热压反应自生钛基复合材料高温拉伸断裂分析

将纯钛粉和碳化硼粉按一定比例混合均匀后,通过反应热压方法原位合成制备了增强体TiB晶须和TiC颗粒钛基复合材料,增强体体积分数为5%.利用同样方法制备了纯钛材料.热挤压后,利用X射线衍射仪分析研究了反应自生增强体组成,通过透射电镜和扫描电镜,研究了钛基复合材料的微观组织变化规律及钛基复合材料在室温和高温下拉伸断口形貌特征.研究结果表明,纯钛和B4C在1 200℃发生化学反应,原位合成产生2种不同形状的增强体,即短纤维状TiB晶须和等轴状的TiC颗粒.原位增强体与钛基体具有良好的界面结合,没有明显的界面反应.室温拉伸2种材料均呈脆性断裂.高温拉伸时,纯钛拉伸断口韧窝比较大,尺寸较深.复合材料韧窝尺寸较小.     

原位合成TiB/Ti基复合材料的氧化行为

研究了TiB/Ti基复合材料在550,600和650℃空气中的恒温氧化行为,分析了增强体TiB对钛基复合材料氧化动力学行为的影响,并用X射线衍射仪和配有能谱仪的扫描电子显微镜对氧化层表面的相组成、形貌以及氧化层剖面的显微结构进行了分析.结果表明:该复合材料的氧化动力学曲线主要为抛物线类型;TiB/Ti基复合材料的氧化层由金红石型的氧化物TiO2组成,没有发现B2O3的氧化物;增强体TiB能够提高钛基复合材料的抗氧化性,而且随着TiB增强体含量的增加,钛基复合材料的抗氧化性增加;这主要是因为TiB增强体促进了致密氧化膜的生成.     

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.     

原位TiB/Ti复合材料的磨损性能及磨损机制

采用自蔓延和熔模精铸相结合方法制备了原位TiB晶须增强的钛基复合材料,采用X射线衍射、扫描电子显微镜对复合材料的相组成和显微组织进行了研究,并且采用销-盘式摩擦磨损试验机对该复合材料的耐磨损性能进行了评价。结果表明,TiB晶须在基体中分布均匀,尺寸细小,具有高的长径比;与基体合金相比较,钛基复合材料具有良好的抗磨损性能,且增强相长径比高的钛基复合材料的耐磨性能更好。并且根据磨损表面、磨屑形貌以及剖面显微组织特点,提出了表面“MML”区、次表层“滑移区”相结合的磨损机制。受磨损过程影响,磨屑的内部形貌呈“皱褶状”。     

TiC含量对原位钛基复合材料组织与摩擦性能的影响

采用原位自生熔铸法制备以纯钛和石墨粉为原料,TiC增强相含量分别为2%、4%、6%、8%、10%的钛基复合材料。研究了TiC增强相体积分数对钛基复合材料组织形貌及摩擦性能的影响。结果发现,随着增强相含量的增加,TiC形态由纤维状,短棒状逐渐生长为枝晶状形态,硬度(HRC)从30.8提高到46.2。当TiC增强相的含量为6%时,硬度达到最大值。在载荷为100N、转速为100r/min条件下,与Cr12MoV钢对磨的平均摩擦因数从0.46下降到0.37。钛基复合材料与Cr12MoV钢的干滑动摩擦磨损机制随着TiC增强相含量增加,由严重的粘着磨损、氧化磨损逐渐转变为轻微粘着磨损,磨粒磨损和氧化磨损。     

TiC颗粒增强钛基复合材料细观动态力学性能

基于不动点迭代法提出宏细观多尺度计算方法对颗粒增强钛基复合材料的静动态力学性能进行研究。采用该多尺度计算方法可以将复合材料的宏观力学性能与材料的微观结构相联系,通过迭代法从宏观角度为单胞模型提供真实的物理边界条件,将该边界条件施加到单胞有限元模型,对其进行有限元分析可最终获得复合材料的宏观力学性能。在与试验结果比较的基础上,预测颗粒形状、颗粒的体积分数、颗粒大小以及界面强度对TiC颗粒增强钛基复合材料静动态力学性能的影响,为颗粒增强钛基复合材料力学性能的优化设计提供依据。     

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。     

添加BN对光滑层热解炭结构的C/C复合材料摩擦性能的影响

通过粉末层铺法向全网胎炭纤维预制体中添加六方氮化硼粉末和化学气相沉积热解炭增密制备C/C-BN复合材料。在MM 1000摩擦试验机上对其摩擦磨损性能进行测试,并对摩擦表面进行光学形貌观察以及对材料的组织结构和磨屑进行SEM形貌观察。结果表明:与C/C复合材料相比,C/C-BN复合材料的线性磨损率降低了40%,质量磨损率降低了70%;摩擦表面中的六方BN在摩擦过程中始终保持稳定,BN的存在使光滑层热解炭结构的C/C复合材料的摩擦因数曲线变得平稳、波动小并且对刹车压力响应迅速,摩擦表面上形成了一层薄的摩擦膜。     

