TiCp/W及ZrCp/W复合材料的组织结构与性能

设计并采用热压烧结的方法成功制备了TiCP/W和ZrC_p/W两个系列碳化物颗粒增强钨基新型复合材料,并对其组织结构、室温力学性能及高温力学性能进行了系统研究。结果表明,复合材料体系的组元间有很好的热力学相容性和化学相容性;在异相界面处发生了W原子向TiC和ZrC晶格的扩散,分别形成了(Ti,W)C和(Zr,W)C固溶体,促进了两相界面结合和复合材料的致密化。碳化物颗粒的加入强烈阻碍了W晶粒的长大,并显著提高了复合材料的室温和高温力学性能。复合材料的抗弯强度和抗拉强度均随着试验温度的升高先增大后减小,在800～1400℃时出现峰值,而抗压强度则随着温度的升高而单调下降。室温强化机制是细晶强化和第二相弥散强化,高温强化机理有:位错强化、细晶强化、界面强化及碳化物颗粒的弥散强化。

钨丝/锆基非晶复合材料与93W合金弹芯侵彻靶板的损伤特征

为研究钨丝/锆基非晶复合材料(WF/Zr-based bulk metallic glass matrix composite,WF/Zr-MG)及93W合金两种弹芯材料对于45钢靶板的侵彻特征机理与损伤特征,利用上述两种弹芯进行对比开展侵彻试验,在宏观和微观层面对侵彻结果进行分析,其中,宏观定量化表征量采用等效直径进行研究,微观层面利用扫描电镜、光学显微镜、XRD衍射仪与显微维氏硬度仪对靶板的微观形貌、相变及硬度特征进行表征。试验结果表明,WF/Zr-MG弹芯完全贯穿靶板,而93W合金弹芯残留于靶板之中,其等效扩孔直径分别为16.7和18.4 mm,前者较后者低10.18%,WF/Zr-MG弹芯的穿甲能力高于93W合金弹芯。在微观角度,WF/Zr-MG与93W合金弹芯侵彻后弹坑细晶层晶粒长径比分别为4.5和7.3,其维氏硬度HV的峰值分别为249和287,其中高硬度层宽度分别为10.2和8.9 mm。前者对应靶板高硬度层更宽的原因是Zr基非晶合金在侵彻过程中持续释放热量,使其温度影响区较大,因此硬度提升的区域大。侵彻过程中,后者的靶板强度明显高于前者的,其主要原因为WF/Zr-MG弹芯发生屈曲回流,而93W合金弹芯产生蘑菇头现象,使得WF/Zr-MG弹芯对于靶板的挤压变形更小,晶粒拉长效果减弱,硬度峰值提升变小,靶板单位长度的能量损耗小,从而增强WF/Zr-MG复合材料弹芯的穿甲能力。

选区激光熔化成形2%TiB_(w)/TA15复合材料的显微组织与性能

本文通过选区激光熔化成形技术(Selective laser melting,SLM)制备原位自生2%(体积分数)TiB_(w)/TA15钛基复合材料,探究激光功率和扫描速率对该复合材料的显微组织和室温/高温力学性能的影响规律,并揭示其强化机理。结果表明:SLM-2%TiB_(w)/TA15复合材料中存在孔隙缺陷,其数量随激光功率的降低和扫描速率的增大而增加。该复合材料基体由一定生长方向的原始柱状β晶和细小层片状α相组成,TiB晶须呈弥散分布;其抗拉强度随激光功率的增大而减小,随扫描速率的增大而增大,最高室温抗拉强度为1337.8 MPa,与SLM-TA15合金相比提高了15.1%;600℃抗拉强度最高值为651.1 MPa,与SLM-TA15合金相比提高了10.1%。复合材料的维氏硬度最高为403.21HV,显著高于SLM-TA15合金(345.3HV)。该复合材料强度提升的主要强化机制为载荷传递强化、热错配强化和细晶强化。

W增强Al/Gd_(2)O_(3)双屏蔽复合材料的制备与性能研究

为了屏蔽中子与γ射线的危害,在Al/Gd_(2)O_(3)材料中加入W并采用放电等离子体烧结(SPS)制成Al/W/Gd_(2)O_(3)复合材料。利用扫描电镜和XRD分析了复合材料的形貌和物相结构;利用蒙特卡罗统计试验方法和粒子传输软件MCNP5对Al/W/Gd_(2)O_(3)复合材料屏蔽中子和γ射线的性能进行模拟计算。结果表明,与原铝基复合材料相比,Al/W/Gd_(2)O_(3)复合材料的力学性能优异、抗拉强度提高;拉伸断口形貌表明,复合材料断裂模式为穿晶断裂。

