金属材料论文篇（1）

2仿真

激光诱导冲击波对金属材料强化主要由两个典型的过程组成：激光诱导等离子体爆轰波产生冲击压力；靶材在瞬态冲击压力作用下的动态响应。前者是等离子体产生与形成的复杂物理过程，后者是高速、高应变率的材料动态响应力学过程，也是文中研究重点。假设吸收层能够很好地保护工件不受任何热影响，则两个过程可看作相互独立，相互之间通过冲击压力联系。所以，仿真也可分为两部分加以考虑：(1)激光诱导等离子体爆轰波压力的计算；(2)靶材动态响应仿真模型的建立。通过改变激光冲击参数，调整为不同的冲击波加载方式，采用显示动力学有限元算法对冲击波作用过程仿真，得到不同形式冲击波加载对“残余应力洞”的产生过程和分布规律，同时与实验结果验证，以其得到不同冲击波的影响机制。

2.1激光诱导等离子体爆轰波压力的计算冲击波是材料塑性变形的直接因素，激光凝聚加热靶物质，引起靶中的热应力、熔融、汽化和烧蚀，靶蒸气等离子体吸收入射激光，其膨胀运动的反冲引起冲量、应力波甚至很强的冲击波，法国Fabbro[13]对该过程提出的冲击波模型为。时空分布特性，在得到对应的爆轰波压力后同时对脉冲激光的时间分布特征一般通过脉冲宽度来衡量。脉冲宽度τ(以下简称脉宽，FWHM)是指半功率点之间的时间间隔。根据Fabbro[13]等人的研究结果，激光诱导等离子体爆轰波的作用时间大约为激光脉宽的2～3倍，甚至更长。根据激光脉宽作用时间内以及激光作用结束后的变化规律，对靶面受到的压力-时间历程曲线进行简化，如图2(a)所示。激光诱导爆轰波压力呈高斯分布的因素加以考虑，如图2(b)所示。

2.2TC4钛合金动态响应模型J-C模型是最为常用的反应材料动态性能的本构模型[14]，J-C模型的公式是基于实验得到的，流动应力表示为。式中：ε表示塑性应变；ε*=ε/ε0是无量纲塑性应变率；T*=(T-T0)/(Tm-T0)为无量纲温度；T0为室温；Tm为材料熔点；常数A、B和n反映了材料的应变硬化特征；C反映应变率对材料性能的影响；m反映温度软化效应。综合考虑实现的难易程度和实用性，在激光冲击处理过程中，由于靶材表面的吸收层(通常为铝箔)保护材料不受热作用，即认为激光冲击是单纯的力效应，忽略其热效应，并且根据其是中等冲击强度而忽略冲击引起的温度效应，于是就可以将J-。

2.3求解参数(1)时间步长及单元尺寸在文中，设定时间步长为0.2，此时获得的步长可获得较光滑的压力曲线，与实际情况吻合较好。在单元尺寸的选取中，对于冲击区域内部，采用0.05mm尺寸，而对于冲击区域外的部分，采用0.2mm尺寸。这样设计在保证不影响计算精度的同时，极大缩短了计算时间。(2)动态振荡的阻尼在真实的激光冲击强化过程中，应力波在靶材内部的传播会因为塑性应变中的耗散和体积粘滞性的影响而逐渐衰弱。在数值计算中，为了尽量反映真实情况，会在模型中加入阻尼，以限制模型的非真实振荡。加入的阻尼主要为体粘性和材料阻尼两种方式。体粘性，采用默认的体粘性系数BV1。材料阻尼，最佳的阻尼值应取模型第一阶固有频率的两倍。模型的固有频率可以在ANSYS隐式程序中通过模态分析得到。

3结果和讨论

冲击波与材料相互作用后，最终在材料中形成稳定残余应力场。通过改变激光功率密度，脉宽和光斑形状可调整冲击波压力，作用时间和加载区域，不同冲击波加载下，金属材料响应结果也有所不同。

3.1冲击波加载形状的影响冲击波加载形状可由激光光斑形状调整。激光光斑有圆形、方形两种。两种光斑的区别不仅在于形状的差别，诱导的冲击波也有区别，对应到数值仿真中，则考虑成加载区域和能量压力加载的区别。圆形光斑前文已有介绍，此处只分析方形光斑。对于方形光斑的情况，美国2001年的高周疲劳科学技术计划，已有研究。具体做法是通过在激光束前加入适当的棱镜组，以改变光斑的输出形状，使之成为方形。并且通过调整后输出的方形光斑，其内部的能量近似均匀分布，仅在光斑的边缘处才会呈现陡峭的减小(见图3)。所以，在仿真建模中对于方形光斑的加载情况，可以将光斑内的爆轰波压力分布简化为均匀分布。时间分布特性依旧采用图5中时间特性。选用激光脉宽为10ns，功率密度为4.2GW/cm2的激光冲击参数做圆形、方形两种光斑形状的对比分析。此处参数与文中实验所采用功率密度相近。加载方式如图4所示。两种加载方式仿真结果表明，在被冲击的上表面会产生残余压应力，出现了残余压应力洞现象。在圆形加载中，加载区域中心处残余压应力值为172MPa，峰值出现在离中心区域约0.6mm处，值为626MPa，在光斑的边缘处为316MPa，离光斑中心5mm处残余应力值降到0MPa左右，模拟结果和文中实验结果在趋势上是一致，说明仿真结果具有合理性。方形加载中表面的最大压应力约为650MPa，与圆形光斑情况相当，而光斑中心的残余压应力约为460MPa，从中心到表层残余压应力变化梯度较小，一定程度上改善了中心压应力缺失现象。由文中分析可知，激光诱导冲击波加载为局部加载，材料表面光斑中心处的微元在表面卸载波的作用下发生反向塑性加载，导致了中心压应力的缺失。在表面选取距离光斑中心最近的节点，并读取零到1000ns时间历程中的径向速度进行分析，如图6所示。由图可看出，冲击波圆形加载下的最大反向速度为12.6m/s，而方形加载的最大反向速度为5.2m/s。方形光斑的表面稀疏波速度较慢，强度较弱，从而"残余应力洞"现象不会如圆形加载下严重。分析原因认为，圆形加载中边界的任意一点都关于圆心对称，从而冲击载荷边界产生的稀疏波将会完全向光斑中心汇聚，因而稀疏波的强度较大；而方形加载下冲击载荷边界不具有圆心对称的特性，产生的稀疏波向中心汇聚的过程中一部分会相互抵消掉，从而表面稀疏波强度相对较弱。

3.2激光脉宽的影响激光脉冲持续时间变化后，爆轰波压力的作用时间也就随之改变。一般规律为激光脉冲越大，冲击波持续时间也越长。加载结束后，中心节点的残余应力和最大的反向速度如图7所示，15ns和20ns时的稀疏波速度相当，约为14.9m/s，脉宽为10ns的较弱为12.6m/s，在最后稳定的残余应力场中，加载中心单元的压应力缺失现象以10ns表现最弱，15ns、20ns时较严重。在不改变激光能量下，延长冲击波作用时间会加剧“残余应力洞”现象。

3.3功率密度的影响按照Fabbro模型计算不同激光功率密度下对应的冲击波压力，进行单次圆形光斑加载。不同功率密度下，靶材表面径向残余应力分布如图8所示。分析可得，表面残余压应力峰值随着功率密度增加而变大，功率密度为3.2GW/cm2时，在表面形成的峰值残余压应力为607MPa，中心残余压应力值为170MPa，变化梯度为72%；而当功率密度增加到4.2GW/cm2时，峰值残余压应力增加至780MPa，而中心残余压应力值为165MPa，变化梯度为79%；当功率密度再增加到6.0GW/cm2时，表面峰值残余应力基本没有变化，而此时中心残余应力为136MPa，变化梯度为83%。随着功率密度增加，残余应力变化梯度也随之增加，残余应力洞表现更加明显。分析原因认为，冲击波压力的增加，导致卸载时表面稀疏强度增加，形成的反向塑性变形量大，致使残余压应力变化梯度增加。

金属材料论文篇（2）

l）清洁或涂层表面的金属、半导体或聚合物薄膜；2）人造超晶格和量子讲结构；功半结晶聚合物和聚合物混和物；4）纳米晶体和纳米玻璃材料；5）金属键、共价键或分子组元构成的纳米复合材料。

经过最近十多年的研究与探索，现已在纳米材料制备方法、结构表征、物理和化学性能、实用化等方面取得显著进展，研究成果日新月异，研究范围不断拓宽。本文主要从材料科学与工程的角度，介绍与评述纳米金属材料的某些研究进展。

