/Fe带中超导相的含量、纯度和均匀性。     

氧化铝基复合陶瓷-金属钎焊界面的热应力

用Ag-Cu-Ti钎料钎焊SiCw／Al2O3复合陶瓷和金属时，陶瓷与钎料发生化学反应，在陶瓷表面形成由TiO、TiC等物相组成的反应层。采用有限元法，对SiCw／Al2O3复合陶瓷／反应层界面的热应力进行了计算。结果表明，复合陶瓷／反应层界面的残余应力变化急剧，最大拉应力位于晶须、基体和反应层交界处；晶须内部及其表面存在较高的双向压应力，Al2O3基体主要承受垂直于界面的拉应力；SiC晶须／反应层界面及其附近的反应产物TiC内具有较高的平行于界面的拉应力，当连接界面承受剪力作用时，SiC晶须／反应层界面和TiC处极易破坏。借助TEM和SEM观察了复合陶瓷／反应层界面区的精细结构和剪切断口形貌，并利用计算结果对观察到的现象进行了分析。     

Mg61Cu28Gd11和(Mg0.61Cu0.28Gd0.11)99.5Sb0.5非晶合金的晶化动力学和腐蚀行为（英文）

研究0.5%(摩尔分数)Sb的引入对Mg61Cu28Gd11块体非晶合金性能的影响。利用差热扫描量热仪测试样品的晶化动力学。结果表明:在等时加热的过程中,非晶合金的玻璃转变温度、起始晶化和峰值晶化温度都表现出对加热速率强的依赖性。基于Oawza方法可以确定非晶合金的起始晶化和峰值晶化激活能。Vogel-Fulcher-Tamman公式分析表明:含Sb元素的非晶合金具有更高的强度系数和更长的延迟时间。采用电化学极化和失重测试方法研究2种玻璃合金的腐蚀行为。与基体非晶合金相比,添加微量Sb降低了非晶合金的在含Cl-的碱性溶液中的钝化电流密度和腐蚀速率,表现出相比基体合金更为优越的耐蚀性。最后基于"点缺陷模型"进一步分析微量Sb元素对基体合金耐蚀性能的影响机理。     

混合稀土贮氢合金(Ml)_x(Ni_(3.8)Co_(0.75)Mn_(0.4)Ti_(0.05))相结构与性能的研究

对 (Ml) x(Ni3.8Co0 .75Mn Ti0 .0 5)合金 (x =0 .90～ 1 .1 0 )的相结构 ,热力学性能及合金电极的充放电性能进行了研究。结果表明 :在 x <1 .0 0的成分范围内 ,合金保持单一的 La Ni5相 ;当 x≥ 1 .0 0时 ,合金中析出多种第二相 ,且总量随 x的增加而增多。随着 x的增加 ,合金的晶胞体积及氢化物生成焓 (-ΔH )增大 ,吸放氢平台压力降低 ,宽度增加。合金的最大放电容量在 x =1 .0 0 时达到最大值 (30 7.7m Ah/g)。x <1 .0 0 合金的循环稳定性优于 x≥ 1 .0 0 合金。     

MAGNETOSTRICTIVE BEHAVIOUR OF R（Fe_（1－x）Al_x）_y ALLOYS（R＝Dy_（0．65）Tb_（0．25）Pr_（0．1））

ＭＡＧＮＥＴＯＳＴＲＩＣＴＩＶＥＢＥＨＡＶＩＯＵＲＯＦＲ（Ｆｅ_（１－ｘ）Ａｌ_ｘ）_ｙＡＬＬＯＹＳ（Ｒ＝Ｄｙ_（０．６５）Ｔｂ_（０．２５）Ｐｒ_（０．１））￥ＷＡＮＧＢｏｗｅｎ;ＷＵＣｈａｎｇｈｅｎｇ;ＺＨＵＡＮＧＹｕｚｈｉ;ＪＩＮＸｉｍｅｉ;ＬＩＪｉ...     

