铸态(TiB+TiC)/Ti1100复合材料高温拉伸性能及蠕变行为EI北大核心CSCD

通过XRD、SEM、TEM等表征手段研究(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的铸态显微组织、高温拉伸性能和高温蠕变行为。结果表明:(TiB+TiC)/Ti1100复合材料具有典型的网篮组织,通过B_(4)C、C和Ti的反应原位生成了晶须状的Ti B和等轴状的TiC。随着温度的升高,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的极限抗拉强度从766 MPa降低至511 MPa。在实验范围内,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的稳态蠕变速率随温度和应力的升高而降低。根据对相关数据的计算,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的应力指数和激活能分别为3.75和269.5 kJ/mol。结合蠕变后的变形区域组织,可以确定该材料的蠕变过程主要受位错滑移控制。α/β界面是位错滑移的主要障碍,同时TiB、TiC和硅化物也阻碍着位错的运动。β-Ti的大量溶解导致硅化物的形成,并降低了α/β界面对位错的阻碍效果。增强相特别是TiB可以通过承载作用,降低基体中的应力集中从而抑制β-Ti的溶解。     

碳钢–橡胶硫化黏接拉伸力学行为与黏接失效机理

目的 研究碳钢-橡胶黏接结构件的拉伸力学行为和黏接失效机理,同时获得黏接工艺参数对碳钢-橡胶黏接界面质量的影响规律。方法 引入内聚力模型来描述黏接界面的黏接失效过程,通过黏接结构件界面力学性能实验拟合,获得内聚力参数,建立碳钢-橡胶黏接三维拉伸数值模型,从拉伸应力、剥离应力、损伤因子和刚度弱化的角度分析碳钢-橡胶在拉伸载荷作用下的黏接失效行为,研究刚度、初始损伤强度和断裂能对碳钢-橡胶黏接界面力学性能的影响规律。结果 在实验得到的内聚力参数下,碳钢-橡胶黏接界面中部最大拉伸应力比边缘增大了0.42 MPa,黏接界面边缘的最大剥离应力比最大拉伸应力增大了0.77 MPa。在拉伸位移为1.35 mm时,黏接界面中部最先进入损伤演化。当拉伸位移增至1.8 mm时,黏接界面边缘进入损伤演化,黏接界面中部完全失效,刚度的减小使得黏接界面的抗拉伸能力增强,刚度越小黏接界面的抗拉伸能力增强效果越明显。初始损伤强度小于3.42 MPa,黏接界面损伤演化速度明显较慢,在较大拉伸位移下才会发生黏接失效。不同断裂能的黏接界面进入损伤演化时的拉伸位移一致,断裂能越大的黏接界面损伤演化至完全失效的速度越慢。结论...     

(TiB2+Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料的高温耐磨性能

本文采用混合盐法制备了(TiB2 Al3Ti)/Al4.5Cu原位复合材料,研究了该复合材料在150℃下的干摩擦滑动磨损行为,并与基体合金进行对比.结果表明,载荷在10～20 N之间时,(TiB2 Al3Ti)/Al-4.5Cu原位复合材料的磨损量低于基体合金,但并不明显;随载荷的增加(特别是当载荷超过30 N之后),复合材料的磨损量仍低于基体合金,且复合材料的磨损量增大的速度小于基体合金磨损量的增长速度.(TiB3 Al3Ti)/Al-4.5 Cu原位复合材料同45钢对磨时的主要磨损机制为粘着磨损和磨粒磨损.随着原位反应体系中混合盐含量的增加,复合材料的耐磨性能提高,并逐渐由粘着磨损向磨粒磨损过渡.     

