Ti-6Al-4V合金的室溫蠕變行為 1000     

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研究了Ti-6Al-4V鈦合金板材的室溫蠕變行為及其對(duì)合金后續(xù)使用性能的影響。結(jié)果表明：合金的宏觀織構(gòu)、應(yīng)力水平以及預(yù)塑性應(yīng)變都顯著影響其室溫蠕變行為。在加載方向上合金的<0001>峰值極密度越高，則其加工硬化指數(shù)越大、蠕變指數(shù)越小、室溫蠕變性能越好。足夠大的應(yīng)力，是合金發(fā)生室溫蠕變的必要條件。只有在蠕變應(yīng)力不小于0.85σy的條件下才能觀察到較為明顯的室溫蠕變，且室溫蠕變效應(yīng)隨著蠕變應(yīng)力水平的增大而增大。在室溫下無論是蠕變還是單調(diào)加載引起的塑性應(yīng)變，都抑制合金的后續(xù)蠕變行為。預(yù)加的塑性應(yīng)變雖然抑制合金的后續(xù)蠕變應(yīng)變，卻使合金的后續(xù)疲勞性能惡化。

Ti-Zr-Cu合金的抗菌性能和體外生物相容性 262     

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采用平板共培養(yǎng)法測(cè)定Ti-Zr-Cu合金表面的菌落數(shù)，通過CCK8細(xì)胞增殖檢測(cè)、鬼筆環(huán)肽細(xì)胞染色觀察細(xì)胞核和細(xì)胞骨架形貌、細(xì)胞凋亡和黏附能力測(cè)定，研究了Ti-Zr-Cu合金的抗菌性能和體外生物相容性。結(jié)果表明，空白樣品和Ti-Zr合金表面上的菌落密集，而Ti-Zr-Cu合金表面上的菌落數(shù)極少。Ti-Zr-Cu合金對(duì)金黃色葡萄球菌和大腸桿菌的抗菌率分別達(dá)到98.28%和97.67%，表現(xiàn)出優(yōu)異的抗菌性能。MC3T3-E1在Ti-Zr-Cu合金表面培養(yǎng)1、4、7 d的相對(duì)增值率分別為168.8%、109.8%和106.5%，均高于100%，表明這種合金沒有細(xì)胞毒性。細(xì)胞在Ti-Zr-Cu合金表面上的附著和鋪展良好，有利于貼壁細(xì)胞在其表面黏附和進(jìn)一步增值，表明Ti-Zr-Cu合金具有良好的生物相容性。Ti-Zr-Cu合金對(duì)細(xì)胞凋亡沒有不良影響。從Ti-Zr-Cu合金表面細(xì)胞的SEM照片可見細(xì)胞的粘附正常，也表明其具有良好的生物相容性。

表面劃傷對(duì)690TT合金傳熱管腐蝕行為的影響 579     

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制備三種表面有不同深度劃傷的690TT合金傳熱管試樣并觀察劃傷導(dǎo)致的微觀組織變化，研究了表面劃傷對(duì)腐蝕、應(yīng)力腐蝕行為的影響。結(jié)果表明：在傳熱管表面劃傷的劃傷堤和劃傷谷附近出現(xiàn)了嚴(yán)重的塑性變形，并在劃傷堤附近產(chǎn)生了大量的滑移臺(tái)階和撕裂變形征；劃傷深度對(duì)不同劃傷區(qū)域腐蝕產(chǎn)物的形貌、成分和分布等沒有明顯的影響；隨著劃傷深度的增大SCC裂紋的數(shù)量和長度都呈增加的趨勢(shì)，說明材料的SCC敏感性增強(qiáng)；劃傷產(chǎn)生的滑移臺(tái)階、微裂紋等缺陷，易成為SCC裂紋優(yōu)先萌生位置。

