碳纖維/鋁復層材料的組織和力學性能 573     

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在1060系鋁基體表面鍍鎳碳纖維作為增強體,進行真空熱壓擴散制備出碳纖維/鋁復層材料。研究了制備工藝參數(shù)(加熱溫度、保溫時間、壓力大小)和碳纖維體積分數(shù)對碳纖維/鋁復層材料的微觀組織、界面結合、性能強度和斷口形貌的影響。結果表明：碳纖維與鋁基體界面結合良好,鍍鎳層與鋁基體在碳纖維附近反應生成的Al3Ni阻止了鋁基體與碳纖維之間生成脆性相Al4C。隨著碳纖維體積分數(shù)的提高,材料的抗彎強度先提高后降低。

三向正交纖維增強鋁基復合材料經向拉伸漸進損傷及其斷裂力學行為 747     

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用真空壓力浸滲法制備了新型三向正交碳纖維增強鋁基(CF/Al)復合材料,根據(jù)其內部紗線截面形狀和機織結構特征建立了考慮界面作用的細觀力學有限元模型,并將數(shù)值模擬與實驗相結合研究了復合材料在經向拉伸載荷作用下的漸進損傷與斷裂力學行為。結果表明,鋁基復合材料拉伸彈性模量、極限強度與斷裂應變的實驗結果,分別為120.7 GPa、771.75 MPa和0.83%。數(shù)值模擬的計算誤差分別為-3.21%、1.75%和-9.63%,宏觀應力-應變曲線的計算結果與實驗曲線吻合得較好。在經向拉伸載荷作用下復合材料的基體合金與Z向紗之間的界面先發(fā)生失效,隨著拉伸應變量的增大紗線交織處基體合金的損傷逐漸累積并先后發(fā)生Z紗和緯紗的局部開裂失效,在拉伸變形后期基體合金的失效和經紗斷裂最終使復合材料失去承載能力。鋁基復合材料的拉伸斷口呈現(xiàn)出經紗軸向斷裂以及緯紗和Z向紗橫向開裂的形貌,起主要承載作用的經紗其軸向斷口較為平齊且纖維拔出長度較短,復合材料經向拉伸時表現(xiàn)出一定的脆性斷裂特征。

磁性氨基酸功能化海藻酸鋁凝膠聚合物的制備及對偶氮染料的超強吸附 1085     

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以海藻酸鈉為原料，采用液滴聚合法將其與Al(Ⅲ)離子交聯(lián)并引入甘氨酸和Fe3O4，制備出磁性氨基酸功能化海藻酸鋁凝膠聚合物(Gly/Al/SA@Fe3O4)，使用掃描電鏡(SEM)、X射線能譜儀(EDS)、傅里葉紅外光譜儀(FT-IR)、X射線衍射儀(XRD)和振動樣品磁強計(VSM)等手段對其表征，研究了這種凝膠聚合物對偶氮染料的吸附性能。結果表明，Gly/Al/SA@Fe3O4是一種表面具有花式褶皺結構的三維網狀聚合物顆粒，其磁響應能力良好。Gly/Al/SA@Fe3O4對水體中直接黑19(DB 19)和直接棕2(DB 2)染料的吸附性能超強，吸附速率極高，吸附15 min和60 min達到動態(tài)平衡的吸附量分別為2500和3126 mg/L。吸附過程可用擬二級速率方程描述，等溫吸附數(shù)據(jù)符合Langmuir模型。吸附劑與染料分子間的相互作用通過靜電吸附、氫鍵作用、配體交換和化學吸附協(xié)同實現(xiàn)。Gly/Al/SA@Fe3O4顆粒綠色環(huán)保，對高濃度偶氮染料廢水有超強的凈水性能，并可用磁場進行快速固液分離。

鑄態(tài)退火2024合金在不同溫度下的變形行為 1245     

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使用MMS-200熱力模擬實驗機研究了工程用鑄態(tài)退火2024合金(?247 mm)在不同溫度下的變形行為,建立了熱變形的本構方程和DMM(Dynamic material model)加工圖。分析了鑄錠退火態(tài)、等溫擠壓及等溫擠壓退火實驗件的微觀組織和力學性能,結果表明：根據(jù)DMM加工圖確定的熱變形溫度395~450℃和應變速率0.01~0.1 s-1工藝,可制備出組織明顯細化、力學性能優(yōu)異的大擠壓比2024鋁合金等溫擠壓件。

