粉末冶金Mg−B4C复合材料的准静态、动态力学性能及磨损行为

制备体积分数分别为0、1.5%、3%、5%和10%B4C颗粒增强Mg金属基复合材料,研究其力学性能和磨损行为。在450℃和不同加载速率下,分别采用分离式霍普金森棒(SHB)、锻锤(DH)和Instron(QS)制备Mg−B4C样品,其应变速率分别为1600、800和0.008 s−1。研究Mg−B4C复合材料的显微硬度、准静态及动态抗压强度等力学性能和磨损性能。结果显示,SHB和DH样品的硬度分别比QS样品高20.2%和5.7%。SHB法制备的Mg−10.0%B4C样品的磨损率和磨损质量损失分别比QS样品的低33%和39%。与纯Mg相比,SHB、DH和QS制备的Mg−5.0%B4C样品的准静态抗压强度分别提高39%、30%和29%。此外,含B4C样品的动态抗压强度比准静态抗压强度提高51%~110%。

联合添加微量Sc、Zr元素对B4C/7075Al复合材料力学性能和腐蚀行为的影响

限制高强度B4C/Al复合材料工程应用的关键为腐蚀问题,添加微量合金元素是提高其耐蚀性的有效措施。采用压力浸渗法制备了B4C/7075和添加微量Sc、Zr元素的B4C/7075-0.15Sc-0.35Zr复合材料,利用扫描电镜、透射电镜、弯曲性能测试、拉伸性能测试、中性盐雾试验和电化学测试对比研究了联合添加Sc和Zr元素对B4C/7075Al复合材料的显微组织、力学性能和腐蚀行为的影响。结果表明:添加Sc和Zr元素后,复合材料的抗弯曲强度和抗拉强度升高,腐蚀速率降低,腐蚀电流密度(Jcorr)下降,耐蚀性增强,这是因为添加Sc和Zr元素后,复合材料的晶界析出相细小且不连续分布,无析出带(PFZ)消失。

TiB_2含量对原位反应合成TiB_2/B_4C复合材料的组织结构和力学性能的影响(英文)

以B4C,TiO2和石墨粉为原料,采用原位反应热压烧结工艺(2050℃,35MPa,1h)制备了致密的TiB2含量为10%～40%(体积分数)的TiB2/B4C复合材料,并对复合材料的组织结构和力学性能进行了研究。扫描电子显微镜和透射电子显微镜分析结果表明:在B4C晶内及晶界处均匀分布着纳米或亚微米级的TiB2颗粒,随着TiB2含量的增加,弹性模量和断裂韧性明显增大,而弹性模量和抗弯强度却随之减小。40%(体积分数)TiB2/B4C复合材料具有高的断裂韧性,高达8.2MPam1/2,主要增韧机制由微裂纹增韧和裂纹偏转增韧。

反应热压法制备B_4C基复合材料的烧结致密化研究

通过在B4C中添加Si3N4以及少量的SiC和TiC,在1 820～1 900 ℃,30 MPa的热压条件下反应生成了B4C基轻质复合材料,烧结助剂为(Al2O3+Y2O3).结合材料的断口SEM形貌,分析讨论了烧结致密化过程,结果表明:在相同烧结温度下,随基体相B4C含量的增多,复合材料变得更难烧结;对同成分组成的复合材料来说,随着烧结温度的升高,最终得到的材料致密度有所提高.两步烧结过程中的降温保温阶段,有利于放热反应的彻底进行,使最终复相陶瓷组织中含有少量细小的TiB2 和BN相,同时,放热反应可以维持致密化进程的继续进行,这对于提高复合材料的强度和韧性有利.

