钨中氘热脱附特性的定量研究

金属钨(W)是未来聚变堆反应环境中面向等离子体的主要候选材料之一,开展W中氢同位素输运和滞留行为的定量研究,对评估钨的服役性能及聚变堆燃料的物料平衡至关重要。本工作采用热脱附谱方法定量研究了多晶W经能量为100 eV/D、注量为3.8×10²⁴ D/m²的D⁺辐照作用后,在不同升温速率下氘的热脱附特性。研究发现,氘的热脱附量在不同升温速率下均为10²² D₂/m²量级,随着升温速率的增大,氘的热脱附峰峰位向高温方向移动。多晶W中氘的热脱附行为符合一级反应特征,钨中空位是氘在钨中的主要俘获态,D原子的热脱附能为1.04 eV。     

金属铈在过量氘气氛下的腐蚀行为研究

采用压力-体积-温度系统(PVT)与热台显微镜(Hot-stage microscope,HSM)相结合的方法,研究了铈(Ce)在过量氘(D2)气氛下的腐蚀行为;采用X射线衍射(XRD)仪和热脱附谱(TDS)方法分别考察了铈-氖反应产物的相组成及热稳定性。结果表明,铈在室温、初始压力43 kPa的氘气氛下,可快速与氘发生反应,形成饱和的铈氘化物CeD3,样品发生严重粉化;对饱和铈氘化物在不同温度下加热,可得到一系列不同氘含量的铈氘化物;所制备的铈氘化物在室温下均具有与金属铈类似的面心立方(fcc)结构,铈形成CeD_2的体胀约为24.3%,但随着氘含量的增加,铈氘化物会发生反常的体积收缩现象;热脱附谱测试表明CeD_3在120℃附近即可发生分解,而CeD_2则可稳定至600℃以上。     

PdY8．5Ru0．19合金吸放氢氘特性

在25℃～100℃的温度范围内,测定了PdY8.5Ru0.19合金吸放氢、氘的P-C-T曲线.与纯钯相比,合金的P-C-T曲线坪区变窄,坪压降低,有显著的同位素效应,但迟滞效应较小.合金吸放氢氘的P-C-T曲线可拟合成p=A(er/B-1)形式.吸氘热焓为-13.9 kJ/mol·D2,熵变为-9.4 J/mol K·D2.进行了25℃下合金吸氢、氘速率的测量,合金吸氢、氘速率常数分别为KH=2.39×10-4 mol·s-1,KD=1.16×10-4 mol·s-1.而且合金的氢化过程用渐进转化模型描述.     

钯氘化物的放氘动力学性能研究

在25~50℃的温度范围内,测定了钯氘化物(PdD0.6)的放氘动力学曲线。结果表明:钯氘化物在室温附近可实现快速放氘,放氘反应速率随温度升高而增加;在相同温度下,随着放氘压力接近于该温度下的放氘平衡压,放氘速率逐渐减小;钯氘化物的放氘动力学受化学吸附的氘原子在钯表面复合过程的控制,放氘反应速率常数与温度之间满足Arrhenius关系;放氘反应的活化能为30.02kJ·mol-1·D2-1。     

Al原子在非晶合金Fe78Si9B13中的扩散

利用二次离子质谱(SIMS)并结合离子剥落研究了Al原子在非晶Fe_(78)Si_9B_(13)合金中的扩散。实验结果表明:在320-380℃温区内,扩散系数D位于2.43×10~(-22)-2.01×10~(-21)m~2s~(-1)之间,且它随温度的变化符合Arrhenius关系,D=D_0 exp(-Q/kT),其中指数前因子D_0=2.02×10~(-12)m~2s~(-1)。扩散激活能Q=1.17eV。     

钛中氘致裂纹的原位研究

采用热台显微镜(HSM)和压力-体积-温度(PVT)相结合的方法原位研究了钛在恒定温度及升温过程中的氘致裂纹(DIC)现象。结果表明:在550℃恒温吸氘(D2)过程中,钛片表面只出现很少的裂纹;而在由室温升温至550℃吸氘过程中钛表面出现了由边缘向中心部分扩展的环状裂纹。钛在升温过程中的形貌变化特征与"边缘进攻"模型符合;X射线光电子能谱(XPS)测试显示,由钛氧化物、碳化物和氮化物组成的钛表面钝化层在环状裂纹形成过程中发挥了重要作用。     