(TiB_2+Al_3Ti)/ZL101原位复合材料的强化机理

采用透射电镜对(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料中增强相组织、结构和分布进行了研究,测试了(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料的力学性能。结果表明,原位复合材料经热处理后,其抗拉强度、硬度及伸长率都比ZL101基体材料高,分别提高了23.3%、23.5%、14.6%;增强相TiB2和Al3Ti颗粒均匀分布于-αAl基体中,对基体具有显著的晶粒细化效果;(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料主要强化机制为细晶强化、固溶强化、弥散强化和位错强化。     

(TiB2+Al3Ti)/ZL101原位复合材料的强化机理

采用透射电镜对（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料中增强相组织、结构和分布进行了研究，测试了（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料的力学性能。结果表明，原位复合材料经热处理后，其抗拉强度、硬度及伸长率都比ZL101基体材料高，分别提高了23．3％、23．5％、14．6％；增强相TiB2和Al3Ti颗粒均匀分布于α-Al基体中．对基体具有显著的晶粒细化效果；（TiB2＋Al3Ti）／ZL101原位复合材料主要强化机制为细晶强化、固溶强化、弥散强化和位错强化。     

(TiB_2+Al_3Ti)/ZL102复合材料的硬度测试与增强机理分析

用KFB_4和K_2TiF_6混合后加入ZL102熔体,通过原位反应的方法,制备出(TiB_2+Al_3Ti)/ZL102颗粒增强复合材料,并测试其硬度,分析其增强机理。结果表明:(TiB_2+Al_3Ti)/ZL102硬度比ZL102的硬度增加了54.9%,其增强机理有细晶强化、弥散强化和位错强化。     

真空浸渗C_(sf)/AZ91D复合材料的高温变形行为与机理

采用真空辅助压力浸渗法短切碳纤维增强镁基复合材料(Csf/AZ91D),在变形温度为400~490℃、应变速率为0.001~0.1s-1、最大变形量为50%的条件下,研究了Csf/AZ91D复合材料的高温压缩塑性变形行为,观察了复合材料变形前后的微观组织,通过与基体镁合金对比探讨了镁基复合材料高温塑性变形机理。结果表明,复合材料在高温压缩过程中碳纤维发生了显著的偏转和折断,致使复合材料的应变软化现象较镁合金更为明显;短碳纤维细化了基体组织并增加了界面数量,使得复合材料表现出较高的应变速率敏感性;短碳纤维和晶界对基体强化作用随变形温度升高而减弱,而复合材料应力水平随变形温度增加而显著降低,表现出比镁合金更高的表观变形激活能。     

原位合成(TiB+Al2O3)/Ti复合材料

应用热力学 ,分析了Ti与B2 O3 、Al之间的化学反应原位合成TiB和Al2 O3 增强的钛基复合材料的合成机理。设计了普通的非自耗电弧熔炼工艺制备该钛基复合材料。借助X射线衍射仪 (XRD)和扫描电镜 (SEM )分析了原位合成复合材料的物相和增强体的形态。结果表明 :原位合成的增强体确实为TiB和Al2 O3 。增强体在基体合金上分布较为均匀 ,增强体形状为短纤维状。原位合成增强体的加入显著提高了钛基复合材料的洛氏硬度。     

TiC_p/W复合材料的断裂行为

利用扫描电镜观察了含３０ ％ ＴｉＣ 颗粒（ 体积分数） 的钨基复合材料在室温和高温的微观断裂过程, 讨论了裂纹萌生、扩展条件及其影响因素。室温下的断裂过程受控于裂纹萌生阶段, 相应的应力－ 挠度曲线表现为线性, ＴｉＣ 颗粒和Ｗ 基体在微观上都呈现脆性断裂。高温下的断裂则存在一个亚稳态的初始裂纹长大和合并过程, 使应力－ 挠度曲线呈现出非线性, 在微观上ＴｉＣ 颗粒呈现脆性断裂,Ｗ 基体呈现韧性撕裂。同时也指出了复合材料在室温和高温下的强化机制     

(TiB+Nd2O3)/Ti复合材料的显微组织与力学性能

以钛、B2O3和稀土钕为原料,通过熔炼法合成了钛基复合材料。采用扫描电镜、透射电镜及力学性能测试,研究了稀土钕对复合材料组织与性能的影响。结果显示,原位合成的复合材料中,增强体为均匀分布于基体中的Nd2O3与TiB;Nd2O3的形状有细小层片状、板条状及球状,与基体之间没有发生显著的界面反应。稀土钕的添加有助于改善复合材料的塑性与高温强度。     