2纳米材料的制备与合成

材料的纳米结构化可以通过多种制备途径来实现。这些方法可大致归类为"两步过程"和"一步过程"。"两步过程"是将预先制备的孤立纳米颗粒因结成块体材料。制备纳米颗粒的方法包括物理气相沉积（PVD）、化学气相沉积（CVD）、微波等离子体、低压火焰燃烧、电化学沉积、溶胶一凝胶过程、溶液的热分解和沉淀等，其中，PVD法以"惰性气体冷凝法"最具代表性。"一步过程"则是将外部能量引入或作用于母体材料，使其产生相或结构转变，直接制备出块体纳米材料。诸如，非晶材料晶化、快速凝固、高能机械球磨、严重塑性形变、滑动磨损、高能粒子辐照和火花蚀刻等。目前，关于制备科学的研究主要集中于两个方面：l）纳米粉末制备技术、理论机制和模型。目的是改进纳米材料的品质和产量；2）纳米粉末的固结技术。以获得密度和微结构可控的块体材料或表面覆层。

3纳米材料的奇异性能

1）原子的扩散行为

原子扩散行为影响材料的许多性能，诸如蠕变、超塑性、电性能和烧结性等。纳米晶Co的自扩散系数比Cu的体扩散系数大14～16个量级，比Cu的晶界自扩散系数大3个量级。Wurshum等最近的工作表明：Fe在纳米晶N中的扩散系数远低于早期报道的结果。纳米晶Pd的界面扩散数据类似于普通的晶界扩散，这很可能是由于纳米粒子固结成的块状试样中的残留疏松的影响。他们还报道了Fe在非晶FeSiBNbCu（Finemete）晶化形成的复相纳米合金（由Fe3Si纳米金属间化合物和晶间的非晶相构成）中的扩散要比在非晶合金中快10～14倍，这是由于存在过剩的热平衡空位。Fe在Fe-Si纳米晶中的扩散由空位调节控制。

2）力学性能

目前，关于纳米材料的力学性能研究，包括硬度、断裂韧性、压缩和拉伸的应力一应变行为、应变速率敏感性、疲劳和蠕变等已经相当广泛。所研究的材料涉及不同方法制备的纯金属、合金、金属间化合物、复合材料和陶瓷。研究纳米材料本征力学性能的关键是获得内部没有（或很少）孔隙、杂质或裂纹的块状试样。由于试样内有各种缺陷，早期的许多研究结果已被最近取得的结果所否定。样品制备技术的日臻成熟与发展，使人们对纳米材料本征力学性能的认识不断深入。

许多纳米纯金属的室温硬度比相应的粗晶高2～7倍。随着晶粒的减小，硬度增加的现象几乎是不同方法制备的样品的一致表现。早期的研究认为，纳米金属的弹性模量明显低于相应的粗晶材料。例如，纳米晶Pd的杨氏和剪切模量大约是相应全密度粗晶的70％。然而，最近的研究发现，这完全是样品中的缺陷造成的，纳米晶Pd和Cu的弹性常数与相应粗晶大致相同，屈服强度是退火粗晶的10～15倍。晶粒小子50nm的Cu韧性很低，总延伸率仅1％～4％，晶粒尺寸为110nm的Cu延伸率大于8％。从粗晶到15urn，Cu的硬度测量值满足HallPetch关系；小于15nm后，硬度随晶粒尺寸的变化趋于平缓，虽然硬度值很高，但仍比由粗晶数据技HallPetch关系外推或由硬度值转换的估计值低很多。不过，纳米晶Cu的压缩屈服强度与由粗晶数据的HallPetCh关系外推值和测量硬度的值（Hv／3）非常吻合，高密度纳米晶Cu牙DPd的压缩屈服强度可达到1GPa量级。

尽管按照常规力学性能与晶粒尺寸关系外推，纳米材料应该既具有高强度，又有较高韧性。但迄今为止，得到的纳米金属材料的韧性都很低。晶粒小于25nm时，其断裂应变仅为＜5％，远低于相应粗晶材料。主要原因是纳米晶体材料中存在各类缺陷、微观应力及界面状态等。用适当工艺制备的无缺陷、无微观应力的纳米晶体Cu，其拉伸应变量可高达30％，说明纳米金属材料的韧性可以大幅度提高。纳米材料的塑性变形机理研究有待深入。

纳米晶金属间化合物的硬度测试值表明，随着晶粒的减小，在初始阶段（类似于纯金属盼情况）发生硬化，进一步减小晶粒，硬化的斜率减缓或者发生软化。由硬化转变为软化的行为是相当复杂的，但这些现象与样品的制备方法无关。材料的热处理和晶粒尺寸的变化可能导致微观结构和成份的变化，如晶界、致密性、相变、应力等，都可能影响晶粒尺寸与硬度的关系。

研究纳米晶金属间化合物的主要动机是探索改进金属间化合物的室温韧性的可能性。Bohn等首先提出纳米晶金属化合物几种潜在的优越性。其中包括提高强度和韧性。Haubold及合作者研究了IGC法制备的NiAl的力学性能，但仅限于单一样品在不同温度退火后的硬度测量。Smith通过球磨NiAl得到晶粒尺寸从微米级至纳米级的样品，进行了"微型盘弯曲试验"，观察到含碳量低的材料略表现出韧性，而含碳多的材料没有韧性。最近Choudry等用"双向盘弯曲试验"研究了纳米晶NiAl，发现晶粒小于10nm时，屈服强度高干粗晶NiAl，且在室温下有韧性，对形变的贡献主要源于由扩散控制的晶界滑移。室温压缩实验显示由球磨粉末固结成的纳米晶Fe-28Al-2Cr具有良好的塑性（真应变大于1．4），且屈服强度高（是粗晶的1O倍）。测量TiAl（平均晶粒尺寸约10nm）的压缩蠕变（高温下测量硬度随着恒载荷加载时间的变化）表明，在起始的快速蠕变之后，第二阶段蠕变非常缓慢，这意味着发生了扩散控制的形变过程。低温时（低于扩散蠕变开始温度），纳米晶的硬度变化很小。观察到的硬度随着温度升高而下降，原因之一是压头载荷使样品进一步致密化，而主要是因为材料流变加快。Mishra等报道，在750～950°C，10-5～10-3s-1的应变速率范围，纳米晶Ti-47．5Al-3Cr（g-TiAl）合金的形变应力指数约为6，说明其形变机制为攀移位错控制。

值得注意的是，最近报道了用分子动力学计算机模拟研究纳米材料的致密化过程和形变。纳米Cu丝的模拟结果表明，高密度晶界对力学行为和塑性变形过程中的晶界迁移有显著影响。纳米晶（3～5nm）Ni在低温高载荷塑性变形的模拟结果显示，其塑性变形机制主是界面的粘滞流动、晶界运动和晶界旋转，不发生开裂和位错发散，这与粗晶材料是截然不同的。

3）纳米晶金属的磁性

早期的研究发现。纳米晶Fe的饱和磁化强度试比普通块材a-Fe约低40％。Wagner等用小角中子散射（SANS）实验证实纳米晶Fe由铁磁性的晶粒和非铁磁性（或弱铁磁性）的界面区域构成，界面区域体积约占一半。纳米晶Fe的磁交互作用不仅限于单个晶粒，而且可以扩展越过界面，使数百个晶粒磁化排列。

Daroezi等证实球磨形成的纳米晶Fe和Ni的饱和磁化强度与晶粒尺寸（50mm～7nm）无关，但纳米晶的饱和磁化曲线形状不同于微米晶材料。随着晶粒减小，矫顽力显著增加。Schaefer等报道，纳米晶Ni中界面原子的磁拒降低至0.34mB／原子（块状Ni为0．6mB／原子），界面组份的居里温度（545K）比块状晶体Ni的（630K）低。最近的研究还发现，制备时残留在纳米晶Ni中的内应力对磁性的影响很大，纳米晶Ni的饱和磁化强度与粗晶Ni基本相同。

Yoshizawa等报道了快淬的FeCuNbSiB非晶在初生晶化后，软磁性能良好，可与被莫合金和最好的Co基调合金相媲美，且饱和磁化强度很高（Bs约为1．3T）。其典型成份为Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9称为"Finemet"。性能最佳的结构为a-Fe（Si）相（12～20nm）镶嵌在剩余的非晶格基体上。软磁性能好的原因之一被认为是铁磁交互作用。单个晶粒的局部磁晶体各向异性被有效地降低。其二是晶化处理后，形成富Si的a-Fe相，他和磁致伸缩系数ls下降到2′10-6。继Finemet之后，90年代初又发展了新一族纳米晶软磁合金Fe-Zr-（Cu）-B-(Si)系列（称为''''Nanoperm"）。退火后，这类合金形成的bcc相晶粒尺寸为10～20nm，饱和磁化强度可达1．5～1．7T，磁导率达到48000（lkHz）。铁芯损耗低，例如，Fe86Zr7B6Cu1合金的铁芯损耗为66mW·g-1（在1T，50Hz条件下），比目前做变压器铁芯的Fe78Si9B13非晶合金和bccFe-3．5％Si合金小45％和95％，实用前景非常诱人。

