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第一部分:高分子材料综合性实验 实验 1:不同聚合物的熔融指数测定及观察流动性(指导教师:买买提江)-1 实验 2 热塑性塑料棒材的双螺杆挤出成型(指导教师:买苏尔)-3 实验 3:实验 2:热塑性塑料的注塑成型(指导教师:买苏尔)-6 实验 4:乙酸乙烯酯乳液聚合制备乳液胶粘剂(指导教师:杜勇)-12 实验 5:高吸水性聚丙烯酸钠的紫外光引发聚合及其性能表征(指导教师:杜勇)-14 实验 6:壳聚糖基多孔复合膜的制备及表征(指导教师:曹丽琴)-16 实验 7:丙烯酰胺的水溶液聚合(指导教师:石伟)-18 实验 8:聚苯胺的界面聚合(指导教师:吐尔逊)-20 实验 9:聚苯胺的电化学性能分析(指导教师:吐尔逊)-21 实验 10:溶胶-凝胶法制备纳米二氧化钛粉体(指导教师:米红宇)-22 第二部分:材料分析与测试实验 实验 1:紫外可见分光光度计法测定苯酚(指导教师:曹丽琴)-24 实验 2 紫外吸收光谱法测定聚合物的低临界溶解温度(指导教师:曹丽琴)-26 实验 3:红外光谱分析法实验(指导教师:赵梦奇)-27 实验 4:LEO1430VP 扫描电子显微镜观测聚合物(指导教师:米红宇)-29 实验 5:材料的电化学性能分析(指导教师:吐尔逊)-32 实验 6:MoS2 材料微观形貌的透射电镜分析实验(指导教师:米红宇)-33 实验 7:共沉淀法制备可水相分散的 Fe3O4 颗粒及其磁响应性的直观观察(石伟)-37 实验 8:核磁共振法测量聚合物的化学结构(指导教师:石伟)-39
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采用新研制的高温耐磨性实验装置,测定了五种氧化铝基耐火制品的高温耐磨性能.结果表明:当材料处于弹性变形阶段时,随温度的升高,磨损体积变化不明显;当温度继续升高,材料达到塑性变形阶段时,磨损体积大幅度减小.以高硬度矿物相为主晶相的耐火制品更耐磨,但材料的烧结程度对耐磨性的影响更显著,对于具有同样主矿物相的材料,烧结程度越好,耐磨性也越好.高温下材料中产生低熔点液相时,缓冲了磨损,其作用超过矿物相硬度对耐磨性的影响.材料的磨损体积与其高温抗折强度紧密相关,在脆性变形阶段,高温抗折强度越高,磨损体积越小;在塑性变形阶段,材料的磨损体积和高温抗折强度均显著降低
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第一部分:高分子材料综合性实验 实验 1:不同聚合物的熔融指数测定及观察流动性(指导教师:买买提江)-1 实验 2 热塑性塑料棒材的双螺杆挤出成型(指导教师:买苏尔)-3 实验 3:实验 2:热塑性塑料的注塑成型(指导教师:买苏尔)-6 实验 4:乙酸乙烯酯乳液聚合制备乳液胶粘剂(指导教师:杜勇)-12 实验 5:高吸水性聚丙烯酸钠的紫外光引发聚合及其性能表征(指导教师:杜勇)-14 实验 6:壳聚糖基多孔复合膜的制备及表征(指导教师:曹丽琴)-16 实验 7:丙烯酰胺的水溶液聚合(指导教师:石伟)-18 实验 8:聚苯胺的界面聚合(指导教师:吐尔逊)-20 实验 9:聚苯胺的电化学性能分析(指导教师:吐尔逊)-21 实验 10:溶胶-凝胶法制备纳米二氧化钛粉体(指导教师:米红宇)-22 第二部分:材料分析与测试实验 实验 1:紫外可见分光光度计法测定苯酚(指导教师:曹丽琴)-24 实验 2 紫外吸收光谱法测定聚合物的低临界溶解温度(指导教师:曹丽琴)-26 实验 3:红外光谱分析法实验(指导教师:赵梦奇)-27 实验 4:LEO1430VP 扫描电子显微镜观测聚合物(指导教师:米红宇)-29 实验 5:材料的电化学性能分析(指导教师:吐尔逊)-32 实验 6:MoS2 材料微观形貌的透射电镜分析实验(指导教师:米红宇)-33 实验 7:共沉淀法制备可水相分散的 Fe3O4 颗粒及其磁响应性的直观观察(石伟)-37 实验 8:核磁共振法测量聚合物的化学结构(指导教师:石伟)-39
