抗蠕变性能（精选7篇）
抗蠕变性能 篇1
“十二五”时期是我国海洋经济加快调整优化的关键时期, 加快海洋资源的开发与利用, 需要科技发展作为强有力的支撑, 而禁锢海洋科技发展的重要决定因素, 就是海洋新材料的研发和应用[1]。
现有材料已不能满足海洋事业发展的需要, 高性能新材料具有基础和先导性的意义, 船体材料、高耐腐蚀海洋材料以及深海探测材料都面临更新换代的局面。改进海洋材料, 针对海洋设计高性能[2]、耐腐蚀、环保、绿色的新材料以及对新材料的可应用性进行深度的探索已迫在眉睫。
1 抗蠕变海洋用高性能纤维的现状
1.1 高性能纤维
高性能纤维, 是指对外部的力、热、光、电等物理作用和酸、碱、氧化剂等化学作用具有特殊耐受能力的一种材料。这类纤维由于具有比普通纤维更高的机械强度和弹性模量, 更好的热稳定性、耐酸碱性及耐候性, 是20世纪60年代初发展以来, 高分子纤维材料领域发展迅速的一类特种纤维。它被称为继第一代锦纶、涤纶和腈纶及第二代改性纤维 (包括差别化纤维) 之后的第三代合成纤维[3]。
高性能纤维在船舶、海洋工程、军事领域、航空航天等方面有广阔的应用前景, 可带动原材料, 及其复合材料产业链的发展, 产生巨大的经济效益。随着对纤维产品性能的要求提高, 各种特殊的纺丝方法[4]应用于工业生产, 例如凝胶纺丝、乳液纺丝、悬浮纺丝、喷射纺丝、裂膜纺丝、无喷丝头纺丝等。其中凝胶纺丝被广泛应用在高强高模纤维的生产中。
1.2 高性能纤维的种类[5]
高性能纤维按化学组成可分为有机和无机高性能纤维两大类。有机高性能纤维按其大分子刚柔性可分为刚性链聚合物纤维和柔性链聚合物纤维。其中, 刚性链聚合物纤维由芳香族大分子构成, 大分子柔软度较差, 包括芳纶、聚四氟乙烯等;而柔性链聚合物纤维大分子不包含芳香环, 柔性度较好, 包括超高分子量聚乙烯纤维、超高分子量聚乙烯醇纤维、超高分子量聚丙烯腈纤维等。无机高性能纤维一般以矿物质或金属为原料制成。它同样具有不同的分子构象或结构, 如无定形纤维、多晶纤维和单晶纤维等。主要品种有碳纤维、玻璃纤维、石英玻璃纤维、硼纤维、陶瓷纤维、金属纤维等, 此外尚有石棉纤维、矿渣棉、高硅氧纤维、氧化铝纤维、碳化硅纤维等其他无机纤维。
1.3 蠕变性能与分子结构的关系[6]
蠕变是有机纤维存在的主要问题之一, 蠕变破坏也是纤维在应用中遇到的一个迫切需要解决的问题, 蠕变会造成尺寸、形态等方面的不稳定, 从而影响使用。因此, 在使用中掌握其蠕变性能和蠕变规律是十分必要的, 纤维的蠕变性能取决于分子结构, 分子结构由柔性链组成, 抗蠕变性较差;分子链是刚性链, 则抗蠕变性强;同时蠕变性能又决定了纤维的用途。因此, 研究纤维分子结构与蠕变之间的关系, 可以为改善纤维的性能提供有力的参考。
1.3.1 聚酰胺纤维
聚酰胺的分子链结构是含有酰胺键的线性大分子, 氢键作用使聚酰胺结构容易发生结晶化, 分子链发生滑移较为困难;但是分子主链中含有C-N键使得分子链的柔顺性较好, 容易发生蠕变现象[7]。改善聚酰胺纤维的蠕变性能可以通过以下几种方式: (1) 采用新型的纺丝成型方法; (2) 在材料玻璃化温度以下使用; (3) 使用多种改性方法, 使分子发生交联; (4) 提高分子的相对分子质量; (5) 分子主链引入芳杂环或形成互穿网络结构等来提高分子链之间的作用力。
1.3.2 聚乙烯纤维[8]
聚乙烯分子结构比较简单, 分子间无氢键, 其范德华力也仅为色散力, 因此PE分子间作用力较小。其蠕变主要为分子间滑移造成的粘流形变, 即原纤间滑移和纤维间滑移造成粘性流变, 但是由于纤维具有高度结晶、高度取向的紧密结构, UHMWPE纤维的初始模量很高, 因而纤维蠕变中普弹和高弹形变部分很少。
1.3.3 粘胶纤维
粘胶强力丝分子链是由葡萄糖残基以1-4甙键连接, 其转动能阻相当高[9], 因而分子链的刚性很强。葡萄糖残基上含有三个极性较强的羟基, 使分子间的氢键作用力很强。所以蠕变过程中分子链难以发生滑移, 因而粘胶强力丝蠕变主要为普弹形变和高弹形变, 而粘流形变很小。
1.3.4 聚丙烯腈纤维
聚丙烯腈大分子主链与聚乙烯大分子链的主链都是由C-C键构成[10], 由于超高分子量聚乙烯的主链的碳原子之间维持一定的键角 (109°28′) , 而聚丙烯腈是一种具有不规则的螺旋棒状构象的大分子, 结构中含有极性强的氰基 (CN基) , 同一大分子内相邻的CN基具有很大的斥力, 而相邻大分子的CN基之间因极性方向相反而相互吸引, 由于上述CN基间的斥力和引力较强, 大分子的活动受到阻碍。因此, 聚丙烯腈蠕变过程中大分子滑移的粘流形变部分很低。
1.3.5 涤纶纤维
涤纶分子链结构是对称的苯环结构线性大分子, 分子链上的官能团排列得很整齐, 无支链, 其重复单元含有柔软的链段和活动困难的苯环, 大分子链的刚性很强。涤纶的空间结构特点是大分子链上的苯环几乎处在同一平面上。这样使得相邻大分子上的凹凸部分彼此镶嵌。因此, 其分子链发生滑移很难, 在蠕变变形中粘流形变部分较低[11]。
2 抗蠕变海洋用高性能纤维的展望
高性能纤维由于具有高强度、高模量、耐高温、阻燃、抗电子束辐射、抗射线辐射、耐酸、耐碱、耐腐蚀、高抗疲劳性、易成型、耐腐蚀、抗霉菌等优点, 得到越来越广泛的应用。目前, 高性能纤维已在海洋领域大量使用, 由于海洋环境的特殊性, 对高性能纤维提出了更高的要求。高性能纤维工业“十二五”发展目标、发展重点及主要任务之一就是高附加值品种开发及品牌建设[12]。利用高性能纤维的优良性能, 使其差别化和功能化, 赋予其更高的附加值, 以提高其市场竞争力。开发新技术, 提高产品附加值, 扩大产品应用领域是未来我国高性能纤维的发展方向。
2.1 蠕变改性方法的运用
蠕变改性主要有物理改性和化学改性两种[13], 物理改性常用填充改性法, 即在纤维中加入二氧化硅、云母、玻璃微珠、玻璃纤维、三氧化二铝、滑石粉、炭黑、二硫化钼等进行填充改性;多次拉伸法, 即采用凝胶纺丝-超拉伸技术, 使得纤维的结晶度、取向度及热性能得到提高, 从而改善抗蠕变性能。化学改性常用紫外辐照交联法, 对纤维进行表面改性;硅烷偶联剂法, 对纤维进行硅烷化接枝;高能射线法, 采用电子射线等对纤维进行照射使分子发生交联。通过多种改性方法的综合运用, 得到具有较好抗蠕变功能的高性能纤维。
2.2 新技术的开发
