高Al含量的亚稳β型Ti-Al-Mo-Nb-V系列钛合金的组织与力学性能

目前,亚稳β钛合金的成分朝着更高Al含量和更高β稳定元素含量的方向发展,本工作基于典型亚稳β钛合金β-21S和TB18的成分设计思路,添加了更高含量的Al元素,同时添加了Mo、Nb、V三种β稳定元素,设计并利用铜模吸铸法制备了高Al含量的亚稳β型Ti-Al-(Mo,Nb,V)系列钛合金。结果表明,Ti-6.5Al-1.5V-11.5Mo-2.8Nb合金在吸铸态下的β相结构达到临界稳定状态。此时,该合金的拉伸屈服强度为623 MPa,延伸率为16.6%,其屈服强度略低于对标合金TB18,但延伸率明显高于同系列合金和TB18合金,具有最佳的综合力学性能。此外,该合金液固温区为31℃,在同系列合金中最低,且明显低于对标合金TB18的液固温区238℃。

高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金的热处理技术研究综述

综述了高Zn含量(质量分数不小于7%)Al-Zn-Mg-Cu系合金的研究现状,重点介绍了高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金热处理技术(均匀化处理、固溶处理、时效处理及形变热处理)的研究近况,阐述了不同热处理技术对高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金组织性能的影响机制,展望了高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金发展趋势及前景,旨在为Al-Zn-Mg-Cu合金综合性能的提升及铝合金材料产业的持续发展提供参考。

Al含量对FeNiCoCrVAl高熵合金组织和力学性能的影响

通过XRD、SEM、EBSD和单轴拉伸测试,对不同Al含量(原子分数,%)Fe_(46-x)Ni_(20)Co_(20)Cr_(10)V_(4)Al_(x)(x=5,8,12,15)高熵合金的相结构、显微组织和力学性能进行了系统研究。结果表明,随着Al含量增加,Fe_(46-x)Ni_(20)Co_(20)Cr_(10)V_(4)Al_(x)高熵合金相结构由FCC单相转变为FCC+BCC双相结构,且强度随之增加,而塑性降低。其中,Fe_(34)Ni_(20)Co_(20)Cr_(10)V_(4)Al_(12)高熵合金在900℃退火处理后,具有极好的强塑性匹配,其屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率分别为593 MPa、1009 MPa和32.13%。Al含量5%时,铸态和退火态高熵合金均为单一FCC相;Al含量8%,12%和15%时,高熵合金为FCC+BCC双相结构,退火处理促进了BCC相的析出,随着退火温度升高,BCC相占比增加。

Al含量对Fe-Mn-Al-C系低密度钢层错能及形变孪晶的影响

研究了合金元素Al对3种不同Al含量的Fe-28Mn-x Al-1C(x=8,10,12)系低密度钢层错能的影响。结果表明,3种实验钢的层错能范围为67.76~90.64 m J/m^2,Al对层错能的影响呈多项式分布。与28Mn-10Al及28Mn-8Al合金相比,28Mn-12Al合金层错能较高,抗拉强度高但伸长率低,在相同变形量下,28Mn-8Al与28Mn-10Al合金均出现了孪晶组织,且28Mn-8Al中孪晶更明显,而28Mn-12Al合金中未发现孪晶。3种合金的变形机制均为平面滑移变形,这归因于Fe-Mn-Al-C系合金中存在的短程有序会导致"滑移面软化现象",使高层错能的28Mn-12Al合金变形机制也为平面滑移。

高Al组分N-Al_xGa_(1-x)N材料的欧姆接触

基于各层金属间在快速热退火时容易合金化及Ti,Al易被氧化的特点,在高Al组分N-AlxGa1-xN(x≥0.45)材料上溅射生长多层金属Ti/Al/Ti/Au,并且变化Ti,Al比例以及改变退火温度和时间,得到了金属与高Al组分N-AlxGa1-xN(x≥0.45)材料间的欧姆接触,由传输线模型方法测试得比接触电阻为4.9×10-2Ω.cm2。实验中用到的样品为P(Al0.45Ga0.55N)/i(Al0.45Ga0.55N)/N-Al0.63Ga0.37N多层结构的材料。最后,利用伏安特性和俄歇电子能谱深度分布(AES)研究金属与高Al组分的材料之间形成欧姆接触的原因。

