Zn-5%Al共晶合金超塑性变形特性的研究

研究了热轧态的Zn-5％Al共晶合金超塑性变形的力学行为及其显微组织的变化。结果表明:温度和应变速率对合金超塑性的力学性能影响很大。由于Zn-5％Al共晶合金具有优良的稳定组织,其最佳超塑性出现在较高的温度(300℃)和中等应变速率(1.67×10~(-4)s~(-1))条件下。随着温度提高到340℃,热长大已成为晶粒长大的主要因素。提高变形温度(300℃),可以使Zn-5％Al合金以较小的应力(25 MPa)和较高的应变速率(1.67×10~(-2)s~(-1))超塑性变形。     

温轧态Fe3Al-Ti合金的低温超塑性

采用拉伸试验研究了温轧态 Fe3Al- Ti合金 Fe- 2 8Al- 2 Ti的低温变形行为 .发现当应变速率为 1.2 5× 10 - 4 s- 1和 2 .5× 10 - 4 s- 1时 ,该合金在 6 0 0～ 70 0℃具有超塑性 .70 0℃时断裂延伸率可达 389%,根据试验数据计算出应变速率敏感指数一般低于 0 .3.金相组织观察表明 ,变形过程中发生了动态回复和动态再结晶 ,从而导致了温轧态 Fe3Al- Ti合金的超塑性 .     

Al-Ca-Zn合金的超塑性研究

Al-Ca-Zn合金是新型的铝基超塑合金。本文对不同成分的Al-Ca-Zn合金的超塑行为进行了系统的试验研究,确定了合金的最佳超塑变形温度及最佳超塑变形速度。含Ca5％在共晶沟附近的合金、在550℃,ε_0=1.67×10~(-2)S~(-1),时可取得最大延伸率770～830％,最大m值0.42。讨论了合金的超塑细晶形成及稳定机理、孔洞及超塑断裂。认为控制合金成分及其铸态组织是取得较高超塑性能合金的重要条件之一。     

温轧态稀土铝锂合金高应变速率超塑性

根据动态再结晶诱发超塑性原理,对温轧态含铈(0.12wt%Ce)2090型Al-Li合金进行高温拉伸试验,研究结果表明试验合金在应变速率为8×10-2s-1、变形温度440-560℃范围内具有超塑性,最大延伸率达410%.同时,观察了高温拉伸前后的显微组织变化,讨论了动态再结晶诱发超塑性的机制.     

GCr_(15)钢Ac_1温度以上的组织超塑性

本文对低合金模具钢GCr_(15)Ac_1温度以上的组织超塑性进行了研究.结果表明,GCr_(15)钢经循环淬火超细化处理后,在Ac_1温度以上可实现超塑性,在780～800℃及0.4～2.8×10~(-2)min~(-1)条件下变形时可获得较好的超塑性能,其最大延伸率大于25%、流变应力小于40MPa,应变速率敏感性指数m为0.32,超塑变形后立即淬火,硬度≥HRC60.     

热循环频率对铸态Zn-Al合金相变超塑性的影响

用恒载荷蠕变法研究了热循环频率对质量分数为 5 %的铝的铸态Zn Al合金相变超塑性的影响。研究结果表明 ,在温度为 2 0～ 35 0℃循环条件下进行拉伸时 ,铸态Zn Al合金的延伸率能超过 10 0 % ,呈现相变超塑性特征。改变热循环频率对铸态Zn Al合金的相变超塑性有很大影响。若保持循环温度和外加载荷不变 ,随着热循环频率的提高 ,铸态Zn Al合金的相变超塑性延伸率增大 ,而准稳态蠕变阶段的应变速率则有所降低。Zn Al铸态合金的这种相变超塑性与共析相变过程中新、旧相间的界面行为有很大关系 ,相变过程中产生的内应力在外应力的偏置作用下使新、旧相界面间的Zn Al合金发生牛顿粘滞性流动 ,而界面间的原子扩散对热循环中Zn Al合金的变形起着重要的协调作用。     