4）催化及贮氢性能

在催化剂材料中，反应的活性位置可以是表面上的团簇原子，或是表面上吸附的另一种物质。这些位置与表面结构、晶格缺陷和晶体的边角密切相关。由于纳米晶材料可以提供大量催化活性位置，因此很适宜作催化材料。事实上，早在术语"纳米材料"出现前几十年，已经出现许多纳米结构的催化材料，典型的如Rh／Al2O3、Pt／C之类金属纳米颗粒弥散在情性物质上的催化剂。已在石油化工、精细化工合成、汽车排气许多场合应用。

Sakas等报道了纳米晶5％（inmass）Li-MgO（平均直径5．2nm，比表面面积750m2·g-1）的催化活性。它对甲烷向高级烃转化的催化效果很好，催化激活温度比普通Li浸渗的MgO至少低200°C，尽管略有烧结发生，纳米材料的平均活性也比普通材料高3．3倍。

Ying及合作者利用惰性气氛冷凝法制成高度非化学当量的CeO2-x纳米晶体，作为CO还原SO2、CO氧化和CH4氧化的反应催化剂表现出很高的活性。活化温度低于超细的化学当量CeO2基材料。例如，选择性还原SO2为S的反应，可在500°C实现100％转换，而由化学沉淀得到的超细CeO2粉末，活化温度高达600°C。掺杂Cu的Cu-CeO2-x纳米复合材料可以使SO2的反应温度降低到420°C。另外，CeO2-x纳米晶在SO2还原反应中没有活性滞后，且具有超常的抗CO2毒化能力。还能使CO完全转化为CO2的氧化反应在低于100°C时进行，这对冷起动的汽车排气控制非常有利。值得注意的是这样的催化剂仅由较便宜的金属构成，毋须添加资金属元素。

FeTi和Mg2Ni是贮氢材料的重要候选合金。其缺点是吸氢很慢，必须进行活化处理，即多次地进行吸氢----脱氢过程。Zaluski等最近报道，用球磨Mg和Ni粉末可直接形成化学当量的Mg2Ni，晶粒平均尺寸为20～30nm，吸氢性能比普通多晶材料好得多。普通多晶Mg2Ni的吸氢只能在高温下进行（如果氢压力小于20Pa，温度必须高于250°C），低温吸氢则需要长时间和高的氢压力，例如200°C、120bar(lbar＝0．1Mpa)，2天。纳米晶Mg2Ni在200°C以下，即可吸氢，毋须活化处理。300°C第一次氢化循环后，含氢可达～3.4％（inmass）。在以后的循环过程中，吸氢比普通多晶材料快4倍。纳米晶FeTi的吸氢活化性能明显优于普通多晶材料。普通多晶FeTi的活化过程是：在真空中加热到400～450℃，随后在约7Pa的H2中退火、冷却至室温再暴露于压力较高（35～65Pa）的氢中，激活过程需重复几次。而球磨形成的纳米晶FeTi只需在400℃真空中退火0.5h，便足以完成全部的氢吸收循环。纳米晶FeTi合金由纳米晶粒和高度无序的晶界区域（约占材料的20％～30％）构成。

4纳米材料应用示例

目前纳米材料主要用于下列方面：

l）高硬度、耐磨WC-Co纳米复合材料

纳米结构的WC-Co已经用作保护涂层和切削工具。这是因为纳米结构的WC-Co在硬度、耐磨性和韧性等方面明显优于普通的粗晶材料。其中，力学性能提高约一个量级，还可能进一步提高。高能球磨或者化学合成WC-Co纳米合金已经工业化。化学合成包括三个主要步骤：起始溶液的制备与混和；喷雾干燥形成化学性均匀的原粉末；再经流床热化学转化成为纳米晶WC-Co粉末。喷雾干燥和流床转化已经用来批量生产金属碳化物粉末。WC-Co粉末可在真空或氢气氛下液相烧结成块体材料。VC或Cr3C2等碳化物相的掺杂，可以抑制烧结过程中的晶粒长大。

2)纳米结构软磁材料

Finemet族合金已经由日本的HitachiSpecialMetals，德国的VacuumschmelzeGmbH和法国的Imply等公司推向市场，已制造销售许多用途特殊的小型铁芯产品。日本的AlpsElectricCo．一直在开发Nanoperm族合金，该公司与用户合作，不断扩展纳米晶Fe-Zr-B合金的应用领域。

3)电沉积纳米晶Ni

电沉积薄膜具有典型的柱状晶结构，但可以用脉冲电流将其破碎。精心地控制温度、pH值和镀池的成份，电沉积的Ni晶粒尺寸可达10nm。但它在350K时就发生反常的晶粒长大，添加溶质并使其偏析在晶界上，以使之产生溶质拖拽和Zener粒子打轧效应，可实现结构的稳定。例如，添加千分之几的磷、流或金属元素足以使纳米结构稳定至600K。电沉积涂层脉良好的控制晶粒尺寸分布，表现为Hall－Petch强化行为、纯Ni的耐蚀性好。这些性能以及可直接涂履的工艺特点，使管材的内涂覆，尤其是修复核蒸汽发电机非常方便。这种技术已经作为EectrosleeveTM工艺商业化。在这项应用中，微合金化的涂层晶粒尺寸约为100nm，材料的拉伸强度约为锻造Ni的两倍，延伸率为15％。晶间开裂抗力大为改善。

4）Al基纳米复合材料

Al基纳米复合材料以其超高强度（可达到1.6GPa）为人们所关注。其结构特点是在非晶基体上弥散分布着纳米尺度的a-Al粒子，合金元素包括稀土（如Y、Ce）和过渡族金属（如Fe、Ni）。通常必须用快速凝固技术（直接淬火或由初始非晶态通火）获得纳米复合结构。但这只能得到条带或雾化粉末。纳米复合材料的力学行为与晶化后的非晶合金相类似，即室温下超常的高屈服应力和加工软化（导致拉神状态下的塑性不稳定性）。这类纳米材料（或非晶）可以固结成块材。例如，在略低于非晶合金的晶化温度下温挤。加工过程中也可以完全转变为晶体，晶粒尺寸明显大干部份非晶的纳米复合材料。典型的Al基体的晶粒尺寸为100～200nm，镶嵌在基体上的金属间化合物粒子直径约50nm。强度为0.8～1GPa，拉伸韧性得到改善。另外，这种材料具有很好的强度与模量的结合以及疲劳强度。温挤Al基纳米复合材料已经商业化，注册为GigasTM。雾化的粉末可以固结成棒材，并加工成小尺寸高强度部件。类似的固结材料在高温下表现出很好的超塑：在1s-1的高应变速率下，延伸率大于500％。

5结语

金属材料论文篇（3）

l）清洁或涂层表面的金属、半导体或聚合物薄膜；2）人造超晶格和量子讲结构；功半结晶聚合物和聚合物混和物；4）纳米晶体和纳米玻璃材料；5）金属键、共价键或分子组元构成的纳米复合材料。

经过最近十多年的研究与探索，现已在纳米材料制备方法、结构表征、物理和化学性能、实用化等方面取得显著进展，研究成果日新月异，研究范围不断拓宽。本文主要从材料科学与工程的角度，介绍与评述纳米金属材料的某些研究进展。

2纳米材料的制备与合成

材料的纳米结构化可以通过多种制备途径来实现。这些方法可大致归类为"两步过程"和"一步过程"。"两步过程"是将预先制备的孤立纳米颗粒因结成块体材料。制备纳米颗粒的方法包括物理气相沉积（PVD）、化学气相沉积（CVD）、微波等离子体、低压火焰燃烧、电化学沉积、溶胶一凝胶过程、溶液的热分解和沉淀等，其中，PVD法以"惰性气体冷凝法"最具代表性。"一步过程"则是将外部能量引入或作用于母体材料，使其产生相或结构转变，直接制备出块体纳米材料。诸如，非晶材料晶化、快速凝固、高能机械球磨、严重塑性形变、滑动磨损、高能粒子辐照和火花蚀刻等。目前，关于制备科学的研究主要集中于两个方面：l）纳米粉末制备技术、理论机制和模型。目的是改进纳米材料的品质和产量；2）纳米粉末的固结技术。以获得密度和微结构可控的块体材料或表面覆层。

