增强体颗粒

增强体颗粒（精选八篇）

增强体颗粒 篇1

然而针对轧制过程中增强体颗粒的研究国内相关有限元分析及模拟很少见到,而且普通实验无法定量分析增强体颗粒在轧制加工过程中的受力情况,致使实际工厂轧制中,很多工艺参数难以准确定量,需要根据现场设备、质量、生产效率等情况不断摸索[16],造成生产成本的增加。基于以上背景,本工作利用有限元方法定量分析应力集中现象,为后续轧制工艺参数的优化奠定基础。

1 实验方案

1.1 有限元建模

Deform-3D自身没有建模的功能,但是它有良好的接口,可以把多种CAD软件建立的模型调入前处理。并对调入的模型进行位置、条件的设置,完成模拟分析工作[17]。本工作利用UG软件进行建模、装配。

本次模拟以1400冷轧机为模型进行三维建模,为了突出硅晶粒应力集中现象,轧制板材选取为铝箔,同时为分析效果明显,将颗粒放大,相应的将轧辊放小,轧辊直径为3mm;轧件尺寸参数为:宽1.5mm,长10mm,轧前厚0.5mm;晶粒直径0.25mm。轧制过程中,同一机组的上下两个轧辊的辊径、转速相同,两轧辊完全对称且均为主动辊,轧辊视为刚性辊,在模拟中忽略轧辊的弯曲和压扁。为减少计算时间[18],模型建立为整体模型的1/4。板带及轧辊二维模型如图1所示。

1.2 参数的设置

材料选择:板带为纯铝,选取软件材料库中材料Al-1100,硅晶粒参数定义材料屈服应力为205MPa,泊松比0.3,弹性模量210GPa。轧辊材料选择Rigid(刚体)-AISI-H-13machining;模拟控制方面时间增量设定为0.2s;主单位选用SI标准即国际标准;运算增量步设定为100步,为分析结果细致设定每1步1保存。

1.3 网格划分

有限元分析主要分析硅晶粒及板带应力、应变,不对轧辊进行分析。因此,轧辊材料定义为刚体,不进行网格划分。网格划分重点在于板材临近硅晶粒附近的网格以及硅晶粒的网格划分上,板带整体划分网格数为20000。对临近硅晶粒处区域经行网格细化,局部网格尺寸为周围尺寸的0.05,选取更好的内部网格功能。可以看到细化后板带位于硅晶粒附近的网格较周围的网格有明显细化。局部细化效果如图2所示。

1.4 边界条件

轧制模型运动为轧辊转动带动轧板直线运动,设定轧辊速度为1rad/s,为方便轧件的咬入,轧件进入轧制区域之前给板材后端面一个速度,设定为1mm/s,比轧辊转动线速度小,有利于轧件的咬入且不影响轧制效果,当进入咬入阶段轧辊摩擦带动板带运动,速度与轧辊线速度相同;由于选取整个轧件的1/4进行建模,故在轧件的宽度和厚度对称面上施加对称约束;接触关系设定为:轧辊与板带摩擦设定剪切摩擦,轧辊材料为刚体、轧板为金属铝,因此摩擦因数设定为0.4。

硅晶粒与铝基体的接触关系是本次模拟遇到的最大难题,初期利用剪切摩擦与库伦摩擦相结合,但板材未进入轧制区轧辊对板带没有压力,也就没有摩擦力的存在。因此会产生轧制过程中轧辊带动板带直线运动而晶粒留在原位不动的情况。经过研究,利用Deform-3D Ver6.1中黏结条件,即设定晶粒与基体之间为黏结、不可相对移动或滑动。边界条件设定后,避免轧制模拟过程中铝基体与硅晶粒脱离现象,模拟结果达到预期目的。具体数据如表1所示。

2 结果与讨论

2.1 模拟结果分析

有限元分析完成后进入后处理模块。利用点跟踪功能分别在硅晶粒和铝基体上拾取数据点,分析这三个点在整个轧制过程中应力、应变等数据。

2.1.1 硅晶粒及板带应变分析

在模型上取三个点,分别为P1:硅晶粒上;P2:铝基体临近晶粒处;P3:铝基体普通区域。取点及应力分析云图见图3。由应力云图3可以看出临近硅晶粒处应变值大于其他区域。由应变曲线图4分析得出:在P1处最大应变0.0136;P2处最大应变0.285;P3处最大应变0.361。应变差值分别为P1,P2点差值0.2714;P1,P3点差值为0.3474。因此分析结果表由于硅晶粒脆硬、变形抗力大,硅晶粒几乎没有应变,而铝基体应变值很大,变形铝基体在未变形硅晶粒处受阻,导致硅晶粒处产生金属堆积现象。致使硅晶粒周围铝基体应变值明显大于其他区域。

2.1.2 硅晶粒及板带应力分析

再次利用点跟踪功能分析出所选取三点应变云图及应变曲线。从应力云图5可以看出硅晶粒应力值明显大于周围铝基体。由应力曲线图6也可以看出,硅晶粒处P1点在轧制咬入变形阶段达到应力最大值132MPa,而同一时刻P2,P3点应力最大值只有12.3MPa和11.3MPa,应力值相差分别为119.7MPa和120.7MPa。具体数据对比如表2。模拟结果表明由于金属堆积导致硅晶粒处产生应力集中现象。在脆性情况下,断裂应力与屈服强度相等[19]。当应力值达到硅晶粒屈服强度时,硅晶粒破碎形成裂纹源,在后续的轧制加工中裂纹扩展导致裂边、断带等缺陷的产生。

2.2 实验验证

利用扫描电镜对拉伸实验断口进行分析间接验证本次模拟的正确性,并利用能谱分析确定选取部位成分。由图7拉伸试样脆性断裂面的形貌可以看出,在拉伸应力的作用下,由于硅晶粒脆硬变形比铝基体小,使脆性硅相直接承受载荷产生应力集中,致使断面处硅晶粒不同程度的发生裂纹或破碎,在后续加工中裂纹沿晶扩展形成裂边、断带等缺陷。从图8拉伸试样断面的SEM图和EDS分析可以看出,所选部位断裂面底部富含大量硅[20]。

根据以上两点分析,可以认为,轧制生产过程中,在压应力作用下由于硅相脆硬,变形抗力大,导致硅晶粒附近应力集中。有限元模拟结果与实验结果一致,验证模拟结果的正确性。

3 结论

(1)利用Deform-3D软件对轧制过程铝硅合金中应力集中现象进行有限元模拟,模拟结果显示临近晶粒处铝基体应变值大于其他部位铝基体且远大于硅晶粒处应变,说明在晶粒处有金属堆积现象;晶粒处应力值大于铝基体,说明由于晶粒附近的金属堆积,导致应力集中现象的产生。

(2)轧制模拟过程中,铝基体与硅晶粒之间采用黏结边界条件、不同材料分析采用的点跟踪功能以及利用实验方法验证分析结果的正确性和可行性都为以后的相关模拟分析提供了新思路和新方法。