沉积温度对高Al含量的Al_xGa_(1-x)N薄膜的影响

沉积参数对MOCVD法生长的AlxGa1-xN薄膜性能有很大的影响.利用高分辨XRD,紫外-可见透射光谱,原子力显微镜,扫描电子显微镜和荧光光谱研究了沉积温度对低压MOCVD沉积的高Al含量的AlxGa1-xN外延膜缺陷密度以及发光性能的影响.结果发现,随着沉积温度的升高,AlxGa1-xN薄膜中的螺型位错密度减少,但是刃型位错密度增加,因此简单地改变沉积温度并不能降低总的位错密度以及提高薄膜的发光性能.进一步地分析测试结果表明,随着沉积温度的升高,AlxGa1-xN薄膜内的Al含量增加,导致禁带宽度增大和发光波长的蓝移,因此适当提高沉积温度（1000~1050℃）是获得高Al含量AlxGa1-xN薄膜的一种有效手段,但是过高的沉积温度（〉1100℃）不利于提高薄膜的发光强度.

Ni-Cr-Al-Fe基铸态合金的高温氧化行为

采用熔铸法制备不同Al含量的Ni-Cr-Al-Fe基合金,研究Al含量和预氧化处理对合金在600℃大气中抗氧化性能的影响,并利用FE-SEM(EDS)、XRD对不同状态合金氧化膜的形貌及成分进行对比分析。结果表明:Ni-Cr-Al-Fe基合金在600℃时的氧化动力学曲线较好地遵循抛物线规律,铝含量的增加以及预氧化处理均可提高合金的高温抗氧化性能;Ni-Cr-Al-Fe基合金在1 000℃预氧化以及600℃氧化时所形成的氧化膜成分与Al含量有关,Al含量越高越有利于单一Al2O3氧化膜的形成,对提高合金的抗氧化性能有益;随着氧化时间的延长,表面局部区域可进一步形成尖晶石类氧化物或复杂氧化物;预氧化处理所形成的氧化膜,可有效地防止Ni-Cr-Al-Fe基合金基体的氧化;同时,利用WAGNER的临界理论计算了600℃下的Ni-Cr-Al稳定氧化物图。

对高Al镁合金挤压变形影响因素的研究

以AZ91-D镁合金成分范围为基础设计四种不同Al,Zn,Mn元素含量的高强度镁合金,在650t挤压机上进行不同挤压模具、预处理条件下的热挤压成形。结果表明:合金元素Al,Zn对挤压成形性有较大影响,但未见Mn有明显作用。均质化预处理可以在一定程度上提高材料的塑性。流线型模具较平模、锥模可显著地改善材料的流动性。挤压后合金的强度和塑性同时得到大幅度提高,挤压后晶粒被细化至平均20μm,棒材抗拉强度可达到340MPa,延伸率超过12%。

高Al组分n-AlGaN的Ti/Al/Ti/Au欧姆接触

采用Ti/Al/Ti/Au多层金属电极对高Al组分n-AlxGa1-xN(x=0.6)欧姆接触的制备进行了研究,通过优化Ti接触层厚度以及合金退火条件,获得了较低的比接触电阻率(5.67×10-5Ω.cm2)。研究证实,Ti接触层厚度对欧姆接触特性有着重要影响,同时发现,高低温两步退火方式之所以能够改善欧姆接触特性的本质是与Al3Ti及TiN各自的生成条件直接相关,即低温利于生成Al3Ti,高温利于生成TiN,而这对n型欧姆接触的有效形成至关重要。