MAGNETIC PERMEABILITY RELAXATIONS IN AMORPHOUS ALLOYS(Fe_(0.1)Ni_(0.55)Co_(0.55))_(78)Si_8B_(14) AND Fe_(40)Ni_(38)Mo_4B_(18)

在0—300℃间研究非晶(Fe_(0.1)Ni_(0.35)Co_(0.55))_(78)si_(?)B_(14)和Fe_(40)Ni_(38)Mo_4B_(18)合金的可逆磁导率等温弛豫行为.给出等时弛豫谱,观察到三个弛豫峰.计算弛豫时间的分布和最可几激活能.初步考查Curie温度以上的退火和较慢冷却对弛豫动力学的影响.对这两种成分截然不同的合金观察到十分相似的动力学行为,表明磁寻率弛豫主要是由基本结构缺陷的局域运动引起的,成分的影响则十分次要.     

Crystallization Behavior of Metallic GlassCo_（65．1）Fe_（4．7）Ni_（4．6）Si_（10．2）B_（15．4）

ＣｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＭｅｔａｌｌｉｃＧｌａｓｓＣｏ＿（６５．１）Ｆｅ＿（４．７）Ｎｉ＿（４．６）Ｓｉ＿（１０．２）Ｂ＿（１５．４）ＬｉＺｏｎｇｑｕａｎ；ＱｉｎＹｏｎｇａｎｄＨｅＹｉｚｈｅｎ（李宗全），（秦勇）（何怡贞）（...     

金属间化合物（Fe60Ni40）3（V98Ti2）的蠕变断裂

对有序金属间化合物(Fe_(60)Ni_(40))_3(V_(98)Ti_2)的蠕变断裂行为进行了初步研究。用透射电镜观察了稳态蠕变过程中位错亚结构的变化,发现存在大量的堆垛层错和成对位错以及较高密度的位错网络。对断口及近断口剖面的扫描电镜观察指出,晶界上空洞所形成的沿晶断裂是(Fe_(60)Ni_(40))_3(V_(98)Ti_2)蠕变断裂的主要机制。     

机械合金化法制备的Mn15Bi34Te51和La15Bi34Te51热电材料

用机械合金化法制备了Mn15Bi34Te51和La15Bi34Te51合金，XRD分析表明Mn15Bi34Te51和La15Bi34Te51分别在真空球磨150h和100h后实现合金化，La15Bi34Te51在真空球磨150h后形成了纳米结构的合金，镧原子的加入有助于Bi2Te3基合金的晶粒细化及非晶化。对La15Bi34Te51合金的XRD结构分析表明镧原子有可能进入了Bi2Te3层状结构的Te-Te原子层间。La15Bi34Te51合金Seebeck系数的测量表明当晶粒尺寸减小到纳米尺寸时，载流子散射机制有可能发生改变，导致了Seebeck系数的大幅上升。     

Fe_(4.5)Co_(67.5)Nb_(0.5)Mn_(0.5)Si_(12)B_(15)丝材中的巨磁阻抗效应

报道了淬火态Fe45Co675Nb05Mn05Si12B15丝中GMI效应,发现淬火态非晶丝GMI(Z)=|(Z(65Oe)-Z(0))/Z(0)|可高达73%。我们也对简单退火下对Fe45Co675Nb05Mn05Si12B15钴基材料中GMI效应的影响也进行了深入细致的研究,发现GMI峰值随退火温度从300℃增加到450℃而先上升,达到一个最大值,然后下降。350℃退火的效果较佳。同时发现低于1MHz时,淬火态对应的GMI效应优于退火态的值,而高于1MHz时,350℃退火材料的GMI(Z)值相应的要高。     

非晶（Fe0.99Cu0.01）78Si9B13合金等温晶化动力学

利用DSC,结合XRD,TEM实验,研究了(Fe_(0.99)Cu_(0.01))_(78)Si_9B_(13)非晶合金等温晶化动力学,结果表明:该合金等温晶化按两个阶段进行,分別析出α-Fe(Si)固溶体和Fe_2B化合物利用局域Avrami指数的概念分析了两相的形核长大方式。并作出了出合金晶化的“C”曲线,通过对两相晶化激活能的分析得出:α-Fe(Si)相较Fe_2B相容易晶化析出,同时,Cu元素的添加有助于改善α-Fe(Si)相的形貌。