热固性聚合物基纳米复合材料具有优异的力学和热学等性能, 是当前材料科学领域的研究热点之一. 本文简述了热固性聚合物基纳米复合材料的制备方法, 总结了该领域近年来的研究进展, 介绍了几种热固性聚合物如环氧树脂、酚醛树脂、不饱和聚酯树脂、聚苯(萘)丙~~嗪树脂和热固性聚酰亚胺树脂基纳米复合材料的性能及影响因素, 并对今后的研究作了进一步的展望.

描述了两种估计高强钢中最大尺寸夹杂物的方法------统计极值(SEV)和广义Pareto分布(GPD)统计方法, 分别利用上述两种方法估计了不同体积的ADF1钢中最大夹杂物的特征尺寸, 并根据估计的夹杂物尺寸预测了不同体积的ADF1钢疲劳强度, 同时与实验结果进行了对比.

采用射频溅射法制备了纳米“铁磁金属--半导体基体”Fe-- In 2O3颗粒膜, 研究了颗粒膜中纳米Fe颗粒的晶格结构和尺度效应. 结果表明:Fe-- In 2O3颗粒膜中纳米Fe颗粒晶格发生畸变, 原子间距随颗粒尺寸的减小而增大; 纳米Fe颗粒的比饱和磁化强度M S和Curie温度T C随颗粒尺寸减小而降低. 探讨分析了Fe-- In 2O3颗粒膜中纳米Fe颗粒的M S和T C随颗粒尺寸变化的原因.

采用喷射成形技术制备了高Zn含量的超高强度Al--12.40Zn--2.68Mg--2.40Cu合金(质量分数, \%). 对合金进行热挤压, 在不同固溶温度和时间下对挤压合金进行固溶处理, 并进行力学性能测试. 结果表明: 随着固溶温度的升高及固溶时间的延长, 第二相富Cu颗粒随之相应溶解,再结晶晶粒合并与长大; 当固溶温度达到490℃时, 富Cu颗粒相基本溶解, 合金完全再结晶. 合金进行T6热处理后, 抗拉强度达到800 MPa以上, 延伸率为7.5%.

合金元素Cd的添加促进了铸造Al--Si--Cu--Mg合金的时效过程, 提高了合金的峰时效硬度,加快了合金的硬化速度. 当加入0.27%Cd时, 合金的强度提高了20%; 但加入量继续增大,强度反而降低. SEM, DSC和TEM分析显示, Cd加快了亚稳相的析出, 较早地形成了细小而密集的亚稳相; 同时, 较大的富Cd相、少量稳定相和过剩硅相质点的均匀析出, 对合金起到了第二相强化的作用. 在这两类析出相的共同作用下, 合金获得了高的峰时效强度. 但当合金中Cd的含量超过0.27%时, 会形成一些富Cd的多元相和纯Cd质点, 这些相的出现导致了合金机械性能的下降.

研究了Sn--58Bi共晶焊料与Cu的界面反应以及在Cu基体上化学镀Ni--P层的界面反应. 焊接温度为180℃, 焊接后时效温度范围为60---120℃, 时间为5---30 d. 利用SEM, EDAX, XRD对反应产物进行了鉴定. 结果表明, 焊料与Cu的界面反应产物为Cu6Sn5 与化学镀Ni--P层的界面反应产物为Ni3Sn4, 在Ni3Sn4与Ni--P层之间存在一层富P层. 在同样条件下,Cu6Sn5的生长速度要快于Ni3Sn4的速度. 化学镀Ni--P层中P含量较高时进一步抑制Ni/Sn界面反应生成Ni3Sn4的速度. 界面金属间化合物层生长动力学符合x=(kt) 1/2关系, 表明界面反应由扩散机制控制. 由实验结果计算, Cu6Sn5的表观激活能为90.87~kJ/mol; Ni3Sn4的表观激活能则与化学镀Ni--P层中P含量有关, 当镀层P含量为9%与16%(原子分数)时, 其表观激活能分别是101.43 kJ/mol与117.31 kJ/mol.

研究了高温高压下金刚石单晶合成时形成的Fe基金属包膜与触媒合金的Mossbauer参量, 并利用它们的差异, 讨论了包膜的催化作用. 结果表明, 虽然Fe基金属包膜与触媒合金中的含Fe相均为--(Fe, Ni)和Fe3C, 但包膜中的--(Fe, Ni)与触媒合金中的--(Fe, Ni)相比,同质异能移IS大于后者、超精细场Bhf小于后者. 这表明Fe基金属包膜内--(Fe, Ni)中Fe原子的3d层电子状态发生了变化, 包膜的--(Fe, Ni)在高温高压金刚石生长过程中是一催化相.

