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971.
随着环境保护的需要,具有较低Pb含量或不含Pb元素的多元低熔点合金越来越受到工业界的重视和青睐,但是该类合金的组织结构形态、相组成和基本的物理化学数据比较缺乏,不利于其工业化应用。鉴于此,文章对两种具有较低Pb含量的Sn_(16)Bi_(52)Pb_(32)(质量分数)合金和In_(21)Sn_(12)Bi_(49)Pb_(18)(质量分数)合金进行了凝固组织、相组成以及物化性能方面的研究。扫描电镜(SEM)、差示扫描量热法(DSC)、X射线衍射(XRD)等分析测试结果表明:Sn_(16)-Bi_(52)Pb_(32)合金由Bi-(Pb)固溶体相、Sn-(Bi,Pb)固溶体相以及Pb_7Bi_3化合物相组成,具有准规则共晶凝固组织结构。而In21Sn12Bi49Pb18合金由InBi化合物相、PbBi化合物相以及Sn-(Bi,In)固溶体相组成,具有复杂规则的共晶组织形貌。 相似文献
972.
973.
974.
采用动态流变测试和扫描电子显微镜技术,考察高抗冲聚苯乙烯(HIPS)/高密度聚乙烯(HDPE)共混物的动态黏弹行为与相形态,对比1%(质量分数,下同)的纳米和微米CaCO_3对HIPS/HDPE(30/70)不相容共混物的增容效果。结果表明:当HDPE小于30%时,HIPS/HDPE共混物在低频区的复数黏度和储存模量均显示出明显的正偏差,而当HDPE大于30%时,则呈现负偏差;前者与HDPE和PB粒子间的相互作用相关,而后者归因于HDPE基体与PS分散相之间较弱的界面相互作用。当HIPS为基体时,HDPE分散相粒子呈现较宽的尺寸分布;而当HDPE为基体时,PS分散相呈现双模尺寸分布,对应于两种不同类型的PS分散相粒子的存在。1%的纳米CaCO_3对HIPS/HDPE(30/70)不相容共混体系起到了一定的增容效果,CaCO_3纳米粒子主要位于HIPS/HDPE相界面以及HDPE连续相内;而微米CaCO_3对该共混体系仅起到了增黏而非增容作用,CaCO_3微米粒子仅位于HDPE连续相内。 相似文献
975.
利用光学显微镜(OM)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)结合析出动力学和冲击实验,研究了不同Mn含量(4.3%,6.9%,9.7%,质量分数,下同)对22%Cr节镍型双相不锈钢700℃时效析出相形成和韧性的影响。结果表明:随Mn含量由4.3%增加至9.7%,时效76h,析出形貌分别为铁素体/奥氏体(δ/γ)界面细小σ相颗粒析出和铁素体晶内σ相/二次奥氏体(γ_2)共析组织。Mn含量增加使Avrami指数n减小,反应常数B增大,Mn元素参与并促进σ相析出,σ相开始析出和完全析出时间均提前,开始析出与完全析出的时间间隔增大,析出速率降低。时效过程中δ相分解量低于1%(体积分数,下同)对冲击韧度影响不大,δ相分解量由1%增至5%会显著降低冲击韧度。Mn含量增加在时效前期对冲击韧度有利,时效中期则会促使δ相分解量更早超过1%,导致冲击韧度快速下降。 相似文献
976.
977.
高功率、高容量的LiNi_(0.8)Co_(0.15)Al_(0.05)O_2(NCA)正极锂离子电池在电动汽车和定置储能电池等行业中具有非常广阔的应用前景。为使其更具商业竞争力,NCA锂电池的使用寿命至少需要延长至15年,这对现行技术而言是一个很大的挑战。因此,明确NCA锂电池在循环和储存过程中性能衰减机理是延长NCA动力电池使用寿命的关键。大量研究表明正极表面膜的形成、表面盐岩结构类NiO相的出现、显微裂纹的产生、表面导电碳基体的恶化等因素是NCA动力电池衰减的主要原因。通过常规原子掺杂、表面包覆等方法在一定程度上能有效抑制正极材料的恶化,延长锂离子电池的使用寿命。 相似文献
978.
979.
通过显微硬度和抗拉强度试验、X射线衍射仪、扫描电镜和金相显微镜观察,研究经旋转摩擦挤压法制备的CNTs/Mg复合材料的组织及性能。结果表明:CNTs/Mg复合材料的组织为细小等轴晶,且随着CNTs含量的增加,复合材料晶粒尺寸逐渐细化,当CNTs含量为5%时,晶粒尺寸最小,由63μm减小至3.79μm,为AZ91基材晶粒尺寸的6.01%。经过旋转摩擦挤压加工后基材内第二相β-Al12Mg17相的量减少,CNTs的加入使复合材料中出现了Al4C3相,且第二相β-Al12Mg17相网状结构消失。加工后的镁合金抗拉强度提高,最大值为330.9 MPa,较原基材提高了90.6%,当CNTs含量小于2%时,复合材料强度高于原基材。复合材料硬度随着CNTs含量的增加呈先增加后降低的趋势,当CNTs含量为2%时,硬度最高,达101.3HV,比AZ91基材提高了40.3%。 相似文献
980.
利用Gleeble-1500热模拟机、光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)以及透射电镜(TEM)对渗碳钢23CrNi3Mo的连续冷却相变规律以及等温转变规律进行了研究,并基于此,设计了一种新的热处理冷却工艺。研究结果表明,渗碳后试样以0.05℃/s和0.1℃/s的冷速连续冷却时,表面渗碳层为高碳马氏体组织,过渡区为高碳马氏体+下贝氏体的混合组织,基体为下贝氏体组织;渗碳试样外表面在高温段以较低的冷速(0.05~3℃/s)连续冷却时,碳化物沿晶界析出形成网状碳化物;无渗碳的实验钢的贝氏体等温转变温度范围为375~450℃。新的热处理冷却工艺为:试样在880℃保温完成后,采用快速冷却工艺,以冷速大于等于5℃/s进入贝氏体转变温度区,直接入450℃的盐浴炉,入炉后均温5~10min,在低温转变区即贝氏体转变温度区间,采用慢速冷却工艺,冷速小于等于0.1℃/s。获得的试样渗碳层深度为1.4mm,国外的阿特拉斯钎头渗碳层深度为1.2mm,两者基本相同,但前者硬度分布更加平缓;两者表面显微组织均为高碳马氏体组织,过渡区均为马氏体加下贝氏体组织,基体均为贝氏体组织。通过设计新的热处理冷却工艺,获得了与国外钎头相同水平的试样。 相似文献