基于α''組織設(shè)計(jì)適于激光立體成形的新型高塑性Ti-4.13Al-9.36V合金 902     

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為了提高Ti-6Al-4V合金的加工硬化率和塑性，基于其團(tuán)簇成分式12[Al-Ti12](AlTi2)+5[Al-Ti14](V2Ti)設(shè)計(jì)成分式為4[Al-Ti12](AlTi2)+12[Al-Ti14](V2Ti)的(Ti-4.13Al-9.36V, %)合金，采用激光立體成形工藝制備Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V(對(duì)比合金)，研究了沉積態(tài)和固溶溫度對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，沉積態(tài)Ti-4.13Al-9.36V和Ti-6.05Al-3.94V合金的顯微組織均由基體外延生長的初生β柱狀晶和晶內(nèi)細(xì)小的網(wǎng)籃α板條組成。Ti-6.05Al-3.94V合金的初生β柱狀晶的寬度約為770 μm，α板條的寬度約為0.71 μm；而Ti-4.13Al-9.36V合金的初生β柱狀晶的寬度顯著減小到606 μm，α板條的寬度約為0.48 μm。經(jīng)920℃固溶-淬火處理后Ti-6.05Al-3.94V樣品的顯微組織為α'+α相，其室溫拉伸屈服強(qiáng)度約為893 MPa，抗拉強(qiáng)度約為1071 MPa，延伸率約為3%。經(jīng)750℃固溶-淬火處理后Ti-4.13Al-9.36V樣品的顯微組織為α''+α相，與α'馬氏體相比，應(yīng)力誘發(fā)的α''馬氏體能顯著地提高合金的加工硬化能力，其室溫拉伸屈服強(qiáng)度約為383 MPa，抗拉強(qiáng)度約為 989 MPa，延伸率達(dá)到了17%。這表明，根據(jù)團(tuán)簇理論模型調(diào)控α''+α的顯微組織能有效提高激光立體成形Ti合金的加工硬化能力和塑性。

Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金板材的低周疲勞行為 328     

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進(jìn)行Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金板材的室溫低周疲勞實(shí)驗(yàn)，對(duì)比研究了軸向平行于軋制方向(RD方向)和垂直于軋制方向(TD方向)試樣的低周疲勞行為。結(jié)果表明：對(duì)于0.4%~0.8%的外加總應(yīng)變幅，RD和TD方向合金試樣的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為均呈現(xiàn)出循環(huán)穩(wěn)定；對(duì)于相同的外加總應(yīng)變幅，TD方向合金的循環(huán)應(yīng)力幅值高于RD方向，而RD方向合金的疲勞壽命高于TD方向。對(duì)于RD和TD方向，Al-5.4Zn-2.6Mg-1.4Cu合金的塑性應(yīng)變幅、彈性應(yīng)變幅與載荷反向周次均呈線性關(guān)系。在低周疲勞加載條件下，裂紋在疲勞試樣的自由表面以穿晶方式萌生和擴(kuò)展。

電子束冷床熔煉TC4鈦合金的熱變形行為 757     

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使用Gleeble-3800熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行一系列熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，研究了電子束冷床熔煉TC4鈦合金在變形溫度為850℃~1100℃、應(yīng)變速率為0.01 s-1~10 s-1條件下的熱變形行為。根據(jù)真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線分析變形參數(shù)對(duì)流變應(yīng)力的影響，分別建立電子束冷床熔煉TC4鈦合金在(α+β)兩相區(qū)和β單相區(qū)的Arrhenius本構(gòu)模型，繪制了基于動(dòng)態(tài)材料模型的熱加工圖。結(jié)果表明：流變應(yīng)力隨著溫度的提高和應(yīng)變速率的增大而降低；(α+β)兩相區(qū)的熱變形激活能Q=746.334 kJ/mol，β單相區(qū)的熱變形激活能Q=177.841 kJ/mol；用相關(guān)系數(shù)法和相對(duì)平均誤差分析了模型的誤差，相關(guān)系數(shù)R2=0.995，相對(duì)平均誤差A(yù)ARE=5.04%。這些結(jié)果表明，所建立的模型較為準(zhǔn)確，可準(zhǔn)確預(yù)測(cè)其熱變形流變應(yīng)力；合金的最佳加工區(qū)域?yàn)椋鹤冃螠囟?000~1100℃、應(yīng)變速率0.01~0.1 s-1。