对Fe--Ni--Nb--Ti--C合金在850℃变形后的等温弛豫过程中位错组态的演变以及应变诱导析出过程进行了TEM观察分析. 样品的应力弛豫曲线可以明显地区分为三个阶段, 分别对应应变诱导析出的孕育、形核长大和粗化过程. 变形过程中产生的高密度、相互缠结的位错在等温弛豫过程中密度降低, 并逐渐形成胞状结构. 应变诱导析出在离散位错与胞界的位错网络上均能形核, 但离散位错上颗粒析出密度更大. 析出对位错产生的钉扎作用减缓了位错组态演变的进程. 一旦析出颗粒发生粗化, 则其钉扎作用减弱, 而位错则以绕过机制摆脱析出颗粒的钉扎.

对调质处理的45碳素结构钢进行了应变循环低周疲劳实验以及应力控制棘轮失效实验. 对于前者进行了带平均应变和不带平均应变的实验, 以研究平均应变对低周疲劳特性的影响; 对于后者研究了平均应力和应力幅值对棘轮失效的影响. 应变循环实验表明: 平均应变对循环饱和行为以及低周疲劳循环失效圈数并没有明显的影响, 但对材料的循环初期循环塑性行为有影响.棘轮失效实验结果表明: 当应力幅值较大而平均应力较小时, 材料的棘轮失效主要归于较大塑性应变幅值引起的低周疲劳破坏; 当平均应力较大而应力幅值相对较小时, 材料的棘轮失效主要归于较大的棘轮应变引起的材料韧性破坏, 其失效准则可以用最大单调极限应变来表征.

建立了描述喷射成形圆柱坯形状演化过程的数学模型, 找到了一种较为简便的计算屏蔽系数的方法, 研究了圆柱坯的生长规律. 模拟结果表明, 雾化参数、沉积盘的下拉速率和起始偏心距等是影响沉积坯形状演化的重要因素; 喷射角主要影响上部过渡区的形状; 而沉积盘转速在一定范围内变化时, 对沉积坯形状演化几乎没有影响. 喷射成形开始一段时间后, 沉积坯顶点的生长速率将等于沉积器的下拉速率. 在其它参数一定的情况下, 通过适当选取起始偏心距,可以缩短沉积坯进入稳态生长的时间. 模型结果与实验结果吻合较好. 提出了喷射成形圆柱坯工艺的设计思路.

熔制了14个不同成分的Al--Zn--Cu合金, 并进行了组织均匀化和平衡冷却至室温的处理.通过显微组织观察、X射线衍射分析和电子探针微区成分分析, 测定了这14个合金的相组成及成分, 还通过晶格常数变化和溶质浓度关系的分析, 对与CuZn4相的成分进行了计算, 并绘制出了Al--Zn--Cu系低Cu侧的室温相图. 结果表明: 在室温下Al--Zn--Cu系中存在稳定的化合物相, 实际确定的室温三相区是:明确了CuZn4中的最高Al含量远远小于原来认知的数值(18%), 应该小于7%.

电子封装无Pb化进程中, 对无Pb钎料可焊性镀层技术的发展和应用提出了要求.本文给出一种碱性焦磷酸盐镀液及其电沉积工艺, 以获得Sn--Ag无Pb焊料的可焊性镀层. 研究了镀液中的主盐浓度、电流密度、镀液温度及搅拌等工艺条件对镀层中Ag含量及镀层表面形貌的影响.

利用SEM观察了一种Ni基单晶高温合金[001]方向持久断裂的断口、纵向剖面和变形后的组织结构. 结果表明: 在760-1100℃温度范围内, 合金的断裂均属于韧性断裂. 在低于800℃的低温高应力下, 合金中的 相不形成筏形组织, 合金的断裂特征为纯剪切型断裂, 对显微疏松缺陷不敏感; 随着温度的增加和应力的降低, 相逐渐发生定向粗化, 形成筏形结构, 合金的持久断裂逐渐转变为微孔聚集型断裂, 气孔和疏松成为主要的裂纹源.

对低碳Mn--Cr系和低碳Mn--Si--Cr系低合金钢采用空冷和油淬方式分别处理成贝氏体/马氏体复相组织和马氏体组织, 探讨了显微组织和回火温度对钢的强韧性的影响. 电镜分析表明, 空冷处理的低碳Mn--Cr系和低碳Mn--Si--Cr系低合金钢中的贝氏体分别为典型贝氏体和无碳化物贝氏体. Formaster--F相变仪测定表明经空冷处理后, 两种钢复相组织中的贝氏体含量均约为20%. 力学性能实验表明, 空冷低碳Mn--Cr系合金钢在未回火状态下就具有较高的冲击韧度. 低碳Mn--Si--Cr系低合金钢油淬后的低温回火脆性开始温度约为220℃, 而空冷后其低温回火脆性开始温度提高至360℃以上. 示波冲击实验表明, 未回火状态的空冷低碳Mn--Cr系低合金钢和360℃回火后的空冷低碳Mn--Si--Cr系低合金钢具有较高的冲击韧度是由于在该状态下实验钢具有较高的裂纹扩展功所致. 因此, 空冷低碳Mn--Cr系合金钢可在未回火状态下使用, 空冷低碳Mn--Si--Cr系低合金钢必须在回火后使用, 经340---360℃回火后, 空冷低碳Mn--Si--Cr系低合金钢具有较高的强韧性. 图5参18

描述了两种估计高强钢中最大尺寸夹杂物的方法------统计极值(SEV)和广义Pareto分布(GPD)统计方法, 分别利用上述两种方法估计了不同体积的ADF1钢中最大夹杂物的特征尺寸, 并根据估计的夹杂物尺寸预测了不同体积的ADF1钢疲劳强度, 同时与实验结果进行了对比.

