金属材料表面纳米化的研究现状

概述金属材料表面纳米化研究的现状,包括表面纳米化的基本原理、制备方法、结构特征和功能特性,并对表面纳米化研究的发展进行展望。

形变导致渗碳体(Fe_3C)分解的电子显微学研究

本文利用TEM和XRD研究了两种形态的珠光体钢形变导致渗碳体(Fe3C)分解的现象,发现Fe3C的形态影响其分解的方式。在变形的初始阶段,片状和粒状Fe3C分别通过热力学机制和位错机制分解。而且形变导致Fe3C分解是一个动态过程,在严重塑性变形情况下,仅根据碳原子最终的位置不能判断Fe3C的分解机制,只有经过中小变形量后样品中碳原子的位置才能真实反映Fe3C的分解方式。

AZ91镁合金的动态应力-应变行为及其应变率效应

利用Hopkinson压杆技术对AZ91镁合金进行了冲击压缩实验,分析了该合金在铸态和固溶及时效处理后的动态应力-应变行为及其应变率效应。结果表明:在102-103s-1应变率下,随应变率提高,AZ91镁合金在铸态和固溶及时效处理后的应力-应变曲线均具有先升高(正应变率效应)而后下降(负应变率效应)的特性,最大应变也连续增大,且随应变增加,流动应力显著增大。这主要是-αMg基体的加工硬化、-βMg17Al12相和Mg-Al-Mn相的晶界强化与沉淀强化、热软化及孔洞或裂纹的产生与发展所致。

高速冲击载荷下Mg-Li合金的动态裂纹扩展行为

利用Hopk inson压杆实验装置对二种单相Mg-L i合金的三点弯曲试样进行了冲击实验,分析了不同结构Mg-L i合金的动态裂纹扩展特性及其微观断裂机制。结果表明:在高速冲击条件下,单相Mg-L i合金的裂纹扩展主要是减速过程,且随L i含量增加,由于合金组织结构的转变(hcp→bcc),加之合金中A l的添加而沉淀的MgL i2A l与A lL i粒子的作用,致使Mg-L i合金的裂纹扩展速度显著降低。其中,Mg-3.3L i合金的最大裂纹扩展速度达1253.37 m/s,而Mg-14L i合金的最大裂纹扩展速度为935.56 m/s。此外,在高速冲击条件下,Mg-3.3L i合金产生沿晶脆性断裂,而Mg-14L i合金主要为延性断裂。

热处理对Ti2448合金冷轧板组织和性能的影响

研究了热处理对Ti-24Nb-4Zr-8Sn(Ti2448)合金冷轧板材的显微组织和力学性能的影响,结果表明:Ti2448合金的杨氏模量和力学性能对其显微组织很敏感.在550-850℃,随着退火处理温度的升高Ti2448合金板材的晶粒长大,强度和杨氏模量降低而塑性提高;在400-500℃时效处理,合金中析出α相,控制时效时析出α相的形貌、含量和析出位置,可以调节合金强度、杨氏模量和塑性之间的匹配关系;控制热处理温度和时间可以实现高强度、低杨氏模量和良好室温塑性的匹配.

Mg-Y-Nd合金中的析出相

利用电子显微镜对一种时效后的Mg-Y-Nd合金中析出相(β相)进行了研究。给出了分别沿β相[0001]与[1120]晶带轴方向观察时的形貌特征。分析表明,β相在基体中沿3个不同的〈1120〉方向生长,且β相沿〈0001〉α和〈1120〉α方向生长的速度要远大于沿〈1100〉方向的生长速度。通过对β相与基体之间不同的错配度分析说明了β相沿〈0001〉α不同方向生长速度的不同原因。

铸造Mg-RE合金的显微结构及其蠕变行为

研究了铸造Mg-RE合金的高温蠕变特性,通过SEM和TEM观察,讨论与分析了该合金的蠕变机制.结果表明:在473K、应力低于100MPa条件下,该合金具有良好的蠕变抗力,其稳态蠕变速率低于2.66×10^(-6)s^(-1);富含Ce、La、Nd等稀土元素的共晶β相和蠕变期间动态沉淀产生的晶界强化及沉淀强化是该合金的主要强化机制,而孪晶切变和共晶β相开裂致使其高温蠕变抗力显著降低。