W/C_(3)N_(4)@陶土复合材料光催化降解乳化液废水

针对乳化液废水形成的碳排放而引发的环境负担,提出以自主合成的W/C_(3)N_(4)@陶土复合光催化材料用于降解模拟乳化液废水,从而实现“碳达峰,碳中和”的建设。采用SEM、FT-IR、XRD、XPS等对复合材料的结构性质进行表征,并探究模拟乳化液废水的油水分离现象和影响光催化性能的因素。结果表明:在模拟乳化液废水pH为7、反应时间为180 min的条件下,先进行光催化破乳,模拟乳化液废水的油水分离效率为84.3%且油水分离后的模拟乳化液废水在光学显微镜下有微量油滴;光催化继续降解剩余在水中的溶解油和表面活性剂,其总有机碳(total organic carbon,TOC)去除率为61.9%,达到废水排放的标准;W/C_(3)N_(4)@陶土经循环使用5次后其TOC去除率仅下降1.8%,表明在降解过程中催化材料的损耗量较少,所以能保持较高的反应活性。

挤压铸造(SiC_(w)+CNTs)/2024Al复合材料高温摩擦磨损性能

铝基复合材料因具有低密度、高硬度、高强度以及耐磨损等特点,是制备轻量化制动零部件的理想材料。本研究采用挤压铸造法和热挤压工艺制备了具有优异耐磨性的(SiC_(w)+CNTs)/2024Al复合材料。利用干滑动摩擦磨损实验研究了复合材料在高温条件(200℃)不同载荷(5~20N)下的耐磨性。研究表明,相较于2024Al,复合材料在高温低载荷条件下具有高且稳定的摩擦系数以及低的磨损率,而在高载荷条件下,其摩擦系数显著降低且出现明显的波动。通过增加载荷使得SiC_(w)和CNTs被拔出,CNTs自润滑能力及硬质SiC_(w)的表面强化作用得到充分发挥,大幅度降低了材料的摩擦系数。高温下2024Al被软化,发生粘着磨损,而复合材料中混杂增强体的存在有效提高了材料的高温耐磨性。

退火对熔渗法制备W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料组织和性能的影响

在1 250℃熔渗3 h制备了W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料,在700~1 000℃不同温度下对其进行高温退火处理,通过SEM对退火后复合材料表面和断口形貌进行表征,采用维氏硬度计、He检漏仪、激光导热仪、热机械分析仪和弯曲力学性能试验机对退火后复合材料的性能进行检测。研究结果表明:退火后复合材料与未退火样品具有相同的组织均匀性,退火降低了组织中的残余应力,使得W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料的热导率得到明显改善;退火对复合材料的热膨胀系数影响很小。900℃退火1h后W/Y_(2)O_(3)-Cu复合材料的热导率提升至最高197.67W/(m·K),热膨胀系数为6.9×10^(-6)/K,室温弯曲强度为1 169.7 MPa。

ZrC_P/W复合材料的等离子烧蚀行为

采用等离子烧蚀装置对ZrCP/W复合材料的烧蚀性能进行了研究。结果表明:ZrCP/W复合材料的线烧蚀率随ZrC含量和烧蚀时间的增加而增大。烧蚀后,在试样表面形成了烧蚀坑和熔融层,熔融层的厚度达到1mm左右。在烧蚀过程中,烧蚀层中的物相发生了化学反应,并生成了新相。复合材料的主要烧蚀机制是以熔化烧蚀为主,兼有热化学烧蚀。

30ZrC_P/W复合材料的高温压缩变形流变应力行为

在Gleeble-1500D热模拟实验机上对30ZrCp/W复合材料进行高温压缩实验,变形温度和应变速率分别为800℃～1 200℃和10-3 s-1～1 s-1,研究其高温压缩变形的流变应力行为.研究表明:随变形温度升高,复合材料的流变应力下降,在10-3s-1和1 200℃下,抗压强度为948.7 MPa.在800℃下发生伪塑性变形,未达到预设变形量,真应力-真应变曲线上表现出的塑性为伪塑性,其是由微裂纹的萌生-钝化引起的.随变形温度升高,复合材料发生动态回复再结晶.随应变速率升高,真应力-真应变曲线形状从'锯齿'型向'平滑'型转变.复合材料对应变速率不敏感,随应变速率升高,复合材料的流变应力略有升高.在800℃和1 s-1下,复合材料的抗压强度为1 176.9 MPa.用Arrhenius方程描述复合材料在1 000℃～1 200℃的热变形行为,变形激活能为811.4 kJ/mol.

