提高离线可钢Low—E玻璃膜层性能的工艺探索

本文通过对真空磁控溅射法生产的可钢Low—E玻璃采取改变膜层结构和增加氧化物保护层的方法,对其膜层性能进行改善,对已制备的试样分别经过不同程度的研磨,不同浓度的HCI、柠檬酸和NaOH溶液的浸渍,测量浸渍前后试样的可见光透射率,并进行形貌对比。实验表明:通过改善膜层结构和增加氧化物保护层可提高本实验涉及的Low-E玻璃膜层的机械性能、耐酸性和耐碱性,为满足离线可铜Low—E玻璃深加工工艺要求,异地可加工性以及产品品质的提高奠定一定基础。

单晶铱纳米压痕下位错形核与形变研究

对(100)和(110)不同面的铱单晶进行了纳米压痕实验,拟合计算得到(100)与(110)面上铱单晶位错激活体积分别为1.09×10^(-3)nm^3、1.23×10^(-3)nm^3,证明该实验条件下位错来源于点缺陷的非均质形核;如果位错为均质形核,则位错激活能需达到60.57eV,激活半径达到1.971nm。在对(100)和(110)面的塑性变形中位错密度进行分析时,发现它们变形后位错密度在10^(14)m^(-2)左右,没有出现铱单晶变形后位错密度呈指数级增加的情况;金属铱发生脆性断裂或许因为铱中极小的位错激活体积导致铱产生大量的位错源及位错间剧烈的交互作用。

高熔点金属区域熔炼中晶体生长角和凝固速率对熔区稳定性的影响

对高熔点金属Nb,W,Ta,Mo及Ir电子束区熔熔区高度进行了稳定性分析,发现在区熔相同尺寸试样时,能够稳定熔区高度大小排序依次为Nb〉Mo〉W〉Ta〉Ir.计算获得了这5种金属的晶体生长角在8°~13°之间,发现生长角不为零对大尺寸试样熔区高度起主导作用,同时金属的实际晶体生长角与界面生长机制有关.当为粗糙界面生长机制时,生长角随区熔凝固速率增加变化不大;而为位错生长机制时,生长角随区熔凝固速率增加而减少;如为小面生长机制时,生长角在低速下会大幅度减小,并随凝固速率增加而增大.采用较大的凝固速率（约1 mm/min）有利于控制Ir和Mo晶体生长角变化和熔区高度,这一点与Mo区熔单晶生长实验结果基本吻合.

晶体生长角和凝固速率对贵金属电子束区域熔炼晶体生长的作用

基于电子束区域熔炼中熔区上力的平衡关系式,计算获得了基座法、等径区熔法两种工艺下稳定成形熔区高度的表达式,探讨了试样尺寸、晶体生长角和凝固速率等参数对六种贵金属稳定成形熔区高度的影响.结果发现,区熔相同尺寸试样时,六种贵金属能够稳定成形熔区高度大小依次排序为Ru>Pd>Ir>Pt>Ag>Au.同时获得了这六种贵金属的晶体生长角在8.4°—10.7°之间,而实际的晶体生长角与界面生长机制有关.在基座法中,连续生长机制所能支撑的熔区高度最小,而等径区熔法中连续生长机制支撑的熔区高度大于位错生长机制和小面生长机制.这三种晶体界面生长机制中连续生长方式对晶体生长角和区熔熔区高度影响较小,有利于贵金属区熔单晶制备.另外当凝固速率达到2.4 mm·min 1,位错和小面生长机制对区熔熔区高度的影响也变得很小,预测的工艺参数与Ir和Ru单晶区熔实验报道结果基本符合.