借助Tanaka用一维形核动力学方程导出的指数形式的相变分数,建立了一个新的形状记忆合金本构模型.提出在不同相变条件下可恢复形状记忆应变的表达式,考虑了材料在变形过程中马氏体的择优取向作用,克服了Tanaka系列模型不能描述材料处于完全马氏体状态时的力学行为的缺点.本模型比现有的形状记忆合金本构模型简单, 其正确性已得到实验的检验.

用复合熔盐净化与循环过热相结合的方法, 获得了最大210K过冷度,研究了DD3高温合金过冷熔体凝固组织的演化规律. 在所获得的过冷度范围内,凝固组织的形态发生两次晶粒细化: 发生第一次细化的过冷度为30~70K,因枝晶熟化、重熔, 高度发达的树枝晶转变为第一类粒状晶;发生第二次细化的过冷度超过153K,凝固组织因枝晶碎断和再结晶而转变为第二类粒状晶.

应用热力学稳定性好的氧化钙耐火材料, 提高精炼温度,强化碳脱氧的热力学和动力学条件, 实现了几种金属材料氧的高纯净.

以成分为Zr65Al7.5Cu17.5Ni10的元素粉末混合物及AlN颗粒为起始材料, 经机械合金化形成非晶态合金为基体的复合材料,AlN添加量为5%~30%(体积分数, 下同). 利用X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)和差示扫描量热计(DSC)分析了含AlN复合材料的结构特性、玻璃转变与晶化行为. TEM观察表明, AlN第二相粒子弥散分布在非晶Zr基合金基体上,粒子尺寸为20~200nm, 仍为初始的晶体结构.与未添加AlN的Zr基非晶态合金相比,含5%~10%AlN的复合材料仍表现出较宽的过冷液态温度区域,玻璃转变温度(Tg)和晶化激活能(Ex)没有显著变化,但晶化起始温度(Tx)向高温移动大约10K,导致过冷液态温度区域的扩宽. AlN含量增至30%, 明显的玻璃转变消失, Tx升高约20K.

在Cr-Mn-N奥氏体钢空蚀损伤的样品表面出现了高温η-Ni3Ti相和尺寸约为30nm的纳米晶. 前者是空蚀过程中的热效应所致,后者则是机械和热效应共同作用的结果.推测在Cr-Mn-N奥氏体钢空蚀试验时可能出现1100K左右的瞬时高温.发展抗空蚀材料除了应考虑常温组织和性能外,还应考虑材料的高温组织、性能和冷热疲劳性能.

用过渡金属氧化物对金红石单晶作无机敏化处理, 用UV-VIS, XFA,XRD和LRS等测试方法分析敏化前后的金红石单晶,研究无机敏化对金红石单晶光吸收特性的影响. 结果表明, Cr,Mn氧化物的敏化使金红石的本征吸收边红移, Co, Fe,V氧化物的敏化使吸收边的尾部抬高.Cr离子与基质晶体形成了固溶体Cr2TiO5是吸收边红移的原因,Cr2TiO5在可见波段有光吸收, 敏化样品的吸收边正是固溶体的吸收边。

采用间隙取样法, 用扫描电子电镜观测聚苯乙烯/聚丙烯合金的相分布,求出分散相的粒径, 研究了熔融共混过程中分散相粒径的变化规律. 结果表明,分散相粒径随着体系内分散相含量的增加而增大;粒径不仅受剪切速率大小的影响, 还受分散相和连续相动态弹性模量的制约;在共混过程中, 分散相粒子大小的变化主要发生在共混的初期,在共混的后期粒径趋于稳定.

用压淬法在4GPa静高压下, 以50K/s的冷却速率冷却熔化的Mg和Zn原料,制备出块体的Mg-Zn纳米合金. 该纳米合金由Mg7Zn3和未知相组成.研究了在高压下压力与合成产物相组成及晶粒度间的关系并讨论了块体纳米晶形成的机理.

研究了不同基体的活性炭纤维对CO2、N2、O2及Xe的吸附规律等温线, 发现CO2与Xe具有相似的吸附规律,N2、O2则有所不同. X光电子能谱表明,吸附氙气后活性炭纤维的结构未发生变化.根据吸附等温线计算了吸附系统的吸附热与吸附量的关系.

利用W/O微乳液法, 分别由水/Span80或DBS/正戊醇/环己烷形成W/O微乳液,将钛醇盐在微乳中以水核为中心水解, 制得包覆表面活性剂的TiO2粒子.包覆表面活性剂可显著提高TiO2的电流变活性,且非离子型表面活性剂的效果远好于离子型表面活性剂.一种典型的颗粒/硅油体积比为31%的电流变液在3kV/mm直流电场下的剪切应力为1.4kPa, 约为纯TiO2的3倍, 漏电流密度小于25μA/cm2.当Span80与TiO2的质量比为7%~13%时有最佳电流变效应.包覆适量的非离子表面活性剂可明显优化电流变液的温度效应,改善颗粒的悬浮稳定性.

抗水化处理的AlN粉体为原料,研究了埋粉条件对添加Sm2O3的AlN陶瓷显微结构和导热性能的影响.结果表明, 在不加埋粉烧结条件下试样周围的还原性气氛增强有助于形成较高Sm/Al比的晶界相, 不加埋粉有利于晶界相的排出.这些因素均有助于提高AlN陶瓷的热导率.不加埋粉在1830℃烧结可获得热导率为166W/(m•K)的AlN陶瓷.