C-SiC-B4C复合材料的制备及其抗氧化性能研究

以生石油焦为炭质原料，向其中掺入定量SiC、B4CN瓷相，以改质煤焦油沥青作为粘结剂，通过模压制备出C—SiC—B4C复合材料。通过XRD、SEM、DTA—TG、EDS等分析方法研究了SiC、B4CNJ瓷相对C—SiC—B4C复合材料结构和性能的影响。研究表明，C—SiC—B4C复合材料的高温抗氧化性与氧化温度、各陶瓷相含量、本身气孔率等有关。掺入的Sic、B4C能够在一定程度上降低炭材料的气孔率，同时，高温条件下陶瓷相形成硼硅酸玻璃覆盖炭基体表面，减少材料表面活性区域数量，提高炭材料的表观活化能。

无压浸渗法制备B_4C/Al复合材料研究

采用无压浸渗法,分别以纯铝、超硬铝LC4和铸造铝合金9Si-3Mg-1Zn为渗体和碳化硼陶瓷预制体进行复合,制备出有高陶瓷体分比的B-Al-C陶瓷-金属复合材料,弯曲强度350～600MPa,韧性5～9MPa·m-1/2,采用扫描电镜,X射线衍射仪和金相显微镜和透射电镜对材料的微观结构进行分析,分析结果表明材料界面复合良好,在碳化硼和铝的界面有薄的Al3BC反应层生成使碳化硼与铝紧密结合,在复合材料中碳化硼形成连续的骨架结构,金属相起到增韧、增强的作用。

B_4C颗粒增强铝基复合材料微观形貌和力学行为分析

通过中温热压法(热压温度在固液相线之间)制备出不同碳化硼含量的铝基复合材料,并轧制成板。经T6热处理后对B4C/Al复合材料进行微观形貌、力学性能分析。结果表明,碳化硼颗粒分布均匀,有较少的微气孔缺陷,随着碳化硼含量的增加,增强颗粒尺寸明显变小。B4C/Al复合材料的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率随着碳化硼含量的增加而减小,与6061铝合金相比降低幅度较大,硬度随着碳化硼含量的增加而提高,靠近颗粒处硬度显著提高。B4C/Al复合材料的断裂方式是脆性断裂。

B_4C/Al复合材料力学性能及其断裂机理的研究

对无压浸渗法制备的B4C/Al复合材料进行了力学性能测试。结果表明,B4C/Al复合材料的抗弯强度和断裂韧性与单一B4C材料相比有显著提高。B4C/Al复合材料的抗弯强度及断裂韧性分别比单一B4C提高了18.39%和75.27%,但其硬度降低。B4C/Al复合材料经扫描电镜和背散射仪分析后发现,无压浸渗法制备的B4C/Al复合材料中没有大尺寸的显微缺陷,组织分布比较均匀、致密;B4C以连续的骨架结构存在,而渗入的铝相也以连续基体的形式存在;单一B4C存在较多的穿晶断裂,而B4C/Al复合材料的断裂方式主要以沿晶断裂为主,这是B4C/Al复合材料断裂韧性提高的主要原因。

烧结温度对BNNTs/B_4C陶瓷复合材料显微结构与力学性能的影响

以碳化硼(B4C)粉、硼(B)粉和氮化硼纳米管(BNNTs)为原料,采用热压烧结工艺,制备出高性能BNNTs/B4C陶瓷复合材料。研究了烧结温度对BNNTs/B4C陶瓷复合材料显微结构与力学性能的影响。采用硬度计、万能试验机、X射线衍射仪、扫描电镜等手段对样品性能进行了表征。实验结果表明,在最佳烧结温度2050℃,保温时间30 min,压力30 MPa时,BNNTs/B4C陶瓷复合材料的相对密度达到99.6%,力学性能最佳,维氏硬度、弯曲强度和断裂韧性分别为38.6 GPa、513.19 MPa、6.58 MPa·m1/2。

BNNTs/B_4C陶瓷复合材料的显微结构和力学性能研究

以B4C粉为主要原料,氮化硼纳米管(BNNTs)为补强增韧剂,无定形B粉为烧结助剂,采用热压烧结工艺制备出高性能BNNTs/B4C陶瓷复合材料。研究了BNNTs含量对BNNTs/B4C陶瓷复合材料显微结构和力学性能的影响。采用硬度计、万能试验机、扫描电镜等手段对样品性能进行了表征。实验结果表明,BNNTs含量为1.5wt.%时,BNNTs/B4C陶瓷复合材料力学性能最佳。弯曲强度、断裂韧性和维氏硬度分别为513.19MPa、6.58MPa·m1/2、38.6GPa,比无BNNTs加入的B4C陶瓷分别提高了28.0%、31.5%、14.0%。掺入BNNTs对B4C基体材料产生残余压应力,使复合材料的断裂韧性有所提高。