(3)运用有限元方法可以定量分析轧制过程中增强体颗粒的受力问题,为后续轧制工艺参数的优化奠定基础。

摘要：针对铝硅合金轧制过程中,硅晶粒相对铝基体变形抗力大产生应力集中的问题。利用有限元方法,建立了针对轧制过程中增强体颗粒的有限元模型,研究了硅晶粒及铝基体应力、应变云图及曲线。解决了普通实验无法定量分析轧制过程中增强体颗粒受力的问题。结果表明:临近晶粒处铝基体应变值大于其他部位铝基体且远大于硅晶粒处应变,说明在晶粒处有金属堆积现象;晶粒处应力值大于铝基体,说明由于晶粒附近的金属堆积,导致应力集中现象的产生。模拟结束后,通过扫描电镜观察拉伸试样断口形貌及能谱分析间接验证数值模拟方法的可行性和模拟结果的正确性。

增强体颗粒 篇2

考虑壁面粗糙度的双流体颗粒-壁面碰撞模型

提出了考虑壁面粗糙度的双流体颗粒-壁面碰撞模型,将轨道模型中颗粒碰壁模型考虑壁面粗糙度和双流体模型中用概率密度函数积分法处理颗粒与光滑壁面碰撞模型的优点结合起来,引入壁面粗糙度对碰壁颗粒湍流影响的机理.数值模拟结果表明,由于考虑了各方向雷诺应力之间的相互转化,雷诺应力从平均运动中得到能量,以及壁面对运动的衰减作用等因素,包括摩擦系数、恢复系数、壁面粗糙度等物理参数的颗粒-壁面碰撞模型作为边界条件时,得到的`结果与实验符合得更好.

作 者：张夏 周力行  作者单位：清华大学工程力学系,煤的清洁燃烧国家重点实验室,北京,100084 刊 名：燃烧科学与技术  ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF COMBUSTION SCIENCE AND TECHNOLOGY 年，卷(期)： 8(2) 分类号：O35 关键词：气固两相流动   颗粒-壁面作用   二阶矩模型   两相湍流模型   数值模拟  

自润滑颗粒增强油漆的耐磨性能 篇3

各种防腐油漆在使用过程中经常受到流体的冲刷和固体物的摩擦作用, 特别是在含固体颗粒的流体里, 固体颗粒长期磨损的结果导致油漆涂层迅速减薄, 最终造成防腐效果丧失[1,2]。为了提高油漆的耐磨性能, 一方面, 可以通过改变油漆的配方以提高其硬度和抗冲击性能来实现[3,4];另一方面, 也可以通过往常规油漆里添加耐磨和减摩相来实现[5]。目前, MoS2、滑石粉和石墨等粉末是良好的自润滑减摩添加相, 其可以大大降低有机或金属材料的摩擦系数, 提高基体的耐磨性能[6,7,8]。在常规油漆里添加MoS2、滑石粉和石墨粉末, 利用摩擦磨损试验机测试增强油漆的耐磨性能, 以探索自润滑粉末添加相对油漆耐磨性能的增强效果。

1 实验材料和实验方法

1.1 实验材料和制备工艺

选用石墨、MoS2、滑石粉三种具有自润滑性能的粉末添加相。选用的石墨粉粒径在30 μm—50 μm之间, 选用的MoS2粉粒径在20 μm—40 μm之间, 选用的滑石粉粒径在50 μm—80 μm之间。选择常用的醇酸油漆 (主要成分为醇酸树脂) , 分别按照2wt.%、6wt.%、10wt.%、14wt.% 的配比将石墨、MoS2或滑石粉粉末添加到油漆里, 利用小型磁力搅拌器搅拌大约30 min, 以保证粉末在油漆里分散均匀。将配置好的颗粒增强油漆刷涂在摩擦磨损试验的环试样端面上, 烘干固化24 h后, 再刷涂第二遍, 使厚度大于1.5 mm, 最后充分烘干。烘干后的试样油漆涂层采用800#水砂纸打磨, 以保障涂层表面平整。

1.2 摩擦磨损实验方法

利用MPX—2000型摩擦磨损试验机进行强化油漆的耐磨性能测试。采用环盘对磨形式, 对磨盘采用橡胶材料, 与带有油漆涂层的环试样进行对磨。实验过程中, 环试样和橡胶对磨盘均浸没在清水里, 以利于及时散热。环盘对磨的法向载荷值选为100 N, 环盘相对转速为580 r/min, 总转数为2 000 r。记录摩擦阻力, 计算出摩擦系数。用感应量为10-4 g的分析天平称量环试样磨损前后的重量, 计算磨损失重量。每组数据测试三个试样, 取平均值。

2 实验结果与分析

2.1 摩擦系数分析

与橡胶材料对磨时, 醇酸油漆的摩擦系数达到0.462, 而添加各种配比颗粒增强油漆的摩擦系数参见表1。可以看出, 添加各种自润滑颗粒后, 油漆的摩擦系数普遍下降。其中, 添加石墨粉和MoS2粉的油漆摩擦系数下降较大, 而添加滑石粉的油漆摩擦系数下降较小, 这说明石墨粉和MoS2粉的润滑效果强于滑石粉。此外, 随着各种自润滑颗粒添加量的增大, 油漆的摩擦系数下降的趋势减小。摩擦系数最低的配比为14wt.% 石墨粉+油漆, 其摩擦系数达到0.193。

2.2 磨损量分析

与橡胶材料对磨时, 醇酸油漆的磨损量达到0.619 3 g, 而添加各种配比颗粒增强油漆的磨损量参见表2。可以看出, 添加各种自润滑颗粒后, 油漆的磨损量也普遍下降。其中, 添加石墨粉和MoS2粉的油漆磨损量下降较大, 而添加滑石粉的油漆磨损量下降较小。而且, 随着各种自润滑颗粒添加量的增大, 油漆磨损量下降的趋势也减小, 超过10wt.% 添加量以后, 油漆的磨损量基本不变。耐磨性最好的配比为10wt.% MoS2+油漆, 其磨损量为醇酸油漆磨损量的五分之一。

3 结论

(1) 以常规的醇酸油漆为基体, 选用石墨、MoS2和滑石粉三种自润滑粉末, 按不同配比添加到油漆里, 搅拌分散均匀后, 制成了耐磨油漆。

(2) 进行摩擦磨损性能测试, 醇酸油漆的摩擦系数达到0.462, 添加各种自润滑颗粒油漆的摩擦系数普遍下降, 摩擦系数最低达到0.193。

(3) 醇酸油漆的磨损量为0.619 3 g, 添加自润滑颗粒油漆的磨损量也普遍下降, 最好配比为10wt.% MoS2+油漆, 其磨损量为醇酸油漆磨损量的五分之一。

参考文献

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沙伯推出新型增强热塑体 篇4

沙伯基础创新塑料公司最近研制出用20%卡罗阿叶纤维 (Curaua, 一种菠萝叶纤维) 增强聚酰胺PA6的热塑性复配料。这种纤维可再生, 可生物降解, 比玻璃纤维质量更轻, 制造能耗更少, 而且磨蚀性低于玻璃纤维或矿物增强材料, 对模塑设备磨损更小。