锶离子在ZSM-5分子筛中的自扩散研究

用同位素示踪法研究了锶离子在ZSM-5分子筛中的自扩散过程:分快和慢的两步进行.控制速度的扩散方程为 D=4.9×10~(-11)exp(-E/RT)cm~2·sec~(-1) E=33kJ·mor~(-1)     

粉末冶金法制得的白口铸铁的超塑性研究

通过快速结晶法制得了2.875％C+1.3％Cr的白口铸铁粉末。然后用热等静压方法在温度720℃,压力150MPa将粉末压3h得到了高密度的粉末压块。压块经63％的变形后,显微组织由晶粒尺寸为1～3μm的铁素体和直径小于3.5μm的渗碳体颗粒组成。在670～770℃的温度区间和3×10~(-4)～1~(s-1)的应变速率范围,对材料在热等静压后和热等静压+63％的墩粗变形后的超塑性行为进行了研究。研究结果表明:材料在720℃和3×10~(-3)～3×10~(-2s-1)的应变速率下显示出低的流动应力和高的应变速率敏感性(m=0.42)。     

Ti—12Co—5Al合金高速低温超塑变形

采用合适的冶炼及形变热处理工艺获得了具有x-Ti+Ti_2Co金属间化合物双相超细组织的Ti-12Co-5Al合金板材。该合金呈现出优异的高速低温超塑性,在700℃的较低温度和3×10~(-2)s~(-1)的高应变速率条件下获得了延伸率为1550％的超塑性。微观组织研究表明,超塑变形促进了Ti_2Co粒子的长大和形状变化,且在延伸率达500％时试样中仍无孔洞产生。     

甲基丙烯酸甲酯及丙烯酸乙酯与麻类纤维接枝共聚反应规律

以硝酸铈铵为引发剂,研究了甲基丙烯酸甲酯、丙烯酸乙酯分别与苧麻及亚麻纤维的非均相接枝共聚合反应规律。当[Ce~(4+)]在4.5×10~(-3)～6.5×10~(-3)mol·l~(-1)、[M]在6×10~(-1)～9×10~(-1)mol·l~(-1)、[H~+]在5×10~(-2)～8×10~(-2)mol·l~(-1),30～40℃,反应2～3小时,接枝率较高。     

丙烯酸丁酯与罗布麻纤维的接枝共聚及产物物理性能的研究

本文以硝酸铈铵为引发剂,研究了丙烯酸丁酯与罗布麻纤维的接枝共聚反应规律及产物的物理性能。当铈离子浓度为6.5×10~(-3)～14×10~(-3)mol/L,单体浓度为0.7×10~(-1)～1.2×lO~(-1)mol/L,氢离子浓度为7×10~(-2)～1O×10~(-2)mol/L,40℃,反应3h,可以得到较高接枝率。接枝纤维断裂伸长比纯纤维有所提高,改善了柔顺性。     

晶粒度对Zn—Al共析合金超塑变形的影响

本文研究了各种应变速率下,不同晶粒度对超塑流变应力的影响,建立了1gδ-1gδ的关系曲线,发现在从1.5×10~(-5)/秒-9.6×10~(-4)/秒的范围中,1gδ-1gδ是一组平行的直线,实验证明对Zn-A1共析合金采用超塑流变经验方程是合理的,并对n和P作了测定。 在不同晶粒度下,测定了各种应变速率和最大伸长率的关系。发现超过1.5×10~(-2)/秒,晶粒度增大时,超塑性明显下降,直至发生早期断裂。说明在一定应变速率下,超塑性对晶粒度是很敏感的。     