CMT成型TC4-DT合金的組織及其形成機(jī)理的CET模型預(yù)測(cè) 1035     

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采用冷金屬過渡模式(Cold Metal Transfer, CMT)的同軸送絲電弧熔絲增材制造技術(shù)制備了TC4-DT鈦合金直壁墻試塊，對(duì)其高低倍組織及其形成機(jī)理進(jìn)行了研究，使用3D-Rosenthal模型對(duì)其凝固過程進(jìn)行了模擬計(jì)算。低倍組織表明，弧形熱影響區(qū)為細(xì)等軸晶，堆積區(qū)底層為細(xì)柱狀晶區(qū)，中層和頂層為等軸晶與短柱狀晶的混合。這種組織，與電子束熔絲和旁軸送絲電弧熔絲的粗大柱狀晶組織有明顯的不同；堆積區(qū)的高倍組織以編織狀的α相板條為主，在部分原始β晶界可見連續(xù)的晶界α相和集束狀α相板條，且有熱影響層界線，與電子束熔絲和旁軸送絲電弧熔絲的高倍組織接近。模擬計(jì)算的結(jié)果表明，熔池邊界的最大溫度梯度約為12652.6 K/cm，最大凝固速度約為1.5 cm/s，該凝固條件處于柱狀晶-等軸晶轉(zhuǎn)變(Columnar-Equiaxed Transformation, CET)模型中的混合組織區(qū)；根據(jù)計(jì)算結(jié)果，提高輸入功率(P)和焊槍移動(dòng)速度(V)可促進(jìn)等軸晶的生成，當(dāng)P>153 W、V>3.2 mm/s時(shí)可得到柱狀晶與等軸晶混合的低倍組織，且晶粒尺寸隨著V的增大呈減小的趨勢(shì)。

Inconel 600合金中不同類型晶界處鉻的濃度 383     

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應(yīng)用TEM、EDS和EBSD等技術(shù)研究了Inconel 600合金在715℃時(shí)效過程中不同類型晶界處碳化物的結(jié)構(gòu)、形貌和晶界附近Cr濃度的分布。結(jié)果表明，不同類型晶界處碳化物的結(jié)構(gòu)和形貌有較大的不同：在Σ3c晶界析出的碳化物很少，在Σ3i晶界析出不規(guī)則形狀的M23C6碳化物，在Σ9晶界析出較大的M23C6碳化物顆粒，在Σ27晶界隨機(jī)析出粗大的M7C3碳化物顆粒。富Cr碳化物在晶界的析出使晶界附近貧鉻，在相同的時(shí)效條件下晶界的Σ值越高其附近貧鉻越嚴(yán)重。隨著時(shí)效時(shí)間的延長各晶界附近貧鉻區(qū)的寬度不同程度地增大，時(shí)效15 h貧鉻區(qū)的深度最大，時(shí)效50 h后深度不同程度地減小。

固溶溫度對(duì)亞穩(wěn)β鈦合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn的組織和拉伸性能的影響 668     

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對(duì)自主設(shè)計(jì)的新型亞穩(wěn)β鈦合金Ti-4Mo-6Cr-3Al-2Sn(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))在不同溫度進(jìn)行固溶和固溶時(shí)效處理，觀察其顯微組織和測(cè)試室溫拉伸性能。結(jié)果表明：隨著固溶溫度的提高固溶態(tài)組織中的初生α相減少，當(dāng)固溶溫度高于相變點(diǎn)后初生α相完全消失，幾乎全部為明顯長大的粗大β晶粒。固溶溫度為900℃的固溶態(tài)合金具有良好的強(qiáng)度和塑性匹配，屈服強(qiáng)度為898.7 MPa、抗拉強(qiáng)度為962.5 MPa、斷裂伸長率為12.7%。在不同溫度固溶處理的時(shí)效態(tài)合金，均析出了細(xì)小的次生α相。固溶溫度低于相變點(diǎn)時(shí)，在初生α相間析出的細(xì)小次生α相呈60°或者平行交錯(cuò)排列；固溶溫度高于相變點(diǎn)時(shí)初生α相幾乎完全消失，隨著固溶溫度的提高析出的次生α相片層間距變大并粗化。在所有固溶溫度下，時(shí)效態(tài)組織中沿原始β晶界處均析出了連續(xù)的晶界α相，合金的塑性均較差。經(jīng)過750℃/0.5 h固溶和500℃/4 h時(shí)效的合金具有良好的強(qiáng)度和塑性匹配，其抗拉強(qiáng)度為1282 MPa，屈服強(qiáng)度為1210.6 MPa，斷裂伸長率為5.3%。

