金属材料的力学性能

金属材料的力学性能（精选12篇）

金属材料的力学性能 篇1

纳米金属材料是由纳米级晶粒构成的三维固体材料, 与传统粗晶材料相比, 晶粒尺寸较小 (d<100nm) , 晶界比例较大 (30%~50%) , 晶界内原子数更多, 晶体缺陷密度更高。纳米金属材料独具的结构特征, 使其表现出的力学性能也与传统粗晶材料存在巨大差异。自问世以来就备受各国学者关注, 其中, 力学性能及变形机理一直是纳米金属研究中的焦点和热点。

1 力学性能

1.1 强度

实验研究发现, 纳米金属材料的强度为同类粗晶材料的2~7倍, 这与经典Hall-Petch (H-P) 模型得到的, 纳米金属屈服强度应提高20~30倍的计算结果相差甚远。根据现有研究结果可推断认为, 在建立“强度-晶粒尺寸”关系模型时, 可将晶粒尺寸分三类讨论: (1) 当d>100nm时, 符合H-P线性关系; (2) 当10nm≤d≤100nm时, 呈正H-P关系, 但斜率k减小; (3) 当d<10nm时, 情况较为复杂, 甚至可能出现反H-P关系, 即斜率k<0, 出现软化现象。这一推断结果虽然可解释部分特殊试验现象, 但晶粒尺寸处于纳米级时, 许多规律还不清晰, 有待深入研究探讨。

1.2 刚度

初期研究发现, 纳米金属材料的弹性模量较同类粗晶材料低15%~50%, 这源于样品中普遍存在的孔洞和裂纹所致。通过对Fe、Cu及Ni等无孔隙纳米金属的测试研究发现, 其弹性模量仍较同类粗晶材料略小, 且随样品中微孔隙的减少而提高, 随晶粒的减小而降低。这一规律与分子动力学模拟 (MD) 的实验结果完全一致。通过组织结构分析发现, 纳米金属材料的晶界和三叉晶界的体积分数较粗晶材料大, 同时, 实验检测结果显示, 晶界和三叉晶界的弹性模量约为晶粒内部的70%~80%。因此可以认为, 纳米金属材料弹性模量的降低与晶界比例增大有直接关系, 且金属材料弹性模量的结构不敏感性在晶体纳米尺度条件下仍然成立。

1.3 塑性

通过粉末冶金方法制备的纳米Cu (d<25nm) 伸长率不到10%, 而普通粗晶Cu在室温下的拉伸塑性变形可达60%。通过晶粒的细化, 金属材料塑性不但没有提高反而大大下降了, 这与以晶界扩散蠕变为主要变形机理的传统理论模型分析结果相差甚远。进一步实验研究发现, 当晶粒尺寸减小到30nm以下时, 伸长率大多小于30%。有学者认为, 这是由于在纳米金属材料制备过程中引入的空隙等缺陷, 使样品过早地发生脆性断裂, 而并非塑性断裂, 大幅度降低了材料塑性。据最新研究报道, 通过改进制备工艺, 减少缺陷并提高致密度, 虽然显著提高了纳米材料的延展性, 但相比同类粗晶材料仍存在一定差距。这充分说明了, 纳米金属的变形机理不同于普通粗晶材料, 可能是全新的。

1.4 超塑性

超塑性是指金属材料在特定条件下显现出无颈缩的超大塑性变形现象。较普通塑性变形而言, 超塑性变形除具有变形量大的特点外, 变形过程中无弹性形变, 加工成型后无回弹, 可在减少加工工序的同时大大提高加工精度, 这对零件的一次性加工, 尤其是对复杂零件的加工具有重要意义和价值。

研究认为, 金属材料的超塑性变形可能是晶界在高温下滑移造成的。而发生超塑性变形的金属材料, 在具备微细等径晶组织的同时, 变形温度需恒定的保持在0.5Tm (Tm为金属熔点) 以上。若以晶界扩散蠕变为主要变形机制, 根据晶界滑移理论模型可知, 通过减小晶粒尺寸可有效提高变形速率, 若保持应变速率恒定, 可极大地降低变形温度。但是, 在较高的变形温度下, 必然会引发晶粒长大及组织改变。若将晶粒尺寸减小至纳米级, 且应变速率保持恒定, 则有望大幅降低超塑性变形的温度。实验证明, 纳米金属超塑性变形温度随晶粒尺寸的减小而有所降低, 且在较大应变速率下也可进行, 但目前仍未见有常温下发生超塑性变形的报道。