高体积比SiC_p/6013Al复合材料反应熔渗制备与热学性能

采用反应熔渗法在低压力下制备高体积比SiCp/Al复合材料 ,并研究其热学性能。临界熔渗压力与SiC颗粒尺寸及反应程度有关。Al熔体在无压或低压力下能渗入SiC预成形坯 ,制备出组织均匀的高体积比SiCp/Al复合材料 ,SiC颗粒体积分数约 5 0 %。界面反应对SiCp/Al复合材料的CTE的影响很小 ,但会降低SiC/Al的界面传热系数 ,影响材料的导热性能。降低熔渗温度和缩短保温时间可缓减界面反应程度 ,提高复合材料的热学性能 ,CTE在 10× 10 - 6 /K以下 ,复合材料的导热系数达到 164(W·m- 1 ·K- 1 )。

Ag含量对Al-Cu-Mg-Ag合金高温力学性能及耐热性的影响

通过对高温拉伸强度、延伸率、高温持久时间的测试以及SEM、TEM观察表明:Ag含量的增加显著提高合金在高温拉伸时的强度和高温持久强度极限;合金在高温下的断裂仍为塑性穿晶断裂;Ag含量越大,合金中析出的?相的数量越多,经长时间高温之后,其粗化程度不大,仍为主要强化相。

用反应压力熔渗法制备高含量SiC_P/6013Al复合材料及其力学性能

研究了反应压力熔渗法制备高含量SiCP/Al复合材料的工艺过程及其抗弯强度。研究表明:通过适当的粒度配比,可在低温、低压力下熔渗制备组织均匀的高含量SiCP/6013Al复合材料,SiC颗粒含量达到63%;复合材料的强度在很大程度上依赖于SiC颗粒尺寸及界面反应程度,合适的界面结合及细SiC颗粒的掺入有利于复合材料强度的提高,最高可达445MPa。

固溶时效对高体积比SiC_p/6013Al复合材料导热性能及强度的影响

研究了固溶时效对高体积比 Si Cp/Al复合材料的导热性能及抗弯强度影响。研究发现 :热处理改变了复合材料 Si Cp/Al界面结合状况 ,提高了导热性能 ;同时强化了基体合金 ,改变了 Si Cp颗粒所受应力状态 ,提高了复合材料的强度 ,使高体积比 Si Cp/Al复合材料的导热系数达到 2 1 0 W/( m· K) ,抗弯强度达到 5 1 9MPa。

Mg-xSn-1.5Al-1Zn-1Si合金的高温变形特征

以Mg-x Sn-1.5Al-1Zn-1Si合金为研究对象,在不同温度下进行拉伸试验,分析了该合金的高温变形特征。结果表明:当温度一定时,合金的屈服应力随合金元素含量的增加而增加;当合金元素含量确定后,临界应力随着温度的增加而减小。在高温拉伸过程中,镁合金材料外层金属变形量小,塑性较差;内层金属变形量大,塑性较好;这种差异性随着变形温度的升高而逐渐增大。在变形温度低于200℃时,合金具有较高的强度保持率,随着变形温度升高,抗拉强度下降幅度不大;在变形温度高于250℃时,合金的强度保持率较低,随着变形温度升高,抗拉强度下降幅度显著。

高铝Ni_3Al基合金的热变形行为

采用Gleeble-3800型热模拟试验机研究了高铝Ni3Al基合金在变形温度为1200～1240℃,应变速率为0.01～1s-1条件下的热压缩变形,结果表明:在应变速率为0.01s-1时,高铝Ni3Al基合金对应的热变形本构方程为σ=28.57(lnε+6.72×105/RT-44.08),而当应变速率为0.1s-1和1s-1时,热变形本构方程为σ=28.57(lnε+1.28×106/RT-92.76)。变形过程中只有γ'相发生不同程度上回溶,但未发生动态再结晶。合金的最佳变形区间位于变形温度为1200～1215℃,应变速率为0.01s-1范围内;而当提高速率至1s-1附近,γ'相中塞积的位错容易造成单相γ'区中β/γ'界面的开裂,对应变形过程中的"失稳区"。