卡罗阿叶是一种菠萝族植物, 种植于巴西的亚马逊地区。卡罗阿叶植物的叶子宽4cm, 长度可达5m, 直而扁平, 当此植物长到8个月左右时, 从其叶子就能收获约8%纤维 (干基) , 提取纤维之后, 剩余物可用作动物饲料或有机肥料。该纤维一直被当地居民用来制作蓬帐帆布、钓鱼线、渔网和绳索等。这种纤维的力学强度比其它天然纤维如剑麻、黄麻、亚麻等更高。使用PA6塑料和卡罗阿叶纤维制造的复合材料具有与矿物填充复合材料相似的力学性能, 强度比玻璃纤维增强复合材料只低约20%。从比强度和比模量来看, 卡罗阿叶增强产品比矿物填充复合材料更高。

这种复配料的首批用户之一是巴西Pematec公司。该公司用它来成型汽车遮阳板的框子和托架。

增强体颗粒 篇5

随着我国装备制造业的快速发展,各类型机械设备广泛应用于能源勘探、航空航天和国防军工等高科技领域。由于航空发动机气缸活塞、舰艇传动齿轮等摩擦构件易发生磨损,其安全可靠性降低,因此通过制备硬质颗粒增强复合涂层,将增强颗粒的高强度、高硬度和金属基体强韧性结合起来,达到强化零部件表面的目的。复合涂层材料体系中,硬质颗粒、基体及两者间界面对材料组织性能影响显著。本文叙述了硬质颗粒增强复合涂层强化机制,综述了复合涂层组织性能研究进展,展望了其发展趋势。

1 增强颗粒特性的影响

增强颗粒特性包括颗粒种类、含量、尺寸、形状、分布状态等,这些将直接影响复合涂层的增强效果。具体表现在:①不同种类增强颗粒的物化性质、力学性能等存在差别,应结合实际工况与增强颗粒的特性选择颗粒种类;②增强颗粒含量通常存在最佳范围,含量较低时难以起到耐磨强化作用;但含量过高反而会导致脆性断裂脱落;③颗粒尺寸是影响增强效果的重要因素,尺寸较小时,增强颗粒能起到良好的强化作用,但小颗粒的表面能高,易发生团聚;而颗粒过大则会削弱结合界面,降低综合性能;④不同颗粒形状将引起应力大小和分布差异,平滑增强颗粒受载时应力分布均匀,而含尖角的增强颗粒易产生尖端应力集中,导致萌生裂纹;⑤增强颗粒分布状态决定其能否阻碍摩擦变形,均匀分布的陶瓷颗粒可改善局部力学性能,起到耐磨强化作用。

2 基体微观组织与性能的影响

2.1 细晶强化

加入增强颗粒既能抑制基体晶粒生长,还能作为异质形核核心提高形核率,减小晶粒尺寸。基体晶粒细化会增加晶界长度,阻碍位错运动,晶粒越细,强化作用越明显,可由Hall-Petch公式表示如下:

其中:ΔσH-P为材料的屈服强度增量;k为常数;dcomposite为复合涂层晶粒尺寸;dmatrix为未强化基体晶粒尺寸。

显然,晶粒细化将提高复合涂层材料的屈服强度,强化前、后晶粒尺寸相差越多,屈服强度增量越大,有助于改善材料力学和摩擦学性能。

2.2 弥散强化

研究发现:增强颗粒粒径较小(<1μm)时,其弥散分布于基体中能阻碍位错运动。当位错遇到增强颗粒时,位错线受颗粒阻碍发生弯曲,使新位错线通过颗粒时的阻力变大。 弥散强化引起屈服强度增量由Orowan公式计算[1]如下:

其中:ΔσOrowan为屈服强度增量;Gm为基体剪切模量;b为柏氏矢量;dp为颗粒直径;lp为颗粒间距。

可见,Orowan强化机制主要受颗粒大小及颗粒间距的影响,对于颗粒粒径较大或间距过大的复合材料可以忽略。

2.3 热错配强化

增强颗粒的热膨胀系数通常小于基体,两者在温度变化过程中的热变形程度不同,将产生热失配应力,增大颗粒周围基体中的位错密度而引起的屈服强度增量可表示为:

其中:Vp为增强颗粒体积分数;k1为常数;Δα 为热膨胀系数差;ΔT为温差。

可见,在配方设计中应考虑增强颗粒与基体的热物性差异,合理设计复合涂层配方。

3 增强颗粒/基体界面特性的影响

3.1 界面组织与性能

增强颗粒/基体界面的微观组织和物相组成影响两者间的结合强度、界面硬度和弹性模量等性能。研究发现:SiC颗粒/Al基体间存在两种界面:一种是厚度为3nm的晶态Si界面层,在其附近生成细小Al4C3相;另一种是厚度为5nm的非晶SiO2界面层,阻碍Al4C3脆性相的生成,改善界面润湿性。Zhang等[2]研究表明:WC/Fe复合涂层中WC颗粒边缘发生局部溶解,形成厚为0.15mm~0.3mm含Fe3W3C、M23C6等碳化物的冶金扩散层,有利于改善结合强度。Gu等[3]用激光烧结技术制备的Ni颗粒增强Cu基复合材料以Ni颗粒为形核核心,其与Cu基体在界面处形成CuNi固溶体层,两者间形成连续的结合界面;复合材料断口呈明显的韧性断裂特征,Ni增强相的纳米硬度为1.82GPa,高于Cu基体(0.99GPa~1.35GPa),强化效果显著。

3.2 界面相形成机理与生长规律

界面相是增强颗粒与基体通过化学反应和元素扩散形成的,其形成过程可分为4个阶段:溶解与扩散阶段、金属间化合物形核阶段、金属间化合物生长阶段、固相扩散阶段。

蒋淑英等[4]研究了Al-Ti扩散偶界面扩散层的形成规律与机理,在800 ℃条件下,随着扩散时间的增大,其扩散层厚度先呈直线上升趋势,然后变为抛物线上升,且扩散层厚度的增加速率逐渐降低;扩散层为TiAl3相和含少量Ti的Al固溶体混合组织。研究发现:TiC-TiB2/Al复合材料中的TiC、TiB2与Al界面间均存在富Ti区,而铝液中Si、Mg、Cu等元素均能与颗粒表面的Ti原子反应,导致TiC界面无法形成富Ti过渡区而产生组织粗化。

3.3 界面微观应力数值模拟

张鹏等[5]建立了基于微观组织的SiC颗粒与铝合金基体间界面模型,分析了界面层厚度对复合材料性能的影响。随着界面层厚度的增加,复合材料性能变化不明显;而在强界面条件下,SiC颗粒承受的应力增大,流变应力随着界面层厚度的增加而增大。姚战军等[6]建立了椭圆形颗粒增强镍基合金复合材料的应力场模型,模拟结果显示受载时的最大应力出现在颗粒中,而基体中的最大应力位于其与颗粒上部的结合界面区,在与拉伸方向垂直的颗粒短轴附近应力最小,颗粒间的应力相对基体中其他区域较大。