1.5 疲劳

晶粒的细化被认为是提高工程材料疲劳强度的可能途径, 但至今为止, 相关研究鲜有报道。有学者通过对金属材料晶粒的不断细化, 研究了疲劳强度与疲劳裂纹扩展能力的变化趋势, 实验结果表明, 用电沉积法制备的纳米Ni (d=50-100nm) , 疲劳断裂特征与粗晶相似, 随着晶粒的不断细化, 疲劳强度有所提高, 但延展性及抗裂纹扩展能力有所降低。对纳米金属材料裂纹扩展的分子动力学模拟 (MD) 研究表明, 纳米空位在主裂纹前端的形成以及位错从裂纹尖端的发射是裂纹扩展的主要原因。对于均质纳米金属材料是否具有良好的抗疲劳性能有待进一步研究确认。

1.6 应变强化

应变强化效应主要源于运动位错的塞积。拉伸实验结果显示, 超细微粉冷压合成纳米Cu (d≈25nm) 的n值为0.15, 电解沉积法制取纳米Cu (d≈30nm) 的n值为0.22, 均低于粗晶Cu的0.3-0.35, 这与分子动力学模拟的计算结果基本吻合。可以看出, 纳米材料的应变强化效应较弱。有学者认为, 纳米金属材料的形变过程是由晶界滑移主导, 位错行为影响较小, 以至应变强化效应不明显。也有学者提出, 根据室温动态恢复机制, 纳米金属材料晶界内的位错密度始终处于饱和态, 从而使其具有低的应变强化速率。变形过程中, 位错的产生和消失都发生在晶界上, 就现有研究而言, 很难确定位错在纳米金属材料塑性变形中的作用。

2 变形机制

目前, 纳米金属材料的变形机理的研究主要通过以下途径来完成的: (1) 利用TEM和HRTEM观测变形过程中微观组织结构的变化; (2) 通过检测分析材料力学性能特征进行推断; (3) 进行MD及计算机模拟实验。诸多研究表明, 位错及蠕变等机理对纳米金属材料已不完全适用, 于是, 对其变形机理推断如下。

1) 位错运动主导的晶界滑移。研究表明, 影响电沉积法制取纳米Cu (d=80-100nm) 变形的主导因素仍然是晶界内的位错密度。同时, MD模拟实验显示, 在晶粒尺寸较大时, 晶界充当着不全位错源, 其塑性变形与粗晶材料相似。可推断认为, 对于一些晶粒尺寸较大的纳米材料, 塑性变形仍然主要由位错运动引起。

2) 无位错的晶界滑移 (黏性滑移) 。基于原子尺度对变形影响的MD模拟实验研究表明, 当晶粒尺寸降至临界值dc以下时, 晶粒内的位错堆积将消失, 材料在变形中无位错运动, 变形主要通过晶粒沿晶界的黏性滑移实现。通过TEM对纳米Au薄膜 (d=10-20nm) 变形过程的观察也证实了这一推断。

3) 晶体转动机制。计算机模拟理想纳米金属材料的变形实验显示, 在变形过程中存在晶粒的转动。这种晶体转动机制是通过晶界中的旋转位移偶极子来实现的, 旋转偶极子通过其中间的晶格转动引发塑性变形。同时, 旋转偶极子广泛存在于晶界中, 所以晶体转动机制也被认为是纳米金属材料重要的变形机制之一。

3 问题与展望

纳米金属材料拥有非常高的强度, 且延展性、疲劳强度、抗摩擦强度等性能均优于普通粗晶材料, 具有广阔且非常乐观的应用前景, 特别是作为结构材料的使用。然而迄今为止, 对纳米金属材料的变形机理仍没有成熟而统一的认识, 尚处于探索研究阶段, 面临许多方面的问题, 有待进一步研究解决。

(1) 材料的质量直接影响其力学性能, 因此, 开发先进制备技术, 获得大尺寸、无污染、全致密的纳米金属材料是研究认识其本征力学性能的关键。

(2) 对于纳米金属 (如Cu和Ni等) 材料的研究主要集中在fee结构上, 而对其他晶体结构 (如bcc、hcp等) 金属的研究较少, 对合金的研究也鲜有报道。