钛中氘致裂纹的原位研究（英文）

采用热台显微镜(HSM)和压力-体积-温度(PVT)相结合的方法原位研究了钛在恒定温度及升温过程中的氘致裂纹(DIC)现象。结果表明:在550℃恒温吸氘(D2)过程中,钛片表面只出现很少的裂纹;而在由室温升温至550℃吸氘过程中钛表面出现了由边缘向中心部分扩展的环状裂纹。钛在升温过程中的形貌变化特征与"边缘进攻"模型符合;X射线光电子能谱(XPS)测试显示,由钛氧化物、碳化物和氮化物组成的钛表面钝化层在环状裂纹形成过程中发挥了重要作用。     

钾掺杂钨合金中气相热充氘的热脱附行为

钾(K)掺杂钨(W)合金已经表现了优异的高温力学性能,成为最有希望的PFMs 备选材料之一.为评估氢同位素在W-K合金中的滞留情况,采用放电等离子烧结技术(SPS),制备了纯W及K含量82 μg/g 的W-K 合金,通过气相热充法引入氘(D)元素,考察热脱附行为.研究表明,气相热充氘释放温区从600 K 延伸至1200...     

TA10钛合金高温流变行为及拉伸性能

利用Gleeble-1500D热模拟试验机对TA10钛合金在变形温度为800~1050℃,应变速率为0.01~5 s-1条件下进行拉伸变形,研究合金的流变应力及显微组织,分析其高温拉伸性能。结果表明:变形温度为800~900℃时,流变曲线有明显的应力峰值,软化机制主要是动态再结晶;而变形温度为1000~1050℃时,流变曲线没有明显的应力峰值,软化机制为动态回复;而当变形温度为800℃时,TA10钛合金的应变速率越高动态再结晶的进行程度越低;以(α+β/β)相变点为界,在相变点以下的温度区间,随着变形温度的升高,TA10钛合金的强度和塑性下降;在相变点以上的温度区间,TA10钛合金的强度下降,塑性上升;而在相变点的过渡区间,强度上升,塑性下降。当应变速率一定时,TA10钛合金在温度为800℃时能够获得强度和塑性的较好匹配。     

CO在Pt-Fe催化剂的Pt/Fe/Pt(111)表面的吸附研究

低温(110~130 K)下,将次表层Fe结构的Pt-Fe模型催化剂(即Pt/Fe/Pt(111)结构)暴露于不同量CO气体,经不同温度退火后,采用高分辨电子能量损失谱(HREELS)研究催化剂表面CO分子的振动谱。结果表明,当CO的暴露量低于0.2 L (Langmuir)时,Pt/Fe/Pt(111)表面只存在顶位吸附;当暴露量大于0.4 L,除了顶位吸附外,桥位吸附开始出现;顶位吸附分子的C-O键振动峰随着暴露量的增加不断向高波数方向偏移。退火温度影响Pt/Fe/Pt(111)表面CO的吸附形式,低于255 K时,顶位吸附分子的脱附速率大于桥位吸附分子;高于255 K时,桥位吸附分子的脱附速率较大,并先于顶位吸附的CO从表面完全脱附,其完全脱附温度比Pt(111)表面低50 K。     

Ti55531合金连续升温过程的相变行为

通过连续升温热膨胀法分析Ti55531(Ti-5Mo-5Cr-5V-3Al-1Zr)合金在连续升温过程中的热膨胀行为、物相组成和显微组织,绘制热膨胀微分曲线。结果发现:随着升温速率的增加,相变温度逐渐升高。其中,在1℃/min的升温速率下不同温度区间内的相变行为如下:低于192℃时,发生ωath→β转变;192~347℃时,发生β→ωiso转变;347~376℃时,发生ωiso→α+β、β→α转变;409~648℃时,发生β→α转变;648~831℃时,发生α→β转变;831℃时,转变为全β组织。计算得到α→β转变热激活能为188.04 kJ/mol。     