Ti-62A合金動(dòng)態(tài)軟化速率異常的熱力學(xué)解釋及其應(yīng)變補(bǔ)償本構(gòu)方程 308     

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使用Gleeble-3800 熱模擬試驗(yàn)機(jī)研究了Ti-62A合金在變形溫度為800~950℃、應(yīng)變速率為0.001~10 s-1條件下的熱壓縮變形行為。結(jié)果表明，隨著變形溫度的提高出現(xiàn)Ti-62A合金的動(dòng)態(tài)軟化率降低的反?，F(xiàn)象。(α+β)雙相鈦合金中Mo、Cr等β穩(wěn)定元素的原子活性隨著溫度的升高而逐漸降低和β相比例增大，Jmatpro軟件的熱力學(xué)計(jì)算表明(α+β)雙相鈦合金的這一現(xiàn)象與此有密切關(guān)系。而α鈦合金和β鈦合金出現(xiàn)動(dòng)態(tài)軟化速率降低，與加工溫度升高β相比例增大的關(guān)系更密切。從800℃升高到950℃，Ti-62A合金中β相的比例由32.1%提高到84.3%，Mo、Cr活性的降幅均達(dá)到64%。這些因素使變形過程中Ti-62A合金的晶界遷移速度和動(dòng)態(tài)軟化速率均隨變形溫度升高而降低，其950℃的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線多為典型的動(dòng)態(tài)回復(fù)型。α相的含量隨著變形溫度的提高而降低，且在較高的變形溫度下β相的晶粒尺寸也較為粗大。構(gòu)建的基于應(yīng)變補(bǔ)償?shù)腡i-62A合金Arrhenius變形抗力模型，能較好地預(yù)測(cè)合金的流變應(yīng)力行為，其相關(guān)系數(shù)R達(dá)到0.990，預(yù)測(cè)值與實(shí)測(cè)值的平均相對(duì)誤差為8.983%。

循環(huán)流速對(duì)磁化銅電解過程的影響 644     

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用磁場(chǎng)的協(xié)同作用改善Cu2+的擴(kuò)散性能和強(qiáng)化銅電解的自凈化過程，使陰極銅的質(zhì)量提高。從離子磁性和離子水合作用的角度，進(jìn)行不同流速下強(qiáng)磁場(chǎng)磁化銅電解液的實(shí)驗(yàn)，研究了洛倫茲力和磁場(chǎng)梯度力對(duì)Cu2+擴(kuò)散性能、雜質(zhì)離子濃度和陰極銅表觀質(zhì)量的影響，分析了垂直取向磁場(chǎng)和水平取向磁場(chǎng)強(qiáng)化銅電解的機(jī)理。結(jié)果表明：磁場(chǎng)能強(qiáng)化對(duì)流、減弱氫鍵締合程度、降低離子水合作用、提高體系能量、促進(jìn)Cu2+擴(kuò)散性能和砷銻鉍等雜質(zhì)離子的沉降速度，從而提高電解液的清晰度和增強(qiáng)陰極銅表觀質(zhì)量；但是，磁場(chǎng)增加微氣泡和溶解氧量并隨著循環(huán)流速的提高而增大，使電解液表面張力增大而導(dǎo)致磁場(chǎng)的協(xié)同作用失效。在磁化銅電解過程中，存在一個(gè)提高陰極銅質(zhì)量的最佳循環(huán)流速。