ZrC_p/W复合材料在发动机试车条件下的热震烧蚀行为

采用热压烧结法制备了ZrCp/W复合材料环形试样,测试了该复合材料试样在发动机试车条件下的热震烧蚀性能。结果表明:ZrCp/W复合材料具有良好的抗热震和耐烧蚀性能,试验后试样整体结构完好,未出现炸裂和破碎的现象,线烧蚀率仅为-0.05mm/s。该复合材料的主要烧蚀机制是机械剥蚀,此外还有熔化烧蚀和热化学烧蚀。

S,W共掺杂球形纳米TiO2复合材料的制备及太阳光催化性能

以硫脲为S源、NaWO4·2H2O为W源采用改性溶胶–凝胶法制备S,W共掺杂的球形纳米TiO2复合材料,并以10 mg/L的甲基橙溶液为底物测定了其太阳光催化性能。结果表明,当S,W掺杂质量分数为5%,制备时的焙烧温度为500℃,甲基橙溶液的pH值为4时,复合材料的太阳光催化性能最高,甲基橙溶液太阳光照射6 h降解率达到99.8%。

高温退火对20vol%ZrC_P/W复合材料组织和力学性能的影响

为了改善复合材料的力学性能,对2200℃热压烧结后的20vol%ZrCP/W复合材料进行了高温退火处理,退火工艺为2300℃×60min。结果表明,高温退火后,复合材料几乎达到了完全致密化,W2C相的生成量增多,复合材料中的缺陷减少,ZrC颗粒和W的晶粒尺寸增大。复合材料的弹性模量和维氏硬度变化很小,断裂韧性略有增大,而抗弯强度则急剧下降,这可能与晶粒尺寸增大和杂质元素在晶界的偏聚有关。

钎焊时间对TZM合金与ZrC_p-W复合材料接头界面组织及性能的影响

采用Ti-28Ni(质量分数,%)钎料在1 040℃实现了TZM合金与Zr Cp-W复合材料的真空钎焊连接,分析了钎焊时间对TZM合金与Zr Cp-W复合材料接头界面组织及力学性能的影响.结果表明,钎焊接头的典型界面结构为TZM/Ti(s,s)/Ti2Ni/(Ti,Zr)C+W(s,s)/Zr Cp-W,钎缝宽度随保温时间的延长而增大,其中Ti(s,s)层的厚度没有变化,Ti2Ni层厚度略有降低,而扩散层厚度随保温时间的延长稍有增加.当保温时间为10 min时,接头获得最大抗剪强度值120 MPa,接头断裂发生在TZM母材.

W掺杂NbSe_2及其Cu基复合材料摩擦学性能研究

本文利用固相合成法制备W掺杂的NbSe2,且以Nb1-xWxSe2为固体润滑相,Cu为基体相,通过粉末冶金的方法制备出不同质量百分比含量的Nb1-xWxSe2/Cu基复合材料。利用XRD、SEM、TEM测试手段分析了样品中的相成分、微观形貌,采用电阻率检测仪、材料试验机和排水法测试块体样品的电阻率、硬度和密度,并用摩擦磨损试验机对其摩擦磨损性能进行评价。结果表明随着W掺杂量的增加,Nb1-xWxSe2的形貌由规则的微米六方片转变为纳米片和纳米带的混合,掺杂对电阻率影响不大。随着Nb1-xWxSe2添加量的增加,Nb1-xWxSe2/Cu基复合材料的电阻率缓慢升高,摩擦系数呈现不同规律变化。当Nb1-xWxSe2中W掺杂量x=0且其添加质量为10%时,NbSe2/Cu基复合材料体系拥有最佳摩擦磨损性能,摩擦系数为0.15,磨痕平滑且宽度较窄。当Nb1-xWxSe2中W掺杂量x=3%且Nb0.97W0.03Se2的添加质量为5%时,Nb0.97W0.03Se2/Cu基复合材料拥有最佳摩擦磨损性能,摩擦系数为0.17,磨痕更加平滑且磨痕浅。这是由于Nb0.97W0.03Se2中同时均匀存在纳米带和纳米片,它们互相缠绕在一起,在复合材料中纳米片起到润滑成膜的作用,纳米带类似于鸟巢中的草屑和树枝,起到了增强增韧的作用,促使材料的力学和摩擦学性能同时提高。