3纳米材料的奇异性能

1）原子的扩散行为

原子扩散行为影响材料的许多性能，诸如蠕变、超塑性、电性能和烧结性等。纳米晶Co的自扩散系数比Cu的体扩散系数大14～16个量级，比Cu的晶界自扩散系数大3个量级。Wurshum等最近的工作表明：Fe在纳米晶N中的扩散系数远低于早期报道的结果。纳米晶Pd的界面扩散数据类似于普通的晶界扩散，这很可能是由于纳米粒子固结成的块状试样中的残留疏松的影响。他们还报道了Fe在非晶FeSiBNbCu（Finemete）晶化形成的复相纳米合金（由Fe3Si纳米金属间化合物和晶间的非晶相构成）中的扩散要比在非晶合金中快10～14倍，这是由于存在过剩的热平衡空位。Fe在Fe-Si纳米晶中的扩散由空位调节控制。

2）力学性能

目前，关于纳米材料的力学性能研究，包括硬度、断裂韧性、压缩和拉伸的应力一应变行为、应变速率敏感性、疲劳和蠕变等已经相当广泛。所研究的材料涉及不同方法制备的纯金属、合金、金属间化合物、复合材料和陶瓷。研究纳米材料本征力学性能的关键是获得内部没有（或很少）孔隙、杂质或裂纹的块状试样。由于试样内有各种缺陷，早期的许多研究结果已被最近取得的结果所否定。样品制备技术的日臻成熟与发展，使人们对纳米材料本征力学性能的认识不断深入。

许多纳米纯金属的室温硬度比相应的粗晶高2～7倍。随着晶粒的减小，硬度增加的现象几乎是不同方法制备的样品的一致表现。早期的研究认为，纳米金属的弹性模量明显低于相应的粗晶材料。例如，纳米晶Pd的杨氏和剪切模量大约是相应全密度粗晶的70％。然而，最近的研究发现，这完全是样品中的缺陷造成的，纳米晶Pd和Cu的弹性常数与相应粗晶大致相同，屈服强度是退火粗晶的10～15倍。晶粒小子50nm的Cu韧性很低，总延伸率仅1％～4％，晶粒尺寸为110nm的Cu延伸率大于8％。从粗晶到15urn，Cu的硬度测量值满足HallPetch关系；小于15nm后，硬度随晶粒尺寸的变化趋于平缓，虽然硬度值很高，但仍比由粗晶数据技HallPetch关系外推或由硬度值转换的估计值低很多。不过，纳米晶Cu的压缩屈服强度与由粗晶数据的HallPetCh关系外推值和测量硬度的值（Hv／3）非常吻合，高密度纳米晶Cu牙DPd的压缩屈服强度可达到1GPa量级。

尽管按照常规力学性能与晶粒尺寸关系外推，纳米材料应该既具有高强度，又有较高韧性。但迄今为止，得到的纳米金属材料的韧性都很低。晶粒小于25nm时，其断裂应变仅为＜5％，远低于相应粗晶材料。主要原因是纳米晶体材料中存在各类缺陷、微观应力及界面状态等。用适当工艺制备的无缺陷、无微观应力的纳米晶体Cu，其拉伸应变量可高达30％，说明纳米金属材料的韧性可以大幅度提高。纳米材料的塑性变形机理研究有待深入。

纳米晶金属间化合物的硬度测试值表明，随着晶粒的减小，在初始阶段（类似于纯金属盼情况）发生硬化，进一步减小晶粒，硬化的斜率减缓或者发生软化。由硬化转变为软化的行为是相当复杂的，但这些现象与样品的制备方法无关。材料的热处理和晶粒尺寸的变化可能导致微观结构和成份的变化，如晶界、致密性、相变、应力等，都可能影响晶粒尺寸与硬度的关系。

研究纳米晶金属间化合物的主要动机是探索改进金属间化合物的室温韧性的可能性。Bohn等首先提出纳米晶金属化合物几种潜在的优越性。其中包括提高强度和韧性。Haubold及合作者研究了IGC法制备的NiAl的力学性能，但仅限于单一样品在不同温度退火后的硬度测量。Smith通过球磨NiAl得到晶粒尺寸从微米级至纳米级的样品，进行了"微型盘弯曲试验"，观察到含碳量低的材料略表现出韧性，而含碳多的材料没有韧性。最近Choudry等用"双向盘弯曲试验"研究了纳米晶NiAl，发现晶粒小于10nm时，屈服强度高干粗晶NiAl，且在室温下有韧性，对形变的贡献主要源于由扩散控制的晶界滑移。室温压缩实验显示由球磨粉末固结成的纳米晶Fe-28Al-2Cr具有良好的塑性（真应变大于1．4），且屈服强度高（是粗晶的1O倍）。测量TiAl（平均晶粒尺寸约10nm）的压缩蠕变（高温下测量硬度随着恒载荷加载时间的变化）表明，在起始的快速蠕变之后，第二阶段蠕变非常缓慢，这意味着发生了扩散控制的形变过程。低温时（低于扩散蠕变开始温度），纳米晶的硬度变化很小。观察到的硬度随着温度升高而下降，原因之一是压头载荷使样品进一步致密化，而主要是因为材料流变加快。Mishra等报道，在750～950°C，10-5～10-3s-1的应变速率范围，纳米晶Ti-47．5Al-3Cr（g-TiAl）合金的形变应力指数约为6，说明其形变机制为攀移位错控制。

值得注意的是，最近报道了用分子动力学计算机模拟研究纳米材料的致密化过程和形变。纳米Cu丝的模拟结果表明，高密度晶界对力学行为和塑性变形过程中的晶界迁移有显著影响。纳米晶（3～5nm）Ni在低温高载荷塑性变形的模拟结果显示，其塑性变形机制主是界面的粘滞流动、晶界运动和晶界旋转，不发生开裂和位错发散，这与粗晶材料是截然不同的。

3）纳米晶金属的磁性

早期的研究发现。纳米晶Fe的饱和磁化强度试比普通块材a-Fe约低40％。Wagner等用小角中子散射（SANS）实验证实纳米晶Fe由铁磁性的晶粒和非铁磁性（或弱铁磁性）的界面区域构成，界面区域体积约占一半。纳米晶Fe的磁交互作用不仅限于单个晶粒，而且可以扩展越过界面，使数百个晶粒磁化排列。

Daroezi等证实球磨形成的纳米晶Fe和Ni的饱和磁化强度与晶粒尺寸（50mm～7nm）无关，但纳米晶的饱和磁化曲线形状不同于微米晶材料。随着晶粒减小，矫顽力显著增加。Schaefer等报道，纳米晶Ni中界面原子的磁拒降低至0.34mB／原子（块状Ni为0．6mB／原子），界面组份的居里温度（545K）比块状晶体Ni的（630K）低。最近的研究还发现，制备时残留在纳米晶Ni中的内应力对磁性的影响很大，纳米晶Ni的饱和磁化强度与粗晶Ni基本相同。

Yoshizawa等报道了快淬的FeCuNbSiB非晶在初生晶化后，软磁性能良好，可与被莫合金和最好的Co基调合金相媲美，且饱和磁化强度很高（Bs约为1．3T）。其典型成份为Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9称为"Finemet"。性能最佳的结构为a-Fe（Si）相（12～20nm）镶嵌在剩余的非晶格基体上。软磁性能好的原因之一被认为是铁磁交互作用。单个晶粒的局部磁晶体各向异性被有效地降低。其二是晶化处理后，形成富Si的a-Fe相，他和磁致伸缩系数ls下降到2′10-6。继Finemet之后，90年代初又发展了新一族纳米晶软磁合金Fe-Zr-（Cu）-B-(Si)系列（称为''''Nanoperm"）。退火后，这类合金形成的bcc相晶粒尺寸为10～20nm，饱和磁化强度可达1．5～1．7T，磁导率达到48000（lkHz）。铁芯损耗低，例如，Fe86Zr7B6Cu1合金的铁芯损耗为66mW·g-1（在1T，50Hz条件下），比目前做变压器铁芯的Fe78Si9B13非晶合金和bccFe-3．5％Si合金小45％和95％，实用前景非常诱人。

4）催化及贮氢性能

在催化剂材料中，反应的活性位置可以是表面上的团簇原子，或是表面上吸附的另一种物质。这些位置与表面结构、晶格缺陷和晶体的边角密切相关。由于纳米晶材料可以提供大量催化活性位置，因此很适宜作催化材料。事实上，早在术语"纳米材料"出现前几十年，已经出现许多纳米结构的催化材料，典型的如Rh／Al2O3、Pt／C之类金属纳米颗粒弥散在情性物质上的催化剂。已在石油化工、精细化工合成、汽车排气许多场合应用。

Sakas等报道了纳米晶5％（inmass）Li-MgO（平均直径5．2nm，比表面面积750m2·g-1）的催化活性。它对甲烷向高级烃转化的催化效果很好，催化激活温度比普通Li浸渗的MgO至少低200°C，尽管略有烧结发生，纳米材料的平均活性也比普通材料高3．3倍。