应变速率对TP-650钛基复合材料拉伸力学行为的影响

研究TiC颗粒增强钛基复合材料TP-650室温拉伸状态下的应变率效应。通过与基体材料对比的准静态和动态拉伸力学实验,并利用扫描电镜SEM观察断口形貌特征,分析TiC颗粒增强钛基复合材料的拉伸力学行为。结果表明:应变率对颗粒增强钛基复合材料的力学行为具有较复杂的影响。在准静态下,基体和复合材料都非常接近理想弹塑性材料,且由于TiC颗粒的加入,TP-650钛复合材料较基体表现出较好的增强效果;在高应变率下,复合材料的力学性能并不优于基体材料的,且表现出较高的脆性;复合材料和基体材料在不同应变率条件下都不呈现单调的应变率效应。     

Ti6Al4V表面激光熔覆原位自生TiC颗粒增强钛基复合材料及摩擦磨损性能

以Ti,Cr3C2混合粉末作为预置合金涂层,采用YAG固体激光器进行激光熔覆处理,在Ti6Al4V合金表面制备出原位自生TiC颗粒增强钛基复合材料涂层,实验结果表明,采用合适的合金粉末成分和激光辐照能量密度,可以获得增强相TiC弥散分布的钛基复合材料熔覆层,熔覆层结晶致密,且与复合材料基体润湿性良好,熔覆层复合材料的基体组织随预置合金粉末成分的改变而变化,摩擦磨损实验结果表明,原位自生TiC/Ti复合材料熔覆层可明显改善Ti6Al4V合金的表面硬度和摩擦磨损性能。     

面向零件形状的计算机图形库的开发

论述了CAD技术中参数化设计的三种建模方法，重点介绍了基于特征的参数化建模原理。在此基础上，分析机械设计中的机构结构，归纳出其零件的几何特征构成。设计了机构CAD图形库，并提出了该图形库生成步骤和人机交互界面。     

FeCrAIW电弧喷涂层组织的致密化研究

采用激光辐照对FeCrAlW电弧喷涂层的组织进行致密化处理,借助扫描电镜和X衍射对涂层的组织进行了分析.测试了涂层的显微硬度.结果表明:涂层组织致密度提高,孔隙率明显降低.随着激光扫描速度的增加,涂层的显微硬度降低.在较低的扫描速度下,涂层与基体之间形成互熔区,涂层与基体之间产生良好的冶金结合.     

胫骨生物陶瓷复合材料的微结构增韧机理

扫描电镜观察显示胫骨是一种由羟基磷灰石和胶原蛋白组成的自然生物陶瓷复合材料.羟基磷灰石具有层状的微结构并且平行于骨的表面排列.观察也显示这些羟基磷灰石层又是由许多羟基磷灰石片所组成,这些羟基磷灰石片具有长而薄的形状,也以平行的方式整齐排列.基于在胫骨中观察到的羟基磷灰石片的微结构特征,通过微结构模型分析及实验,研究了羟基磷灰石片平行排列微结构的最大拔出能.结果表明,羟基磷灰石片长而薄的形状以及平行排列方式增加了其最大拔出能,进而提高了骨的断裂韧性.     

高等教育国际化与中国高等教育施化力培育

本文从化层、化型、化向与化力等方面考察高等教育国际化的应然本质属性 ,描述与分析中国高等教育在国际化潮流中表现出的发展态势 ,针对种种态势提出中国高等教育核心施化力培育战略 ,以使中国高等教育乃至世界高等教育真正地走向国际化     

Comparative analysis of functional possibilities of methods of pulse treatment of a melt

This paper describes the general features of the functional methods of electrohydropulse, pulse electrocurrent, and magnetic pulse treatment processes of the melt in order to positively vary its crystallizaton ability.     

Effect of solidification rate of the structure of alloys of the system Fe-W

Conclusion In alloy Fe-42% W atomized with a cooling rate during solidification within the limits from 5·10³ to 1·10⁵°C/sec with the maximum cooling rate (not less than 10⁵°C/sec) precipitation of -phase (Fe₇W₆) from the liquid melt is suppressed. In granules of alloy obtained with a high solidification rate it is possible to achieve total dissolution of tungsten in solid solution (42%). Subsequent heating causes precipitation of -phase in dispersed form.I. P. Bardin Central Scientific-Research Institute of Ferrous Metallurgy (TsNIIChERMET) Moscow. Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 9, pp. 34–36, September, 1990.