随着纳米技术、生物技术等新技术的快速发展, 静电纺丝、凝胶纺丝以及生物改性高性能纤维得到了广泛的研究, 将成为21世纪高性能纤维改性的新的研究热点。和传统的熔体纺丝相比, 静电纺纳米纤维的成形工艺尚未建立, 缺乏对实践的指导。影响静电纺纳米纤维的结构和性能的参数及其可纺性的评价缺乏标准。对于 (下转第188页) (上接第22页) 这些问题, 静电纺纳米纤维的研究还需要进一步的深入。运用生物技术, 如基因工程和生物合成技术等, 不仅能增加纤维产品改性的途径和提高现有纤维的性能, 而且能创造一些全新的“生物纤维”。目前, 高性能纤维的酶法改性研究还处于实验室探索阶段, 所用的酶大多购自酶制剂公司, 对高性能纤维的改性不具有针对性;酶对纤维的催化活性也不高, 处理时间过长, 酶改性纤维性能的改善并不理想。今后应有目的地培养可用于处理纤维的酶, 并系统研究用于纤维改性的生物酶的改性机理。近年来, 利用完全生物质的生物基单体及其衍生物制备了线性、脂肪族、可交联的生物基聚酰胺, 并通过静电纺丝制备了生物基纳米纤维。凝胶纺聚酰胺工业纤维, 将是高性能纤维领域的一个重要研究课题, 同时提升纤维的抗蠕变能力, 显得极具意义, 经济效益十分显著, 国内外市场潜力巨大。
3 结语
抗蠕变高性能纤维的不断创新是高性能产业用纺织品及复合材料用纤维领域的重要进步, 随着世界高新技术、纤维合成与纺丝工艺的发展, 以及军事、航空航天、海洋开发、产业用等的迫切需要, 高性能纤维的开发与应用前景将更为广阔。
摘要：高性能纤维是海洋产业重要的高性能新材料之一, 在海洋开发、船舶渔业等工业领域起着不可替代的作用。而蠕变是有机纤维存在的主要问题之一, 蠕变破坏也是纤维在应用中遇到的一个迫切需要解决的问题, 蠕变会造成尺寸、形态等方面的不稳定, 从而影响使用。开发新技术, 提高产品附加值, 扩大产品应用领域是未来我国高性能纤维的发展方向。
关键词：抗蠕变,高性能纤维,海洋,新技术
建筑外窗抗风压性能研究 篇2
关键词：抗风压性能 变形检测 加压检测 工程检测
0 引言
对于建筑物来说，外窗属于其外围结构。随着经济的发展，科学技术的进步，建筑物的高度不断增加，进而对窗户的质量提出了更高的要求。建筑外窗的物理性能作为一个极为重要的物理指标，通常情况下需要进行抗风压性能分级检测。建筑外窗抗风压性能是外窗的一种能力，凭借这种能力，在风压的作用下，处于正常关闭状态的外窗不发生损坏和功能性障碍，这就要求检测结果具备较高的真实性、准确性，进而对建筑外窗抗风压性能等级进行如实的反映。本人结合自身的实践经验，对影响建筑外窗抗风压性能的几个因素进行详细的分析。
1 建筑外窗抗风压性能检测
1.1 位移计的安装。依据GB / T 7106-2008首先确定窗试件的受力杆件，单扇窗的受力杆件通常为一个，通过负压的方式对无受力杆件外开单扇平开窗进行相应的检测，通常情况下，对于无受力杆件内开单扇平开窗只进行正压检测；对于有两个主要受力杆件的，需要对杆件的最大相对挠度进行同时测量，抗风压性能检测结果选择两者中不利者；根据受力情况确定测量点，在对应的测量点上安装位移计进行检测，安装位移传感器尽量水平，否则位移值的准确性就会受到影响。
1.2 加压检测。根据GB / T 7106-2008的相关规定，对抗风压性能检测的加压顺序进行了明确：预备加压-正压
变形检测-预备加压-负压变形检测-反复加压检测—定级或工程检测[1]。检测压力逐渐升、降，每级升降压力差值不超过250Pa，每级检测压力差稳定作用时间约为10s。对于不同类型的试件变形检测来说，其最大面法向线挠度存在一定的差异：窗面板是单层玻璃或夹层玻璃、中空玻璃的分别为±1/300和±1/450，单扇固定窗、单扇单锁点平开窗分别为±1/150和10mm。检测压力绝对值最大不宜超过2000Pa。试验过程中发生损坏和功能障碍时，记录发生损坏和功能障碍的部位，并记录试件破坏时的压力差值。
1.3 检测结果的评定。在检测过程中，如果试件没有发生损坏，以及功能性障碍，在这种情况下，先确定变形检测的压力差±P1，反复加压检测的压力差P2=2P1，安全检测的压力差P3=2.5P1；在检测过程中，如果试件发生损坏，或者出现功能性障碍，在这种情况下，需要把发生损坏或功能障碍时对应压力差的前一级压力差作为最终的P3值。
2 外窗抗风压性能存在的问题及解决方案
在检测过程中，发现了影响外窗抗风压性能的几方面因素，结合工作实践，提出解决这些问题的方案。
2.1 根据JG / T 140-2005的相关规定，如果主型材构件长度超过450mm，需要对内腔设置加增强型钢，其厚度不低于1.5mm，同时进行相应的防腐处理，端头与型材端头内角之间的距离控制在15mm。用于固定每根增强型钢的紧固件要超过三个，其间距控制在300mm，与型材端头内角之间的距离控制在100mm，固定后的增强型钢不得松动[2]。在实际操作过程中，为了降低成本，一些企业人为降低塑料窗中钢衬厚度，甚至没有钢衬，固定增强型钢的紧固件较少，造成窗户的抗风压性能较差。
2.2 平开窗扇的抗风压性能主要取决于五金配件的质量及其连接，五金配件安装位置应正确，数量应齐全，承受往复运动的配件在结构上应便于更换。当窗扇高度大于900mm时，窗扇锁闭点应不少于两个。摩擦铰链的联接螺钉应全部与框扇增强型钢可靠联接。有些厂家的大尺寸平开窗的锁闭点通常只有一个，降低了窗户的抗风压性能。
2.3 GB / T 8478-2008中规定铝合金窗户采用型材不应低于1.4mm。窗框扇连接、锁固用功能性五金配件应能满足整樘门窗承载能力的要求，其反复启闭性能应能满足门窗反复启闭性能要求[3]。检测过程中发现一些窗户型材厚度较低、五金配件安装不合规范，严重影响了窗户的抗风压性能。
2.4 推拉窗的抗风压性能和型材设计有很大关系，主要在于上下滑道的设计，上滑道应在保证窗扇便于安装和拆卸同时，重点保证窗扇在受风压变形时不至于滑脱，利用型材槽口承受水平荷载，避免用滑轮承受。
2.5 采用合适的玻璃，相比单层玻璃和夹层玻璃，中空玻璃的隔热性和稳定性更好，提高窗户的抗风压性能。
除以上影响因素外，影响外窗抗风压强度包括塑料窗的焊角强度、合理的型材内腔结构等[4]。作为监督管理部门，应该做好生产市场的监管工作，加大产品的抽查力度，定期监督检验，发现问题立即解决。促使企业按照规范生产，加强质量管理，净化市场，保障广大人民群众的合法权益。
3 结束语
本文着重探讨了建筑外窗抗风压的性能检测，并结合实际工作经验，分析了影响该性能的几个主要因素，并提出了合理化建议，希望有益于企业发展，保证建筑外窗的质量。
参考文献：
[1]GB / T 7106-2008，建筑外窗气密、水密、抗风压性能分级及检测方法[S].
[2]JG / T 140-2005，未增塑聚氯乙烯（PVC-U）塑料窗[S].
[3]GB / T 8478-2008，铝合金门窗[S].