将具有{001}取向的柱状晶Ni样品分别冷轧到0%, 10%, 30%和50%, 用电子背散射图(EBSP)技术测量晶粒取向, 跟踪晶粒取向在轧制过程中的演变, 得到晶粒取向演变的统计性结果. 采用Taylor模型模拟晶粒取向的演变, 并与实验结果比较. 结果表明, 晶粒取向的演变主要受原取向的影响, 只有一部分晶粒取向的演变符合Taylor模型.

利用Ni催化探测器标定了地面模拟空间原子氧环境设备的原子氧密度. 原子氧源是利用微波ECR耦合O2气放电生成氧等离子体产生的. 纯Ni圆片在原子氧环境中首先暴露30min, 使其表面充分活化形成一层NiO. 探测器活化后测量其在不同条件下原子氧环境中暴露时的温度变化. 发现原子氧密度与气压和探测器轴向位置有关. 当气压从10-3 Pa—10-2 Pa之间变化时原子氧密度在10-16—10-17/m3之间变化. 采用聚酰亚胺侵蚀法测得的原子氧密度与Ni探测器确定的基本一致.

控制退火处理工艺使Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B非晶合金发生纳米晶化, 获得不同晶粒尺度和晶相体积分数的非晶纳米晶双相组织状态. 基于铁磁学严格Heisenberg自旋交换模型, 构造适合非晶纳米晶双相结构要求的双相自旋团聚点阵. 采用Monte Carlo模拟方法对上述双相自旋交换耦合点阵进行数值模拟计算.实验测定了经不同退火处理后双相Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金的纳米晶粒大小、纳米晶相所占体积分数以及晶间非晶相厚度对晶间非晶相Curie温度的影响. 发现晶间非晶相Curie温度与其厚度的倒数成线性关系.模拟计算与实验测量结果相符.

采用电阻法和透射电镜观察研究了应力对Al--3.88Cu(质量分数, %, 下同)和Al--3.87Cu--0.56Mg--0.56Ag合金时效析出相的影响, 结果表明: 外加应力促进原子团簇或GP区的形成但延缓和相的析出与长大;Al--Cu--Mg--Ag合金时效动力学过程存在一个调整微观结构演化的临界应力值,在大于该值的应力作用下将有助于原子团簇或GP区的析出; Al--Cu合金和 Al--Cu--Mg--Ag合金时效过程中引入外加应力导致沉淀相择优取向; 采用Eshelby弹性夹杂物理论计算外加应力与错配应力场间的相互作用可分析产生应力位向效应的原因.

采用常规熔铸和单辊快凝制备了CaCu5型贮氢合金La(Ni, Sn)（5+x）(x=0.1---0.4), 用X射线衍射及扫描电镜分析了合金显微形貌、纳米晶粒和晶体结构的特征及相互间关系. XRD Rietveld分析表明,常规熔铸方法制备的La--Ni--Sn三元合金含有数量较多的沿c轴定向排列的Ni--Ni“哑铃”对, 其纳米级晶粒呈扁平状, 电镜观察显示该合金具有粗大的树枝状形貌, 除La--Ni--Sn三元合金外, 在熔铸合金中尚有一定量的LaNi5合金和单质Sn存在. 单辊快凝制备的合金随着冷凝速度的加快, 合金的纳米级晶粒沿<001>晶面法线方向明显变长,但沿<100>晶面法线方向的尺寸长大较慢, 在高快凝速率下(10, 15, 20 m/s),合金的显微形貌由细小的柱状与等轴状晶块组合而成.

通过冷变形拉拔结合中间热处理, 制备了纤维相增强的Cu--12Ag(质量分数, %)合金,采用不同温度退火研究了合金导电性能和抗拉强度随显微组织变化的关系. 合金双相纤维复合组织在200℃热处理时无明显变化, 强度略有降低, 硬度和导电性能略有升高; 当热处理温度超过400℃时, 纤维组织演变为晶粒沿变形方向排列的等轴组织,合金强度及硬度显著下降, 电导率显著上升. 在热处理过程中, 如果再结晶晶粒仅局限于原纤维组织内部生长而使得整体组织仍能保持完整的纤维形态, 则合金能够表现出良好的强度与导电性匹配.