(3) 对于不同于粗晶材料的力学现象, 如强度、超塑性及应变强化现象等, 有待开展进一步的系统研究, 以揭示现象本质。

(4) 开发先进实验方法及计算机模型, 以追踪纳米金属材料疲劳裂纹的萌生及扩展等细节, 辅助研究提高材料疲劳性能的方法。

(5) 建立能够准确模拟纳米金属材料变形过程的理论模型, 加深对材料微观结构变化特征的理解, 有利于研究并完善其变形机理、指导实验优化材料力学性能。

根据现有研究推断, 对于纳米金属材料独特的力学性能, 可能是因为不同变形机理对其共同作用的结果。由此可知, 对纳米金属材料力学性能的深入研究需要多学科交叉集成, 涉及材料制备、微观结构表征、性能测试、理论模型的建立及计算机模拟等诸多方面。随着纳米材料制备技术的发展, 各类模型的不断完善, 变形机制的逐步揭示, 人们将会对纳米金属材料的力学性能有更全面、更深入的了解和认识。同时, 这将有效促进纳米金属材料的推广及应用。

摘要：基于对纳米金属材料的强度、刚度、塑性等力学性能最新研究进展的总结, 针对当前实验观测、理论计算和计算机模拟的研究结果, 分析了纳米金属材料的变形机理, 提出了力学性能研究中面临的问题, 并对未来研究的发展趋势作出了科学推断。对于纳米金属材料独特的力学性能, 可能是因为不同变形机理对其共同作用的结果, 根据晶粒尺寸及结构的不同, 其变形过程可能是由位错运动主导的晶界滑移、无位错的晶界滑移及晶体转动等机制共同决定的。

金属材料的力学性能 篇2

聚合物材料的动态力学性能测试

在外力作用下，对样品的应变和应力关系随温度等条件的变化进行分析，即为动态力学分析。动态力学分析能得到聚合物的动态模量(E′)、损耗模量(E″)和力学损耗(tanδ)。这些物理量是决定聚合物使用特性的重要参数。同时，动态力学分析对聚合物分子运动状态的反应也十分灵敏，考察模量和力学损耗随温度、频率以及其他条件的变化的特性可得到聚合物结构和性能的许多信息，如阻尼特性、相结构及相转变、分子松弛过程、聚合反应动力学等。实验原理

高聚物是黏弹性材料之一，具有黏性和弹性固体的特性。它一方面像弹性材料具有贮存械能的特性，这种特性不消耗能量；另一方面，它又具有像非流体静应力状态下的黏液，会损耗能量而不能贮存能量。当高分子材料形变时，一部分能量变成位能，一部分能量变成热而损耗。能量的损耗可由力学阻尼或内摩擦生成的热得到证明。材料的内耗是很重要的，它不仅是性能的标志，而且也是确定它在工业上的应用和使用环境的条件。

如果一个外应力作用于一个弹性体，产生的应变正比于应力，根据虎克定律，比例常数就是该固体的弹性模量。形变时产生的能量由物体贮存起来，除去外力物体恢复原状，贮存的能量又释放出来。如果所用应力是一个周期性变化的力，产生的应变与应力同位相，过程也没有能量损耗。假如外应力作用于完全黏性的液体，液体产生永久形变，在这个过程中消耗的能量正比于液体的黏度，应变落后于应力90o，如图2-61(a)所示。聚合物对外力的响应是弹性和黏性两者兼有，这种黏弹性是由于外应力与分子链间相互作用，而分子链又倾向于排列成最低能量的构象。在周期性应力作用的情况下，这些分子重排跟不上应力变化，造成了应变落后于应力，而且使一部分能量损耗。图2-61(b)是典型的黏弹性材料对正弦应力的响应。正弦应变落后一个相位角。应力和应变可以用复数形式表示如下。σ*=σ0exp(iωt)γ*=γ0 exp[i(ωt-δ)]

式中，σ0和γ0为应力和应变的振幅；ω是角频率；i是虚数。用复数应力σ*除以复数形变γ*，便得到材料的复数模量。模量可能是拉伸模量和切变模量等，这取决于所用力的性质。为了方便起见，将复数模量分为两部分，一部分与应力同位相，另一部分与应力差一个90o的相位角，如图2-61(c)所示。对于复数切变模量