抗蠕变性能 篇3
Mg-9Al-0.8Zn(AZ91) 合金具有优良的铸造性能、较高的室温强度、良好的抗腐蚀性能及成本低等优点,是当前应用最广的镁合金,但它的高温性能差,长期使用温度不能超过120 ℃,使其应用大打折扣[3,4,5,6]。目前, 国内外学者在耐热镁合金研究方面给予了大量的关注, 做了很多工作。本文主要归纳了目前关于AZ91镁合金的抗高温蠕变性能研究现状和发展趋势,以期为研究者们提供一条思考和研究的思路。
1 AZ91镁合金抗高温蠕变性能设计依据
耐热性主要是指材料在高温和外加载荷作用下抵抗蠕变及破坏的能力。高温蠕变变形的微观机制不仅包括滑移, 而且晶界参与形变,且形变量显著, 有时可以高达40%～50%。众所周知, 在高应力作用下, 六方晶格的纯镁甚至在室温下即易于发生蠕变变形。与铝合金相比, 镁合金更易于发生晶界滑移[7]。
AZ91镁合金高温蠕变抗力低的原因在于: 首先, 合金中连续析出形成的时效析出相为Mg17Al12 , 90 %以上的Mg17Al12通常呈板条状而且平行于Mg 基体的(0001) 基面析出, 且与基体之间无共格关系, 不能为位错运动提供大的阻力, 时效硬化效果不明显; 另外, Mg17Al12 的熔点低, 仅为437℃, 在不高的温度下即为一软质相, 同时由于Mg17-Al12与基体之间非共格, 界面能高, 因此在高温下易长大粗化, 故而随温度升高, Mg17Al12极易软化、粗化, 不能有效钉扎晶界。此外, 近来的研究结果证实[8,9], 高温蠕变过程中过饱和Mg 基体中Mg17Al12在晶界处的不连续析出是压铸AZ91合金高温蠕变抗力差的一个主要原因。晶界处不连续析出的Mg17Al12呈薄片状并与晶界几乎成直角, 不仅为晶界滑移提供了更多的滑移表面, 同时为临近晶粒的变形提供了额外的自由度, 因而使晶界滑移和晶界迁移更易进行, 不利于合金的抗蠕变性能。因此, 从合金晶体结构的强度观点出发, AZ91镁合金的抗高温蠕变性能设计应从限制位错运动和强化晶界入手, 这意味着可以通过以下1种或多种手段来实现提高镁合金热强性和高温蠕变抗力的目的[10]。
(1) 添加RE(Ce,Nd,Y)、Sn、Si、Ca、Ag、Ba、Sb等元素,形成热稳定性较高的弥散相粒子,降低合金元素在镁基体中的扩散速率,阻止晶界迁移,从而提高合金的热稳定性和蠕变抗力;
(2) 增大晶粒尺寸,以增大扩散距离,使晶界扩散作用降低,改善晶界结构状态和组织形态;
(3) 减少或消除低熔点和高温下容易粗化的β相Mg17-Al12,因为β相Mg17Al12在高温下容易软化和粗化,不但起不到强化效果,反而会降低合金的抗蠕变性能。目前人们主要通过在合金中引入热稳定性高的第二相,如添加稀土和碱土金属阻碍β相生成并形成热稳定的金属间化合物来提高合金的热稳定性和蠕变抗力。
其中, (1)、(2)均可以通过适当的合金化或微合金化实现。而(3) 可以通过加入能形成稳定的金属间化合物的合金元素或直接引入弥散强化的第二相来实现。
2 AZ91镁合金的微合金化研究
AZ91镁合金的微合金化研究主要集中在Ca、Si、Bi、Sr、Sb等元素和稀土上。研究发现Sr、Li、Ca、Ba、Bi能改善AZ91合金中Mg17Al12相的形态和晶粒大小[9]。在AZ91 合金中加入0.5 %的Sn ,合金时效后在晶界析出弥散分布的Mg2Sn相, 有效抑制了晶界滑移,使合金高温性能显著提高, 尤其是屈服强度提高了近1倍[11]。Bi、Sb 的加入使AZ91 合金中析出高热稳定性的Mg3Bi2相和Mg3Sb2相, 并且在时效过程中还阻止了粗大不连续析出相的形成,促进了晶内与基体具有共格结构的细小连续Mg17 (Al, Zn,Bi)12和Mg17(Al,Sb)12 相的析出, 从而显著提高了合金的耐热性和抗蠕变性能[12]。在AZ91镁合金中加入Si元素后, Si参与共晶反应形成汉字状Mg2Si相, 该相被推移到生长界面, 阻碍了枝晶的自由生长, 从而细化了合金的铸态组织, 但汉字状Mg2Si相将损害合金的综合性能[13]。张金山等[14]的研究表明, 用Al-P中间合金对添加了Si的AZ91镁合金进行变质处理, 可以改变Mg2Si相的形态和尺寸, 同时细化基体晶粒, 提高合金的力学性能。
由于稀土独特的核外电子排布, 在冶金、材料领域中得到广泛的应用和研究。人们对稀土在镁合金中的作用已经有了比较深入的认识[15,16],对其在镁合金中的应用和研究也非常广泛, 但应用稀土对AZ91系合金进行的研究主要集中在国内[17,18,19,20]。
普遍认为,稀土元素具有净化合金液、改善合金的铸造性能、细化和变质组织、提高力学性能以及提高合金的抗氧化和抗蠕变性能的作用。RE元素的加入会使Mg17Al12沉淀相数量减少且细化,还能形成棒状的Al11RE3相(熔点大约在1240℃),它可以有效钉扎晶界而阻碍晶界滑动。Al11RE3对AZ91合金的室温极限抗拉强度影响很小,但是可显著提高150℃时的极限抗拉强度和伸长率,屈服强度随RE加入而提高。
但是添加稀土将导致成本大幅度上升。最近的研究发现,用价格更便宜的碱土金属(Ca和Sr)代替价格较贵的稀土金属能获得相似的高温强化效果[21,22,23]。同时,Ca具有阻燃作用,在熔炼时可以保护熔体以免氧化甚至燃烧。Ca的微量合金化研究比较多[24,25,26], 在AZ91镁合金中加入微量Ca后, 其形成的相与Ca的加入量有关[27,28,29]。闵学刚等[28]认为,当加入量低于1% (质量分数,下同) 时, Ca主要溶于Mg17Al12中, 通过强化控制Mg17Al12相的稳定性,并且使共价电子在主键和整个结构中的分配更加均匀, 可以提高Mg17Al12相的熔点, 提高镁合金的高温性能; 当Ca的加入量为0.8%时,合金晶界处将出现Al2Ca相, 同时Mg17Al12减少(如图1所示)[27], 但正是由于Al2Ca相的出现恶化了合金的抗拉强度和塑性。加入微量Ca可以细化晶粒, 提高合金的室温和高温拉伸性能[30], 并且,随着Ca加入量的增加, 其细化效果也越明显, 但合金的热裂倾向性增大[31]。一般认为[32], Ca引起镁合金的抗热裂性能下降是因为在凝固期间晶界Al2Ca相与基体的凝固冷却速度不同而产生应力, 或者是因为Al2Ca相在晶界呈网状偏聚从而加大了合金的热裂倾向性。但在含Ca的AZ91D镁合金中添加一定量的Sr[33], 可以使合金的抗热裂性能恢复到接近AZ91D合金的水平, 但Sr的加入会抵消Ca对镁合金的晶粒细化效果。在加Ca的AZ91镁合金中再加入Si或稀土, 由于生成了高熔点的第二相Mg2Si或Al11RE3相, 可以显著改善合金室温和高温力学性能, 极大地提高合金的高温蠕变抗力[28]。同时加入1%Ca和1%RE, 可以使AZ91镁合金的抗拉强度提高15.9%[26]。图2为加入Sb、Bi、Ca、Si的AZ91合金蠕变速率的比较[34]。
在现有AZ 系合金组成元素的基础上, 增加Zn含量、控制Zn/ Al 比, 从而开发出一类新型镁合金——ZA 系镁合金, 如ZA102、ZA104、 ZA124、 ZA144等。与AZ 系镁合金不同, ZA 系合金中的主要化合物相为Mg32 (Al,Zn)49 ,其熔点为535℃,比Mg17Al12具有更高的熔点和热稳定性, 因而使合金高温蠕变抗力提高。ZA 系合金的高温抗蠕变性能均大大优于AZ91 ,该类合金的不足是韧性较差, 伸长率低。在ZA 系合金中加入Ca 和Sr , 可以进一步提高ZA 合金的蠕变抗力[35,36,37]。