SiC泡沫陶瓷/球墨鑄鐵雙連續(xù)相復(fù)合材料的氣固兩相流沖蝕性能 692     

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將SiC泡沫陶瓷氧化后用擠壓鑄造法制備了SiC泡沫陶瓷/球墨鑄鐵(DI)雙連續(xù)相復(fù)合材料(SiCfoam/DI)。使用氣固兩相流沖蝕磨損試驗(yàn)機(jī)對(duì)比研究了沖蝕時(shí)間(t)、粒子速度(ν)和沖蝕角度(α)對(duì)SiC顆粒/球墨鑄鐵復(fù)合材料(SiCp/DI)、SiCfoam/DI復(fù)合材料和DI沖蝕性能的影響，并分析了沖蝕機(jī)理。結(jié)果表明：隨著沖蝕時(shí)間的增加三種材料的沖蝕速率逐漸減小并趨于穩(wěn)定；隨著粒子沖擊速度的提高DI的沖蝕速率逐漸增加，沖蝕速率與ν2.95成正比；在沖擊速度小于87.5 m/s時(shí)SiCp/DI和SiCfoam/DI復(fù)合材料的沖蝕速率相近，沖擊速度大于87.5 m/s時(shí)SiCp/DI復(fù)合材料的沖蝕速率明顯地比SiCfoam/DI復(fù)合材料的高。隨著沖蝕角度的增大DI呈現(xiàn)出脆性材料的沖蝕特征，SiCp/DI和SiCfoam/DI表現(xiàn)出典型的塑性材料的沖蝕特征，最大沖蝕速率對(duì)應(yīng)的沖蝕角為45°。低角度時(shí)DI的沖蝕機(jī)理為微切削，高角度時(shí)為沖蝕坑和微裂紋。用高速粒子沖擊時(shí)，由于SiC泡沫陶瓷的整體增強(qiáng)作用和陰影保護(hù)效應(yīng)，SiCfoam/DI比SiCP/DI和DI具有更高的抗沖蝕磨損性能。

Mg-13Gd-1Zn合金的組織與力學(xué)性能 299     

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研究了鑄態(tài)、退火態(tài)、擠壓態(tài)和T5時(shí)效態(tài)Mg-13Gd-1Zn三元合金的顯微組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明，合金的鑄態(tài)組織由α-Mg、(Mg,Zn)3Gd和14H-LPSO長周期相組成。合金在均勻化退火和熱擠壓后的直接時(shí)效(T5)過程中都發(fā)生了晶內(nèi)14H-LPSO相的沉淀析出，表明合金中14H-LPSO的沉淀相變發(fā)生在一個(gè)很寬的溫度范圍(200~510℃)。在擠壓后合金的直接時(shí)效(T5)過程中發(fā)生了β'及β1相的沉淀析出。在沉淀強(qiáng)化和LPSO強(qiáng)化的共同作用下，合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為197 MPa、397 MPa和2.56%。在200℃/80 MPa和200℃/120 MPa兩種實(shí)驗(yàn)條件下，Mg-13Gd-1

高熵合金FeCoNiTi的微觀組織演變和強(qiáng)韌化行為 751     

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使用熱力學(xué)軟件設(shè)計(jì)了一種新型雙相高熵合金(FeCoNiTi)，利用真空電弧熔煉和熱處理制備出FeCoNiTi高熵合金塊體材料。表征結(jié)果表明，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金由層狀結(jié)構(gòu)的Laves相和魏氏體板條FCC相組成。在室溫下FeCoNiTi高熵合金具有良好的綜合力學(xué)性能(抗壓強(qiáng)度σb=2.08 GPa，壓縮應(yīng)變?chǔ)?20.3%)。高強(qiáng)度來自“硬”Laves相(層狀結(jié)構(gòu))的強(qiáng)化，而“軟”FCC相(魏氏體板條)中的位錯(cuò)滑移和變形孿晶提供塑性。

Bi對(duì)Mg-3Al-3Nd合金顯微組織和力學(xué)性能的影響 464     

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使用掃描電子顯微鏡(SEM)和光學(xué)顯微鏡(OM)觀察、X-射線衍射(XRD)分析以及力學(xué)性能測(cè)試等手段研究了Bi含量對(duì)Mg-3Al-3Nd合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：添加Bi元素可細(xì)化Mg-3Al-3Nd合金的組織。當(dāng)Bi含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為1%時(shí)晶粒最小，晶粒尺寸從1854±58 μm減小到890±64 μm；Mg-3Al-3Nd合金由呈網(wǎng)狀分布在晶界的Al11Nd3相和分布在晶內(nèi)的顆粒狀A(yù)l2Nd組成；隨著Bi含量的提高Al11Nd3相和Al2Nd相的數(shù)量減少，晶內(nèi)的BiNd相數(shù)量增加；Bi能明顯改善Mg-3Al-3Nd合金室溫和高溫力學(xué)性能，Bi含量為1%時(shí)其室溫和高溫力學(xué)性能最佳。室溫抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為167±2.3 MPa和(16.1±0.3)%，高溫抗拉強(qiáng)度及延伸率分別為136±1.7 MPa和(19.3±0.3)%。