热循环频率对铸态Zn-Al合金相变超塑性的影响

用恒载荷蠕变法研究了热循环频率对质量分数为5％的铝的铸态Zn-Al合金相变超塑性的影响。研究结果表明，在温度为20～350℃循环条件下进行拉伸时，铸态Zn—Al合金的延伸率能超过100％，呈现相变超塑性特征。改变热循环频率对铸态Zn-Al合金的相变超塑性有很大影响。若保持循环温度和外加载荷不变，随着热循环频率的提高，铸态Zn-Al合金的相变超塑性延伸率增大，而准稳态蠕变阶段的应变速率则有所降低。Zn-Al铸态合金的这种相变超塑性与共析相变过程中新、旧相间的界面行为有很大关系，相变过程中产生的内应力在外应力的偏置作用下使新、旧相界面间的Zn-Al合金发生牛顿粘滞性流动，而界面间的原子扩散对热循环中Zn-Al合金的变形起着重要的协调作用。     

GCr 15轴承钢的超塑性

本文对供应状态的GCr 15轴承钢实现超塑性的工艺作了比较全面的探索。其中就热处理的工艺对细化晶粒的作用;晶粒度、变形温度和速度对超塑性拉伸时延伸率的影响作了系统的试验。试验结果表明,重复二次油淬处理的实用价值最大,它的延伸率已大于500%。金属和合金的超塑性变形温度和速度,在一定范围内是相互影响的。因此GCr 15轴承铜在680～730℃之间和应变速率在1.2×10~(-2)～2×10~(-3)分~(-1)范围内都有较大延伸率的超塑性,其最小延伸率均大于400%,这就为它的采用超塑性成形创造了良好的条件。它在680℃ε=1.2×10~(-2)分~(-1)时最大的应变速率敏感性指数m=0.4。     

大晶粒Ni-Al合金的超塑性

研究了原始晶粒尺寸为 2 2 0μm的 Ni- 40 % Al(原子分数 )单相合金的高温变形行为 .结果表明 ,该合金在 1 0 0 0～ 1 1 0 0°C温区 ,5× 1 0 -4～ 5× 1 0 -5s-1的应变速率范围内呈现超塑性变形 ,在1 0 5 0°C应变速率为 2 .5× 1 0 -4s-1时 ,最大延伸率可达 340 % ,相应的应变速率敏感指数为 0 .3,表观激活能为 2 89k J/mol.原始大晶粒组织经超塑性变形后显著细化 ,而大晶粒超塑性是由高温变形过程中发生连续回复和再结晶所致 .     

文昌鱼碱性磷酸酶的热力学特征初步研究

从厦门文昌鱼中,获得提纯200倍的经聚丙稀酰胺凝胶电泳鉴定为均一的碱性磷酸酶。从热力学及热失活动力学角度初步探索了改变酶的结构对酶活力的影响。实验结果初步表明:在pH10.1时酶作用于对硝基苯磷酸钠的K_m值随反应温度的增高(25、30、35℃)而相应的增大(分别为5.81×10~(-4),8.09×10~(-4)及9.30×10~(-4)M)。其一级反应速度常数k_p分别为1.88×10~(-4),2.25×10~(-4)及2.31×10~(-4)秒~(-1)。天然第一态与变性第二态酶催化反应的活化能Ea分别为10.09 kcal/mole及4.51 kcal/mole,△H_1为24.09 kcal/mole及△s_1为74.44e.u.。在pH10.1时,酶促反应呈现一个严格的转化温度(32-35℃)。据活力计算,自然酶变性酶的二态可逆变性反应的热力学参数△S之值,认为酶局部变性,酶分子开始部分伸展,可能涉及三个氢键被破坏,但未涉及酶的总体结构。     

亚硒酸根离子选择电极的研制及应用

本文以4,6-二溴代苤硒脑为活性物质,邻苯二甲酸二丁酯为增塑剂,PVC为支持体研制了亚硒酸根离子选择性电极.电极对硒(Ⅳ)的响应范围为3.2×10~(-6)～1.0×10~(-1)mol硒(Ⅳ)/L,斜率为-23.6mV(21℃),检测限为1.0×10~(-6)mol硒(Ⅳ)/L.     