包埋滲鋁法制備Fe-Al滲層及其擴散機制 726     

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包埋滲鋁法可在鋼基體表面制備出一層致密、堅固、連續(xù)的Fe-Al滲層，以改善基體性能。本文在不同溫度和不同時間下對Q235低碳鋼進行包埋滲鋁，形成Fe-Al滲層，采用X射線衍射、掃描電鏡及能譜分析等方法研究了滲鋁層的物相結構、表面及截面形貌和成分，采用顯微硬度儀測量了截面硬度。結果表明，不同滲鋁溫度下獲得的滲鋁層，主要含有Fe2Al5和FeAl3兩相，且750℃得到的滲層存在較多Fe2Al5相；隨著滲鋁溫度升高，F(xiàn)e-Al滲層厚度增加，Al原子擴散系數(shù)增大，但顯微硬度降低；不同滲鋁時間下制備的滲鋁層，物相仍以Fe2Al5和FeAl3為主，但隨著滲鋁時間延長，F(xiàn)eAl3含量減少，且Al原子擴散系數(shù)變大，滲層顯微硬度略有降低。在進一步分析Fe-Al滲層形成的熱力學與動力學基礎上，總結了滲鋁層形成的擴散機制。

焊后時效對7046鋁合金攪拌摩擦焊接頭力學性能的影響 1081     

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對厚度為3.5 mm的7046鋁合金擠壓板材進行攪拌摩擦焊接并對焊接接頭進行人工時效，研究了焊后時效對接頭力學性能的影響。結果表明，焊接接頭時效前的硬度分布大致呈“W”形，抗拉強度為406.5 MPa，焊接系數(shù)為0.8，拉伸時在后退側熱影響區(qū)與熱機影響區(qū)的過渡位置出現(xiàn)斷裂，此處的硬度值最低，斷裂面上有大量的韌窩；進行120℃×24 h時效后，接頭的熱影響區(qū)、熱機影響區(qū)和焊核區(qū)的硬度都顯著提高，母材區(qū)的硬度變化不大，硬度分布大致呈“一”形，抗拉強度大幅度提高到490 MPa，焊接系數(shù)達到0.96，拉伸時在焊核區(qū)中心斷裂，斷裂面有大量的沿晶裂紋。時效后接頭區(qū)域的晶內GPI區(qū)轉變成具有更好強化效果的η′亞穩(wěn)相，使接頭的硬度和強度提高；與其它區(qū)域相比，焊核區(qū)中晶界η相的分布更連續(xù)，晶界處無沉淀析出帶的體積分數(shù)更大，因此容易成為拉伸時的斷裂位置。

超細晶6061鋁合金的攪拌摩擦制備和性能 1088     

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對6061鋁合金進行常規(guī)空冷和強制水冷的攪拌摩擦加工(FSP)并研究其微觀組織和力學性能，結果表明：FSP 6061鋁合金的加工區(qū)均為細小等軸的超細晶組織，晶內位錯密度較低、高角晶界的比例均高于70%；采用強制水冷，可將FSP 6061鋁合金的平均晶粒尺寸細化到200 nm。FSP 6061鋁合金中的析出相主要為球狀或短棒狀，采用強制水冷使析出相的長大受到明顯抑制并使部分固溶元素不能及時析出，使析出相的尺寸與間距明顯減小。與常規(guī)空冷相比，在強制水冷條件下FSP制備的6061鋁合金具有更高的細晶強化和沉淀強化效果，其抗拉強度高達505 MPa，比峰時效態(tài)6061鋁合金母材提高了55%。