3.4 界面特性对复合材料性能的影响

Wang等[7]先利用CVD方法在Al2O3颗粒表面镀Ni和TiN涂层,再用含镀层颗粒制备Al2O3/耐热钢复合材料,研究了镀层对颗粒与基体间界面粘结强度和抗氧化性的影响。结果表明:含Ni和TiN镀层的颗粒与基体间界面粘结强度分别达到4.05 MPa和1.80 MPa,分别为无镀层时的5.79倍和2.57倍。由于Ni与Fe间的扩散溶解明显,含Ni镀层的复合材料界面抗氧化性能强于TiN镀层。Vianko[8]等采用热浸镀法在Ag基体表面制备了Sn涂层,发现Sn元素含量控制界面处Ag的熔解厚度对界面层厚度产生较大影响。

李烨飞等[9]以WC-TiC-Co硬质合金作为增强颗粒,采用负压铸渗工艺制备了颗粒增强复合材料,在增强颗粒与基体金属界面处出现了WC、W2C等溶解相和Fe3W3C、Co3W3C等化合物,形成了冶金结合,降低了增强颗粒与基体间硬度、强度等性能变化梯度,使复合材料的耐磨性较基体材料提高了3.5倍。对激光熔覆复合涂层中WC增强颗粒与Fe基体间的界面研究表明:WC颗粒边缘发生部分溶解,并出现圆化现象,其与Fe基体间形成6.6μm的界面反应层,改善了两者间的热物性和力学性能差异,其耐磨性较基体提高了18倍[10]。

4 总结与展望

随着科学技术的进步和机械装备工况条件的不断提高,对颗粒复合涂层材料的需求升高,增强颗粒增强复合涂层材料以其优异的力学和摩擦学性能,必将在机械装备的表面强化领域获得广泛应用。

参考文献

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增强体颗粒 篇6

过去40年人们对PMC的时效行为进行了较为深入的研究,发现时效带来的强化效果甚至大于颗粒加入带来的增强效果[3,4]。从文献[5-9]报道看,大多数研究者认为,颗粒的添加并未从根本上改变基体合金的时效析出过程,复合材料时效析出产物与基体合金基本相同。但从颗粒对时效过程的影响看,则有不同的结论。有的研究者认为颗粒加速了复合材料基体合金的时效动力学[5,6],有的却认为颗粒对复合材料的时效析出作用不明显[7],甚至在一定程度上抑制了复合材料的时效析出[8,9]。

较全面地定量理解影响各项物理属性在时效过程中所起的作用,将会在基体和增强体选择、制备工艺以及热处理工艺参数的确定等方面起到很大作用,从而优化材料的热处理工艺,有利于控制时效析出相的成分和微观结构,从而获得性能优异的复合材料。本文在对大量文献调研的基础上认真分析了陶瓷颗粒增强铝基复合材料时效行为的各种影响机理。

1机理讨论

硬而脆的陶瓷颗粒加入铝合金中带来 了3种效应[10]: (1)由于颗粒在基体中弥散分布,基体被强烈分割,基体晶粒明显细化;(2)由于陶瓷颗粒和基体铝合金热膨胀系数之间存在巨大差异,产生了大量的热错配应力,使得制备良好的复合材料淬火后很容易在界面附近基体一侧产生热应力和热应变,从而诱发产生位错并在界面处塞积或形成大量的微畸变区;(3)细小的陶瓷颗粒引 入了大量 的颗粒/增强体界 面,一方面为溶质原子提供了扩散通道,另一方面又使得合金原子在界面处大量湮没或发生界面反应,消耗了大量的合金原子,进一步降低了基体中合金溶质原子浓度。上述3种效应直接影响到复合材料时效过程中固溶原子的扩散,沉淀相析出的形核及长大速度。

2影响因素

2.1基体合金对铝基复合材料时效行为的影响

前已述及,沉淀硬化型铝合金是颗粒增强铝基复合材料的最佳选择。由于Al-Cu、Al-Cu-Mg、Al-Mg-Si、Al-Li等系合金中溶质原子的固溶度、固溶状态下原子的扩散系数以及界面能很小,可以减少铝基复合材料的 组织粗化 和界面反 应,成为目前最主要的几种基体合金[11]。

2.1.1不同合金体系对时效行为的影响

不同合金系列由于合金成分和元素含量的差异,其自身时效机制和时效序列都有差别,加之在复合材料的制备过程中基体与颗粒增强体间存在界面反应差异,因此同一颗粒加入不同的基体合金中,形成的复合材料时效硬化行为也不相同。文献[12]对6061/SiCp和2124/SiCp复合材料的时效动力学曲线的研究发现,增强体在不同程度上加速了两种复合材料的时效硬化过程。

2.1.2基体合金化对时效行为的影响

陶瓷颗粒加入Al合金时,往往在材料的制备过程中与基体中某些活泼元素发生界面反应,消耗溶质原子并改变基体合金的原子分布或熔融状态,并影响到复合材料的时效析出。有学者[13,14]在Al-Mg-Si、Al-Mg和Al-Cu-Mg基础上调整基体合金中溶质原子浓度或浓度比,或直接添加另外的合金化元素,来研究铝基复合材料及其基体合金的时效析出行为,得到了有益的结果。

李斗星等[15]研究0.5μm-Al2O3p/6061Al+5% Mg和0.5μm-Al2O3p/6061Al复合材料 的时效硬 化规律发 现, Al2O3p/6061Al的硬度值虽然比基体合金更高,但由于复合材料中的大量界面使Mg原子被完全束缚,基体中Mg极度贫乏使得复合材料的时效硬化能力很低,其硬度值几乎不随时间的变化而变化。但向基体中加入5%的Mg后,出现了明显的时效硬化特征,时效峰提前,有效促进了复合材料的时效硬化行为。文献[13]的研究也证明改变Al2O3p/6061Al复合材料基体合金中Mg/Si原子比,时效析出动力学增加。

当用SiC颗粒增强含镁Al合金时,高温下Mg与SiC颗粒表面的SiO2发生界面反应,生成MgAl2O4或MgO[16]。界面反应充分时,复合材料中Mg几乎被完全消耗,基体中含Mg强化相减少,导致复合材料时效硬化能力显著降低。因此,要用作复合材料的基体合金,必须对传统Al合金进行成分的微量调整。

N.Han等[17]研究SiCp/A356复合材料的界面结构和断裂行为时,在界面处观察到了Mg元素的富集,但复合材料的界面仍 然干净和 平整,既没有Al4C3化合物,也没有MgA12O4尖晶石生成,他们将这一结果归因于基体合金中Si含量不低。

2.2增强体颗粒对铝基复合材料时效行为的影响

颗粒增强铝基复合材料通常选择具有高模量、高强度、 高温性能优良且物理化学性能与铝基体能够适当匹配的材料作为增强相。颗粒本身特性、添加量、颗粒在基体中的分布及形态等不同会从多个角度影响到复合材料的时效析出行为。