Mg-(1-4)Ce合金的组织和性能

为分析稀土元素Ce对镁的组织和性能的影响,在纯镁中分别加入1%~4%的Ce制备了Mg-(1-4)Ce系列合金.采用金相显微镜、扫描电子显微镜、X射线衍射仪和电子万能试验机对铸态合金的显微组织、相组成、拉伸性能和抗蠕变性能进行了研究.实验结果表明:Mg-(1-4)Ce合金的铸态组织由α-Mg基体和沿晶界分布的共晶(α-Mg+Mg12Ce)组成,随着Ce含量的增加,晶界处的共晶组织数量逐渐增加,分布也由离散点状转变为网状;随Ce含量的增加,铸态Mg-(1-4)Ce合金的抗拉强度和屈服强度都逐渐增大,而塑性逐渐降低;合金的强度随温度的增加而下降,但下降的幅度不大,表现出较好的高温稳定性,而延伸率则随温度增加明显上升;铸态Mg-(1-4)Ce合金表现出良好的抗蠕变性能,Mg-4Ce铸态合金的稳态蠕变速率为1.55×10-9s-1.     

Zn-22%Al合金超塑性C_1~(δ_L)-(m_L=m_(max))型m-δ曲线与显微组织

在170℃,ε=7.5×10~(-2)min~(-1)(平均)和200℃,ε=3×10~(-2)min~(-1)(平均)的条件下,测到的Zn—22%Al共析合金超塑性的m-C-δ或m-k-δ关系曲线(简称m-δ关系曲线)属于m_L=m_(max)型。当δ_O<δ_L<δ_F时,属于基本形式。可根据δ_L对于C值进行“规划”(令C=C_1~δL)得到L·Q·m-δ“规划”方程式如下: δ(%)=[C_1~δLε~(m-m0)-1]×100 当δ=δ_n(=0.00%)时,m=m_0,C=C_0=k_0/k_0=1。当δ=δ_Ⅰ(δ_(Ⅰ1),δ_(Ⅰ2),δ_(Ⅰ3),……)时,m=m_Ⅰ(m_(Ⅰ1),m_(Ⅰ2),m_(Ⅰ3),……),C=C_Ⅰ(C_(Ⅰ1),C_(Ⅰ2),C_(Ⅰ3)……)=k_Ⅰ(k_Ⅰ(k_(Ⅰ1),k_(Ⅰ2),k_(Ⅰ3),……)/k_0当δ=δ_F时,m==m_F,C=C_F=k_F/k_0。ε为应变速率(min~(-1))。在两种试验条件下的δ_L值分别为100%(170℃,ε=7.5×10~(-2)min~(-1))和45%(200℃,ε=3×100~(-2)min~(-1))。C_1~(100)-δ和C_1~(45)-δ两个关系均成近似的直线上升。其斜率分别在100%和45%应变(极限应变)处突然减小。当δ_L=δ_0=0.00%时,δ_L在曲线上消失,属于本类型曲线的特例。特例曲线表现为一直下降,直到断裂(单纯的下降式),可表示为:(m_L=m_(max))=m_0>m_F。因C=C_1~δL=C_1~(δ0)=1,故不存在C-δ关系问题[2]。对于在变形过程中的显微组织的变化进行了相对比较。发现随着应变量的增大,晶粒不断粗化,但最后的粗化程度仍处于超塑性所要求的范围内,故合金仍显示高的超塑性。     

低酸度介质中铀酰和dl-酒石酸的络合行为

本文用阳离子交换法研究了低酸度介质中不同温度下 UO_2~(++)-dl-酒石酸的络合形成,证明在溶液中存在有 UO_2 HL~-,较高温度时还发现存在有 UO_2HL(H_2L)~(3-),在25、35、45和55℃时,β_1为1.5×10~(-6)、1.1×10~(-6)、6.6×10~(-7)、3.8×10~(-7);在45°C、55℃时,β_2为2.0×10~(-3)、4.2×10~(-3),求得△H(β_1)是—4.8千卡/克分子.