近年来采用在Mg-Al 二元合金基础上加入2种或2种以上合金元素的多元复合强化法使Mg-Al 耐热合金的综合性能得到了进一步的改善。表1为目前部分对AZ91镁合金进行微合金化研究所得到的性能对比。虽然原材料的配制、选择的合金元素和材料制备工艺的不同,导致表中不同研究者的数据存在较大的差别,但仍可以看出一些变化趋势, 即多元素协同微合金化效果要优于单一元素的合金化效果。
表1 AZ91镁合金微合金化后的力学性能
Table 1 Mechanical properties of AZ91 magnesium alloys microadded alloyings
注: 高温拉伸性能中, 文献[29]的温度为200℃, 文献[39]的为150℃; “- ”为未加入元素或未检测的性能
3 AZ91镁合金的弥散强化及其复合材料研究
弥散强化因弥散相熔点很高且在基体中溶解度很小, 其强化温度可大大提高, 是提高镁合金高温性能最有潜力的方法。弥散强化曾使铝合金的耐高温极限提高到远超出传统析出强化铝合金所能达到的温度。但遗憾的是, 至今尚未有弥散强化镁基合金的商业化应用。据报道,加拿大ITM在实验室开发出了2种弥散强化镁合金[39]。美国Northwes-tern University 和德国Chesapeake Composites Corp对采用液态金属压力浸渗陶瓷颗粒预制块制备Y2O3 弥散强化纯镁的工艺和材料性能进行了有意义的尝试和探索[40]。
镁基复合材料是继铝基复合材料之后又一具有竞争力的轻金属基复合材料。由于具有低的密度、高的比强度和比模量、良好的耐磨性能和减震性能,在某些方面其性能甚至超过了铝基复合材料, 在航空航天及汽车工业中有着广阔的应用前景[1,42]。镁基复合材料目前的研究主要集中于纤维增强和颗粒增强2类镁基复合材料。常用的增强相主要有C纤维、Ti纤维、B纤维、Al2O3短纤维、SiC晶须、B4C颗粒、SiC颗粒和Al2O3颗粒等。长纤维增强金属基复合材料性能好,但造价昂贵,不利于向民用工业发展,另外其各向异性也是阻碍因素之一。颗粒或晶须等非连续物增强金属复合材料各向同性,有利于进行结构设计,可以二次加工成型,可进一步时效强化,并具有高的强度、模量、硬度、尺寸稳定性和优良的耐磨、耐蚀、减振性能、高温性能,已日益引起人们的重视。
刘文娜[42]采用真空压力浸渗装置制备SiCp/AZ91D复合材料,在压力0.4 MPa、浸渗温度700℃、保压5 min的条件下,制备了SiC单一颗粒尺寸为5μm、体积分数为44.7%的SiCp /Mg复合材料,结果显示此复合材料组织致密、无明显孔洞及夹杂等铸造缺陷,有新相Mg2Si生成,该工艺制备的AZ91镁合金的屈服应力比未复合的有显著提高。
韩德鸿[43]制备了用Al2O3-SiO2 短纤维增强的AZ91D 镁合金复合材料,在时效硬化过程中发现复合材料始终保持比AZ91D 合金高的硬度,原因是固溶处理后β-Mg17 Al12 相完全溶入α-Mg 基体中,形成了过饱和的固溶体。时效6 h 后,β-Mg17 Al12相以非连续细密的板条形式析出,而且首先在晶界和基体/ 纤维的界面析出,随着时效时间延长, β-Mg17 Al12 非连续析出相密度增加,由于短纤维同基体合金热膨胀系数不匹配,因此固溶水淬处理后在纤维/界面附近产生高密度位错。随着短纤维增强体体积分数的增加,制备、固溶处理过程导致的残余热应力越大,将在纤维/基体界面附近的基体中产生更高的位错密度来松弛这些残余应力。高密度位错导致复杂的位错组态,如位错的缠结等阻滞了可动位错的运动,从而导致基体合金自身的硬度增加和屈服应力的提高。
金培鹏[44]研究了固溶处理和时效处理的Mg2B2O5w/AZ91D 镁基复合材料组织与显微硬度之间的关系。结果表明,经过415℃固溶处理后,共晶相的分解导致复合材料的硬度明显下降。时效处理使得复合材料的硬度逐渐增加并在时效处理200℃×16h 后出现时效峰值201HV,然而随着时效时间的进一步延长,显微硬度降低。经415℃×24h固溶处理,基体中β-Mg17 Al12相基本溶解,形成过饱和固溶体,接着时效处理8h,β-Mg17 Al12相以弥散形式析出,从而使得复合材料的显微硬度提高30%;而415℃×24h固溶处理,接着200℃时效处理24h后,析出相在形貌上由连续细小析出相向非连续粗大析出相过渡,这使得复合材料的显微硬度下降到183HV。
陈礼清[45]利用原位反应自发渗透技术合成了47.5% TiC增强AZ91D镁基复合材料,对比研究了该复合材料与铸态镁合金AZ91D基体的室温与高温拉伸变形行为,结果表明,TiC/Mg 复合材料具有良好的高温力学性能,在拉伸变形速率为0.001s-1 以及温度为723 K时其拉伸强度可达91.1MPa,而此时相同变形条件下的铸态AZ91D 镁合金拉伸断裂强度只有41.1 MPa,增幅达120%;而在室温下,镁基复合材料的拉伸断裂强度仅高出基体铸态镁合金23.4%。镁基复合材料的断裂应变较低,高低温时均表现为脆性断裂;而镁合金则由室温下的脆性断裂向高温下的韧性断裂过渡。
另外, 索忠源等[46]应用渗流铸造法成功制备了Ni-Nb非晶条带增强AZ91镁合金, 研究结果表明,Ni-Nb非晶条带可以较大地提高AZ91镁合金的屈服强度, 但提高幅度随Ni-Nb非晶条带体积分数的增加而降低。
4 结束语
由以上综述可以看出,AZ91镁合金的抗高温蠕变性能设计应从限制位错运动和强化晶界入手, 主要是通过合金化和材料复合这2条途径来提高AZ91镁合金的抗高温蠕变性能。值得我们思考的主要有以下问题。
(1)不管是合金化还是材料复合的研究, 都主要集中在元素或增强体的选择上, 在材料复合方面还集中在制备工艺的选择上, 对镁基复合材料的制备工艺、组织及性能仍缺乏系统的研究, 不同的研究者得出的结果有时相差甚远。各元素或增强相对AZ91镁合金性能影响的机理还有待进一步深入研究。
(2)对于AZ91镁合金的微合金化,虽然原材料的配制、选择的合金元素和材料制备工艺的不同导致不同研究者的数据存在较大的差别,但仍可以看出一些变化趋势, 即多元素协同微合金化效果要优于单一元素的合金化效果。我国有着较为丰富的稀土资源, 而稀土在AZ91镁合金的抗蠕变性能方面有着积极的作用, 因此, 大力发展稀土镁合金在航空航天和国防上的应用有着一定的战略意义。但目前民用稀土镁合金成本相对较高,因而应尽量采用廉价合金元素, 充分发挥多种合金元素和微量元素的有益作用和交互影响。利用多种强化机制的共同作用有效提高合金的性能, 是开发低成本高性能耐热AZ91镁合金的核心。
树脂混凝土弯曲蠕变性能试验研究 篇4
1 试件制备与试验方法
1.1 原材料
树脂混凝土由粗细集料、填料和胶结剂组成。所用的材料如下:胶结剂采用树脂胶和固化剂, 由济南纳诺精密仪器制造公司配置而成。填料采用粉煤灰, 粗细集料采用级配碎石, 介于0~10 mm, 各组分质量配合比见表1。
1.2 试件制备
首先将所需的树脂胶放在搅拌锅中, 随后慢慢加入固化剂并一同搅拌, 再加入粉煤灰搅拌, 最后加入粗细集料搅拌。浆体搅拌均匀后装入模具经振动后, 在烘箱中养护24 h后拆模, 自然养护7 d后进行切割。
1.3 弯曲蠕变试验方法
弯曲蠕变试验采用应力控制加载模式, 因此需要获得树脂混凝土的静载弯拉强度σmax。静载试验在电液伺服万能材料试验机上完成, 采用三分点加载, 试件尺寸为40 mm×50 mm×350 mm, 跨距为280 mm, 平行试验数量为3个。蠕变试验同样在电液伺服万能材料试验机上完成, 如图1所示, 跨中放置千分表, 弯曲蠕变试验根据先期测得的静载弯拉强度σmax, 选用σ0/σmax=0.5、0.6、0.7、0.8四种应力水平 (σ0为作用在试件上的最大应力) , 每种应力水平下蠕变实验平行试验数量为3个。试验尺寸和加载方式同静载试验。弯曲蠕变试验开始时, 在跨中快速施加荷载到试验要求的恒定荷载, 加载速率为50 mm/min, 同时利用跨中千分表测量并记录试件全过程跨中挠度随时间变化的数据[8]。加载的瞬间开始记录千分表数据的变化即树脂混凝土加载瞬间的挠度变形。试验加载期间, 千分表数据有变化时, 立即记录此时千分表读数和时间。0.5、0.6、0.7、0.8四种应力水平测试时间分别是864 000 s、432 000 s、432 000 s、432 000 s。