Q235钢表面纳米化处理对离子注入的影响

通过高能喷丸处理,在Q235低碳钢的表面得到了一层约20μm厚的纳米晶组织,然后使用金属蒸汽弧离子注入机(MEVVA)对表面纳米化处理前后的试样进行了钛离子注入。研究结果表明,Ti注入Q235钢后,浓度基本上服从Guass分布;经过表面纳米化处理的样品,注入元素浓度与未经处理的相比有了很大的提高,而离子注入的深度则变化不大。浓度升高的主要原因可能是经过表面纳米化处理的试样表面层含有更多的缺陷,注入原子与这些缺陷的交互作用导致了其固溶度的超额增加。

管线钢的反向应变率效应及剪切形变带

利用Hopkinson压杆加载装置对圆柱状热处理态X70管线钢试样进行了动态冲击压缩实验,研究了损伤微结构演化与宏观力学行为之间的对应关系。结果表明:在.ε≤2.5×103s-1条件下,以马氏体组织为主的淬火X70管线钢变形抗力及变形能力较差,当其内部损伤引起的材料软化起主导作用时,材料表现出反向应变率效应;在应变率高达2.5×103s-1变形条件下,淬火态X70管线钢产生了剪切形变带,并且带内及周围都出现了孔洞,带内硬度明显增加。

一个表征非晶形成能力的新参数

基于文献数据的统计分析,获得了非晶形成能力新参数的表达式ζ=Tg/(Tl-Tx)a.Tx-Tg/(Tl)b。用线性回归方法推导出形成非晶合金的临界尺寸Dmax与ζ的经验公式为Dmax/mm=(1.061±0.067)ζ+(2.490±0.325)。与其他判据相比,这两个公式更加可靠,适用于多种合金体系。

Zr基大块非晶合金的动态力学性能

采用熔体喷铸的方法制备了板状非晶合金Zr55Al10Ni5Cu30,研究了Zr55Al10Ni5Cu30的动态力学性能.实验结果表明:在玻璃转变温度以下,大量原子仍处于"冻结"状态,原子运动微弱,内耗较小;在过冷液相区合金由非晶态向粘流态转变,原子解冻为自由原子的过程中,需要克服较大的摩擦力,模量变化急剧,内耗较大,并在玻璃转变温度下这种损耗将达到极大值;由于非晶合金Zr55Al10Ni5Cu30本身的粘弹性成分较大,由储能模量、损耗因子确定的玻璃转变温度相差将近50℃.

有机硅/二氧化硅杂化涂层抗原子氧侵蚀性能研究

采用溶胶-凝胶法,以一甲基三乙氧基硅烷(MTES)和正硅酸乙酯(TEOS)为原料,乙醇为溶剂,盐酸为催化剂,通过溶胶-凝胶法制备出分子级复合的SiO2杂化有机硅树脂,浸涂在聚酰亚胺表面干燥后获得了透明致密的涂层。采用自己研制的空间综合环境地面模拟设备对试样进行了原子氧暴露实验。测试表明,溶胶-凝胶制备的有机硅/SiO2涂层抗原子氧侵蚀性能优异,抗原子氧侵蚀性能比聚酰亚胺基体提高了2个数量级以上。经AO暴露后的杂化涂层质量几乎没有发生变化。经FTIR和XPS分析表明,在原子氧暴露后涂层表面产生的是SiO2陶瓷层。SEM分析表明无涂层的聚酰亚胺原子氧暴露后表面非常粗糙,表面呈现地毯状形貌而涂覆涂层试样暴露前后表面形貌没有发生变化。采用紫外-可见光-近红外分光光度计对涂覆有机硅/SiO2涂层试样分析表明,原子氧暴露前后试样表面的光学性能也未发生变化。实验证明,制备抗原子氧侵蚀的防护涂层的溶胶-凝胶法是一种行之有效的方法。