Ying及合作者利用惰性气氛冷凝法制成高度非化学当量的CeO2-x纳米晶体，作为CO还原SO2、CO氧化和CH4氧化的反应催化剂表现出很高的活性。活化温度低于超细的化学当量CeO2基材料。例如，选择性还原SO2为S的反应，可在500°C实现100％转换，而由化学沉淀得到的超细CeO2粉末，活化温度高达600°C。掺杂Cu的Cu-CeO2-x纳米复合材料可以使SO2的反应温度降低到420°C。另外，CeO2-x纳米晶在SO2还原反应中没有活性滞后，且具有超常的抗CO2毒化能力。还能使CO完全转化为CO2的氧化反应在低于100°C时进行，这对冷起动的汽车排气控制非常有利。值得注意的是这样的催化剂仅由较便宜的金属构成，毋须添加资金属元素。

FeTi和Mg2Ni是贮氢材料的重要候选合金。其缺点是吸氢很慢，必须进行活化处理，即多次地进行吸氢----脱氢过程。Zaluski等最近报道，用球磨Mg和Ni粉末可直接形成化学当量的Mg2Ni，晶粒平均尺寸为20～30nm，吸氢性能比普通多晶材料好得多。普通多晶Mg2Ni的吸氢只能在高温下进行（如果氢压力小于20Pa，温度必须高于250°C），低温吸氢则需要长时间和高的氢压力，例如200°C、120bar(lbar＝0．1Mpa)，2天。纳米晶Mg2Ni在200°C以下，即可吸氢，毋须活化处理。300°C第一次氢化循环后，含氢可达～3.4％（inmass）。在以后的循环过程中，吸氢比普通多晶材料快4倍。纳米晶FeTi的吸氢活化性能明显优于普通多晶材料。普通多晶FeTi的活化过程是：在真空中加热到400～450℃，随后在约7Pa的H2中退火、冷却至室温再暴露于压力较高（35～65Pa）的氢中，激活过程需重复几次。而球磨形成的纳米晶FeTi只需在400℃真空中退火0.5h，便足以完成全部的氢吸收循环。纳米晶FeTi合金由纳米晶粒和高度无序的晶界区域（约占材料的20％～30％）构成。

4纳米材料应用示例

目前纳米材料主要用于下列方面：

l）高硬度、耐磨WC-Co纳米复合材料

纳米结构的WC-Co已经用作保护涂层和切削工具。这是因为纳米结构的WC-Co在硬度、耐磨性和韧性等方面明显优于普通的粗晶材料。其中，力学性能提高约一个量级，还可能进一步提高。高能球磨或者化学合成WC-Co纳米合金已经工业化。化学合成包括三个主要步骤：起始溶液的制备与混和；喷雾干燥形成化学性均匀的原粉末；再经流床热化学转化成为纳米晶WC-Co粉末。喷雾干燥和流床转化已经用来批量生产金属碳化物粉末。WC-Co粉末可在真空或氢气氛下液相烧结成块体材料。VC或Cr3C2等碳化物相的掺杂，可以抑制烧结过程中的晶粒长大。

2)纳米结构软磁材料

Finemet族合金已经由日本的HitachiSpecialMetals，德国的VacuumschmelzeGmbH和法国的Imply等公司推向市场，已制造销售许多用途特殊的小型铁芯产品。日本的AlpsElectricCo．一直在开发Nanoperm族合金，该公司与用户合作，不断扩展纳米晶Fe-Zr-B合金的应用领域。

3)电沉积纳米晶Ni

电沉积薄膜具有典型的柱状晶结构，但可以用脉冲电流将其破碎。精心地控制温度、pH值和镀池的成份，电沉积的Ni晶粒尺寸可达10nm。但它在350K时就发生反常的晶粒长大，添加溶质并使其偏析在晶界上，以使之产生溶质拖拽和Zener粒子打轧效应，可实现结构的稳定。例如，添加千分之几的磷、流或金属元素足以使纳米结构稳定至600K。电沉积涂层脉良好的控制晶粒尺寸分布，表现为Hall－Petch强化行为、纯Ni的耐蚀性好。这些性能以及可直接涂履的工艺特点，使管材的内涂覆，尤其是修复核蒸汽发电机非常方便。这种技术已经作为EectrosleeveTM工艺商业化。在这项应用中，微合金化的涂层晶粒尺寸约为100nm，材料的拉伸强度约为锻造Ni的两倍，延伸率为15％。晶间开裂抗力大为改善。

4）Al基纳米复合材料

Al基纳米复合材料以其超高强度（可达到1.6GPa）为人们所关注。其结构特点是在非晶基体上弥散分布着纳米尺度的a-Al粒子，合金元素包括稀土（如Y、Ce）和过渡族金属（如Fe、Ni）。通常必须用快速凝固技术（直接淬火或由初始非晶态通火）获得纳米复合结构。但这只能得到条带或雾化粉末。纳米复合材料的力学行为与晶化后的非晶合金相类似，即室温下超常的高屈服应力和加工软化（导致拉神状态下的塑性不稳定性）。这类纳米材料（或非晶）可以固结成块材。例如，在略低于非晶合金的晶化温度下温挤。加工过程中也可以完全转变为晶体，晶粒尺寸明显大干部份非晶的纳米复合材料。典型的Al基体的晶粒尺寸为100～200nm，镶嵌在基体上的金属间化合物粒子直径约50nm。强度为0.8～1GPa，拉伸韧性得到改善。另外，这种材料具有很好的强度与模量的结合以及疲劳强度。温挤Al基纳米复合材料已经商业化，注册为GigasTM。雾化的粉末可以固结成棒材，并加工成小尺寸高强度部件。类似的固结材料在高温下表现出很好的超塑：在1s-1的高应变速率下，延伸率大于500％。

5结语

金属材料论文篇（4）

无机非金属材料专业实验教学的改革必须突破传统的实验教学模式，按照素质教育的要求，以提高学生的综合素质为目的，以培养创新能力为主线，采用核心化、多层次实验教学体系结构。核心化是指服从实验目标，以培养应用型、创新型人才为核心;多层次是指实验内容设置划分多个层次:基础无机非金属材料科学实验(基本技能和基本方法)、综合型实验(学科间交叉)、专业设计型实验。精炼基础(无机非金属材料科学基础实验、玻璃工艺实验、陶瓷工艺实验、水泥工艺实验)实验内容，使其与理论知识同步，以验证性实验为主，小综合实验为辅，既加深理论知识的理解，又培养实验基础技能与应用。在大三下学期增加综合型实验，此类实验内容为至少两个二级学科之间的交叉，这样可以巩固学生的实验技能，并且加强不同学科之间的关联，使学生能独立完成实验方案确定、原材料检测、材料制备、材料性能检测、材料结构分析等实验内容，锻炼学生解决实际问题的综合能力。在大四上学期，为了帮助学生就业以及进一步深造和后面的毕业论文打下基础，增加专业方向设计性实验，以设计为主，讲究与工厂实际内容和研究热点相符的研究型实验，以培养学生解决问题的能力，从而培养创新意识。另外，新的实验教学体系要加强对学生的个性发展，实验内容应设立必做实验项目、选做实验项目和研究性实验项目，以满足不同层次学生的需求，贯彻因材施教的原则。

1．2采用利于培养创新应用型人才的实验教学方法

(1)在实验教学中，改进实验教学方法，采用电子视听设备和多媒体网络技术等多种辅助教学手段，将原来分离的理论课及实验课教学合二为一，使原来课堂上枯燥乏味的专业课及实验课变得生动形象，易于理解。通过下载精品课程实验录像，展示实验仪器的内部结构及操作方法。通过自制和下载FLASH动画展示实验原理及实验过程中的细小变化，通过到企业拍摄的生产实况录像给学生一个真实的生产环境。通过多媒体辅助教学，能够将生涩、抽象、难懂的知识形象化，具体化，提高学生的学习兴趣和积极性。尤其对无机非金属材料专业中的大型及昂贵的工厂设备原理、设备、方法的理解与掌握起到了很好的辅助作用，为学生提供反复观摩实验过程，加深理解实验原理的机会。

(2)在实验过程中，改变实验指导方法，强化学生能力培养。采取“以学生为主体，以教师为主导”的教学模式，变“被动”实验为“主动”实验。使实验教学的各个环节、各个层次都能锻炼学生的动手能力，充分发挥学生的积极性和创造性。教师只提供指导，实验由学生自主完成。这样就要求学生实验前必须认真准备，查阅相关文献，自己设计实验方案和数据表格等。通过实验促进学生个性的发展和创新能力的培养，使学生成为主动实验的参与者、探索者。让学生解决实验中遇到的问题，提高实验效果，增长实验经验，锻炼实验技能。实验结束后要引导学生去思考实验中的问题。