2.2.1增强体颗粒种类的影响

考虑到颗粒与基体的匹配及自身稳定性,目前常用的陶瓷颗粒有SiC、Al2O3、SiO2、B4C等几种,也对有B4C3、TiB2、 SiN等其它增强相颗粒的研究。其中,前两种颗粒由于其优异的性能、低廉的价格而备受青睐。几中常用陶瓷颗粒的主要特性见表1。

可见,不同颗粒的热膨胀系数和弹性模量之间存在很大的差异。表1给出的5种颗粒中,Al2O3的膨胀系数为SiO2的7.33倍,弹性模量为后者的5.19倍。因此当复合材料受热从高温冷却时,各颗粒与基体合金间产生的热错配应力大小不同,而这种热错配是颗粒附近基体中形成微观位错组织的直接诱因,必然影响 到复合材 料的时效 行为[5]。另一方面,在复合材料制备过程中,研究者常常通过诱发基体在颗粒表面发生反应来增加界面润湿。不同的陶瓷颗粒加入同一基体合金中,由于颗粒成分和性能的差异消耗合金原子, 发生的界面反应及形成的产物不同,直接影响到基体中合金原子的浓度,导致析出形核的难易程度改变或直接导致析出相的组织成分和结构变化[18]。

某些情况下,颗粒甚至还可以改变基体合金的时效析出规律。如SiCp/Al-1%Mg复合材料中常含有少量SiO2,它与Mg发生界面反应2Mg+SiO2=Si+MgO时,离析出一定量的Si,与基体中的Mg结合生成Mg2Si,使不能时效强化的Al-Mg合金变得“可时效强化”了[16]。但当合金中的Mg含量较高且界面反应程度较严重时,基体中的实际Mg含量降低较明显,时效进程受到明显抑制,降低了时效动力学,使得硬化峰值提前不显著,甚至推迟出现[19,20]。

2.2.2增强体含量的影响

颗粒增强铝基复合材料中,除了增强体种类会影响复合材料时效行为外,也有人尝试调整增强体颗粒的含量并进行深入研究。

黄永攀[21]对Al2O3/6061Al复合材料研究发现,当增强相的质量分数从0.3%经由0.6%、0.9%逐渐增加到1.2% 时,析出物形成与成长的驱动力逐渐增加,导致其峰时效时间随强化相颗粒含量增加而缩短。

但也有人得出了相反的结论,发现随增强体含量提高复合材料时效析出减少。林君山[22]采用复合铸造法制备了体积分数分别为0%、5%、10%、15%、20%的5种SiCp/2024Al复合材料,研究了增强体的体积分数对复合材料基体沉淀的影响规律,发现随SiC体积分数增加,GP区和S′相析出焓变 ΔHGP和 ΔHS′减小,意味着两者的脱溶量降低。甚至在SiC含量升高至20%时,仅获得了相当于基体合金42%的GP区脱溶量和45%的S′相脱溶量。对亚微米Al2O3p/6061Al复合材料的研究也发现随颗粒含量提高,仅在颗粒稀少区域基体组织中观察到少量的析出,当亚微米颗粒含量增至30% (体积分数)时,复合材料的时效析出受到完全抑制,基体中几乎观察不到析出相存在[23]。

2.2.3增强体颗粒粒径的影响

随着研究的深入,颗粒增强体的粒径已经从微米级发展到了亚微米,甚至纳米级。有计算表明,当颗粒粒径减小到亚微米以下时,颗粒/增强体界面急剧增加[24],大量淬火空位在界面和位错等缺陷处消失,以多种形式影响复合材料的沉淀析出过程。

大量研究表明[24,25],在材料制备或固溶淬火过程中,由于基体和颗粒收缩变形不一致,复合材料内部会产生很大的残余应力,基体受拉应力,颗粒受压应力。当基体受到的拉应力超过其屈服强度时,会在颗粒周围发生塑性变形,产生大量位错。对微米和亚微米级复合材料的研究表明[4,5],平均位错密度随颗粒尺寸的减小略有降低,并在尖角处获得最大值。所以基体中大颗粒附近产生的热错配应力更大,形成的位错密度更高。这种高密度位错组织为溶质原子的快速扩散提供了通道,为亚稳相的非均匀形 核提供了 丰富的位 置;同时由于温度不能及时扩散或绕过大颗粒,使颗粒界面处温度最高,有利于颗粒附近优先形核沉淀析出[26]。另一方面细小颗粒在基体中的分布更加细小弥散,界面数量剧增, 淬火空位和活性溶 质原子大 量湮灭,导致0.3μm-Al2O3p/ 2024Al复合材料中GP区的析出被抑制,亚稳相析出细小弥散,硬化率低于10%[25]。对纳米级复合材料来说,当前研究多为低体积分数、细小弥散的纳米粒子为基体带来的热残余应力作用凸显,促进了复合材料的时效析出[22]。

2.2.4增强体颗粒形状与分布状态的影响

增强体颗粒的形状对复合材料时效析出的影响是通过改变复合材料中基体的微观组织来实现的。当前研究的颗粒多为近球形和不规则两种形状。如前所述,不规则形状的颗粒加入基体中,会在尖角处产生严重的应力集中,颗粒附近基体中产生大量的位错以缓解这种应力,促进复合材料的时效析出,提高复合材料的硬度值[5]。与此不同,姜龙涛[27]研究发现细小近球形的颗粒加入基体合金中,虽然Al2O3颗粒与Al基体的热膨胀系数存在很大的差异,但在Al基体的双束状态电子衍射花样下几乎没有观察到位错,仅在颗粒周围基体中存在细小的黑白相间的衬度,形成了1~5nm的微畸变区,这些微畸变区缓解了颗粒和 基体合金 的热错配 应力。因此在这种复合材料中,颗粒对基体的强烈分割、界面反应对基体合金元素的消耗等因素的作用凸显,使得复合材料的时效析出动力学能量升高,析出变得困难。

对颗粒增强铝基复合材料时效组织大量观察表明[23,24,25,26,27], 析出相除了依附位错等缺陷非均匀形核外,复合材料的均匀形核往往发生在基体中颗粒稀少处,在颗粒/基体界面上形成了一个无析出区或析出稀少区,并且随颗粒含量增加,颗粒间距离变短,甚至会发生两紧邻颗 粒附近无 析出区的 重叠,表现为局部无析出[26]。因此,复合材料中颗粒均匀弥散的分布有利于得到均匀的沉淀相 组织,提高材料 的力学性 能。

2.3热处理工艺的影响

2.3.1固溶处理温度和时间的影响

固溶淬火后,材料内部出现大量的淬火空位和过饱和的原子富集区,这些过饱和固溶原子在时效过程中发生脱溶沉淀使复合材料得以硬化。当固溶温度较低或保温时间不够时,基体中第二相粒子不能完全溶解形成过饱和固溶体;固溶温度过高或保温时间过长,又会发生过烧和界面反应产物的长大,进一步消耗基体合金中的溶质原子,都不利于复合材料的时效析出[28]。因此当前多参考基体合金的热处理工艺来探索适合复合材料的固溶处理温度和保温时间,使溶质原子最大程度达到过饱和,以获得最佳时效硬化效果。