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通过摩擦磨损、高温硬度及相应的分析试验研究了典型身管用钢32Cr2MoVA、30SiMn2MoVA在室温、200、400以及600℃下的摩擦磨损行为与规律.结果表明:两种材料的摩擦系数在各个温度区间内的区别不大,主要受摩擦氧化物产生与否影响.32Cr2MoVA的磨损率随着温度的提高先降低再提高之后又下降,30SiMn2MoVA的磨损率随着温度的上升而先降低,然后逐渐升高,600℃达到最高.温度、身管钢在高温下的硬度和磨盘材料与滑动销的高温硬度差(Hd-Hp)共同影响磨损表面氧化物层的最终形态.室温至200℃时,身管钢磨损行为主要受表面氧化物层的影响.室温下两种身管钢磨损机理均为黏着磨损及磨粒磨损,200℃时均为氧化轻微磨损.环境温度达到400℃以上时,身管钢以及磨盘材料的基体硬度开始影响磨损行为.400℃时两种身管钢磨损机理均为氧化严重磨损.600℃时,32Cr2MoVA的Hd-Hp减小,磨损表面出现了厚度很大、致密的氧化物层,磨损机理为氧化轻微磨损;而30SiMn2MoVA的Hd-Hp显著增大,试样发生了明显的塑性挤出,为塑性挤出磨损
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本文在考察影响冷轧辊破损的力学因素中选用了缺口和裂纹两种试样进行断裂韧性测试。结果发现对于冷轧辊材料(高硬度,εF≈0)其K1C ≤ 2/3 Kρc(ρ=0.06毫米),即K1C和Kρc值差别较大。故本文认为有的文献提出对于低韧性材料(εF≈0)可用细切口试样代替裂纹态试样测定K1C值不是普遍可行的。这一事实在工程实际中是重要的。在实验分析中,本文主要参考了Tetel man.A.S和Yokobori.T的分析工作,采用了弹塑性宏观力学的方法,近似分析缺口试样弹塑性应力场,建立有关断裂判据,所得结果较好解释实验现象,并可作为Kρc计算的估值公式,亦可供分析缺口断裂问题参考
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本文研究了一种铁基合金GH132在650℃和一种镍基GH33A合金在750℃的纯蠕变及复杂应力条件下的蠕变及断裂。提出无论是低强度高塑性的GH132合金还是高强度低塑性的GH33A合金在蠕变——疲劳交互作用的复杂应力条件下都将会不同程度地导致材料的弱化而引起过早的断裂。而且这种弱化随应力的升高而加剧。在固定平均应力条件下叠加一个交变应力的动态蠕变与恒定应力的静态蠕变相比较将促使断裂寿命降低。此乃是叠加疲劳促进蠕变断裂的结果。交变应力振幅较小时,对稳态蠕变速率影响不大,控制蠕变第Ⅱ阶段的主要因素是平均应力,但交变应力的振幅较大时将使稳态蠕变速率大大增加。复合交变应力能促进蠕变第Ⅲ阶段的过早来临和试样的过早断裂