1．3建立科学、公正的考核体系

实验教学的考核方式直接影响着学生参与实验的积极性。新的实验教学模式应改变传统以实验报告作为主要评分依据单一考核方式，对不同类型实验采取不同的考核手段，使考核更加客观公正，并且让不同类型的学生发挥各自的特长，亦可有效杜绝实验报告抄袭和雷同的现象。无机非金属材料工程专业实验教学的考核重点应是对学生综合实验技能的掌握程度、动手能力和解决实际问题能力的考核。对于基础性实验的考核以实际操作与实验报告为评价依据，其中实际操作现场考核，实验报告应为学生独立完成的，无固定模板，教师对其做出综合判断，两项综合评定为其最终成绩;对于综合性实验的考核，以答辩的形式评定成绩，采取抽签的形式，确定每个选择答辩评定成绩的学生必须答辩的实验题目和内容，答辩结束，要求学生针对答辩题目与内容提交自己答辩情况分析和最佳答辩结果书面报告。教师依据学生就实验内容设计与结果分析方法等问题的答辩和书面总结情况评定学生成绩。对于设计性实验的考核，可建议学生撰写相关的科技论文，通过引导学生针对所做的实验内容，有目的的查阅文献、分析问题，最终解决问题，以论文的形式呈交实验报告，全面锻炼学生的研究与创新能力。

1．4增加无机非金属材料专业实验室安全课程

笔者在美国访学期间对美国大学实验室安全教育系统(EHS)印象深刻，其教育形式多样，内容齐全，非常值得我们借鉴。为此，无机非金属材料专业实验教学新模式中应引入类似美国EHS管理系统。无机非金属材料实验室要强制实行安全训练课程及考试制度，实行硬性的安全教育和实验室准入制度。在进入实验室之前，每个学生都必须进行安全培训与考核，最好相关部门建立一套安全教育网络学习系统，设立包括一般实验安全、安全用电、防火、逃生以及如何使用有毒有害、易燃易爆的实验品等在内的多个专门培训课程，并通过考核作为进入实验室的前提条件，考试不合格者禁止进入相关实验室，必须重修合格后才准进入实验室。另外，还可以借鉴美国高校的做法，拍摄不同内容的专题安全教育影片，放到相关网络系统中，供有需要的人员下载或在线观看和使用。

金属材料论文篇（5）

2.动态摊销系数双单位管理模式实施要素：

2.1搜集基础数据

实施库存管理的双单位管控模式首先要搜集基础数据：主单位：对于金属材料，主单位通常为KG;次单位:对于棒料、管料、矩管、扁钢等条状柱状管状的物料，次单位通常为米；对于板材次单位通常为平米；理论单重：在理论上，单重通常为每次单位数量的主单位数量；单位通常为KG/M或KG/平方米；主次单位换算系数=1/单重；摊销系数=结存主数量/结存次数量。

2.2基于一定的库存管理软件

由于实施双单位管理，在入出库环节会增加很多计算工作，如果这种计算工作不能借助管理软件进行运算及控制，将严重影响双单位管理模式的出入库效率及准确性，更严重一些可能导致双单位管理模式的难产。我公司目前采用和佳软件公司的ERP系统，该系统本身为每一个物料都设定了主单位及次单位，只是在给我们公司实施过程中，针对我们公司的金属材料库实施双单位过程中增加了主次单位自动转换、自动按照库存发料、收料误差控制等功能。

2.3控制要素

由于有了前期准备的基础数据，有了管理软件做支撑，我们还要注意在库房管理的入库、出库、盘点、移库等环节做好控制。

2.3.1入库控制：

在入库时，通过检斤来获得入库物料的主单位数量，通过检尺来获得入库物料的次单位数量，通过计算实际单重与理论单重的比值（以下简称入库误差）来控制材料采购环节的误差问题，避免出现超差问题。对于超差问题控制，通常根据每一类物料的国标来圈定一个该物料的实际单重与理论单重的误差允许范围，然后通过判断入库误差是否在误差允许范围来判断材料是否超差。以Φ30的2A12~T4圆铝棒来说，该铝棒的国标为GB/T3191~2010，依据国标，该物料的理论单重为1.964KG/米，按照国标允许的误差为~2，换算成单重的允许下差1.724KG/平方米，允许上差为1.964KG/平方米。如果入库时1.724≤实际单重（实际主单位数量/实际次单位数量）<1.964，则系统自动判断为材料在允许公差范围内，可以入库；如果实际单重<1.724或实际单重>1.964，则材料超差，拒绝入库。

2.3.2出库控制：

在出库环节，可以直接依据测量次数量进行发料，系统记录发料次数量，并通过动态摊销系数来计算出库主数量。

2.3.3盘点控制：

在盘点物料时，需要主单位与次单位同时进行盘点，盘点次数量是盘点所得，盘点主数量=盘点次数量*动态摊销系数。

3.效果分析

通过动态摊销系数双单位管理模式的实施，金属材料库的管理在原有基础上有了很大的提升，具体表现在：

3.1明确库管责任，减少了不确定性

以前单单位管理模式下，金属材料往往检斤收、检尺发，收发两个标准，出现盈亏无法界定责任；采用双单位管理模式后，严格按照次单位数量进行盘点，库房数量的盈亏依据次单位数量的盈亏作为判断依据，出现盈亏时责任比较明确。

3.2满足了使用部门对于次数量的掌握

由于金属材料是否足料往往通过次单位数量来进行排料，在库存管理模块能够直观地查到库存次单位的结存数量，便于使用部门的决策。

3.3减少了发料环节的计算工作

以前单单位管理模式时，发料时需要库管员计算次单位数量然后进行发料，现在系统直接展现的领料计划就是次单位数量，可以直接发料。

金属材料论文篇（6）

1明确培养目标提升教育品质

卓越工程师培养计划是我国强国战略的重要举措，旨在造就一批综合能力过硬的高质量工程技术人才，它提出了一种新的教育品质概念，即高等院校的人才培养应当遵从社会发展需求和适应经济发展要求的双重标准，这不仅包含了对理论知识的应用和创新，还明确了人才培养应以综合素质和创新能力的全面拓展为核心。这就意味着高等学府对人才的培养应具备适应与时俱进的时代需求和高品质的工程技术发展要求的培养理念和课程体系。高质量工程技术人才不仅要求对工程技术有全方位深层次的掌握，还需通过正确的价值理性的引导，人文社会科学及企业管理精神的长期熏陶，懂得工程技术在社会和国家发展中的价值和意义。然而，目前的教育体系缺乏对学生进行从事工程工作意义的教育，很多工科学生并不明确工程工作的意义及其相应的社会责任，同时由于社会对工程和工学的认知度的欠缺与偏差，导致出现了一种现象——目前硕士研究生培养过程中，仅就学生生源方面，工学硕士明显优于专业学位硕士，甚至出现了工学硕士落榜的考生可以转向专业学位学习的第二选择。在20世纪70年代末至80年代初，大学生的理想职业是“不当工程师也要当技术员”。而且很多院校过去也常常以被命名为“工程师的摇篮”而自豪，但是在21世纪飞速发展的今天，这样的提法已从我们的生活中消失。目前的统计数据显示，现在大学生的理想职业一般为公务员、管理者、金融会计师等一些不具有工程意义的职业。对此我们不禁要发问：卓越工程师培养计划下的本科毕业生，会按照原本的设想，一部分继续全日制工程硕士的学习，另一部分转而攻读工学硕士吗？是不是学术研究型大学“卓越计划”的本科毕业生主要进入工学硕士阶段，从事科学研究；而一般本科院校的毕业生则进入全日制工程硕士的学习？当然，不管答案如何，都要求我们要实践好金属材料专业的三阶段(本科、硕士、博士)培养，这需要社会、学校、教师和学生多方面、多角度，及时有效地转变思想观念，更新教育理念，才能真正提高教育品质。

2创新工程教育培养模式

工程教育培养模式，常规的是变革课程体系、教材内容、教学方式，强化实践环节等。而工程教育的创新模式，例如“校企合作，顶岗实习”“学分互认”也在积极推动高等工程教育培养模式的全面改革发展。针对本科卓越工程师培养计划，常见的按学年分为“2+2”“3+1”“5+1.5”等。高校应打破学校封闭办学的传统模式，积极促进通过校企合作创设工程教育的环境与条件。我校金属材料专业本科卓越工程师计划采用“3+1”培养模式，即3年的校内学习，1年的企业学习，校内学习和企业学习相互交叉。在3年的校内学习时间内，穿插各类实验教学、实践教学以及认识实习，提升学生的实践能力；同时，学生也可根据自己的兴趣辅修管理学、经济学、自动化等第二学位专业。在1年的企业学习中，部分学生采用顶岗实习的方式，另一部分学生直接参与企业的项目研究。