2.3.2时效制度的影响

自然时效时,由于温度较低,固溶原子无法获得足够高的能量越过原子势垒,促进析出相的形成和长大,溶质原子主要借助空位扩散形成大量的原子富集区,此时提高时效温度对原子的扩散和时效析出起促进作用。研究也证明[25],当时效温度由室温提高到160 ℃时,复合材料的时效硬化效果明显提高,达到时效硬化峰值的时间缩短。但这并不是说时效温度越高越好,任何材料都存在最佳时效温度[25,26,27,28]。因为在过高温度下,材料内部溶质原子活性极高,甚至超过了周围原子对它的吸引作用,以至于很难在新的位置上停留下来形成GP区组织;另一方面一旦有新相形成,就会发生迅速长大,反而降低了材料的力学性能。

找到材料的最佳时效温度并不意味着确定了最佳时效制度。因为根据现有的结论,在同一时效温度下,固溶原子脱溶形成大量的GP区组织或以大量细小弥散的亚稳相存在时材料获得最大硬度值[27]。随时效时间延长,亚稳相发生长大,反而使复合材料力学性能降低,甚至低于较低温或较高温下的时效硬度峰值。因此为了获得最好的时效强化效果, 时效时间和温度间也存在一个最佳匹配问题[7,14,23]。

值得一提的是,在时效过程中升温速率的选择也会影响到时效硬化行为。由于溶质原子的扩散析出需要一定时间才能完成,因此过快的升温速率使得溶质原子的扩散和脱溶来不及完成便进入较高温阶段继续进行,从而发生时效的假性滞后现象[10,13,25]。

2.4复合材料加工工艺的影响

不同制备方法和加工工艺形成的复合材料显微组织结构有很大差异,并影响复合材料的时效析出。

乐永康[29]比较研究了喷射共沉积工艺与常规熔铸+挤压方法制备的6061Al/SiCp颗粒增强铝基复合材料的时效行为,发现喷射共沉积工艺所形成的复合材料非平衡组织中溶质原子浓度高,细化的晶粒组织及高密度位错有利于非均匀形核,时效析出驱动力大,促进了溶质原子扩散和第二相的形核,力学性能峰时效时间明显缩短。常规混合法制备的复合材料中存在颗粒的偏聚现象,而高能球磨法使增强体均匀弥散分布[16],有利于复合材料中形成均匀分布的沉淀析出相,获得更好的力学性能。

应该说,大部分颗粒增强铝基复合材料在制备过程中都会发生一定程度的界面反应,或多或少地影响其时效硬化行为。到目前为止,界面反应较为突出的体系主要是含Mg的铝基复合材料、SiC颗粒增强铝基复合材料和Al2O3颗粒增强铝基复合材料[30]。颗粒表面包覆涂层可以直接改变颗粒/ 基体界面以及颗粒附近基体中溶质原子浓度和微观位错等组织结构,并影响复合材料的时效行为[31]。

二次加工也会对复合材料的时效产生明显影响。例如热挤压能明显促进复合材料的时效析出[32]。因为复合材料经热挤压后,组织的均匀性得到了明显改善,颗粒分布更加均匀,位错密度显著提高,铸造缺陷大部分消除,伴有小的亚晶结构出现,为析出相的形成提供了丰富的均匀和非均匀形核位置,降低了时效析出动力学,使复合材料的强度和硬度值提高[33]。

3主要的研究方法

研究铝基复合材料时效行为的实验手段主要有差示扫描量热分析(DSC)、硬度测试、透射电镜(TEM)观察,以及热电势(TEP)、电阻率或电导率测试、内耗(IF)等方法[34]。其中硬度测试、DSC分析和TEM三种方法是目前用得最广也最合理的研究方法。

硬度测试主要用于研究复合材料的时效硬化曲线。它简便易行,效率高,可在特定温度下进行多点测试,能较好地反映复合材料的时效硬化特征。目前使用最多的是维氏硬度(或称显微硬度,HV)。也有人用超显微硬度来跟踪铝基复合材料或铝合金的时效硬化规律,这种方法敏感度高、精确,但同时数据分散性大,重复性差。因此有文献用洛氏硬度(HRA)或布氏硬度(HB)来跟踪铝基复合材料及其基体合金的时效硬化规律[35]。但由于复合材料的硬度分散性较大, 硬度测试存在误差较大的特点。针对这一不足,有的文献采用屈服强度(σs)等来跟踪时效硬化规律[10]。

DSC分析是采用现代高精密热分析仪器,通过检测材料内部由于物相的生成和消失过程中产生的微小温度变化来跟踪新相析出和物质溶解信息的一种实验手段,最适合研究晶体材料内部各种相变的热效应[35]。这种方法反应灵敏、精度高、所得数据重复性好、制样较容易,可以检测整个连续变温时效过程,与时效析出序列相对应。但其结果无法与工业常用的等温时效直接对应,并且如果材料中有若干时效相同时析出,DSC无法将它们区分开来,只能给出它们的综合热效应。但DSC分析依然是目前研究时效问题最有效的手段之一,已被大量的研究所采用[18,36,37]。值得注意的是,试样形状和质量的确定,以及合理的扫描速度的选择应引起研究者足够的重视,以免得到一些错误的判断[38]。

TEM观察在铝基复合材料的界面结构和时效析出的研究中扮演着十分重要的角色。研究时效行为时,它能将试样放大到几万到百万倍,可以观察到界面处和界面附近许多物相结构的微观特征,不但可以获得被观察物不同位向的空间形貌特征,还可以测得析出物与母相之间的位向关系,以及界面产物与增强 体或基体 间的位向 关系。结合能谱 分析, TEM和HRTEM已经被用于对颗粒附近界面区微观组织的结构和成分进行分析[39]。TEM的制样过程相当繁琐,制样过程中温度和自然时效的影响都 会给研究 工作带来 不便。 此外,要实现TEM下的动态样品观察和分析技术难度较大, 还没有普遍采用。但目前国内外学者在研究铝基复合材料的时效行为时几乎都使用了TEM手段[32,35,37]。

4结束语

颗粒增强镁基复合材料专利技术综述 篇7

为了改善镁合金强度低、力学性能差的缺点, 常向镁合金中加入连续或非连续 (短纤维、晶须等) 纤维增强镁基复合材料增强镁基复合材料。但其中纤维或晶须作为增强体价格昂贵、制备工艺复杂、存在晶须断裂等问题使纤维/晶须增强镁基复合材料的实际应用受到很大限制。为了满足进一步推广应用的要求, 开始研究颗粒增强镁基复合材料, 其具有力学性能呈各向同性、制备工艺简单、增强体价格低廉、等特点, 是目前最有可能实现低成本、规模化商业生产的镁基复合材料。