超細(xì)晶純鈦疲勞裂紋的擴(kuò)展行為 970     

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對(duì)純鈦進(jìn)行2道次室溫等徑彎曲通道變形(ECAP)、等徑彎曲通道變形加旋鍛復(fù)合變形(ECAP+RS)并在旋鍛后在300℃和400℃退火1 h，制備出4種具有不同組織的超細(xì)晶純鈦。對(duì)這4種超細(xì)晶純鈦進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展實(shí)驗(yàn)并觀察分析超細(xì)晶純鈦的顯微組織和疲勞斷口的形貌，研究了裂紋的擴(kuò)展行為。結(jié)果表明：顯微組織對(duì)超細(xì)晶純鈦的疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值和近門檻區(qū)有顯著的影響；超細(xì)晶純鈦的疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值隨著塑性變形量的增大而增大，隨著旋鍛后退火溫度的提高而降低；疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線因超細(xì)晶純鈦晶粒尺寸和強(qiáng)度的影響出現(xiàn)轉(zhuǎn)折，轉(zhuǎn)折前ECAP+RS復(fù)合變形純鈦的抗疲勞裂紋擴(kuò)展能力比ECAP變形強(qiáng)，且隨著退火溫度的提高而降低；轉(zhuǎn)折后4種超細(xì)晶純鈦的疲勞裂紋擴(kuò)展速率相差較小，呈現(xiàn)出相反的結(jié)果。疲勞裂紋擴(kuò)展壽命中轉(zhuǎn)折前近門檻區(qū)裂紋擴(kuò)展壽命占絕大部分，因而轉(zhuǎn)折前的門檻值與近門檻區(qū)的擴(kuò)展速率對(duì)抗裂紋擴(kuò)展能力更為重要。

微乳法制備參數(shù)對(duì)納米錫銀銅焊粉熔點(diǎn)的影響 666     

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用微乳法制備低熔點(diǎn)納米錫銀銅焊粉并揭示其機(jī)理，研究了表面活性劑、錫前驅(qū)體和微乳液比例對(duì)合成的納米SAC粒子熔點(diǎn)的影響。在最優(yōu)工藝參數(shù)條件下合成的納米Sn3.0Ag0.5Cu其熔化起始溫度為183.6℃，比市售焊錫膏(217.8℃)降低了32.2℃，與傳統(tǒng)Sn-Pb焊料的最低熔點(diǎn)183℃接近。

固溶+時(shí)效處理對(duì)粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金顯微硬度的影響 681     

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采用放電等離子燒結(jié)技術(shù)(SPS)在950℃/80 MPa/10 min條件下制備粉末冶金Ti-22Al-25Nb(原子分?jǐn)?shù)，%)合金作為初始材料，將其分別在940~1100℃、10~120 min和800℃/8 h條件下進(jìn)行固溶處理和時(shí)效處理，研究了固溶+時(shí)效處理對(duì)粉末冶金Ti-22Al-25Nb (原子分?jǐn)?shù)，%) 合金的微觀組織和顯微硬度的影響，并建立了顯微硬度的演變模型。結(jié)果表明，隨著固溶溫度的提高和保溫時(shí)間的延長B2相的晶粒尺寸增大、均勻度提高，在940~1010℃晶粒長大的速率最低，在1100℃晶粒尺寸的均勻度達(dá)到最大值0.84。板條O相的尺寸和數(shù)量對(duì)合金的性能有顯著影響。在(B2+O)兩相區(qū)時(shí)效后，其尺寸和數(shù)量顯著影響合金性能的次生板條O相的體積分?jǐn)?shù)提高、尺寸減小，尤其是相互交叉、纏結(jié)的O/O相數(shù)量的增多，使合金的顯微硬度提高；在1060℃/60 min/Water cooling(WC)+ 800℃/8 h/Furnace cooling(FC)條件下處理的合金，其顯微硬度達(dá)到最大值434.92 HV。