通过跨中千分表记录了树脂混凝土在不同应力水平下跨中挠度的变化, 根据公式可以得到不同应力水平下树脂混凝土随时间变化的跨中变形[8]:
式 (1) 中, h是跨中截面试件的截面高度, L为试件的跨径, d (t) 为试件加载过程中随时间变化的跨中挠度。
2 试验结果与分析
2.1 静载试验结果
见表2, 以3个试件的平均值作为该组试件的静载弯拉强度σmax。试验中树脂混凝土试件破坏方式呈明显脆性破坏, 该配合比下的极限弯拉强度达到25.06 MPa, 远高于普通混凝土的弯拉强度, 也高于常见树脂混凝土的弯拉强度水平[9]。
2.2 蠕变试验结果
通过树脂混凝土弯曲蠕变试验, 得到了试件的蠕变变形曲线, 树脂混凝土蠕变变形值取3次试验结果的平均值。如图2所示不同应力水平下的试件蠕变曲线。0.8应力水平作用下树脂混凝土加载时间不到3 000 s时发生了破坏, 0.7应力水平作用下树脂混凝土加载时间不到180 000 s时发生了破坏, 而0.6和0.5应力水平作用下432 000 s和864 000 s时仍然没有发生破坏, 蠕变变形缓慢发展中。从图2中可以看出加载的瞬间, 树脂混凝土发生弹性变形, 变形量急剧增加, 随着时间增加树脂混凝土变形速率减小并趋于稳定, 随后树脂混凝土表现为黏性流动变形。在试件趋于破坏时, 树脂树脂混凝土变形速率再次增加, 表现出脆性破坏形式。应力水平越大, 树脂混凝土蠕变发展过程越快, 应力水平越低, 其变形发展过程越慢。
对于树脂混凝土来说, 在恒应力作用下, 应变是随时间而变化的。因此, 为了表示该材料的应力与应变关系, 引入劲度模量的概念来描述树脂混凝土的力学性质, 表征其黏弹性性质, 如式 (2) 。
式 (2) 中, S (t) 为荷载作用时间t条件下树脂混凝土的模量, 称为劲度模量, σ0为荷载应力, ε (t) 为树脂混凝土在荷载作用时间t时的应变。
由于蠕变试件的变形量并不与荷载的变化同步, 加载瞬间劲度模量并没有表现出明显的变化规律, 见表3。
2.3 蠕变模型
图2表明了树脂混凝土的变形有稳定的三阶段规律。由于树脂混凝土具有黏弹性的性质, Burgers[10]模型可以较好地说明材料的黏弹性, 并且具有参数少、模拟精度高等优点因而在诸多材料的研究中运用。
式 (3) 中, τ是松弛时间, τ=η2/E2;t是蠕变作用的时间;E1是弹性系数;η1是黏弹性系数;E2是弹性系数;η2是黏弹性系数。
Findley幂律模型可以用来预测复合材料的蠕变行为[11]。
式 (4) 中, a和b是拟合参数;ε0是初始弹性应变。
广义Kelvin模型是由一个弹簧、 (n-1) 个Kelvin单元和一个黏壶串联而成。该模型可以较好的反映材料的黏弹性, 本文选用的是4个Kelvin单元的十元件模型用来模拟树脂混凝土的蠕变变形发展[12]。
式 (5) 中, τ2=η2/E2;τ3=η3/E3;τ4=η4/E4;τ5=η5/E5;τ2、τ3、τ4、τ5是松弛时间。
表4和表5给出了试验数据与模型的拟合参数, 图3表明了三种模型都可以描述树脂混凝土的蠕变变形发展规律。树脂混凝土处在0.5和0.6低应力水平下, 三种模型都能很好的预测蠕变变形发展, 但是在0.7和0.8高应力水平下, 只有广义Kelvin十元件模型更符合试验数据。综合考虑广义Kelvin十元件模型具有更好的预测性。由于广义Kelvin模型参数多, 计算不方便等缺点, 根据拟合结果, 当树脂混凝土处在低应力水平下可以采用Findley幂律模型进行预测。
3 结论
(1) 树脂混凝土弯曲蠕变试验结果表明其变形不仅随着应力水平发生变化, 也随着时间不断发生变化。应力越大, 瞬时变形越大, 蠕变变形发展越快。应力越小, 瞬时变形越小, 蠕变变形发展越慢。树脂混凝土在恒定加载下变形具有稳定的三阶段规律, 其初始阶段变形较快, 中间过程变形速度较为缓慢, 试件断裂前变形突然加快, 呈现出明显的脆性破坏。
(2) 结合蠕变试验数据, 拟合出了不同应力水平下各树脂混凝土蠕变模型参数, 结果表明广义Kelvin十元件模型具有较好的预测效果。利用该模型可以预测树脂混凝土的蠕变发展规律。
参考文献
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抗蠕变性能 篇5
非固化橡胶沥青防水涂料可满足上述要求, 该材料本身优异的蠕变性能可以很好地吸收和释放建筑基层开裂产生的应力, 与空气长期接触永不固化, 持久保持黏滞性和自愈性, 可以很好地封闭基层的毛细孔洞和微细裂缝, 一旦粘结就会难以剥离, 即使某一部分受外力破坏出现孔洞也会迅速自愈, 避免了窜水现象的发生。非固化橡胶沥青防水涂料蠕变性能的研究在国内还属空白, 本文采用静态蠕变法和应力松弛法对非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变性能进行了测试, 分析了其蠕变行为, 对蠕变机理进行了初步探讨, 为非固化橡胶沥青防水涂料的应用提供一定的理论支持。
1 蠕变实验
1.1 测试方法设计
因非固化橡胶沥青防水涂料的行业标准尚未公布实施, 故其蠕变性能在国内尚无标准化的检测手段。本文根据相关文献和资料, 设计了两种方法对非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变性能进行测试。
静态蠕变法:在恒定温度条件和一定外力作用下, 测试非固化橡胶沥青防水涂料形变随时间的变化情况。静态蠕变试验方法的示意图见图1。
应力松弛法:在恒定温度条件和恒定拉伸速度作用下, 拉伸力一定时, 停止拉伸, 保持该拉伸长度, 检测非固化橡胶沥青防水涂料应力随时间的变化情况。
1.2 试件制备和测试方法
静态蠕变试验:取一定量的非固化橡胶沥青防水涂料, 热熔后将其刮涂在铝板上, 涂层厚度为 (2±0.2) mm;然后将另一块铝板粘贴在刮涂面上, 粘合面积为100 mm×50 mm;用1 kg重物均匀压在试件上面保持10 min, 在标准试验条件下放置24 h。同时测试5组样品, 测试温度为 (23±2) ℃, 每组样品在粘合面两端做好标记, 加载一定外力后, 记录不同时间下非固化橡胶沥青防水涂料的下滑位移, 试验结果为5组测试值的平均值。
应力松弛试验:将两片铝板用非固化橡胶沥青防水涂料粘接, 粘合面积为50 mm×50 mm, 涂层厚度为 (2±0.2) mm;用1 kg重物均匀压在试件上面保持10min, 在标准试验条件下放置24 h。测试试件为10个, 测试温度为 (23±2) ℃, 在拉力机上测试在一定拉伸速度下5个试件的最大拉力, 计算5个试件的最大拉力平均值, 然后将剩余的5个试件按同样的拉伸速度拉伸至计算得到的最大拉力平均值的95%, 停止拉伸, 固定拉力机夹具的距离并开始计时, 测定非固化橡胶沥青防水涂料应力值的变化情况。
2 结果与讨论
2.1 静态蠕变试验的结果