3改革和完善实践教学体系

实践教学的目的是巩固理论知识和加深对理论知识认识，对培养具有创新意识的高等工程教育人才必不可少。我校金属材料专业本科“3+1”教学模式下，将实践教学与理论教学分离，将实践教学作为一个单独的部分，改变原来的将专业、基础课程以教师传授的方法给学生的这种传统教学方式。把培养学生能力作为主要目的，以通过精炼理论知识和工程训练作为辅助依托，学生解决实际问题的能力作为检验标准。与理论教学相得益彰又各自独立的实践教学体系。实践课程的学时有效性不同于理论教学，优化实践教学的教学模式，将工程人才的培养由课堂延伸到课外。同时，学校开设创新性实验和开放性实验，学生可自由选择。此外，课外科技活动和学科竞赛的奖励机制也可以调动学生学习的主观能动性，培养他们的学习兴趣和创造性思维能力。

4大力提升高校教师的工程素养

跟20世纪末期相比，现在的市场竞争更加激烈，高校的教师参加到工程实践中的次数和地位也在下降，这就使得高校教师更难把教学和工程设计都处理好。现在很多刚进入高校的青年教师大多都是没有或者很少有在企业实际的工作经验。结合生产实际和参加到工程的机会也在本科高年级的教学中正在减少，在本科的毕业设计中更是如此。因此，国内很多高校教师的工程实践能力和实践经验不足的现象突显。结合我校实际，可以从以下几个方面进行来提升教师的工程素质，从而满足卓越工程师教育培养的计划要求。

4.1教学相长结合

我校的实际情况，在研究和教学实践中发现，培养工程素质和工程实践能力的养成两个同等重要的因素是教师和学生。通过教师在研中学、学中教；学生在学中练、在练中学，实现教师和学生的共同进步。

4.2产学研紧密结合

学校搭建产学研一体化平台，使用该平台可以连贯地培养青年教师的工程素质，也可以提供给学生一个新的工程实践机会。

4.3合理高效的利用

社会资源创办校企联合教学模式，整合高效利用社会办学的资源优势，发挥出社会办学的力量。通过上面2种方式可以使教学紧密的结合行业发展的前沿，而且可以为教师工程素质和能力的培养提供必要的支持。

4.4加强教师队伍建设

要打造一支整体素质和技术能力都优秀的师资队伍，学校不仅要大力引进具有工程实践背景的高层次工程技术人才，还要建立一种长效机制，使得工科类专业教师有接受与社会发展接轨的工程实践锻炼的机会，并鼓励青年教师积极参与工程实践。学校还可以出台相关政策，以资助和鼓励青年教师到企业中进修学习。在岗位评聘、职称晋升等方面将工程素质考核纳入指标体系也是一种提升教师在工程教学方面素质的好方法。高水平工程教师师资队伍不但要有校内专职教师，还要有企业兼职教师，只有既鼓励有工作经验和科研水平的工程师到学校兼职任教，又鼓励专职教师到企业中兼职，才能使二者充分结合和交流，达到知识技能互补和彼此相互学习的目的。

5积极探讨校企合作方式

卓越工程师计划的实施必须重视校企合作，紧密依托行业。建立校企合作关系，是培养卓越工程师的有效途径。然而，长期以来国内的大部分企业都不愿意接纳未毕业大学生的实习，把在校大学生实习看成是企业负担，并且有很多企业把大学生实习的时间期限规定为1年，这都是培养卓越工程师计划的难点。同时，在校大学生在公司进行实习时，实习期间所需的实习费、安全保险费、交通费等各种费用都需要学校支付，这对于学校是很难承受的高额费用，会导致实习质量“缩水”。目前，在校大学生在企业实习中基本以参观实习为主，学生安全被学校和企业放在了第一位，在有限的实习期间内，对大学生的培养基本难以实现。针对该问题，希望国家明确要求企业担负起培养卓越工程师的校外责任，更希望国家实施政策鼓励企业的这种行为，促使企业积极主动建立校企合作关系，参与人才培养，将培养金属材料专业卓越工程师变成企业的经营政策。事实上，开展培养卓越工程师计划，建立校企合作关系，是一项学校和企业双赢的战略。首先，高等院校的发展，尤其是实施培养卓越工程师计划离不开相关企业的深度参与。其次，企业的发展离不开高等院校培养出的各种专业型人才。我校材料学院已与很多企业(如东北轻合金有限公司、东安发动机有限公司等)共同建立了长期稳定的工程硕士培养关系，已经帮助这些公司培养了众多工程技术骨干和管理人才。最后，校企合作关系的建立，能使高校与企业达到彼此生存共赢的目的。高校与企业之间是“你中有我、我中有你”的关系，合则两利，所以应该促使高校与企业之间建立更深层次的合作，即高校应该在企业建立生产实习基地，根据高校和企业的真实情况，建立各种等级的学生工作站，利用企业在生产、科研中遇到的实际问题和企业所能提供的实际技术、工作和科研环境，给高校本科生和硕士、博士研究生提供相应的研究课题。企业在给高校提供实习设备、场地、工作站的同时，高校学生也能给企业带来一定的经济利润，并且出站的毕业生也可以留在企业继续工作，使企业人才得到新鲜的血液，达到高校与企业双赢的目的。

金属材料论文篇（7）

2陶瓷－金属封接

与玻璃－金属封接相似，陶瓷－金属封接亦有2种材料物理化学不相容和热应力问题。陶瓷－金属封接工艺主要通过陶瓷表面烧结金属化层的方式实现与金属材料的表面润湿。对热应力的释放则依赖于金属化层和钎焊过程中钎料的变形和缓冲。陶瓷-金属封接广泛采用的是烧结金属粉末法（如活性钼－锰法），该连接工艺主要包括陶瓷的处理、膏粉的制备、涂膏、金属化烧结、镀镍、二次金属化、钎焊等过程。陶瓷表面金属化层的质量是决定整个陶瓷－金属封接接头的主要环节。目前对该种方法的研究主要集中在陶瓷表面金属化的机理研究、表面金属化强度提高、陶瓷与金属化层强度表征等。北京真空电子技术研究所对陶瓷－金属封接工艺及机理开展了大量研究工作。张巨先等人［5］研究了不同陶瓷表面金属化时金属粉与陶瓷相的相互作用机理。针对w（Al2O3）95％陶瓷采用Mo含量不同的粉末对陶瓷表面金属化，指出在金属化过程中，Mo颗粒形成骨架网络，金属粉中的玻璃相填充骨架网络的空隙，并与w（Al2O3）95％陶瓷中的玻璃相融和，通过毛细作用渗入陶瓷，得到有一定强度的致密金属化层，当玻璃相含量较高时，会在骨架网络中形成较多的内闭口气孔。针对高纯Al2O3陶瓷［6］，由于陶瓷内部无玻璃相及玻璃相迁移通道，其金属化主要通过Al2O3相表面细小颗粒的溶解、沉淀、析出及玻璃相对Al2O3陶瓷表面的润湿过程，实现致密结构。赵世柯等人［7］采用传统的Mo-Mn法对透明Al2O3陶瓷进行了金属化，获得了气密性可靠的陶瓷-金属封接件，并指出金属化层与陶瓷之间的结合主要来源于金属化层中的玻璃态物质表面良好的润湿性。由于制备工艺的限制，陶瓷内部存在随机的内部和表面缺陷，则其与金属封接接头的强度具有很大的分散性。石明等人［8］采用Weibull统计和正态分布，对氧化铝陶瓷的封接强度进行统计分析，试验表明，Weibull模数和变异系数可以表征材料强度的离散性。