水熱處理對(duì)AZ31鎂合金微弧氧化陶瓷層組織結(jié)構(gòu)及耐蝕性的影響 499     

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采用兩種不同成分的溶液對(duì)AZ31鎂合金微弧氧化(MAO)陶瓷層進(jìn)行125℃+18 h的水熱處理，研究了水熱溶液成分對(duì)微弧氧化陶瓷層組織結(jié)構(gòu)及耐蝕性能的影響，探討了水熱成膜及膜層腐蝕機(jī)理。研究結(jié)果表明：水熱處理過程中微弧氧化陶瓷層表面的MgO部分溶解，釋放出的Mg2+與堿性水熱溶液中的OH-結(jié)合形成Mg(OH)2納米片沉淀在陶瓷層表面及孔洞內(nèi)；而在含有Al3+和Co2+的溶液處理過程中，溶液中的Al3+和Co2+取代沉淀在MgO表面及孔洞內(nèi)的Mg(OH)2中部分Mg2+的位置形成雙金屬氫氧化物(LDH)納米片，將微弧氧化陶瓷層表面的孔洞及裂紋缺陷閉合。潤濕性與電化學(xué)測(cè)試結(jié)果表明，親水性的Mg(OH)2/MAO復(fù)合膜層因Mg(OH)2對(duì)MAO陶瓷層的封孔效應(yīng)能在一定程度上提高M(jìn)AO陶瓷層的耐蝕性，而疏水性的LDH/MAO復(fù)合膜層因封孔效應(yīng)和LDH離子交換能力能顯著提高M(jìn)AO陶瓷層的耐蝕性。

Ti65合金的初級(jí)蠕變和穩(wěn)態(tài)蠕變 822     

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使用透射電鏡(TEM)研究了Ti65合金在600~650℃、120~160 MPa條件下的蠕變變形行為及其微觀變形機(jī)制。結(jié)果表明：初級(jí)蠕變變形機(jī)制主要由受攀移控制的位錯(cuò)越過α2相的過程主導(dǎo)；穩(wěn)態(tài)蠕變階段蠕變機(jī)制主要由受界面處擴(kuò)散控制的位錯(cuò)攀移的過程主導(dǎo)，且應(yīng)力指數(shù)為5~7。在初級(jí)蠕變階段α2相與位錯(cuò)的相互作用是α2相對(duì)合金高溫強(qiáng)化的主要方式，在穩(wěn)態(tài)蠕變階段沿α/β相界分布的硅化物阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)與限制晶界滑移是硅化物對(duì)合金強(qiáng)化的主要方式。

梯度結(jié)構(gòu)銅鋁合金的室溫加工硬化行為 942     

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在液氮溫度下將4 mm厚的Cu-4.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Al合金板材雙表面機(jī)械研磨2 min，形成~250 μm厚的梯度結(jié)構(gòu)層，在梯度結(jié)構(gòu)層內(nèi)產(chǎn)生了位錯(cuò)、層錯(cuò)、納米孿晶等缺陷密度由表及芯呈梯度減少的微觀結(jié)構(gòu)，用數(shù)字圖像相關(guān)法研究了拉伸過程中剪切帶的演變過程。結(jié)果表明，雙面約束的梯度結(jié)構(gòu)材料能避免應(yīng)變局部化，均勻分布的應(yīng)力應(yīng)變使材料避免了在較早階段塑性失穩(wěn)進(jìn)入頸縮階段，較好的保持了加工硬化能力。

深冷-時(shí)效復(fù)合處理對(duì)7075鋁合金的顯微組織和力學(xué)性能的影響 350     

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對(duì)7075鋁合金進(jìn)行深冷-時(shí)效復(fù)合處理(DCT-T6)，使用TEM、SEM和拉伸測(cè)試等手段對(duì)其表征，研究了深冷-時(shí)效復(fù)合處理對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，與T6處理相比，DCT-T6處理可提高晶內(nèi)析出相密度、減小析出相的尺寸、提高位錯(cuò)密度和生成亞晶。在深冷時(shí)間為3~6 h時(shí)，隨著深冷時(shí)間的延長η'相的密度先提高后降低，晶界析出相(GBP)的尺寸、兩相間距、線缺陷數(shù)量、η相密度、位錯(cuò)密度以及亞晶數(shù)量增大，合金的伸長率降低，抗拉強(qiáng)度先提高后降低。深冷4 h為拐點(diǎn)。深冷時(shí)間為4 h時(shí)合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值645 MPa，比T6樣品提高13.1%；深冷時(shí)間為3 h時(shí)合金的伸長率達(dá)到最大值13%，比T6樣品提高了44.4%。