非固化橡胶沥青防水涂料以胶粉、高分子聚合物等改性沥青为基料, 其蠕变破坏是由改性沥青混合料的弹性流动引起的。一般认为, 改性沥青混合料为非牛顿流体, 根据相关理论, 非固化橡胶沥青防水涂料的自身特性、温度等均会对蠕变产生影响。在一定外力作用下, 非固化橡胶沥青防水涂料在不同温度下的形变与时间的关系见图2。从图2可以看出, 温度对非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变性能有很大的影响:温度较低时, 外力加载瞬间, 变形很小且很慢, 在保持恒定外力作用下, 形变慢慢趋于稳定, 蠕变不易被察觉, 整个过程经历了减速蠕变和稳定蠕变两个阶段;温度较高时, 外力加载瞬间形变很大, 外力恒定作用下, 形变随时间的推移而不断增加, 蠕变现象较明显, 蠕变曲线经历三个阶段, 即减速蠕变阶段、稳态蠕变阶段和加速蠕变阶段。可能的原因是:随着温度的升高, 改性沥青混合料内部获得更多的热能, 有利于弹性流动。但是只有在适当的外力作用下, 温度在改性沥青混合料的玻璃化转变温度Tg以上时, 非固化橡胶沥青防水涂料的高分子链段才会在外力作用下发生滑动, 同时又受物料内部摩擦力的作用, 发生缓慢运动, 产生明显的蠕变现象[1]。因此, 在非固化橡胶沥青防水涂料的研发过程中要考虑到这一点。
在静态蠕变试验时, 也发现两个铝板的粘合面上均满粘了非固化橡胶沥青防水涂料, 说明外力作用下引发的变形破坏发生在非固化橡胶沥青防水涂料内部。因此, 非固化橡胶沥青防水涂料本身的内聚强度不能过大, 否则蠕变破坏很可能发生在材料与基面之间, 会影响材料的防水性能, 在非固化橡胶沥青防水涂料的研发过程中也要考虑到这一点。
2.2 应力松弛试验结果
应力松弛是指高分子材料在恒温和形变保持不变的情况下, 材料内部应力随时间衰减的现象。应力松弛与蠕变有很强的相关性, 蠕变越大, 应力松弛能力越强。剪切应力松弛现象可以直观地反应与基面粘结的非固化橡胶沥青防水涂料对基层开裂应力所作出的响应。
图3为非固化橡胶沥青防水涂料的应力松弛曲线。从图3可以看出, 非固化橡胶沥青防水涂料在拉伸剪切应力作用下, 表现出比较明显的应力松弛现象:应力加载初期, 应力衰减显著, 应力松弛速率较快;应力降低到一定值后, 应力松弛速率较慢, 趋于一恒定值, 然后不再发生变化。应力松弛也反映了非固化橡胶沥青防水涂料内部聚合物分子运动的情况:在外力作用下, 聚合物高分子链段被拉长, 分子链段就顺着外力方向运动以减少或消除内部摩擦力, 以期恢复平衡状态。在适当的外力和温度下, 分子链段受到的内摩擦力适中, 应力松弛现象较明显。
2.3 静态蠕变行为分析及机理探讨
蠕变曲线反映了非固化橡胶沥青防水涂料在外力作用下的变形特性。根据相关理论和文献报道[1], 蠕变曲线中第2阶段的斜率k, 即稳定蠕变阶段的斜率越大, 非固化橡胶沥青防水涂料在外力作用下的蠕变变形越大。从图2中可以直观地看出, 随着温度的升高, k值逐渐增大, 蠕变变形量也逐渐增加, 表明非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变性能对温度比较敏感。非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变行为可认为是改性沥青混合料黏弹性的突出表现, 其不仅与材料自身的结构有关, 还受温度和外力的影响。蠕变行为的实质就是材料受到外力作用时, 材料内部各运动单元对此作出的响应。非固化橡胶沥青防水涂料的静态蠕变包括三种形变:普弹形变、高弹形变和黏性流动形变。普弹形变是改性沥青混合料中高分子链的键长和键角受外力作用瞬间产生的;高弹形变是分子链不断伸展, 构象发生变化产生的;黏性流动形变是分子链的相对滑移产生的。因此, 非固化橡胶沥青防水涂料的总蠕变为普弹蠕变、高弹蠕变和黏流蠕变三者的总和。
3 结论
1) 静态蠕变试验表明, 非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变对温度很敏感, 随着温度的升高, 蠕变变形增加。
2) 应力松弛曲线也反映了非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变行为, 可以直观地反映非固化橡胶沥青防水涂料的应力释放过程, 可用来考察材料性能的优劣。
3) 非固化橡胶沥青防水涂料蠕变曲线中稳定蠕变阶段的斜率越大, 材料的蠕变变形越大。非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变形变为普弹蠕变、高弹蠕变和黏流蠕变三者的总和。
4) 静态蠕变和应力松弛试验方法均可用来测试非固化橡胶沥青防水涂料的蠕变性能。因蠕变性能受材料本身、温度和应力等诸多因素影响, 可采用静态蠕变试验方法深入地研究非固化橡胶沥青防水涂料中各组分加量对蠕变的影响, 优化配方, 这将是课题组今后研究的重点。同时, 也会不断优化改进试验方法。
参考文献
抗蠕变性能 篇6
关键词：热连轧GH4169合金,组织结构,点阵常数,蠕变特征
随着航空工业的发展,对航空结构件的安全性和耐久性提出了更高的要求,进而满足高推重比发动机的使用要求[1,2]。由于GH4169高温合金具有良好的抗热疲劳、抗氧化、热加工性能,并在650℃ 具有较高的屈服强度和较好的蠕变性能,被广泛认为是制造航空发动机部件的重要材料之一[3,4]。GH4169合金的制备工艺主要包括等温锻造和热连轧(也称热轧),其中,热轧具有节约能源、降低生产成本和提高生产效率等特点,并可通过控制轧制后冷却速率获得较好的组织性能[5,6,7]。
GH4169镍基高温合金的组织主要由 γ基体、γ′相、γ″相、δ相及碳化物组成[8,9],并可通过不同的热处理工艺(如固溶、直接时效和长期时效)调整合金中γ′,γ″,δ相的形态和体积分数[10,11],同时,各相的点阵常数也会改变[12,13],因此,γ基体、γ′和 γ″相之间具有不同的晶格错配度,致使合金具有不同力学性能和蠕变性能[14,15]。尽管热处理对GH4169 合金组织及蠕变性能的影响已有文献报道,但GH4169合金中各相的点阵常数及其错配度对蠕变性能的影响并不清楚。
据此,本工作对热轧GH4169 合金进行标准处理,组织形貌观察及点阵常数计算,研究GH4169 合金析出相的点阵常数与蠕变特征,试图为合金的发展提供理论依据。
1 实验材料与方法
真空感应炉熔炼的GH4169 合金经热轧工艺制成棒材,在轧制过程中,开始轧制温度为1100℃,终轧温度为1070℃,经水冷却至室温,成为热轧态合金(THR合金)。GH4169合金的化学成分如表1所示。将热轧合金进行固溶处理(960℃/1h+空冷),随后在720℃保温8h,之后以50℃/h的冷速随炉冷却至620℃保温8h,空冷,称为标准热处理(ST)。
将热轧和标准热处理GH4169 合金用线切割加工成横断面为4.5mm×2mm、标距长度为19mm的片状拉伸蠕变试样,将样品置入GWT504型高温持久/蠕变试验机中,在700MPa和660℃条件下进行蠕变性能测试,并绘制蠕变曲线。将原态与标准热处理工艺合金进行TEM微观形貌观察,并将合金进行X射线衍射谱线测定,根据XRD曲线测算不同状态合金中各相的点阵常数及错配度,考察晶格错配对合金蠕变行为的影响。
2 实验结果
2.1 GH4169合金的组织形貌
HCR-GH4169合金的组织形貌如图1(a)所示。合金经深腐蚀后,表面呈现凹凸不平特征,且具有较小、均匀的晶粒尺寸,其晶粒尺寸约为5~7μm,并在晶内有明显的孪晶变形特征,如图1(a)中箭头所示。HCR-GH4169合金经标准热处理后的组织形貌如图1(b)所示,与HCR合金相比,该合金的晶粒尺寸略有长大,约为8~15μm,同时,在晶界处有白色针状或短棒状相析出,如图1(b)中白色箭头所示。