超大型环形件用2219铝合金的热变形本构方程及热加工图

采用Gleeble-3500型热模拟机,分析了2219铝合金在变形温度为330～450℃,应变速率为10~(-2)～10 s~(-1),统一压缩变形量为60%的条件下的热变形行为,研究了应变速率和变形温度对流变应力的影响,建立了超大型环形件用2219铝合金热变形时的本构方程和热加工图。结果表明:2219铝合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低;基于应变-应变速率补偿模型建立的本构方程可以更好地预测其流变行为,实验值与预测值的相对误差的标准偏差为6. 7%,最大相对误差绝对值为18. 7%;确定了热加工最佳工艺参数区间:应变速率为10~(-2)～1. 2×10~(-2)s~(-1),变形温度为400～430℃。     

W-Fe-Ni合金中的氘滞留行为

采用气相驱动渗透系统和热脱附试验平台研究了W-Fe-Ni合金中氘的输运行为,获得了氘在合金中的渗透率、扩散系数、溶解度、扩散激活能等参数,进行了合金热充氘及氘热脱附实验,结合微观结构表征及数值模拟,研究了氘在W-Fe-Ni合金中的滞留行为,并建立了氢同位素扩散模型以估算不同形状尺寸的W-Fe-Ni合金中氘滞留量。通过与热脱附实验结果对比,发现使用多物理场数值模拟可以准确地估算W-Fe-Ni合金中氢同位素滞留量。     

氘、氚在RAFM钢中的扩散渗透研究

采用气相渗透方法,对国产低活化铁素体/马氏体钢(RAFM钢)之一的中国低活化马氏体钢(CLAM钢)进行了氘(D)、氚(T)渗透实验,得出了573~873 K间,氘在CLAM钢中的渗透率ΦD=3.41×10~(-8)exp(-39181/(RT))(mol/(m·s·Pa0.5)),扩散系数DD=1.43×10~(-7)exp(-22110/(RT))(m2/s),溶解度常数SD=2.38×10~(-1)exp(~(-1)7071/(RT))(mol/(m~3·Pa0.5))。在573~823 K间,氚在CLAM钢中的渗透率为ΦT=2.50×10~(-8)exp(-38493/(RT))(mol/(m·s·Pa0.5)),并根据渗透的同位素效应比值,推导出氚在CLAM钢中的扩散系数DT=1.95×10~(-7)exp(-22797/(RT))(m~2/s),溶解度常数ST=1.28×10~(-1)exp(~(-1)5696/(RT))(mol/(m3·Pa0.5))。实验还发现,风冷降温使钢的氘渗透通量出现先升后降的异常现象,其产生的机制及其对工程应用的影响有待进一步研究。     

6082铝合金热变形行为及热加工图

在Gleeble~(-1)500D热模拟试验机上对O态6082铝合金进行了热压缩实验,研究了该合金在变形温度300~500℃,应变速率0.01~10 s~(-1)条件下的热变形行为和组织演化;基于Arrhenius双曲正弦本构关系建立了6082铝合金的本构方程;基于动态材料模型(DDM)和Murty法建立了热加工图,并结合微观组织进行验证。研究结果表明:6082铝合金为正应变速率敏感材料,峰值应力随温度的降低和应变速率的升高而升高,热变形过程中的主要软化机制为动态回复,在较高温较低应变速率(500℃,0.1 s~(-1))时,该合金发生动态再结晶。计算得到该合金的热激活能为171.1539 k J·mol~(-1),最佳热加工工艺参数区间为:450~500℃,0.2~0.5 s~(-1)。     

欠时效态7075铝合金热变形行为及热加工图

采用Gleebe-3500型热模拟试验机对7075铝合金进行等温恒应变速率热压缩实验,研究了该合金在变形温度为250~450℃、应变速率为0.001~1 s~(-1)条件下的热变形行为,并据此建立了热加工图。结果表明:流变真应力随应变速率的升高而增大,随变形温度的升高而减小;经250℃、16 h欠时效处理的样品,其峰值应力要显著大于未经时效的样品;真应变为0.3和0.7的热加工图在250~350℃的温度区间、0.01~1 s~(-1)的应变速率区间均出现流变失稳;16 h欠时效态7075铝合金的最佳热变形参数为:变形温度400~450℃、应变速率0.01~0.001 s~(-1)。     