E*=E′+iE″

(2－60)式中

E′=∣E*∣cosδ E″=∣E*∣sinδ

显然，与应力同位相的切变模量给出样品在最大形变时弹性贮存模量，而有相位差的切变模量代表在形变过程中消耗的能量。在一个完整周期应力作用内，所消耗的能量△W与所贮存能量W之比，即为黏弹性物体的特征量，叫做内耗。它与复数模量的直接关系为

＝2π ＝2πtanδ

(2－61)这里tanδ称为损耗角正切。

聚合物的转变和松弛与分子运动有关。由于聚合物分子是一个长链的分子，它的运动有很多形式，包括侧基的转动和振动、短链段的运动、长链段的运动以及整条分子链的位移各种形式的运动都是在热能量激发下发生的。它既受大分子内链段(原子团)之间的内聚力的牵制，又受分子链间的内聚力的牵制。这些内聚力都限制聚合物的最低能位置。分子实际上不发生运动，然而随温度升高，不同结构单元开始热振动，并不断外加振动的动能接近或超过结构单元内旋转位垒的热能值时，该结构单元就发生运动，如移动等，大分子链的各种形式的运动都有各自特定的频率。这种特定的频率是由温度运动的结构单元的惯量矩所决定的。而各种形式的分子运动的开始发生便引起聚合物物理性质发生变化而导致转变或松弛，体现在动态力学曲线上的就是聚合物的多重转变(如图2-62所示)。线形无定形高聚物中，按温度从低到高的顺序排列，有5种可能经常出现的转变。δ转变侧基绕着与大分子链垂直的轴运动。

γ转变主链上2～4个碳原子的短链运动——沙兹基(Schatzki)曲轴效应(如图2-63)。

β转变主链旁较大侧基的内旋转运动或主链上杂原子的运动。α转变由50～100个主链碳原子的长链段的运动。

TⅡ转变液-液转变，是高分子量的聚合物从一种液态转变为另一种液态，两种液态都是高分子整链运动.在半结晶高聚物中，除了上述5种转变外，还有一些与结晶有关的转变，主要有以下转变。

Tm转变：结晶熔融(一级相变)。Tcc转变：晶型转变(一级相变)，是一种晶型转变为另一种晶型。Tac转变：结晶预溶。

通常使用动态力学仪器来测量材料形变对振动力的响应、动态模量和力学损耗。其基本原理是对材料施加周期性的力并测定其对力的各种响应，如形变、振幅、谐振波、波的传播速度、滞后角等，从而计算出动态模量、损耗模量、阻尼或内耗等参数，分析这些参数变化

与材料的结构(物理的和化学的)的关系。动态模量E′、损耗模量E″、力学损耗tanδ＝E″/ E′是动态力学分析中最基本的参数。实验设备和材料(1)仪器

DMA Q800是由美国TA INSTRUMENTS公司生产的新一代动态力学分析仪(见图2-64)。它采用非接触式线性驱动马达代替传统的步进马达直接对样品施加应力，以空气轴承取代传统的机械轴承以减少轴承在运行过程中的摩擦力，并通过光学读数器来控制轴承位移，精确度达1nm；配置多种先进夹具(如三点弯曲、单悬臂、双悬臂、夹心剪切、压缩、拉伸等夹具)，可进行多样的操作模式，如共振、应力松弛、蠕变、固定频率温度扫描(频率范围为0.01～210Hz，温度范围为-180～600℃)、同时多个频率对温度扫描、自动张量补偿功能、TMA等，通过随机专业软件的分析可获得高解析度的聚合物动态力学性能方面的数据。(测量精度：负荷0.0001N，形变1nm，Tanδ0.0001，模量1％)。本实验使用单悬臂夹具进行试验(2)试样

聚甲基丙烯酸甲酯(PMMA)长方形样条。试样尺寸要求：长a=35～40mm；宽b≤15mm；厚b≤5mm。准确测量样品的宽度、长度和厚度，各取平均值记录数据。4.实验步骤

(1)仪器校正(包括电子校正、力学校正、动态校正和位标校正，通常只作位标校正)将夹具(包括运动部分和固定部分)全部卸下，关上炉体，进行位标校正(position calibration)，校正完成后炉体会自动打开。