B_4C/Al复合材料的相及其显微组织的研究

用无压浸渗法制备了B4C/Al复合材料。采用X射线衍射仪、能谱仪、扫描电镜、透射电镜以及光学显微镜对复合材料的相及其微观组织进行了观察及分析。结果表明,在B4C/Al复合材料中,Al3BC相沿碳化硼和铝的界面生长,增加了碳化硼和铝的界面结合强度;AlB2是类似棒状的长条晶体,嵌于碳化硼和铝之间,当材料受外力冲击时起增韧作用。该复合材料中碳化硼以连续的骨架结构存在,而渗入的铝相也以连续基体的形式存在,形成了双连续骨架结构。该复合材料的断裂方式是沿陶瓷骨架的穿晶断裂和金属铝的桥接断裂。

原位生成TiB_2增强B_4C基复合材料设计与反应热力学研究

本文采用原位生成法设计了SiC TiB2 B4C和Al2 O3 TiB2 B4C两种新型多元颗粒增强B4C复合材料。根据原位反应生成TiB2 增强相的组织设计思路 ,通过计算反应生成焓ΔH和自由能ΔG的热力学数据 ,证明了原位反应制备所设计材料的可行性。经研究原位反应过程 ,发现原位反应经过若干不稳定中间相的过程 ,最终形成预期设计的多元增强相成分。

高含量B_4C铝基复合材料在H_2SO_4溶液中的腐蚀行为

通过电化学分析与测试,研究B4C体积分数分别为20%、30%、40%的B4C/Al基复合材料及其基体合金(6061铝合金)在不同浓度及不同温度的硫酸溶液中的腐蚀行为。由动态极化曲线和阻抗谱得到相应的电化学参数,并利用阻抗分析软件对该复合材料和基体合金腐蚀过程的等效电路进行模拟,分析腐蚀机理,通过Arrhenius方程计算腐蚀过程中B4C/Al基复合材料与6061铝合金的反应活化能,并分析两者的焓变与熵变,对腐蚀前后2种材料界面的微观结构进行观察。结果表明:B4C/Al基复合材料在硫酸溶液中的腐蚀速率随B4C颗粒含量增加而增大,基体铝合金在硫酸中的耐腐蚀性能高于B4C/Al基复合材料。B4C/Al基复合材料和基体铝合金在硫酸中的腐蚀速率都随硫酸溶液浓度增加而增大;当溶液温度升高时,二者的腐蚀速率都快速增加。B4C/Al基复合材料和Al基体合金在硫酸溶液中的腐蚀都表现为明显的点蚀。铝基体材料在硫酸溶液中的反应活化能大于B4C/Al基复合材料,计算所得活化焓与活化熵的值均表明复合材料的腐蚀反应比基体合金更容易进行,因而遭受腐蚀更严重。

液氮球磨5083合金和B4C／5083复合材料的拉伸性能

利用液氮球磨法制备了5083铝合金和B4C/5083复合材料,对该材料的微观结构和拉伸性能进行了研究。结果表明,液氮球磨5083合金和商业用5083、5083-H343材料相比,屈服强度分别提高了193%和35%;抗拉强度分别提高了72%和37%。加入增强相B4C后,B4C/5083复合材料的屈服强度和抗拉强度比5083合金提高,而伸长率降低,其原因是加载过程中载荷在基体和增强相间传递和高硬度的B4C所致。

等离子加热反应合成TiB_2-B_4C-Fe_3(C,B)复合材料研究

以Ti、B4C和Fe粉为原料,采用等离子束加热反应合成TiB2-B4C-Fe3(C,B)复合材料,并研究复合材料的物相、组织结构和显微硬度。结果表明:反应生成物相主要有TiB2、B4C以及Fe3(C,B)。由于等离子束的快速加热、冷却以及散热具有方向性,板条状TiB2晶粒沿散热最快的方向生长,与白色的Fe3(C,B)相间分布,未反应的B4C被挤压在板条之间;等离子束电流影响单位时间内输入试样的热量,电流越大越有利于TiB2的长大,但降低复合材料硬度。