ZE42镁合金热压缩流变本构方程和热加工图

采用Gleeble-3800热/力模拟试验机研究了应变速率为0.01~10s~(-1),变形温度为300~450℃的ZE42镁合金高温压缩变形时的流变特征,同时根据材料动态模型(DMM)建立了ZE42镁合金在应变量分别为0.35,0.40和0.45条件下的热加工图。结果表明,ZE42镁合金在试验温度范围内热压缩变形的平均表观激活能为151kJ/mol。应变量对该合金的热加工图有明显影响。当应变量为0.40时,仅在300℃,10s~(-1)附近或者是320℃,0.01s~(-1)附近的2个极小区域内处于失稳状态,然而当应变量为0.35和0.45时失稳区主要分布在温度320℃,应变速率在0.1~1.0s~(-1)的较大区间内。350~450℃,应变速率≤0.1s~(-1)为ZE42镁合金适宜的热加工区间,该区间功率耗散因子峰值η_(max)=83%,压缩变形主要为连续动态再结晶晶界滑动协调流变机制。     

氮等离子体预辐照对钨中氘滞留的影响

利用直线等离子体模拟装置开展氮和氘等离子体注入钨的实验,采用微分干涉差显微镜(DIC)、场发射扫描电子显微镜(SEM)结合聚焦离子束(FIB)以及X射线光电子能谱仪,分别研究氮和氘等离子体辐照前后钨表面成分、形貌和微观组织结构的变化,采用超高真空热脱附系统对氮等离子体预先辐照后钨中氘的捕获状态和滞留总量进行分析。结果表明:经氮辐照后,钨样品表面形成了氮化钨相,进一步注入氘等离子体后其表面起泡增多,氘在钨中的滞留总量升高。这是由于氮化钨相的形成阻碍了氘原子沿表面方向扩散逃逸,使氘原子在钨的亚表面过饱和聚集,导致钨中氘致起泡现象更加明显。     

Al_2O_3/Ti_2AlN复合材料的高温抗氧化行为

利用综合热分析仪、扫描电镜背散射电子(BSE)和能谱分析(EDS)对Al_2O_3/Ti_2AlN复合材料在900、1000和1100℃空气中连续氧化20 h后的氧化增重及氧化层截面进行了研究。结果表明:Al2O3/Ti2AlN复合材料在空气中的氧化行为符合抛物线规律,在900、1000和1100℃,20 h氧化增重分别为2.78×10~(-2)、10.4×10~(-2)和21.9×10~(-2)kg/m~2,抛物线速率常数相应为1.08×10~(-8)、1.44×10~(-7)和6.56×10~(-7) kg~2/m~4·s,氧化激活能为274 kJ/mol。氧化层主要由TiO2和Al2O3组成的,连续的Al_2O_3次外层可以提高其抗氧化性能。氧化层结构的改变是由于氧化温度对Ti~(4+)、Al~(3+)由基体表面向外扩散和O~(2-)向内扩散的影响,以及TiO_2和Al_2O_3在不同温度下的形核生长速率导致的。对Al_2O_3/Ti_2AlN而言,控制材料与氧化气氛的界面是提高该材料抗氧化性能的关键。     

GH3535合金的热变形和热加工图(英文)

通过热压缩实验研究GH3535合金在温度区间1000~1200°C和应变速率区间0.01~50 s-1的热变形行为。在实验数据基础上得到合金应力曲线和热加工图,且其激活能为356.3 k J/mol。热加工图分为2个区域,稳定区域发生在所有温度区间和应变速率区间0.01~1 s-1,失稳区域发生在应变速率区间1~50 s-1。显微组织观察表明,完全动态再结晶发生条件为(1150°C,0.01 s-1),(1200°C,0.01 s-1)和(1200°C,0.1 s-1),不同条件下得到的晶粒尺寸不同且有未溶解碳化物。流变失稳区域有局部流变和裂纹出现。