TC21钛合金的高温动态拉伸力学行为

在应变速率为0.001～1270s-1、温度为298～1023K条件下对魏氏组织和双态组织的TC21钛合金进行拉伸试验,利用SEM对拉伸试样的断口进行观察。结果表明:TC21钛合金的拉伸力学行为存在显著的温度和应变速率相关性;当应变速率为0.001和0.05s-1的屈服应力—温度曲线存在转折点,且转折点温度随应变速率的增大而升高;当温度低于转折点温度时,相同氧含量的TC21钛合金和多晶纯钛的屈服应力具有相似的温度相关性;微观组织影响屈服应力的幅值和拉伸塑性的大小,但不影响屈服应力的温度相关性和应变速率相关性;除魏氏组织在室温0.001s-1时为穿晶和沿晶混合断裂外,其他工况下的魏氏组织和双态组织均为穿晶韧性断裂;TC21钛合金在拉伸变形过程中未出现绝热剪切带和形变孪晶。     

NiAl－TiC内生复合材料的高温拉伸行为

研究了ＨＰＥＳ法制备的ＮｉＡｌ－ＴｉＣ内生复合材料的高温拉伸行为及ＮｉＡｌ／ＴｉＣ的界面特点．结果表明，内生ＴｉＣ颗粒可大幅度提高ＮｉＡｌ的高温拉伸强度．在ＮｉＡｌ与ＴｉＣ之间存在着一种相互交错的界面，它对提高复合材料的高温拉伸强度具有重要贡献．     

NiAl—TiC内生复合材料的高温拉伸行为

研究了ＨＰＥＳ法制备的ＮｉＡｌ－ＴｉＣ内生复合材料的高温拉伸行为及ＮｉＡｌ／ＴｉＣ的界面特点，结果表明，内生ＴｉＣ颗粒可大幅度提高ＮｉＡｌ的高温拉伸强度，在ＮｉＡｌ与ＴｉＣ之间存在着一种相互交错的界面，它对提高复合材料的高温拉伸强度具有重要贡献。     

轧制变形对网状结构TiB_w/Ti复合材料组织与力学性能的影响(英文)

通过反应热压技术成功制备出网状结构TiB晶须增强纯钛(TiBw/Ti)复合材料。原位合成的TiB晶须分布在大尺寸Ti基体颗粒周围形成网状结构。这种新型的网状结构TiBw/Ti复合材料表现出优异的综合力学性能。为了进一步改善力学性能及指导后续塑形变形加工,研究这种新型复合材料的轧制变形行为。结果表明:由于基体的形变强化,这种新型TiBw/Ti复合材料的强度可以通过轧制变形得到有效的提高,并且强度水平随着变形量的增加而增加。其中,通过轧制变形,可以使8.5%TiBw/Ti复合材料的强度从842MPa提高到 1030 MPa。需要指出的是,随着变形量的增加,TiB晶须的断裂程度也增加,这一点对复合材料的力学性能是不利的。     

自生TiC_p/Ti复合材料中TiC的形貌及缺陷

研究了TiCp/Ti复合材料中增强相TiC的形貌和缺陷。XRD和SEM分析表明 ,材料中的TiC以初生枝晶状和共晶短棒状为主 ,另外还存在细小块状TiC。材料的深腐蚀SEM观察发现 ,TiC枝晶表面存在生长条纹 ,内部存在孔洞。生长条纹是TiC枝晶在自由生长过程中由于周围温度和溶质浓度梯度的波动而产生的。TiC枝晶内部存在纯Ti析出物 ,该析出物在制样过程中被腐蚀而留下了孔洞     