以酚醛压塑粉为原料, 用炭化法制备了平均孔径为0.30~3.3μm、孔径分布狭窄、孔隙率为40%~55%的管状炭膜. 研究了原料粒度、成型压力、添加剂种类及含量等对膜的平均孔径和孔径分布的影响,测定了膜的水和N2通量, 并用扫描电镜观察膜的形态结构. 结果表明,随着原料粒度的增加和成型压力的减小, 炭膜的平均孔径增大, 孔径分布变宽,气体通量和水通量增大. 添加剂对炭膜性能也有影响.将所制得的炭膜用于染料水处理, 取得了较好的效果.

利用亚稳奥氏体不锈钢低温拉伸曲线的特点,提出了表征相变诱发塑性增量的量化指标:单位体积分数的马氏体诱发的平均塑性增量D及本征塑性增量DI,且D近似等于DI. 对三种材料的相变诱发塑性的研究表明:钢中碳含量的增加使D值降低, 降低层错能的合金元素有利于D的增加,而应变速率对D不产生明显的影响.

为了降低大直径CZSi单晶生长过程中氧的引入, 采用不同的热场,通过最优化方法, 得到了适于大直径(154mm)晶体生长的热场温度分布,使熔体的纵向温度梯度下降, 热对流减小, 硅单晶中氧含量降低.

首次以混甲酚(J)和甲醛(F)为原料,在NaOH(C)催化作用下制备混甲酚甲醛气凝胶(JF),考察了制备条件与气凝胶性能的关系,并用TG、TEM、NMR、FT-IR、N2吸附表征了气凝胶结构. 结果表明,JF气凝胶的密度随反应物浓度和催化剂含量的增加而增加,混甲酚与甲醛溶胶-凝胶过程中形成的交联键是亚甲基醚键和亚甲基键,JF气凝胶最可几孔径约30nm, 网络粒子直径约20nm, 是典型的中孔材料.有机气凝胶热解可以得到炭气凝胶, 在300~600℃之间JF气凝胶失重显著.

计算了用Ca还原La2O3生成纯金属La(3Ca+La2O3=2La+3CaO),La与Ni反应生成LaNi5合金(La+5Ni=LaNi5)的标准吉布斯自由能和吉布斯自由能变化, 以及反应平衡时的钙分压.在1223, 1273, 1323, 1373K温度下制得了LaNi5合金,XRD鉴定了反应产物的物相, 热力学计算说明在La-Ni系化合物中生成物只能是LaNi5.

用物理模拟方法研究了铁素体不锈钢EB26-1焊接热影响区HAZ的晶粒长大,通过在不同规范下的等温晶粒长大物理模拟与分析, 并结合焊接试验,建立了HAZ晶粒长大的模型. 该模型成功地将Arrhenius公式用于热影响区晶粒长大计算,给出了焊接HAZ存在很陡的温度梯度对晶粒长大起阻碍作用的“热钉轧”效应,为选择合适的焊接规范和计算机模拟提供了依据。

选用Vectra A950热致液晶共聚酯(LCP), 制备热致液晶共聚酯(LCP)/聚酰胺6(PA6)/苯乙烯－马来酸酐无规共聚物(RSMA)三元共混物, 采用注射成型的方法实现原位复合.测定复合材料的熔体流变性能、FTIR光谱、动态力学性质和共混物形态结构,研究了RSMA对聚酰胺6/热致液晶共聚酯共混体系的增容作用. 结果表明,RSMA的加入提高了LCP/PA6共混体的熔体粘度; RSMA与LCP和PA6发生酯化、酰胺化反应, 改善了LCP与PA6之间的相容性, 使两者的玻璃化温度相互靠近,提高了LCP在PA6基体中的分散, 增强了两相之间的界面粘接.

研究了P91铁素体耐热钢分别在KCl、ZnCl2以及KCl-ZnCl2混合盐膜下在450℃氧化性气氛中的腐蚀. 结果表明,合金在三种盐膜下均发生了加速腐蚀, 在混合盐膜下的腐蚀最为严重.形成的氧化膜厚且疏松, 与基体的粘附性较差.在氧化膜/合金界面均发生氯的富集,而在基体内还出现了由氯导致的局部腐蚀. 讨论了合金发生加速腐蚀的机制.

研究了脉冲电流对2091铝锂合金超塑变形中动态再结晶及动力学的影响.结果表明, 脉冲电流加速动态再结晶, 减小形核时的平均晶粒直径.脉冲电流能加快位错墙的形成并使其角度增大, 使再结晶形核率提高.脉冲电流加快位错在晶界上的攀移及消失、减小形核界面两边的能量差,降低形核界面的迁移速率及再结晶形核的长大速率.分析了脉冲电流作用下的动态再结晶动力学行为.

合成了四硫代钼酸镉(CdMoS4)粉末, 采用热重分析评价了其热稳定性,用X光电子能谱(XPS)及X射线衍射(XRD)分析了摩擦表面,研究了其作为固体润滑剂在室温至500℃下的摩擦磨损行为. 结果表明,Sialon陶瓷—钢摩擦副在CdMoS4润滑下在从室温到400℃的温度范围内具有较低的摩擦系数, CdMoS4粉末在摩擦过程中发生了摩擦化学反应,硫元素将钼还原为低价态的二硫化钼, 从而降低了摩擦系数.

根据在室温与2500℃之间测量的石墨化与未石墨化C/C复合材料的强度、弹性模量、热导率和热膨胀系数, 计算出两种材料抗热应力因素随温度的变化.结果表明, 石墨化材料抗热应力能力总是好于未石墨化材料;未石墨化C/C材料在1300℃左右抗热应力因素出现最低点,预示这种复合材料在这个温度附近由于热应力损毁的可能性最大.