GH4169合金经热轧及标准热处理后,分别经电解萃取,可测定不同处理GH4169合金的 γ基体相的体积分数约为50%,且热连轧态及标准热处理合金的TEM微观形貌如图2 所示,其中,图2(a)为热轧(THR)合金的微观组织形貌,可以看出,细小 γ′相在合金中弥散析出,通过Image-Pro Plus软件图像分析方法可测出粒状γ′相的体积分数约为45%,而枣核状γ″相的体积分数约为5%。
经标准热处理后,合金的TEM微观组织形貌如图2(b)所示,从图中可观察到,不同形态的 γ′,γ″相在基体中弥散分布,其中,γ′相呈球形颗粒状,γ″相呈扁平状;与THR-GH4169 合金的微观组织形貌相比,THR-ST-GH4169合金中γ′相的体积分数明显减少,并测算出γ′相的体积分数约为21%,而合金中γ″相的体积分数增大至约为29%。
2.2 GH4169合金的点阵常数及错配度
在室温条件下,测出热轧态及标准热处理GH4169合金的X射线衍射谱线,分别示于图3(a),(b)。 与THR-GH4169 合金的合成衍射峰相比,THR-STGH4169合金的衍射峰较宽,其中,γ′相衍射峰的高度和宽度减小,而 γ″相的衍射峰宽度显著增大,这表明,THR-GH4169合金经标准热处理后,合金中部分 γ′相重溶,且在基体中又析出 γ″相,致使合金中γ′相的体积分数减少,而γ″相的体积分数增加。
图2热连轧态及标准热处理GH4169合金中γ′,γ″两相的微观形貌(a)热连轧GH4169合金;(b)热连轧标准热处理合金Fig.2 Morphologies ofγ′,γ″phases in GH4169alloy treated by THR and ST treatments(a)THR-GH4169alloy;(b)THR-ST-GH4169alloy
图3热连轧态(a)及标准热处理(b)GH4169合金的X射线合成衍射峰及分离谱线Fig.3 XRD patterns and the convolution curves of GH4169alloy after THR and ST treatments(a)THR-GH4169alloy;(b)THR-ST-GH4169alloy
热轧态和标准热处理GH4169 合金中 γ,γ′,γ″各相的合成衍射峰经分离后,各自的衍射峰分别位于合成峰中,根据各相分离后衍射峰的角度,计算出标准热处理前后合金中各相的点阵常数和错配度,如表2所示。从表中可以看出,THR合金经标准热处理后,合金中 γ相的点阵常数从0.36025nm减小到0.35941nm,γ′相的点阵常数由0.36130nm减小到03.6079nm,且 γ″相的晶格常数aγ″= bγ″从0.36064nm减小至0.36006nm,cγ″也减小了0.00119nm;此外,合金中 γ 和 γ′相的晶格错配度从0.2910% 增加到0.3860%,表明,在热连轧及标准热处理态合金中 γ/γ′两相仍保持共格界面,同时,γ″相与γ,γ′相的晶格错配度 δγ′/γ″由0.1082% 和0.1829% 分别增加到0.1835%和0.2030%,表明,THR-GH4169合金经标准热处理后,由于合金元素得到重新分配,并使较多γ″相在合金中析出,致使γ,γ′,γ″各相的点阵常数均略有减小,而使各相间的晶格错配度均略有增大。
2.3 GH4169合金的蠕变行为
在700MPa和660℃ 条件下,分别测出热轧态和标准热处理态GH4169合金的蠕变曲线,示于图4。其中,曲线1 为THR-GH4169合金的蠕变曲线,可以看出,合金具有较大的初始应变量和稳态应变速率,稳态持续时间约为30h,蠕变寿命仅有60h。THR-ST-GH4169合金在该条件下测得的蠕变曲线如图4中曲线2所示,与前者相比,合金初始应变量和稳态应变速率略有降低,且稳态持续时间约为120h,使其蠕变寿命长达160h,表明THR-GH4169合金经标准热处理后,合金的蠕变寿命大幅度增加。
THR-GH4169合金在700MPa和660℃条件下蠕变60h断裂后的TEM微观组织形貌如图5所示,可以看出,合金中的晶界如图5(a)中黑色所示,在晶界下方,蠕变位错可发生不同取向滑移,如图中交叉箭头所示,而在晶界上方,形变位错在晶界附近发生塞积,如图中字母A所示。在断裂合金的另一局部区域,板条状的孪晶清晰可见,如图5(b)中黑色长箭头所示,在孪晶左下方,形变位错在外力作用下可发生双取向滑移,其中,沿箭头1方向滑移的位错在孪晶界处发生塞积(如图中字母B所示),沿箭头2 方向运动的位错可在晶界处(黑色短箭头所示)发生缠结,如图5(b)中字母C所示。表明,合金中的孪晶和晶界对位错运动均具有明显的阻碍作用,可提高合金蠕变抗力。
在700MPa和660℃ 条件下,THR-ST-GH4169合金蠕变160h断裂后的微观组织形貌如图6所示,可以看出,在合金中可形成多组相互平行的形变孪晶如图6(a)中黑色箭头所示,其孪晶衍射斑点如图中左下角所示,表明,该孪晶的孪晶面为(111)面,此外,有少量蠕变位错终止于孪晶界处,如图6(a)中字母D所示,蠕变期间形成的形变孪晶可有效阻碍错滑移,提高合金蠕变抗力。图6(b)为蠕变断裂合金另一局部区域的TEM组织形貌,可清晰观察到,合金在蠕变期间可形成不同取向的形变孪晶,如图中箭头3和4所示,并有高密度位错沿箭头5和6方向发生位错缠结。
图5 THR-GH4169合金蠕变60h断裂后的微观组织形貌(a)晶界区域字母A标识的位错缠结;(b)双取向位错在孪晶界处塞积Fig.5 Microstructures of THR-GH4169alloy crept for 60hto fracture(a)dislocations tangle at the grain boundaries marked by letter A;(b)dislocations with double orientations ending at the twinning boundary
图6 THR-ST-GH4169合金蠕变160h断裂后的微观形貌(a)在基体中的一组孪晶;(b)合金不同方向中的位错和孪晶Fig.6 Microstructures of THR-ST-GH4169crept for 160hto fracture(a)agroup of twinning appearing in the matrix;(b)dislocations and twinning with different orientations
3 讨论
THR-GH4169合金经标准热处理后,晶粒尺寸由为5~7μm略有长大为8~15μm,由于在960℃ 固溶处理期间,形成了过饱和固溶体,经冷却后可促进 γ′、γ″相自基体中析出,并在随后的直接时效处理期间,部分细小 γ′相重溶回基体,且在基体中又析出 γ″相,致使γ″相体积分数大于 γ′相,如图2(b)所示,晶内蠕变抗力增加,同时在晶界有白色针状或短棒状相析出,如图1(b)中白色箭头所示,起钉扎作用,增加晶界间结合力,使蠕变抗力提高。其中,由于 γ″相的惯习面为{100}晶面族,γ″相与 γ 相的取向关系为{100}γ″∥{100}γ;〈001〉γ″∥ 〈001〉γ[16],即 γ″相可分别沿 γ 相的{100}面共格析出,并沿平行于该晶面生长,而在其他晶面受其生长约束力,故 γ″相具有扁平状特征;同时在标准热处理后,标准热处理合金中γ,γ′,γ″各相衍射峰略向右移,说明合金中γ,γ′,γ″各相的点阵常数略有减小,如图3所示。这是由于合金元素(Nb,Ti,Al等元素)在标准热处理期间的充分扩散和重新分配,致使合金中γ,γ′,γ″相的点阵常数略有减小,而 γ,γ′,γ″各相间的晶格错配度略有增大,从而可提高合金的晶格应变强化作用。