(2)夹具的安装、校正(夹具质量校正、柔量校正)，按软件菜单提示进行。(3)样品的安装

1)放松两个固定钳的中央锁螺，按“FLOAT”键让夹具运动部分自由。2)用扳手起可动钳，将试样插入跨在固定钳上，并调正；上紧固定部位和运动部位的

中央锁螺的螺丝钉。

3)按“LOCK”键以固定样品的位置。

4)取出标准附件木盒内的扭力扳手，装上六角头，垂直插进中央锁螺的凹口内，以顺时针用力锁紧。对热塑性材料建议扭力值0.6～0.9N.m。(4)实验程序

1)打开主机“POWER’’键，打开主机“HEATER”键。

2)打开GCA的电源(如果实验温度低于室温的话)，通过自检，“Ready”灯亮。

3)打开控制电脑，载进“Thermal Solution”，取得与DMA Q800的连线。

4)指定测试模式(DMA、TMA等5项中1项)和夹具。

5)打开DMA控制软件的“即时讯号”(real time signal)视窗，确认最下面的。“Frame Temperature”与“Air Pressure”都已“OK”，若有接GCA则需显示“GCA Liquid Level：XX％full”。

6)按“Furnace”键打开炉体，检视是否需安装或换装夹具。若是，请依标准程序完成夹具的安装。若有新换夹具。则重新设定夹具的种类，并逐项完成夹具校正(MASS/ZERO/COMPLIANCE)。若沿用原有夹具，按“FLOAT”键，依要领检视驱动轴漂动状况，以确定处于正常。

7)正确的安装好样品试样，确定位置正中没有歪斜。对于会有污染、流动、反应、黏结等顾忌的样品，需事先做好防护措施。有些样可能需要一些辅助工具，才能有效地安装在夹具上。

8)编辑测试方法，并存档。

9)编辑频率表(多频扫描时)或振幅表(多变形量扫描时)，并存档。

10)打开“Experimental Parameters”视窗，输入样品名称、试样尺寸、操作者姓名及一些必要的注解。指定空气轴承的气体源及存档的路径与文件名，然后载入实验方法与频率表或振幅表。

11)打开“Instrument Parameters”视窗，逐项设定好各个参数。如数据取点间距、振幅、静荷力、Auto-strain、起始位移归零设定等。

12)按下主机面板上面的“MEASURE”键，打开即时讯号视窗，观察各项讯号的变化是否够稳定(特别是振幅)，必要时调整仪器参数的设定值(如静荷力与Auto-Strain)，以使其达到稳定。

13)确定好开始(Pre-view)后便可以按“Furnace”键关闭炉体，再按“START”键，开始正式进行实验。

14)只要在连线(ON-LINE)状态下，DMA Q800所产生的数据会自动的、一次次的转存到电脑的硬盘中，实验结束后，完整的档案便存到硬盘罩。

15)假定不中途主动停止实验．刚会依据原先载入的实验方法完成整个实验，假如觉得实验不需要再进行的话。可以按“STOP”键停止(数据有存档)或按“SCROL-STOP”或“REJECT”键停止(数据不存档)。

16)实验结束后，炉体与夹具会依据设定之“END Conditions”回复其状态，若有设定“GCA AUTO Fill”，则之后会继续进行液氮自动充填作业。

17)将试样取出，若有污染则需予以清除。

18)关机。步骤如下。按“STOP”键，以便贮存Position校正值。等待5s后，使驱动轴真正停止。关掉”HEATER”键。关掉“POWER”键，此时自然与电脑离线。关掉其他周边设备，如ACA、GCA、Compressor等。进行排水(Compressor气压桶、空气滤清调压器、GCA)。应用

高聚物的耐热性主要是指聚合物受热下的变形，高聚物的耐热性主要指玻璃化温度、软化温度等。有机玻璃在玻璃态下使用，而超过这个温度将变为高弹态或黏流态，此时即使受到较小的力也会产生较大的形变而不能保持其外形尺寸。玻璃化转变温度是在恒定的较小负荷下测得的温度形变曲线上发生玻璃化转变较窄温度范围的中间值。在实际使用中，高聚物总是处于受力的情况下，因此不是以静态的玻璃化温度作为耐热温度，而是测量高聚物在一定外力下达到一定形变值时的温度作为耐热温度，常用的有马丁耐热温度、维卡软化温度及热变形温度。玻璃化转变温度是聚合物材料的一种普遍现象，它是一种聚合物材料使用的上限温度，因此玻璃化转变温度是聚合物的一个非常重要的性能指标。玻璃化转变的实质是链段运动随温度的降低被冻结或随温度的升高被激发的结果。在玻璃化转变前后分子的运动模式有很大的差异。因此，当聚合物发生玻璃化转变时，其物理和力学性能必然有急剧的变化。除形变和模量外，聚合物的比热容、比容积、热膨胀系数、折射率和介电常数等都表现出突变或不连续的变化。因此，根据这些性质上的变化，可以对聚合物的玻璃化转变进行实验测量。常用的测定聚合物玻璃化转变的方法有静态热机械法 TMA（如膨胀计法、温度形变曲线法等）、动态力学测量法DMA（如扭辫法和扭摆法等）、热力学方法（如示差扫描法 DSC或差热分析法DTA）等。