新型Fe-Al-Ce复合氧化物吸附剂应用于山阴高氟地下水的除氟研究

通过对山阴LY和AR 2个村的地下水进行调查及水质分析,发现氟离子普遍超标,严重影响当地村民的身体健康。为去除这些地下水中过量氟离子,以新型Fe-Al-Ce复合氧化物为吸附剂进行研究。pH边实验结果表明其吸附性能好且pH适用范围宽。在改变吸附剂投加量的条件下,对不同水质不同氟离子浓度的山阴高氟地下水的吸附实验结果表明,Fe-Al-Ce吸附剂可有效去除实际地下水中的过量氟离子。

CoCrFeNiAl_x(x=1,1.5,2)高熵合金的高温氧化行为

通过非自耗真空电弧熔炼制备CoCrFeNiAlx(x=1,1.5,2)高熵合金,并结合扫描电子显微镜、X射线衍射仪和电子探针研究了900℃下Al含量对CoCrFeNiAlx合金氧化行为的影响。结果表明,不同Al含量的三种合金均属于抗氧化级,且其氧化动力学曲线均基本符合抛物线规律。随着Al含量的增加,合金的氧化增重逐渐降低。当Al含量x=1时,合金的氧化膜主要由Cr2O3为主的尖晶石相外层和Al2O3内层组成;当Al含量x=1.5和x=2时,合金氧化膜主要由Al2O3外层以及尖晶石相中间层和Al2O3内层组成。

GaAs/Al_xGa_(1-x)As量子阱红外探测器微结构研究

采用金属有机物化学气相沉积法生长了两种不同结构参数GaAs/AlxGa1-xAs量子阱材料。利用傅里叶光谱仪分别对势垒中Al组分为0.20,0.30的1#,2#样品进行77K液氮温度下光谱响应测试。结果显示:1#,2#峰值响应波长为8.38,7.59μm,而根据薛定谔方程得到峰值波长为9.694,8.134μm,二者误差分别为13.6%,6.68%。针对误差过大及吸收峰向高能方向发生漂移的现象,利用高分辨透射扫描电镜对样品微观界面结构进行分析,结果显示,样品存在不同程度的位错及不均匀性。结果表明:位错引起AlGaAs与GaAs晶格不匹配,是造成1#误差较大的主要原因;峰值响应波长随势垒中Al组分的降低而增大,说明Al组分减小致使量子阱子带间距离缩小是导致峰值响应波长红移的原因。

氟基等离子体处理对高Al组分AlGaN肖特基接触反向漏电的改善

在沉积肖特基金属之前,对非掺的Al0.45Ga0.55N采用了不同时间的氟基等离子体处理,其中Al组分对应日盲波段。与未做氟基等离子体处理的样品相比,经过处理的Al0.45Ga0.55N肖特基二极管在反向-10V的漏电流密度随处理时间的增加而减少,其中处理1min的样品的漏电流密度减少了5个数量级。X射线光电子谱分析证明了处理过的样品表面Ga-F和Al-F键的形成。反向漏电的减少可能是由氟基等离子体处理耗尽了电子和有效钝化了表面态导致的。

分子束外延高Al组分AlGaN薄膜及Si掺杂研究

实现电学性能优良的高Al组分AlGaN外延层是制备深紫外光电器件最重要的环节之一。本工作利用分子束外延(MBE)技术,基于周期热脱附的生长方式,通过改变Al源供应量调控Al组分,并用Si进行n型掺杂,在AlN/蓝宝石衬底上得到了系列高Al组分的Si-Al_(x)Ga_(1-x)N外延层(x>0.60)。对外延层相关物理性质进行了表征测试,结果表明,外延层Al组分与生长过程中Al束流大小呈现线性关系,这为制备精确Al组分的AlGaN外延层奠定了基础。AFM结果表明,高Al组分AlGaN外延层的表面形貌强烈依赖于Ga的供应量,在生长过程中提高Ga束流可以显著降低外延层的粗糙度。基于范德堡法测量Si-AlGaN外延层电学性能,证实其载流子特性良好,其中Al组分为0.93的样品室温下自由电子浓度、电子迁移率和电阻率分别达到了8.9×10^(18)cm^(-3)和3.8 cm^(2)·V^(-1)·s^(-1)和0.18Ω·cm。