B_4C/Al-Mg复合材料的制备及性能研究

用模压成型法制备了B_4C/Al-Mg复合材料。采用水静力天平、抗折强度测定仪、X射线衍射仪和SEM对其物理性能、力学性能和晶体结构和微观形貌进行了分析,研究了原料配方及烧结温度对B_4C/Al-Mg复合材料的晶型转变、微观形貌、体积密度、力学性能等的影响。结果表明,当Al、Mg的配比为37.0%和3.0%,烧结温度为1150℃时复合材料的综合性能最佳,体积密度为2.40 g/cm^3,抗折强度为303.67 MPa,硬度为79.4 HRC。

CBN刀具车削ZL205A／584C复合材料的工艺研究

通过CBN刀具车削ZL205A／B4C复合材料的试验研究，考察了CBN刀具的耐磨损性，切削参数对刀具耐用度和表面粗糙度Ra的影响。总结出了CBN刀具更适合加工ZL205MB,C复合材料以及较合理的切削参数。指出在一定切削条件下，v=30～40m／min时，综合效益最佳。

制备工艺对B_4C/TiC/Mo陶瓷复合材料力学性能的影响

采用热压法制备了10%(质量分数)TiC/4.7%(质量分数)Mo增强B4C基陶瓷,分析了烧结温度、保温时间和烧结压力对力学性能的影响。烧结温度由1 800℃提高到1 900℃时,复合材料的抗弯强度由590MPa提高到705MPa;当烧结温度升至1 950℃,强度反而下降;硬度和韧度随烧结温度升高而提高。在烧结温度为1 900℃压力为35MPa保温时间由15min提高到45min时,抗弯强度由600MPa提高到705MPa;进一步增加保温时间,抗弯强度随保温时间的增加而下降;硬度和韧度随保温时间延长而提高。烧结压力对复合材料力学性能的影响较小。当烧结参数为1 900℃、45min、35MPa,B4C/TiC/Mo陶瓷复合材料抗弯强度、硬度、断裂韧度、相对密度分别为705MPa、20.6GPa、3.82MPa.m1/2、98.2%。

B_4C/6061Al复合材料焊接接头组织与力学性能研究

基于碳化硼中^(10)B同位素优良的热中子吸收能力,铝基碳化硼复合材作为中子吸收材料越来越多的应用于核电站中。但碳化硼颗粒的加入使该材料的可焊性变差,因此研究其焊接行为变得十分必要。采用钨极氩弧焊(Tungsten inert gas,TIG)和搅拌摩擦焊(Friction stir welding,FSW)对体积分数为30%的B_4C/6061Al复合材料进行焊接,研究不同焊接方法、焊缝填充材料对复合材料对接接头微观组织及力学性能的影响。B_4C/6061Al复合材料焊接接头拉伸性能如下:FSW焊>TIG焊(Al-Si焊丝)>TIG焊(6061Al焊丝)>TIG焊(6061Al-Mg焊丝)>TIG焊(无填充)。TIG焊缝区容易产生气孔、B_4C颗粒分布不均匀及有害生成相是导致其力学性能不佳的主要原因。FSW可以有效避免基体金属与增强相的高温化学反应,使得焊缝区的晶粒细化,增强相颗粒的分布比TIG焊均匀,为30%B4C/6061Al复合材料最佳焊接方法,其接头的室温拉伸强度达247 MPa,为母材强度的85%。

热压合成C-B_4C(TiB_2)-SiC复合材料的氧化行为

以1950℃下原位合成热压烧结生成的C-B4C(TiB2)-SiC复合材料在600℃,800℃,1000℃,1200℃,1400℃空气中的恒温氧化行为,TG/DTA实验为基础,结合材料的显微结构,研究了不同温度区间复合材料在静态空气中的氧化机理,计算出氧化反应激活能,并对氧化层表面的相组成形貌以及氧化层剖面的显微组织进行了分析。结果表明该复合材料的氧化动力学曲线主要为抛物线形。扫描电镜照片显示氧化剖面层分成3层,不同的氧化温度,其表面氧化膜有不同的缺陷。