6005A鋁合金擠壓型材攪拌摩擦焊接頭的疲勞性能 266     

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對6005A-T6鋁合金擠壓型材進行焊速為1000 mm/min的攪拌摩擦高焊速焊接，研究了對接面機械打磨對接頭組織和力學性能的影響。結果表明，與生產中常用的焊前打磨處理相比，盡管對接面未機械打磨的接頭焊核區(qū)的“S”線更明顯，但是兩種接頭的硬度分布和拉伸性能相當，拉伸時都在最低硬度區(qū)即熱影響區(qū)斷裂。高周疲勞實驗結果表明，兩種接頭的疲勞性能也基本相當，疲勞強度分別為105 MPa和110 MPa；在高應力幅下樣品斷裂于母材，在低應力幅下斷裂于熱影響區(qū)且出現(xiàn)兩個裂紋源。兩種接頭的疲勞斷口有裂紋源區(qū)、擴展區(qū)、最終斷裂區(qū)，都呈現(xiàn)出典型疲勞斷口特征。研究結果表明，焊前是否進行機械打磨對FSW接頭的靜態(tài)拉伸和動態(tài)疲勞性能沒有明顯的影響。

熱處理對Al-Mg-Ga-In-Sn合金微觀結構和鋁水反應的影響 919     

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制備不同鎂含量的Al-Mg-Ga-In-Sn合金并對其進行固溶和時效熱處理，用XRD和SEM分析和觀察了顯微結構和腐蝕表面，用AFM/SKPFM測量了合金不同晶界相與鋁晶粒間的電勢差，用排水法測量了在不同水溫下合金的鋁水反應。結果表明，熱處理改變了合金低熔點界面相的種類、形態(tài)以及合金晶粒內Mg和Ga含量。熱處理態(tài)Mg含量低于4%的合金，其中有Mg2Sn、MgGa、MgGa2、MgIn界面相；在Mg含量為5%的熱處理態(tài)合金中出現(xiàn)了Mg5Ga2、Mg2Ga相。在時效態(tài)合金晶粒內有MgGa相析出。與相同成分的鑄態(tài)合金相比，時效態(tài)合金中各晶界相與鋁基體間的電位差較大。熱處理態(tài)合金的產氫速率和產氫率，與合金的Mg含量有關。分析了熱處理使合金顯微結構和晶界相與鋁基體間電位差變化的原因，并討論了熱處理對合金鋁水反應的影響。

變質細化和熱處理對擠壓鑄造成形A356鋁合金構件性能的影響 549     

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用Al-10Sr變質劑和Al-5Ti-B細化劑處理A356鋁合金熔體，并結合擠壓鑄造和T6熱處理工藝，研究變質細化與熱處理對A356鋁合金擠壓鑄造件的組織和性能的影響規(guī)律。結果表明，隨著Al-10Sr變質劑加入量的增加，共晶Si的形貌由片狀和長桿狀變?yōu)轭w粒狀和蠕蟲狀，α-Al的晶粒尺寸先減少后增大。當Al-10Sr的加入量(質量分數(shù))為0.3%時，擠壓鑄造成形件的最優(yōu)抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為221.3 MPa、104.5 MPa和10.3%。Al-10Sr變質能提高形核率、細化α-Al晶粒尺寸和改變共晶硅形貌，使鑄造件的力學性能提高。隨著A-5Ti-B的增加，晶粒尺寸先降后增，力學性能先增后降。Al-5Ti-B的加入量為0.6%時，最優(yōu)抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為215.6 MPa、106.6 MPa和9.0%。T6熱處理(固溶540℃/4 h+時效190℃/4 h)使屈服強度和抗拉強度顯著提高和延伸率降低。經過0.6% 的Al-5Ti-B細化處理，T6處理擠壓鑄造件的最優(yōu)的抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為297.5 MPa、239.3 MPa和8.0%。共晶硅的球化和細化、成形件成分的均勻化以及Mg2Si強化相在基體中彌散析出，是熱處理后構件力學性能提高的主要原因。

宏量制備層狀Ti3C2及其超級電容的性能 343     

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將鈦粉、鋁粉、石墨粉和少量錫粉混合，用原位燒結技術宏量制備高純度前驅體材料Ti3AlC2，再以濃氫氟酸為刻蝕劑進行選擇性刻蝕，改變刻蝕時間宏量制備出層間距可調節(jié)的層狀剝離Ti3C2。使用X射線衍射和場發(fā)射掃描電子顯微鏡分別表征了Ti3AlC2和Ti3C2的結構和層間距微觀形貌，并對用Ti3C2制成的電極進行了電化學性能測試分析。結果表明，相比其它在相同條件下制備的電極其比容量大幅度提高，且具有良好的超級電容性能。