ZrC_p/W复合材料的烧蚀性能

用自制的氧乙炔烧蚀装置对ＺｒＣｐ／Ｗ复合材料烧蚀性能进行了研究。结果表明：复合材料的质量烧蚀率和线烧蚀率由低到高的排列顺序为 ４０％ＺｒＣｐ（体积分数，下同）／Ｗ＜３０％ＺｒＣｐ／Ｗ＜Ｗ；钨中加入ＺｒＣ颗粒明显提高了钨的抗烧蚀性能，而且 ＺｒＣ颗粒含量越高，材料抗烧蚀性能越好。并用多波长高温计对烧蚀表面温度进行在线测试。复合材料烧蚀机理是Ｗ，ＺｒＣ的氧化烧蚀。

W丝增强含Co锆基非晶复合材料的变形行为与力学性能

采用渗流铸造方法制备了W丝增强Zr-Ti-Cu-Be-Co非晶基复合材料,研究了复合材料的变形方式及力学性能。结果表明:W丝增强复合材料在准静态压缩条件下不仅保持了Zr-Ti-Cu-Be-Co非晶基体高的强度,而且表现出很高的塑性,与纯非晶相比提高了900%。随着W丝体积分数的增加,复合材料的变形方式由剪切滑移转变为W丝的弯曲和劈裂。复合材料的宏观塑性变形量与压缩过程中产生的剪切带数量成正比。W丝对非晶基体单一剪切带滑移的阻碍,促进多重剪切带的产生和扩展是复合材料产生大量塑性变形的微观机理。

炭/炭复合材料耐烧蚀W涂层

采用等离子喷涂技术成功在坯体密度为1.8 g/cm^3炭/炭复合材料上面制备厚度为1.2 mm与基体结合良好的较致密的W涂层的试样。利用氧乙炔焰分别测试其在30 s、60 s、90 s和120 s下的烧蚀性能。结果表明:试样的质量烧蚀率和线烧蚀率均随时间的增加而增加。其中,最大质量烧蚀率和线烧蚀率分别为7.8μg/s和3.5μm/s。XRD、SEM分析表明:在烧蚀中心区,涂层试样的烧蚀以升华分解为主,同时,还伴有氧化烧蚀和微区机械剥蚀;在烧蚀过渡区,涂层的烧蚀机制以热氧化和燃气冲刷为主;而在烧蚀边缘区,涂层的烧蚀则主要表现为弱氧化烧蚀。

SiC_(p(w))/Al 复合材料的研究现状

概述了增强相 SiC 颗粒的尺寸、体积分数、以及热处理工艺等参数对 SiC_p/Al 复合材料力学性能的影响,并系统阐述了SiC_(p(w)))/Al 复合材料的界面、腐蚀行为以及强化和断裂机理。

TiC_p/W复合材料的热物理性能

采用热压烧结工艺制备了 Ti Cp/ W系列复合材料 ,分析测试了温度和 Ti C含量对复合材料的热物理性能的影响规律。结果表明 :随着温度的升高 ,复合材料的定压比热和平均线膨胀系数单调增大 ,热扩散率稍有减小 ,热导率略有增大。随 Ti C含量的增加 ,复合材料的定压比热和平均线膨胀系数线性增大 ,基本满足混合定律。热扩散率和热导率对材料的组织结构比较敏感 ,二者均随 Ti C含量的增加而急剧减小。热导率的实测值大大低于理论计算值 ,这主要是由晶界和孔洞等缺陷对导热粒子的强烈散射作用造成的。

C/C-ZrC-Cu复合材料等离子喷涂W组织结构

在金属反应熔渗法(RMI)制备的C/C-ZrC-Cu复合材料上采用大气等离子喷涂法(APS)得到厚度为1.3 mm的W涂层。运用扫描电镜-能谱(SEM-EDS),X射线衍射(XRD)测试技术分析研究了等离子喷涂W与C/C-CuZr复合材料界面相组成。结果表明:C/C复合材料反应熔渗法采用Cu-48.9%Zr(摩尔分数)粉末制备出均匀的熔渗组织,这是因为Zr提高了Cu在1300℃的C/C复合材料中的润湿性,在熔渗过程中生成了正交晶系相Cu_(10)Zr_7。W涂层与C/C-ZrC-Cu复合材料的结合类型以扩散结合为主,其界面区内主要是W和C通过包晶反应生成WC扩散层,反应扩散层厚度约为10 um。