在蠕变期间,形变位错可在基体中激活,且在外力作用下可发生滑移,如图5和图6所示,由于 γ′和 γ″相为GH4169合金的主要强化相,且 γ,γ′,γ″相之间存在晶格应变,对位错运动均具有阻碍作用,其中,位错克服γ,γ′,γ″相之间的共格应力场继续滑移所需的临界切应力(τc)可表达如下[17]:
式中:α为材料相关常数;GF为强化相(γ′和 γ″相)的剪切模量;δ为晶格错配度;T为位错的线张力;r为强化相粒子平均尺寸;b为位错柏氏矢量的模;f为强化相的体积分数。因此,THR-ST-GH4169合金中 γ,γ′和γ″相间具有较大的晶格错配度是使合金具有较高蠕变抗力和较长蠕变寿命的重要因素之一。
4 结论
(1)热连轧GH4169合金组织由 γ,γ′,γ″相组成,经标准热处理后,合金中部分粒状 γ′相重溶,且在基体中析出扁平状的γ″相;与THR-GH4169合金相比,THR-ST-GH4169合金中 γ,γ′和 γ″相具有较小的点阵常数,且各相之间具有较大的晶格错配度,可提高合金蠕变抗力。
抗蠕变性能 篇7
注塑成型可生产各种形状复杂的零件,生产率高,制品形状、尺寸精确,是生产高分子材料制品的重要工艺方法之一。但是,对于导电高分子复合材料而言,注塑成型后制品的电阻率明显增加,特别是在注塑制品的表层,其电阻率明显高于芯部,从而在表层形成高阻区[l-2]。这种现象主要由几方面因素引起:一是表层较高的剪切应力使碳纳米管沿流动方向呈高取向排列状态,限制三维连续导电网络的形成[3,4,5,6];二是表层伸张的大分子链在模具内壁冷却作用下迅速冻结,迫使碳纳米管向芯部迁移造成该区域碳纳米管体积分数较低;三是表层形成的残余拉应力的影响[7,8]。
已有的研究表明,高分子材料在注塑加工过程中的蠕变与应力松弛行为对于产品的取向结构及力学性能有重要的影响[9,10]。高取向结构的形成是流动剪切应力对高分子链作用的结果[11]。如果取向的高分子链发生蠕变回复,制品的取向度将有所降低,表层残余拉应力也将有所降低[12]。从理论上来说,对于碳纳米管填充聚合物复合材料,在蠕变回复过程中,大分子链的运动可以诱发碳纳米管在基体中的分布状态改变,从而改变材料的微观结构,进一步起到调控产品导电性能和力学性能的作用。为了研究蠕变回复在注塑成型过程中对诱发碳纳米管迁移运动的作用规律,探索调控其制品微观结构及导电性能的工艺方法,本研究以碳纳米管填充聚丙烯(PP)为对象,考察了在不同工艺条件下注塑制品不同部位及其皮-芯层微观结构及电阻率的变化规律,并结合高分子材料黏弹性理论,分析了蠕变回复在注塑成型过程中对制品微观结构及导电性能的作用机制及其规律。以期为优化碳纳米管填充聚合物复合材料注塑成型工艺,提高制品性能提供一种新思路。
1 实验部分
1.1 原材料
实验用工业级多壁碳纳米管(MWCNT)由中科院成都有机化学研究所提供,平均长度为15μm,平均直径为30nm。PP(T1701)由燕山石化公司提供,熔点为165℃,熔体流动指数为22g/10min,密度为0.905g/cm3,弹性模量为1900MPa。复合材料中碳纳米管的质量分数为3%。
1.2 复合材料的制备
复合材料采用熔融共混法制备。其制备过程在科贝隆双螺杆挤出机(CTE-35)上进行。首先将MWCNTs在无水乙醇溶液中进行超声分散处理,过滤后进行真空干燥。干燥后的MWCNTs按复合材料设定的质量分数20% 分散在PP树脂中,并加入PP及其他助剂,在高混机内进行共混。然后将共混物料加入双螺杆挤出机料筒,进行挤出造粒。螺杆转速设定为400r/min,熔体挤出温度为170℃。对粒料在双螺杆挤出机上进行二次造粒,将MWCNTs的质量分数降至3%,以备注塑成型。
1.3 注塑成型及其试样加工
注塑成型实验用样条如图1所示,浇口为扇形浇口,以保证熔体在型腔内均匀流动。注塑压力从50MPa到70MPa,保压压力从0MPa升到50MPa,保压时间设定为3s。熔体温度为210℃,模具温度为25℃。
(A:近浇口;B:远浇口)
从图1的注塑样条的近浇口(A)与远浇口(B)的位置分别取样,并对试样沿厚度方向进行切片加工,以分析制品的体积电阻率沿厚度方向的分布规律。
切片加工在切片机上进行,试样厚度为200nm。试样体积电阻率采用四探针仪(RTS-8)进行测量。测量之前,对试样进行真空干燥处理,并在测量表面粘贴导电薄膜以保证试样与电极之间接触良好。
1.4 试样的退火处理
为了研究蠕变回复对导电高分子复合材料导电性能和微观结构的影响,在真空干燥箱中对切片后的试样进行退火处理,退火温度为100℃,退火时间为3h。观察退火处理后制品相同部位的微观结构及电阻率的变化。
2 结果与讨论
2.1 蠕变回复对皮-芯结构的影响
在注塑过程中,在型腔内靠近模壁的熔体所受的流动剪切应力大,大分子链及碳纳米管沿流动方向取向度较高,降低了碳纳米管在厚度方向形成的导电网络的连续性。同时,碳纳米管受伸张取向状态的大分子链的排挤作用向型腔芯部迁移,使靠近模壁的表皮层形成碳纳米管贫乏区,如图2(a)所示。在这两方面因素影响下,碳纳米管填充聚合物注塑制品的表层形成了高阻区。对于芯部而言,由于熔体在该部位的流动剪切应力小,碳纳米管在基体中的取向度较低,有利于形成三维导电网络结构。加之碳纳米管由表层向芯部的迁移效应,使得碳纳米管在芯部富集,如图2(b)所示,有效地提高了该区域的导电性能。对表层、芯部试样的密度测试证实了上述现象。由此可见,注塑碳纳米管填充聚合物的皮-芯结构是形成制品表面高阻区,制约材料使用性能的重要因素。
[(a)皮层;(b)芯部]
在退火处理过程中,表层处于伸张状态的大分子链逐步蠕变回复到蜷曲平衡状态,从而诱导碳纳米管在基体中分布状态发生改变,取向度降低,均匀化程度提高,从而使表层的电阻率下降。图3为退火前后碳纳米管在皮-芯结构处的微观结构分布情况。
[(a)皮层;(b)芯部]
由图3可以看出,经过退火处理后,注塑CNTs/PP的微观结构的皮-芯特征基本消失。进一步测量其电阻率发现表层高阻区也随之消失,注塑制品的导电性能明显改善,如图4所示。
图4表明:随着注塑压力的提高,制品表层的电阻率增加,制品退火处理后,表层的电阻率明显下降;而对于芯部而言,注塑压力和退火处理对其电阻率的影响较表层而言要小。这与大分子链在热处理过程中的蠕变回复,进而诱导碳纳米管在基体中重新分布有关。经退火处理后,制品的导电性能明显改善,说明退火处理是提高注塑碳纳米管填充聚合物材料导电性能的有效工艺途径。
[(a)皮层;(b)芯部]
2.2 不同浇口位置的蠕变回复效应
在注塑成型过程中,近浇口处由于熔体温度较高,高分子链动态回复速度较快,碳纳米管在表层形成的导电网络结构较远浇口均匀、连续,导致近浇口处的电阻率较远浇口处低,即近浇口导电性能高于远浇口。碳纳米管在近浇口和远浇口处的微观结构分布如图5所示。
[(a)近浇口;(b)远浇口]
3 结论
对于碳纳米管填充聚合物复合材料注塑制品而言,动态回复对制品表层电阻率有明显影响,对其芯部电阻率则影响不大。对试样表层进行退火处理能促使制品表层导电网络的回复,使表层电阻率明显下降;而对芯部进行退火处理时,由于高分子链的动态回复有限,故电阻率变化不大。实验表明,对试样皮-芯结构进行退火处理时,高分子链快速发生动态回复,碳纳米管发生迁移,在皮-芯结构部位分布更加均匀,使电阻率有所提高。注塑导电高分子复合材料制品,成型后进行退火处理,利用高分子链的动态回复运动,可以使导电碳纳米管产生二次迁移,促进其在基体中均匀分布,进而改善制品的导电性能。
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