MgAl2O4:Mg熒光粉的合成及其發(fā)光性能 828     

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用超聲輔助聚丙烯酰胺凝膠法合成了MgAl2O4:Mg熒光粉。在MgAl2O4體系中引入的Mg金屬顆粒抑制了MgAl2O4相的形成，在900℃及以上的溫度燒結MgAl2O4:Mg干凝膠粉末，鎂顆粒氧化成MgO。Mg金屬顆粒的引入使MgAl2O4:Mg熒光粉的形貌由細小的納米顆粒變?yōu)榉奖忝嫘?；MgAl2O4:Mg熒光粉的顏色由在600℃燒結時的暗棕色變?yōu)樵?00℃燒結時的白色，在1000℃燒結時白色變暗。隨著燒結溫度的提高MgAl2O4:Mg熒光粉的能帶先增大后略微減小。引入鎂顆粒使熒光光譜中位于395和425 nm的兩個熒光峰淬滅，在650、656和680 nm出現(xiàn)三個新的熒光發(fā)射峰，且隨著燒結溫度的提高發(fā)光強度減弱。金屬顆粒的表面等離子體共振導致MgAl2O4主晶格熒光淬滅，缺陷能級使MgAl2O4:Mg熒光粉產生了新的熒光發(fā)射峰。

Al預沉積層對金屬有機物化學氣相沉積方法在Si襯底上生長AlN緩沖層和GaN外延層的影響 661     

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采用金屬有機物化學氣相沉積法(MOCVD)在硅(Si)襯底制備鋁/氮化鋁/氮化鎵(Al/AlN/GaN)多層薄膜，使用光學顯微鏡(OM)、原子力顯微鏡(AFM)、X射線衍射(XRD)等手段表征AlN和GaN薄膜的微觀結構和晶體質量，研究了TMAl流量對AlN薄膜和GaN薄膜的形核和生長機制的影響。結果表明，預沉積Al層能促進AlN的形核和生長，進而提高GaN外延層的薄膜質量。TMAl流量太低則預沉積Al層不充分，AlN緩沖層的質量取決于由形核長大的高結晶度AlN薄膜與在氣氛中團聚長大并沉積的低結晶度AlN薄膜之間的競爭，AlN薄膜的質量隨著TMAl流量的升高而提高，GaN薄膜的質量也隨之提高。TMAl流量太高則預沉積Al層過厚，AlN緩沖層的質量取決于由形核長大的高結晶度AlN薄膜與Al-Si回融蝕刻之間的競爭，AlN薄膜的質量隨著TMAl流量的升高而降低，GaN薄膜的質量也隨之降低。

Al-Mg-Sc-Ti合金中Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出行為 750     

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用激冷鑄造法制備Al-5.5Mg-0.25Sc-0.04Ti合金，研究了在不同溫度退火后其硬度隨時間的變化，并用金相顯微鏡(OM)和透射電鏡(TEM)研究了這種合金中Al3(Scx,Ti1-x)第二相粒子的存在形式和形成機制。結果表明：用急冷鑄造法制備的Al-5.5Mg-0.25Sc-0.04Ti鑄態(tài)合金中Sc和Ti原子主要以固溶的形式存在于α(Al)基體中，在電鏡下很難觀察到這些粒子。鑄態(tài)合金在較低溫度(低于250℃)下退火時其硬度提高得比較慢，退火較長時間才能出現(xiàn)硬度的峰值；而在比較高的溫度(高于350℃)退火硬度提高得非?？?，很快出現(xiàn)峰值。但是，硬度出現(xiàn)峰值后繼續(xù)退火則大幅度降低；在300℃退火硬度的熱穩(wěn)定性比較高。硬度的變化，與次生Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出密切相關。在較低溫度下次生Al3(Scx,Ti1-x)粒子的析出不充分且粒徑較小，對晶界、亞晶界和位錯的釘扎作用較弱；而在過高的溫度下Al3(Scx,Ti1-x)粒子發(fā)生粗化，使合金的性能降低。