1.镁基复合材料组成

镁基复合材料主要由基体及增强相组成。基体所用镁合金系主要有Mg-AI-Zn系、Mg-Zn-Zr系、Mg-Li系、Mg-Mn系等。而对于镁基复合材常用增强体主要有碳纤维、碳化硅、氧化铝及碳化硼颗粒等。

2.专利申请概况

2.1申请人类型分析

本文从中国专利文摘数据库CPRSABS和世界专利文摘库SIPOABS、德温特世界专利库DWPI中选取分类号和关键词进行检索, 并对检索结果进行了分析。从专利的申请人类型来看, 高校及科研院所拥有较大优势, 占全部专利申请量的51%;其次为公司及企业, 占全部专利申请量的44%, 个人以及其他拥有的份额较少, 仅占5%。其中, 国外申请人以企业或公司为主, 国内申请人以高校及研究院为主。

2.2专利申请量分析

通过对全球范围内颗粒增强镁基复合材料专利申请量的分析发现, 在颗粒增强镁基复合材料的整个发展过程中, 国外技术的发展主要集中于2010年以前, 而国内则是从2000年开始, 由高校牵头开始研究颗粒增强镁基复合材料。

3.颗粒增强镁基复合材料专利现状分析

根据镁基复合材料的使用性能、基体镁合金的种类和成分来选择所需的颗粒增强相。要求增强相与基体物理、化学相容性好, 应尽量避免增强相与基体合金之间的有害界面反应, 并使其与基体润湿性良好, 载荷承受能力强等。根据种类的不同其主要包括硅化物、碳化物、氧化物、氮化物、金属以及准晶等。

3.1硅化物颗粒

硅化物颗粒主要包括Mg2Si, Cr Si2以及Ti Si2等。在使用硅化物颗粒增强镁基复合材料时, 增强相硅化物颗粒主要是通过原位反应生成。在1994年, 日本专利JPH0841564 A首先通过原位反应生成Mg2Si颗粒增强相, 与碳化硅颗粒一起增强镁合金。但是在镁合金中反应生成的Mg2Si相极易长大变成粗大的汉字状, 影响材料的力学性能。随后, 上海交通大学 (CN1789446 A、CN101148723 A) 、江苏大学 (CN101381829 A) 、南昌大学 (CN101748300 A、CN102776396 A) 、南昌航空航天大学 (CN104131190 A) 等各大高校开始采用不同的方式细化镁合金复合材料中的Mg2Si相, 例如利用脉冲磁场、超声波、超声变幅杆以及在合金中一定量的锑元素合金等, 改善增强相的强化效果。

3.2碳化物颗粒

常用碳化物添加颗粒主要包括Si C, Ti C。1986年, AMAX公司 (US4657065A) 首先采用碳化硅颗粒和/纤维和碳化钛颗粒作为增强相。随后, 碳化物作为最常规的增强相添加到镁合金中用于制备颗粒增强镁基复合材料 (JPH01156448A、JPH02129322 A、JPH02145233 A、JPH01279721 A、JPH05209205 A、JPH05202443 A、WO9315238 A1、CN1396284A、CN1470662A、CN1441073A等) , 并且为了适用于不同的领域、不同的制备工艺以及与其余增强相的润湿性, JPH01156448 A、JP2003183748 A、CN1667149 A、CN1666833A采用在碳化硼、碳化硅表面涂覆镀层强化碳化物颗粒, 改善碳化硅和镁基体之间的润湿, 促进烧结;CN1676645 A、CN1837392A、TW200914167 A、TW200912012A、CN103667841、CN103667839、CN103667840、CN103695744则采用纳米态的碳化硅作为增强相, 集纳米材料和复合材料的优点于一身。

3.3氧化物颗粒

氧化物添加颗粒主要包括Si O2、Mg O、Al2O3、Fe2O3、Mn O2、Zr O2等。由于氧化物的成本较低, 氧化物在1984年最先作为增强相用于制备颗粒增强镁基复合材料 (JPS60243245 A) , 并在随后的技术发展中得到了广泛的应用, 例如专利JPS6350615 A、JPH01261266A, JPH05202443 A;CN1837392 A、TW200914167 A充分发挥纳米材料的特征, 将碳化物和氧化物以纳米形态添加到镁合金中, 制备出的镁基复合材料集纳米材料和复合材料的优点于一身;哈尔滨工业大学 (CN103589891A) 则改变氧化物的形式, 将Al2O3以空心球的方式添加到镁合金。

3.4金属颗粒

金属颗粒首次被用作增强相颗粒是在2001年, 神户制钢株式会所尝试将金属锆作为增强相制备出锆增强的镁基复合材料;在国内, 2006年上海交通大学 (CN1718792A) 才将钛金属颗粒作为增强相;随后, 江苏大学 (CN101067188 A) 、北京航空航天大学 (CN101538672 A) 、南昌大学 (CN104313371 A, CN104313372A) 先后研究了将含稀土元素的金属间化合物颗粒作为颗粒增强相;中科学院金属研究所在2006年 (CN101186996A) 首次尝试将Nb颗粒添加到非晶态的镁合金中;并在随后研究了 (CN102108454 A) 将金属颗粒与非金属颗粒一起作为增强相;以及 (CN102108460 A) 将Co基、Zr基、Ni-Al基等形状记忆合金颗粒添加到镁基合金中, 使得制备的复合材料具有形状记忆效应性能。

3.5准晶颗粒

准晶由于具有各向同性及准周期晶格结构, 使得位错滑移困难, 而具有高硬度和高强度。因此, 研究人员遂利用其作为增强相。首先是在2003年时, 上海交通大学 (CN1524974A A) 将Alx Cuy Fez合金准晶粉添加到到镁基合金中。随后, 太原理工大学 (CN1644738A、CN102206782 A) 、北京工业大学 (CN102618766 A) 、华东交通大学 (CN102618766 A) 、西安理工大学 (CN103421995 A) 等高校都开始研究不同成分和形态的准晶颗粒增强相, 制备出具有细小尺寸、近似球状的准晶增强的镁基复合材料。

3.6其他

除了上述几种常见的增强颗粒以外, 单质B (JP29893488A、JP29826588A、JP5313789A) 、C (JP28139188A) 、尖晶石 (JP5313789A) 、石墨 (CN1676245A、C N 1 0 3 8 2 0 6 7 0 A) 、碳纳米管 (TW200914167 A、CN101376276 A、CN101376170 A、CN101386926 A) 、Ca-P陶瓷颗 (CN103834840 A) 、石墨烯 (CN104233028 A) 等也曾作为增强颗粒被添加到镁合金中或者在镁合金中原位生成。

结语

通过以上对颗粒增强镁基复合材料国内外专利的研究分析发现, 颗粒增强镁基复合材料的基础性研究已经比较成熟, 在国外已经被应用于具体大规模生产实践中。而最近十几年, 中国已经成为颗粒增强镁基复合材料专利申请的主要申请国。国内的各大高校和研究所在先前研究实践基础上, 不断丰富颗粒增强镁基复合材料的增强颗粒种类、探索工艺简单、成本低廉的制备工艺, 为颗粒增强镁基复合材料的进一步发展和广泛应用提供了技术支持。

摘要：颗粒增强镁基复合材料凭借其优良的比强度、比刚度、耐磨性、耐高温、减震性能以及优异的阻尼性能和电磁屏蔽性能等, 作为功能材料被广泛地应用在电子、航空、航天特别是汽车工业等行业中。本文主要对颗粒增强镁基复合材料专利申请中专利申请的国内外的年度变化趋势、申请人类型进行分析, 并总结了颗粒增强镁基复合材料专利申请中增强颗粒类型以及其专利技术改进方向。

关键词：颗粒增强,镁,复合材料,合金,SiC,TiB2,MgSi2

参考文献

[1]周亚军, 刘建秀.颗粒增强镁基复合材料的研究进展[J].轻合金加工技术, 2012 (2) :12-15.