3陶瓷－金属活性钎焊

陶瓷－金属活性钎焊工艺利用传统的钎焊方法，通过在钎料中添加活性成分（Ti，Zr等），可以增大钎料对氧化物、硅酸盐等物质的亲和力，实现钎料对陶瓷表面的润湿和铺展，完成陶瓷－金属的钎焊，而钎料对金属侧的润湿能力一般都较强，因此对其研究较少。相对于陶瓷－金属封接工艺，陶瓷－金属活性钎焊具有工序少、周期短、封接温度低、零件变形小等优点，因此成为近年来陶瓷－金属连接方向的研究热点。YLiu等人［9］研究了SiC陶瓷的活性钎焊（Ag－35．25Cu－1．75Ti）工艺（温度、保温时间）对接头力学行为的影响，研究指出，随着钎焊温度的升高，钎焊接头的弯曲强度升高，但随着保温时间的延长，活性钎料与陶瓷间的反应厚度增大，形成较多的脆性金属间化合物，使接头的力学性能下降。此外，笔者通过XRD手段分析了界面的反应产物，发现陶瓷与活性钎料的连接面由SiC/连续细小的TiC层/不连续粗大的Ti5Si3层/填充合金层组成，从而验证了活性元素Ti与SiC陶瓷间的反应产物。ZWYang等人［10］研究了SiO2－BN陶瓷与因瓦合金的Ag－21Cu－4．5Ti活性钎焊。钎焊温度为1113~1173K，保温时间为5~30min。通过扫描电镜和投射电镜分析发现，非晶态SO2在钎焊过程中活性较低，而h－BN与Ti反应生成细晶反应层的活性较大，钎焊过程中形成了100~150nm厚的TiN－TiB2反应层，从而实现了陶瓷与金属的连接接头。而因瓦合金中的Fe，Ni元素与Ti元素反应生成Fe2Ti，Ni3Ti，并固溶在Ag－Cu基体中，随着脆性相Fe2Ti，Ni3Ti含量的增高，接头的抗剪能力下降。李卓然等人［11］研究了95％氧化铝陶瓷与低碳钢Ag－Cu－Ti活性钎焊反应机理。试验采用的钎焊温度为950℃，保温时间为5min。通过XRD方法对接头不同区域的物相进行分析发现，接头由Al2O3陶瓷/Ti3Cu3O/Ti3Al＋TiMn＋TiFe2＋Ag＋Cu/TiC/低碳钢组成，钎料中的活性元素Ti，一方面和Cu与Al2O3反应形成Ti3Cu3O和Ti3Al，另一侧由于Ti是强碳化物形成元素，导致Ti向低碳钢侧扩散与C充分接触，同时较小的C原子也快速向钎料层扩散，形成连续的TiC层，另外与Fe，Mn结合生成TiFe2和TiMn。

4陶瓷－金属过渡液相扩散焊

陶瓷－金属的活性钎焊工艺可实现两者的可靠连接，但接头的高温高应力下的环境适应性较差，这是由于活性钎焊的连接温度较低，若提高钎焊温度又会引起热应力的增大。而陶瓷－金属的过渡液相扩散焊可较好地解决此问题。陶瓷－金属过渡液相扩散焊的中间层一般为复合中间层，即由一薄层低熔点金属或合金熔敷在相对较厚的高熔点核心层上。低熔点薄层熔化后扩散进入高熔点材料并与之反应，使液相消失，形成的合金或中间层性质取决于高熔点核心材料的物理性质。JiuchunYan等人［12］研究了采用Cu/Ni/Cu中间层连接Al2O3陶瓷与6061铝合金。钎焊温度为580℃，随着保温时间的延长，接头的抗剪强度呈提高趋势；钎缝部位有纯Ni层、Al0．9Ni1．1化合物层、Al基固溶体的存在；钎缝中的Al－Cu的共晶组织增强了Ni层的扩散，并缩短了钎焊时间。MBrochu等人［13］研究了使用Cu－Ti/Ni/Al中间层局部过渡液相扩散连接Si3N4陶瓷和FA－129铁铝合金。预加压应力为300kPa，首先以10℃/min的加热速度加热到950~1100℃，并保温30min，之后以5℃/min的速度加热到1100~1200℃，并保温1．5～6h完成均匀化过程，最后以55℃/min的速度降温到300℃。其中Cu－Ti以粉末状夹在Si3N4/Ni之间，而Al以箔状夹在Ni/FA－129之间，最终接头的弯曲强度约为80MPa。李京龙等人［14］以Ti/Ni/Ti为中间层，利用局部过渡液相扩散方法对多孔C/SiC材料进行了连接。中间层中的活性元素Ti对C/SiC润湿性能良好，因而形成了能够沿连接界面孔隙渗入C/SiC基体内。接头冷却后可形成“扎钉结构”，从而提高接头的连接强度。

金属材料论文篇（8）

2基于RBF神经网络的数控加工控制方法

2．1RBF神经网络及相关算法概述下页如图1所示，RFB的每一个神经元同输入层连接的向量W1i与输入的矢量Xq的距离设为b1，输入y＝radbas［dis（W，x）×b］，并且输出层的神经元对相应的输出函数采用线形的加权组合。对于基函数大齿常采用高斯函数：对于RBF的初始化及相关的学习可以参照图2。在进行训练前，先输入矢量X，与之对应的是目标矢量T以及径向基函数的一个拓展常数C。具体的训练目的是，求W1，W2以及b1和b2。当系统完成所有输入值的聚类以后，会自动求得每个隐层节点RBF的中心ci，进而确定相应的W1。在改进方法上，主要是针对第0个神经元进行初始的训练，排查出错误后自动的增加神经元［2］。

2．2难加工金属材料的RBF监控系统难加工金属材料的RBF监控系统构造如图3所示。整个系统采用的是M317069的速度传感器进行测速，SZMB－9的磁电转速传感器进行转速的测定，HK－NS－WY04的位移变送器进行对吃刀量的检测。一旦检测到加工过程存在问题，系统就会实行自主的参数控制。该系统的工作原理如图4所示，神经网络所采用的最基本单元是神经元结构的模型。它的输入模式具有线性不可分性，考虑到这些实行的是多层化的感知器网络，以实现多层次的网络输出，若最终的输出结果不是想要的，可以通过修改各个感知器的权值来达到目的。

金属材料论文篇（9）

2毕业设计选题

毕业设计是本科教学过程的最后一个环节，旨在训练学生综合应用所学的各种理论知识和技能，分析问题和解决问题的能力。虽然毕业设计环节众多，但选题环节是毕业设计成败的关键。根据我校金属材料工程专业的行业背景，毕业设计选题应遵循专业性、可行性、实用性、新颖性、自主性和科学性[3]。（1）专业性：选题必须符合金属材料工程专业的培养要求，训练学生解决实际问题的能力；（2）可行性：仪器设备等相关条件能够满足毕业设计要求，工作量适中，确保学生按时完成毕业设计；（3）实用性：以工程实践和博士、教授进企业等活动为载体，通过与企业联合选题的方式，提升学生的工程实践、工程设计和工程创新能力；（4）新颖性：避免选题的重复性或过于陈旧；（5）自主性：学生可以根据自己择业意向或主观意愿在教师指导下自拟题目，也可通过参与教师的科研项目或大学生创新计划等自主选题；（6）科学性：选题有一定的研究价值，教师可根据自己的科研项目拟定题目。

3导师制度建设

导师制度是适应教育管理的新形势、新变化、新要求情况下应运而生的，作为一种教育模式，主要通过一名导师负责几名学生，来加强学生与导师间的联系，使导师在思想、学习上、生活、心理、就业等方面全方位引导学生，同时也密切了师生之间教学与科研的交流合作。特别是在学习上，凭借自身多年的教育教学经验，导师可根据每个学生的兴趣或择业意向指导学生量身定制修业方案。此外，学生修业过程中，导师通过面谈、网络聊天、同事间交流等方式了解学生的学习情况，并及时进行引导。鼓励学生参与课内外科技活动和知识竞赛，同时对毕业设计选题、报考研究生、就业等进行指导。有意识地培养学生的自学能力、实践能力和创新精神，促进学生知识、能力、组织的全面提升。为此，在入学伊始就为金属材料工程专业的每位学生配备了导师。

金属材料论文篇（10）

二、建立创新教育机制，培养学生创新能力

鼓励学生在教师指导下积极开展多样化的科技创新活动［5］。如参加指导教师的课题研究，申报并参加大学生创新创业训练计划项目，参加全国及辽宁省“挑战杯”大学生课外学术科技作品竞赛、全国及辽宁省普通高等学校本科大学生机械创新设计大赛、全国大学生英语竞赛、全国大学生数学建模竞赛等。通过组织各种类型、各种形式和不同层次的课外活动，将各类工程实践活动、创新实践训练、学科竞赛活动、学术前沿讲座、社会实践、公益活动等课外活动作为第二课堂课程模块纳入到课程体系中统一实施和管理。从2006年开始，我们以学校“6S”，即ST(科技训练)、SC(系列竞赛)、SP(社会实践)、SW(社会工作)、SL(系列讲座)、SA(特色活动)为指导，以“挑战杯”“机械设计竞赛”活动为契机，以课外教学环节为突破口，开展了多项大学生课外竞赛活动。近年来，金属材料工程专业参赛学生项目获机械创新设计大赛国家二等奖一项;“挑战杯”大学生课外学术科技作品竞赛国家三等奖一项;全国大学生英语竞赛二等奖、三等奖各一项;辽宁省级奖项几十项。通过创新竞赛的开展，活跃了创新教育的氛围，为金属材料工程专业学生的个性发展提供了平台，为学生毕业后从事科学研究活动奠定了一定的基础。此外，金属材料工程专业对学生实行实验室全天开放，先进的科研设备和仪器用于学生科研训练，促进了学生创新能力的提高。