溫度對6101鋁合金導線拉伸性能的影響 953     

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研究了6101鋁合金單股導線在-70℃到70℃溫度區(qū)間的拉伸性能。結果表明，6101鋁合金導線在-70℃低溫下具有較高的強度和較好的變形均勻性，但是隨著變形溫度的提高其屈服強度和強度極限都呈下降趨勢。與在-70℃的拉伸性能相比，在70℃合金的強度極限和屈服強度分別降低了10.9%和9.3%。對應變硬化率和屈服強度與溫度的相關性分析發(fā)現(xiàn)，在拉伸變形過程中合金樣品的應變硬化率隨著流變應力的增大和溫度的升高呈下降趨勢。晶格摩擦阻力極大的影響了合金的屈服強度，對比不同溫度下6101合金的屈服強度增量的擬合計算結果與實驗結果，得到了這種導線屈服強度增量與溫度的關系，據(jù)此可預測此類導線在不同溫度下的服役可靠性。

含缺陷的Al-Si-Mg合金的疲勞性能和強度評估 992     

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在高速鐵路接觸網支撐定位裝置用Al-7Si-0.6Mg合金中引入不同尺寸的人工缺陷，進行旋轉彎曲疲勞實驗以定量研究缺陷尺寸對材料疲勞強度的影響，并建立了疲勞強度與缺陷尺寸之間的定量關系。結果表明：材料表面的人工缺陷尺寸越大，試樣的高周疲勞強度的下降越大；材料表面尺寸小于370 μm的人工缺陷對其高周疲勞強度沒有影響；在適用性條件范圍內使用修正的Murakami公式能更加準確地評估Al-7Si-0.6Mg鋁合金的高周疲勞強度和應力強度因子門檻范圍。

鑄態(tài)和T6熱處理Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr鑄造耐熱鋁合金的組織和力學性能 1009     

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使用OM、SEM觀察、XRD物相分析和拉伸性能測試等手段研究了鑄態(tài)、固溶態(tài)和時效Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr鑄造耐熱鋁合金的組織和力學性能。結果表明：對Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金進行490℃×2 h+520℃×2 h雙步固溶處理，不僅使θ-Al2Cu相完全固溶進基體中，還使更多的γ-Al7Cu4Ni相和δ-Al3CuNi相充分固溶進基體中，實現(xiàn)了更好的固溶效果；經過490℃×2 h+520℃×2 h和185℃×6 h熱處理后，Al-Si-Cu-Ni-Ce-Cr合金的室溫抗拉強度為336.8 MPa、高溫(300℃)抗拉強度為153.3 MPa，比鑄態(tài)分別提高了74%和19.3%。

新型熱處理調控Al-Cu-Mg合金殘余應力的工藝和機理 997     

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對Al-Cu-Mg合金進行一種能消減殘余應力的新型熱處理，使用透射電鏡(TEM)、掃描電鏡(SEM)、X射線衍射等手段分析殘余應力并測試力學性能，研究了這種合金的微觀組織結構和性能。結果表明：新型熱處理使Al-Cu-Mg合金的殘余應力消減率達到92.7%(與固溶態(tài)鋁合金相比)，并得到優(yōu)良的強塑性配合(屈服強度達到463.6 MPa，抗拉強度達到502.5 MPa，伸長率達到12.7%)。微觀組織的分析結果表明：在進行新型熱處理的合金中S'相比用傳統(tǒng)熱處理的更為細小、分布更均勻，由S'相析出的共格應力場與淬火殘余應力場疊加使合金殘余應力大幅度降低，使合金的綜合性能較高。