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为提高单晶硅纳米切削表面质量的同时, 不影响加工效率, 以扫描电子显微镜高分辨在线观测技术为手段, 在真空环境下开展了单晶硅原位纳米切削实验研究.首先, 利用聚焦离子束对单晶硅材料进行样品制备, 并对金刚石刀具进行纳米级刃口的可控修锐.然后, 利用扫描电子显微镜实时观察裂纹的萌生与扩展, 分析了单晶硅纳米切削脆性去除行为.最后, 分别采用刃口半径为40、50和60 nm的金刚石刀具研究了晶体取向和刃口半径对单晶硅脆塑转变临界厚度的影响.实验结果表明: 在所研究的晶体取向范围内, 在(111)晶面上沿[111]晶向进行切削时, 单晶硅最容易以塑性模式被去除, 脆塑转变临界厚度约为80 nm.此外, 刀具刃口半径越小, 单晶硅在纳米切削过程中越容易发生脆性断裂, 当刀具刃口半径为40 nm时, 脆塑转变临界厚度约为40 nm.然而刀具刃口半径减小的同时, 已加工表面质量有所提高, 即刀具越锋利越容易获得表面质量高的塑性表面
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通过有限元数值模拟和疲劳裂纹扩展试验,研究了铝合金材料在Ⅰ-Ⅲ复合型加载条件下的疲劳裂纹扩展规律,得到了在不同加载情况下裂纹的应力强度因子、裂纹前缘能量场和塑性区半径.在分析Ⅰ型拉力载荷对裂纹扩展的基础上,着重分析了Ⅲ型加载对Ⅰ型裂纹应力强度因子及裂纹前缘能量场的影响.结果表明:应力强度因子KⅠ随着Ⅲ型加载的增大而减小,而裂纹附近塑性区半径增大.进行Ⅲ型静态加载会使疲劳裂纹扩展速率减小,在一定范围内,Ⅰ-Ⅲ复合型疲劳裂纹扩展速率随着Ⅲ型加载的增加而减小;而在进行Ⅲ型循环加载会使疲劳裂纹扩展速率增大,在一定范围内,Ⅰ-Ⅲ复合型疲劳裂纹扩展速率随着Ⅲ型加载的增加而增大
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采用FLAC模拟了初始内聚力及内摩擦角对具有随机材料缺陷单轴平面应变压缩岩样破坏过程及声发射的影响;采用编写的若干FISH函数规定随机缺陷及统计发生破坏的单元数目.密实的岩石服从莫尔-库仑剪破坏与拉破坏复合的破坏准则,破坏之后呈现应变软化-理想塑性行为;缺陷在破坏之后经历理想塑性行为.随着密实岩石强度参数的提高,从应力峰值到残余应力的应力降、轴向应变增量提高,贯通试样的剪切带出现滞后,试样内部最终发生破坏的单元数降低.对于密实岩石强度参数高的试样,缺陷全部发生破坏之后,密实岩石没有立即发生破坏;应力峰值被达到之后,破坏的单元数增长不大.在加载过程中,声发射数有显著增加的三个区段.区段1、2及区段3的绝大部分位于峰前.在区段3的峰前阶段,声发射数的增加源于缺陷的长大、聚结、传播和竞争.强度参数越高,区段3越长,区段3的峰值越低.这表明当密实岩石的强度参数较高时,密实岩石单元破坏相继发生,破坏过程持续得较长
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建立了描述弹性固体材料中空穴萌生与增长的非线性数学模型,获得了空穴萌生时控制参数临界值的精确计算公式和空穴半径增长的精确表达式.在大变形几何分析中采用了对数应变度量,并且应用了Hooke弹性固体材料的本构关系.数值分析结果表明:当材料不可压时空穴萌生的临界载荷将略低于neo-Hooke不可压超弹性材料的相应计算结果,并且在空穴萌生后空穴半径将迅速增大,这与细观损伤力学和超弹性材料的空穴分叉理论的结论相一致;空穴萌生时环向应力将成为无限大;如果材料是弹塑性(韧性)材料,则会使得空穴附近发生塑性变形,从而导致材料的局部损伤和破坏
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