玻璃化转变是高分子材料玻璃态与高弹态之间的转变过程,它直接与纤维的纺织加工和使用性能有关。在化纤制造以及织物的染整过程中,许多加工条件都要根据纤维的玻璃化温度来决定。合成纤维(如涤纶、锦纶等)的该转变点已有大量研究,而检测天然纤维及再生纤维的玻璃化转变却还缺乏可靠的方法。因此,极少有文献从玻璃化转变的角度论述天然纤维染整加工的有关原理,相关的讨论分析也都只停留在宏观定性层面,这使得有关天然纤维加工原理的研究分析受到相当大的限制。

动态力学分析(Dynamic Mechanical Analysis,简称DMA)通常是在程序控制温度下,测量物质在振动负荷下的动态模量或力学损耗与温度的关系,从而确定材料的粘弹性。因为高聚物的玻璃化转变和交联等结构变化都与分子运动状态的变化密切相关,而分子运动的变化又能灵敏地反映在动态力学性能上,因而动态力学分析是研究高聚物结构——分子运动——性能的一种有效手段。动态力学分析已广泛应用于复合材料、橡胶和树脂等领域里,而其在天然纺织纤维里的应用还鲜少见到。因此利用动态力学分析对天然纤维的玻璃化转变点进行检测,探索研究该转变与材料加工原理的关系具有重要意义。

毛纤维通过干态下DMA温度扫描,虽然可以获得形似玻璃化转变的损耗因子突变,但由于测得的损耗因子峰值非常接近纤维的熔融断裂点,因此难以判断其真实性；而储存模量的转折温度点较低,在214℃左右,也许能作为玻璃化转变温度用于分析羊毛性能变化,但还有待进一步试验证实。在试验温度范围内,粘胶长丝和棉线干态下的DMA温度扫描均没有检测到玻璃化转变点。羊毛纤维和粘胶长丝通过湿态下DMA温度扫描,不同湿度下没有显现出明显确定的玻璃化转变点,而棉线在高湿度下产生了玻璃化转变点,在低湿度时没有出现,说明足够量的水分才可能影响其玻璃化转变。通过DMA等温湿度扫描,首次发现羊毛纤维和粘胶长丝都存在个以湿度为变量的玻璃化转变点。当温度为35℃时(接近人体体温),这个玻璃化转变出现的相对湿度分别为84.94%和86.56%。该转变点的相对湿度值随温度的升高而降低。这对于通过粘弹性能变化,研究纤维湿处理加工机理和应用效果可能具有一定的理论意义。

金属材料的力学性能 篇3

关键词：力学性能；聚丙烯酰胺；测试

中图分类号：O39 文献标识码：A 文章编号：1671-864X（2015）06-0199-01

随着人类社会的发展和物质水平的丰富以及精神文明的提高，资源的浪费和环境污染的问题也变得越来越严重[1]。然而现代能源消耗量过大也是当今人类不得不解决的重大课题。通过长时间的调查研究发现，中国在采暖和空调上的能源消耗占建筑总能耗的一半以上[2]。在我国，城市和农村既有的建筑面积达到了五百多亿平方米，在建筑能耗都如此大的社会中，如果所有的建筑都采用混凝土结构，那么能源消耗及环境污染可想而知。因此，节约能源和减少环境污染是我们不得不面临和解决的問题[3]。生土作为一种古老的墙体材料，由于其具有良好的保温隔热效果，降低能耗，减少污染，开始从新走入人们的视野[4]。为广大的农村偏远地区所接受。同时由于现代人们对居住环境要求的提高，使得我们不得不对生土材料进行一些列的改性以提高其力学性能及保温隔热效果，从而使得其原本的保温隔热效果能够得以提高，力学性能得以提升，从而提高其应用范围建筑工程中的运用[5]。