熱障涂層陶瓷層材料LnMgAl11O19(Ln=La, Nd)粉體的性能 1052     

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用共沉淀法制備LaMgAl11O19粉體，證明了提高沉淀溫度和pH值可使前驅粉體的性能明顯提高。應用差熱分析和X射線法研究了磁鉛石相的生成溫度和粉體的結晶度；使用Scherrer 公式并結合XRD譜計算了晶粒尺寸；用掃描電鏡觀察了各工藝參數(shù)的前驅粉體在1500℃時效5 h后的形貌；使用Malvern ZEN3600粒度儀和Manual measurement軟件分析了粉體硬團聚的尺寸分布；用Nd2O3, Gd2O3, Sm2O3替代La2O3，研究了制備多種鎂基六鋁酸鹽粉體的可行性。結果表明：在pH值為11.5、沉淀溫度為60℃條件下制備的前驅粉體，其完全相變?yōu)榧僉aMgAl11O19粉體的初始溫度為1440℃，比在常溫下沉淀的前驅粉體降低了150℃，磁鉛石相的生成效率明顯提高。在1500℃時效5 h的粉體其晶粒為納米尺度。提高沉淀溫度和pH值有利于減小晶粒尺寸和降低粉體的熱導率。采用相同工藝參數(shù)可制備出純NdMgAl11O19粉體，其晶粒尺寸略大于LaMgAl11O19粉體的尺寸。

纖維預熱溫度對連續(xù)Al2O3f/Al復合材料力學性能的影響 1123     

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選用Nextel610型Al2O3纖維為增強體、ZL210A連續(xù)氧化鋁合金為基體，采用真空壓力浸滲法制備纖維增強鋁基復合材料(Al2O3f/Al)，纖維的體積分數(shù)為40%，預熱溫度分別為500、530、560和600℃，研究了纖維預熱溫度對Al2O3f/Al復合材料的微觀組織、纖維損傷和力學性能的影響。結果表明：隨著纖維預熱溫度的提高復合材料的致密度隨之提高，最大達到99.2%，材料的組織缺陷最少，纖維的分布均勻；隨著纖維預熱溫度的提高從復合材料中萃取出來的Al2O3纖維的拉伸強度不斷降低，纖維預熱溫度為600℃的復合材料中Al2O3纖維的拉伸強度僅為1150 MPa，纖維表面粗糙，有大尺寸附著物。纖維的預熱溫度對Al2O3f/Al復合材料的拉伸強度有顯著的影響。預熱溫度為500、530、560和600℃的復合材料其拉伸強度分別對應于298、465、498和452 MPa。組織缺陷、纖維損傷和界面結合強度，是影響連續(xù)Al2O3f/Al復合材料強度的主要因素。

氧化膜對6082鋁合金攪拌摩擦焊接頭疲勞性能的影響 847     

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對6 mm厚的6082-T6鋁合金進行兩種表面處理然后實施攪拌摩擦焊接，研究了對接面氧化膜對接頭組織和疲勞性能的影響。結果表明，進行速度為1000 mm/min的高速焊接時，對接面未打磨和打磨的接頭焊接質量都良好，接頭強度系數(shù)達到81%；兩種接頭的疲勞性能基本相同，疲勞強度均為100 MPa；少數(shù)樣品在焊核區(qū)外斷裂，大部分樣品在熱影響區(qū)斷裂。與接頭相比，兩種接頭焊核區(qū)的疲勞性能有所提高，均為110 MPa，在疲勞測試中裂紋并未沿“S”線萌生和擴展。

新型含鋁奧氏體耐熱合金的高溫塑性變形行為和熱加工性能 829     

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新型含鋁奧氏體耐熱合金(AFA)進行壓縮熱模擬試驗，使用OM和EBSD等手段研究了這種合金在950~1150℃和0.01~5 s-1條件下的微觀組織演變、建立了基于動態(tài)材料模型熱加工圖、分析了變形參數(shù)對合金加工性能的影響并按照不同區(qū)域組織變形的特征構建了合金的熱變形機理圖。結果表明：新型AFA合金的高溫流變應力受到變形溫度和應變速率的顯著影響。在變形溫度為950~1150℃和應變速率為0.18~10 s-1條件下，這種合金易發(fā)生流變失穩(wěn)。在變形溫度為1050~1120℃、應變速率0.01~0.1 s-1和變形溫度1120~1150℃、應變速率10-0.5~10-1.5 s-1這兩個區(qū)間，這種合金發(fā)生完全動態(tài)再結晶行為且其再結晶晶粒均勻細小，功率耗散因子η達到峰值45%。新型AFA合金的熱加工藝，應該優(yōu)先選擇再結晶區(qū)域。