2195-2219異種鋁合金焊接接頭的微觀組織和性能 324     

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用鎢極氬弧焊(TIG)和變極性等離子弧焊(VPPA)對(duì)2195與2219異種鋁合金進(jìn)行平板對(duì)接焊，研究了不同焊接方法和在有無保護(hù)氣氛條件下焊接接頭的顯微組織和性能。結(jié)果表明，在用TIG和VPPA工藝焊接的接頭區(qū)域都沒有出現(xiàn)宏觀熱裂紋，能量密度高、焊接快和熱輸入量小的VPPA工藝使焊縫區(qū)域較窄；異種鋁合金焊縫接頭熔合線附近的主要析出相為θ相，在焊縫區(qū)域有α-Al與θ相組成的共晶組織；在TIG工藝和有氣氛保護(hù)的VPPA工藝的焊接接頭區(qū)域沒有出現(xiàn)局部軟化現(xiàn)象，焊縫區(qū)域的硬度與2219側(cè)母材相同。TIG工藝的焊接接頭，其抗拉強(qiáng)度更高。

304不銹鋼纖維/ZL104鋁合金復(fù)合泡沫的孔結(jié)構(gòu)、力學(xué)、吸聲性能及其機(jī)理 176     

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用滲流鑄造法制備ZL104合金泡沫和304不銹鋼纖維/ZL104合金復(fù)合泡沫，對(duì)比研究了兩種泡沫的孔結(jié)構(gòu)、力學(xué)和吸聲性能及其機(jī)理。結(jié)果表明，調(diào)控鹽(次鹽)的作用使合金泡沫和復(fù)合泡沫的孔壁上出現(xiàn)次孔結(jié)構(gòu)而生成多孔孔壁結(jié)構(gòu)；纖維復(fù)合后的泡沫以孔壁纖維、穿孔纖維和孔間纖維三種狀態(tài)存在，與相同孔隙率的合金泡沫相比，復(fù)合泡沫的孔隙率為77%~86%、主孔徑為0.35 mm、纖維直徑為0.1 mm，具有更高的壓縮性能和吸聲性能。復(fù)合泡沫的壓縮性能和吸聲性能，都隨著孔隙率和纖維含量的提高先提高后降低?？紫堵蕿?2%的復(fù)合泡沫，纖維含量(體積分?jǐn)?shù))為5%時(shí)力學(xué)性能達(dá)到2.6 MPa，纖維含量為8%時(shí)其平均吸聲系數(shù)(吸聲性能)為0.893。有限元分析結(jié)果表明，復(fù)合泡沫受力時(shí)，孔壁纖維和穿孔纖維能傳遞和分散應(yīng)力，并通過位移和偏轉(zhuǎn)等方式消耗能量，使其強(qiáng)度提高；J-A模型分析結(jié)果表明，突出到孔隙中的纖維使復(fù)合泡沫的表面粗糙度和比表面積和聲波在泡沫內(nèi)的損耗增大，是其吸聲性能較高的原因。

2060鋁鋰合金厚板的各向異性 504     

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使用OM、TEM和EBSD等手段和測(cè)試室溫拉伸性能，研究了2060鋁鋰合金厚板的組織和力學(xué)性能的各向異性。結(jié)果表明：1) 0°方向的強(qiáng)度最高，延伸率和斷面收縮率較低；45°方向的強(qiáng)度最低，延伸率和斷面收縮率最高；90°方向的強(qiáng)度稍低于0°方向，延伸率和斷面收縮率最低。2) 在0°、45°和90°方向合金的主要析出相為T1相，在0°和45°方向還析出了θ'相和少量的球形δ'相。在0°方向析出相數(shù)量最多且分布均勻，在45°方向析出相的尺寸較大，大部分T1相粗化為板片狀，在90°方向析出相的數(shù)量較少，但是T1相的尺寸明顯比45°方向的更小。3) 2060鋁鋰合金厚板45°方向的織構(gòu)強(qiáng)度最高，出現(xiàn)了強(qiáng)再結(jié)晶織構(gòu)P{011}<122>；在0°方向織構(gòu)強(qiáng)度仍較高，以再結(jié)晶P{011}<122>為主，還有較弱的形變織構(gòu)Copper{112}<111>；90°方向的織構(gòu)強(qiáng)度相對(duì)較弱，以形變織構(gòu)Copper {112}<111>和形變織構(gòu)S{123}<634>為主。