原位合成TiC_p/AZ91D镁基复合材料的高温流变行为

采用原位合成法制备了TiCp/AZ91D镁基复合材料,研究了其高温流变行为。结果表明,铸态TiCp/AZ91D镁基复合材料在高温压缩变形过程中存在稳态流变特征,流变应力随着温度的升高和应变速率的降低而降低。在较低温度范围内,TiC颗粒强化效果明显。随着温度的升高,增强相对基体AZ91D镁合金的增强效果逐渐消失。     

复合材料单向板的拉伸失效

由于复合材料断裂特征的复杂性,尚未给出所受载荷与断裂特征之间的关系,通常认为失效模式与层板的基体、纤维类型及试验温度有关。本研究通过拉伸试验、断口观察等方法研究了碳纤维与玻璃纤维增强树脂基复合材料单向板在-55、23及70℃的0°拉伸失效行为,分析了单向板0°拉伸的断裂特征、失效模式及其影响因素。结果表明:复合材料单向板的0°拉伸主要有2种失效模式,纤维基体断裂和界面失效;由于2种失效模式所占的比例不同,形成多种断口形态;失效模式、断裂特征与复合材料的拉伸强度关系不大,主要与界面的结合强度有关;试验温度、纤维、基体等对其断裂特征与失效模式的影响也主要是界面强度变化所致。     

Ti2AlN/TiAl复合材料的高温氧化行为

采用压力浸渗法制备Ti2AlN/TiAl复合材料(Ti2AlN体积分数25%),研究该复合材料的高温氧化行为。结果表明:600～800℃,材料氧化过程分为初期快速氧化和后期缓慢氧化两阶段;900～1100℃,氧化过程分为初期快速氧化、中期缓慢氧化和后期匀速氧化3阶段;但是1100℃时,材料氧化的第2阶段(缓慢氧化阶段)很短暂。800,1000,1100℃氧化24h后,复合材料增重分别为0.83,2.58和27mg/cm2。同时研究了Ti2AlN/TiAl复合材料在不同温度区间、不同氧化阶段的氧化产物、氧化层厚度和氧化层结构变化规律,分析讨论影响复合材料氧化性能的主要因素。     

(Grp+SiCp)/AZ91镁基复合材料的力学及耐磨性能研究

本文采用半固态搅拌技术制备出了5μm10vol%Grp/AZ91、(5μm5vol%Grp+5μm5vol%SiCp)/AZ91和 (5μm5vol%Grp+10μm5vol%SiCp)/AZ91共3种镁基复合材料,并对其在300℃,0.05mm/s的条件下进行了热挤压,研究了SiCp对挤压态复合材料的显微组织、力学性能和耐磨性能的影响规律。研究结果表明,与Grp/AZ91相比,SiCp的引入导致基体晶粒尺寸增大,引起石墨颗粒碎化;随着SiCp尺寸增加,晶粒尺寸增大,石墨碎化现象更为显著。SiCp的加入提高了Grp/AZ91复合材料的抗拉强度、延伸率和硬度,随着SiCp尺寸增加,力学性能进一步提升。SiCp的引入降低了Grp/AZ91复合材料的磨损率,同时摩擦系数上升,随着SiCp尺寸增加,磨损率进一步下降,摩擦系数进一步上升,磨损机制由剥层磨损转变为磨粒磨损。     

原位合成多元增强钛基复合材料(TiB+TiC+Y2O3)/Ti

利用钛与B2O3、B4C和稀土钇之间的化学反应,采用真空非自耗电弧炉熔炼工艺,原位合成多元、多尺度、不同形状增强体增强的钛基复合材料--(TiB TiC Y2O3)/Ti.利用热力学机理分析了制备该种材料的可行性,通过X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、电子探针和透射电镜分析了复合材料的物相组成、增强体的微观形貌和材料的显微组织.结果表明:复合材料的增强体为TiB、TiC和Y2O3;生成的增强体分布均匀;复合材料的晶粒非常细小;TiB为针状;TiC为等轴状和近似等轴状;Y2O3的形貌随着稀土Y含量的增加从近似等轴状粗化生长为树枝状;材料中存在较多纳米级的球状增强体;增强体TiB、TiC、Y2O3和钛基体界面干净,没有界面反应物存在.