擠壓態(tài)6013-T4鋁合金在動態(tài)沖擊載荷下的變形行為及其微觀機理 774     

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使用霍普金森壓桿試驗裝置進行擠壓態(tài)6013-T4鋁合金的室溫動態(tài)壓縮實驗，應變速率為1×103~3×103 s-1。結果表明，6013-T4鋁合金在動態(tài)壓縮過程中表現(xiàn)出明顯的應變硬化和正應變速率敏感性；隨著應變和應變速率的提高位錯密度增大，在高應變速率和大應變量變形后試樣的位錯塞積顯著。在相同的變形條件下0°方向試樣的應力總是最高，而45°方向試樣的應力最低。擠壓態(tài)6013-T4合金的主要織構類型為{112}<111>和{110}<111>。對于{112}<111>織構，0°、45°和90°方向的最大施密特因子分別為0.27、0.49和0.41。對于{110}<111>織構，最大施密特因子分別為0.27、0.43和0.41。0°方向的施密特因子最小，使該方向的應力水平較高。在相同的應變速率和應變量條件下動態(tài)壓縮變形時，0°方向試樣的位錯密度更高。在沖擊件的材料選擇和結構設計中有必要考慮材料的應變速率敏感性、力學性能各向異性以及微觀組織的演變。

淬火速率對汽車用高強鋁合金性能的影響 270     

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采用力學性能測試、電導率測試和透射電子顯微鏡研究了淬火速率對汽車用高強鋁合金性能的影響。結果表明：淬火速率從960℃/s降低到1.8℃/s，電導率提高了5.7% IACS，硬度的下降率為40%，抗拉強度和屈服強度的下降率分別為24.2%和56.9%，硬度和強度與淬火速率的對數(shù)呈線性關系。隨著淬火速率的降低，淬火析出相的尺寸和面積分數(shù)顯著增大，導致性能下降。淬火速率為1.8℃/s時，淬火析出相的平均尺寸為465.6 nm×158.2 nm，析出相的面積分數(shù)為42.1%。

加工7075航空鋁合金用金剛石涂層刀具的制備及其切削性能 942     

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采用熱絲化學氣相沉積(HFCVD)技術在WC-Co8%硬質合金刀具表面制備金剛石涂層，調節(jié)甲烷濃度等沉積工藝制備了單層金剛石涂層刀具和微米金剛石涂層(1.2 μm)、納米金剛石涂層(200 nm)交替多層金剛石涂層刀具。以7075航空鋁合金作為切削工件，在無潤滑干切條件下測試了單層金剛石涂層刀具和多層金剛石涂層刀具的切削性能。實驗結果表明，切削2 h后單層金剛石涂層刀具涂層脫落寬度達到35 μm，刀刃鈍化；有多層金剛石涂層刀具的刃型保持完整，涂層無脫落。對單層金剛石涂層和多層金剛石涂層平面樣品進行了洛氏壓痕實驗。結果表明，多層金剛石涂層的脫落面積約為單層金剛石涂層脫落面積的1/5到1/10，進一步說明多層金剛石涂層有更強的抵抗裂紋產生的能力。這些結果表明，金剛石多層結構能提高涂層與基體的界面結合力，延長金剛石涂層刀具的使用壽命。

Cu含量對Al-Cu-Mn合金力學性能各向異性的影響 312     

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采用室溫力學拉伸、光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)等手段,研究了Cu含量對Al-Cu-Mn鋁合金力學性能各向異性的影響。結果表明：隨著Cu含量(質量分數(shù))由6.51%降低到5.41%Al-Cu-Mn鋁合金中微米級Al2Cu相的數(shù)量顯著減少,聚集排布的趨勢減弱,使材料的延伸率提高、各向異性降低。其主要機理是,Cu含量較高時微米級Al2Cu相應力集中,導致Al2Cu相優(yōu)先斷裂且裂紋相互連通,Cu含量較低時,Al2Cu相斷裂后裂紋未擴展而晶界發(fā)生斷裂。微米級Al2Cu相沿各取向的分布差異,是力學性能各向異性的主要原因。