增强体颗粒 篇8

本研究以苎麻为增强体,环氧树脂为基体,同时加入不同含量及不同比例的纳米颗粒,制备了苎麻/纳米颗粒增强环氧封装材料,探讨了不同纳米颗粒含量及不同比例对封装材料介电性能的影响,为麻纤维在电子封装材料领域的应用奠定基础。

1 实验部分

1.1 材料

苎麻原麻(苎麻布),湖南衡阳产;环氧树脂E-44,兰州兰星树脂有限公司生产。

1.2 仪器

XLB-D型平板硫化机,郑州大众制造机械有限公司;H-2000PS2型静态容量法比表面及孔径分析仪,贝士德仪器科技(北京)有限公司;TH2819A型精密LCR数字电桥,常州市同惠电子有限公司。

1.3 实验过程

1.3.1 苎麻纤维的预处理

取苎麻原麻(苎麻布)水洗,去除浆料及杂质,剪成1-2cm长度(样片)备用。

1.3.2 纳米氢氧化物的制备

采用化学沉淀法[13]制备纳米氢氧化物:配制一定浓度的SnCl4(AlCl3)溶液,搅拌,缓慢滴加氨水至一定的pH;继续搅拌30min,过滤,蒸馏水洗至用AgNO3检不出滤液中有Cl-;滤饼干燥、研磨得纳米氢氧化锡或氢氧化铝。

1.3.3 封装材料的制备

取预处理的苎麻原麻(苎麻布)和制备的纳米氢氧化物,平板硫化机上模压成型封装材料。封装材料制备具体流程见图1。工艺参数:预固化温度80℃,模压压力4MPa,温度120℃保压30min,随模具缓慢冷却。当温度降到60℃时转入干燥箱,105℃退火2h继续固化、去应力,自然冷却至室温。

1.3.4 封装材料介电性能测试

将制备好的封装材料圆片裁成10×10(mm)试样,室温下用精密LCR数字电桥测试封装材料的介电常数和介电损耗,每个试样测试3次,取其均值。

2 结果与分析

2.1 比表面积测试结果与分析

用比表面及孔径分析仪测得Sn(OH)4的比表面积是212.3265 m2/g,Al(OH)3的比表面积是7.3431 m2/g。Sn(OH)4的比表面积远大于Al(OH)3的比表面积,Sn(OH)4具有更高的表面能和表面结合能,更容易与其他的原子结合,具有很大的化学活性。

2.2 TEM测试结果与分析

Sn(OH)4和Al(OH)3的TEM测试结果见图2,图中可以看出,Sn(OH)4颗粒的团聚不明显,粒径大小在十几纳米左右,而Al(OH)3颗粒的团聚比较严重,粒径大小在几十纳米左右,这也是Al(OH)3比表面积小的原因。

(a)Sn(OH)4;(b)Al(OH)3

2.3 封装材料测试结果与分析

苎麻原麻与环氧质量比为3∶5时,单独加入不同含量Sn(OH)4或Al(OH)3的介电常数与介电损耗测试结果见表1。

混合加入不同比例的Sn(OH)4和Al(OH)3介电常数与介电损耗测试结果见表2。

苎麻布与环氧质量比为3∶5时,单独加入不同含量Sn(OH)4或Al(OH)3的介电常数与介电损耗测试结果见表3。

混合加入不同比例的Sn(OH)4和Al(OH)3介电常数与介电损耗测试结果见表4。

单独加入Sn(OH)4或Al(OH)3及混合加入Sn(OH)4和Al(OH)3,它们的含量或比例变化对苎麻原麻/环氧树脂封装材料及苎麻布/环氧树脂封装材料介电性能影响的曲线分别见图3、4、5。

由图3和4可知,苎麻原麻/环氧树脂封装材料以及苎麻布/环氧树脂封装材料的介电常数、介电损耗随着Sn(OH)4和Al(OH)3含量的增加而增大。封装材料的介电常数随粉体含量的增加呈增大趋势,一方面,这可能是由于加入纳米Sn(OH)4和Al(OH)3粒子后,与环氧树脂分子形成了紧密的体系结构,连接在分子链上的粒子相当于增长了极性基团的偶极距,从而导致了封装材料的介电常数变大;另一个方面,由于纳米尺寸的Sn(OH)4和Al(OH)3粒子具有比较大的比表面积,使得空间电荷很容易在纳米粒子和环氧树脂的界面积聚,产生界面极化,使得封装材料的介电常数变大。封装材料的介电损耗随粉体含量的增加呈增大趋势,这可能是由于环氧树脂封装材料的介电损耗主要来源于漏导电流引起的漏导损耗和极性基团转动所产生的内摩擦而引起的松弛损耗。漏导电流引起的损耗很小,松弛损耗起主要作用,由于纳米Sn(OH)4和Al(OH)3粒子的比表面积较大,在封装材料制备的过程中吸附了极性粒子,产生极性基团,随着粉体的增加,极性基团的抑制作用减少,从而导致封装材料介电损耗的增大[14,15]。由图5可以看出,苎麻布/环氧树脂封装材料以及原麻/环氧树脂封装材料的介电常数、介电损耗随着Sn(OH)4比例的下降而降低。这可能是由于Sn(OH)4的比表面积远大于Al(OH)3的比表面积,更容易与环氧树脂分子形成紧密的体系结构,空间电荷更容易在界面积聚,产生界面极化,吸附更多的极性粒子产生极性基团,随着Sn(OH)4比例的下降,封装材料的介电常数、介电损耗也减小。尽管Sn(OH)4和Al(OH)3的比表面积相差比较大,但对封装材料介电性能的影响比较小。

总之,苎麻原麻/环氧树脂封装材料以及苎麻布/环氧树脂封装材料的介电常数、介电损耗随着Sn(OH)4含量和Al(OH)3含量的增加而增大,随着Sn(OH)4比例的下降而降。

3 结论

(1)纳米氢氧化物比表面积影响封装材料的介电性能,比表面积越大,封装材料的介电常数和介电损耗略大。

(2)加入单一颗粒时,封装材料的介电常数和介电损耗随着粒子含量的增加而增大。