組織不均勻性對6005A鋁合金晶間腐蝕性能的影響 845     

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使用光學顯微鏡(OM),掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)等手段檢測軌道交通用6005A-T5鋁合金的微觀組織并進行晶間腐蝕試驗,研究了6005A鋁合金擠壓型材的組織不均勻性及其對晶間腐蝕(IGC)抗性的影響。結果表明：6005A-T5鋁合金的擠壓型材表現(xiàn)出明顯的表層粗晶特征,表層的晶粒尺寸大部分大于100 μm,第二相粗大且分布稀疏,晶界基本上是大角度的(95.6%),心部晶?；旧闲∮?0 μm(99.8%),第二相細小且沿擠壓方向呈鏈狀分布,有較多的小角度晶界。保留粗晶層的試樣其抗晶間腐蝕性能較好,最大腐蝕深度為37.08 μm,去除粗晶層試樣其抗晶間腐蝕性能較差,最大腐蝕深度為459.28 μm。更少的晶界和更稀疏的晶界析出物,是6005A鋁合金擠壓型材表層粗晶的抗晶間腐蝕性能優(yōu)于內層細晶的主要原因。

氨基化氧化石墨烯在水性防腐防火一體化涂料中的應用 878     

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用Hummers法制備氧化石墨烯(GO),并用乙二胺對氧化石墨烯(GO)進行氨基化得到氨基化氧化石墨烯(NGO),將季戊四醇磷酸酯(PEPA)、三聚磷酸鋁(ATP)與NGO三者復配并添加到水性環(huán)氧樹脂中,制備出水性環(huán)氧防腐防火一體化涂料。使用IR、XRD、SEM等手段對GO和NGO的結構和形貌進行了表征。結果表明,已經制備出GO并成功地對其表面實現(xiàn)了氨基化改性。電化學測試、鹽霧試驗、耐火極限測試、殘?zhí)啃蚊卜治龊蜔崾е胤治龅慕Y果表明,顏基比P/B=0.2的復合涂層具有最佳的防腐性能和防火性能。

冷卻速度及鋁含量對含Nd的Zn-Al合金組織和耐蝕性的影響 1078     

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采用掃描電鏡(SEM)和能譜(EDS)分析以及電化學極化和中性鹽霧試驗(NSS)等手段,研究了Zn-xAl(x=4%, 5%, 7%)-0.06%Nd合金在爐冷,空冷,水冷(冷卻速度分別為0.03,1.08和40℃/s)條件下的凝固組織與耐蝕性。結果表明：隨著冷卻速度的增加,合金組織不斷細化,共晶組織的層片間距不斷減小,而耐腐蝕性先增大后減小,且稀土Nd的添加有利于進一步減小共晶層片間距和提高合金的耐腐蝕性能?？绽錀l件下獲得的Zn-5%Al-0.06%Nd合金的耐蝕性最佳。Al含量在4%~7%之間變化時,主要引起合金組織的變化,而對合金耐腐蝕性影響不大。

水不溶性鋁源合成金屬有機骨架MIL-53(Al)及其對洛克沙胂的吸附 478     

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以氧化鋁、氫氧化鋁、勃姆石為水不溶性金屬源,用水熱法合成了金屬有機骨架MIL-53(Al)。使用SEM、XRD、氮氣吸附和TGA表征了產物的形貌和結構,并與用傳統(tǒng)水溶性硝酸鋁合成的MIL-53(Al)對比。結果表明：使用三種水不溶性金屬源都能合成典型的金屬有機骨架材料MIL-53(Al)。用水熱法制備的MIL-53(Al)產物的BET比表面積都在700~1000 m2/g。結果還表明,使用三種水不溶性金屬源合成的MIL-53(Al)骨架的柔性(flexibility)與用常規(guī)鋁硝酸鹽合成的MIL-53(Al)不同。使用氧化鋁合成的MIL-53(Al)常溫下的孔道主要呈現(xiàn)大孔(lp)結構且骨架剛性較強。與使用其他鋁源合成的MIL-53(Al)相比,用氧化鋁合成的MIL-53(Al)對洛克沙胂有較好的吸附去除效果,吸附過程符合二級動力學模型。