生土，即未被扰动过的原状土，其土质成分比较简单。本文作者利用聚丙烯酰胺这种高分子有机化合物对生土材料进行研究改性[6]。具体实验原材料及试验过程如下：（1）所选用的土样为西北黄土，经过翻晒晾干之后，球磨机粉碎、振动筛筛选，最后控制粒径在0.35以下。土的成分以二氧化硅、氧化铝、氧化铁、氧化钙为主，且上述四种成份的含量占总量的80%左右[7]。（2）标准砂则采用厦门ISO型标准砂，可以起到骨料支撑的作用以减少收缩提高强度。并且需要满足如下几方面的条件：二氧化硅的总含量不小于90%；烧失量不得超过0.7%；可溶性盐类及污泥总量小于0.30%。（3）实验用水选用市政自来水。（4）减水剂选用聚羧酸高效减水剂。（5）高分子化合物聚丙烯酰胺。

实验内容如下：在搅拌机中加入一定量的生土，然后加入标准砂和一定量的聚丙烯酰胺进行充分搅拌，当搅拌均匀后，再加入一定量的水和聚羧酸高效减水剂进行充分搅拌[8]。试验证明，一般在加入有机化合物后，随着搅拌时间的增长，其塑形会有不同的变化，本实验将搅拌时间控制在三到五分钟。最后将做成的40×40×160放在室内进行自然养护温度控制二十摄氏度左右[9]。具体的实验配方、养护时间以及不同时期的强度如下表所示：

生土是一种成分比较复杂的物质，通过固结能够产生一定的强度，但是本身强度比较低[10]。而聚丙烯酰胺作为一种有机高分子材料，在遇水后，可以在土体内形成网状的结构，将土体结为整体，提高了它的抗拉和抗压强度。在生土材料中随着聚丙烯酰胺含量的提高生土试块的强度越来越大，但是当含量高于某一个值1.2%之后其强度随有机含量的提高而减小。

实验结论：聚丙烯酰胺对生土材料的力学性能具有极大的影响，随着含量的提高，改性生土的力学性能越来越好，当超过某一范围后，则出现下降趋势，因此聚丙烯酰胺对生土材料力学性能的改性最好控制在1.2%左右。

参考文献：

[1]李建斌.传统民居生态经验及应用研究[D].天津大学博士论文，2008.

[2]龚晓南.地基处理新技术[M].西安：陕西科学技术出版社，1997.

[3]尚建丽，刘加平，赵西平.低能耗夯实粗粒土建筑特性的试验研究[J].西安建筑科技大学学报（自然科学版），2003，12.

[4]宋玉华. 用生石灰粉作石灰稳定土路面基层方法浅探[J]. 山东交通科技， 1993（增刊）：62-65.

[5]P.J.Walker.Strength，Durability and shrinkage Characteristics of Cement Stabilised Soil Blocks[J]. Cement & Concrete Composites 17， （1995）：301-310.

[6]Julian Keable.Rammed Earth Structures Intermediate[M]. Technology Publications， 1996.

[7]王赟，张波.生土建筑在灾后重建中的应用研究[J].世界地震工程，2009（9），Vol.25，No.3：159-161.

[8]刘淑娟，王长虎，付宗庆.浅析利用帕尔玛固化剂做路面基层技术应用[J].东北公路，1999，25（1）：23-25.

[9]杨松.土壤固化酶在县乡际道路工程中的应用研究[D].长沙：湖南大学硕士学位论文， 2005.

复合材料机身框的力学性能 篇4

试验方案

试验件为高600mm, 长1839mm的碳纤维增强复材半框。热压罐试验件采用汉高公司提供的预浸料单向带和织物, RTM试验件采用汉高环氧树脂和非屈曲经编织物NCF (non-crimp fabric) 。试验件铺贴方式如图1所示。弯角处的铺层选择从里向外退铺。这种铺贴方式, 外缘刚度较小, 当外缘受压时不会因为刚度大抵抗变形而产生较大的应力, 加速框破坏的发生。

弯曲试验加载方式如图2所示, 通过框端头拉力产生弯曲载荷效应来实现加载。半框一端固定, 一端施加框平面内的拉力, 直至框破坏。框的面外刚度低, 为防止出现面外失稳, 在试验件上放置三块约束盖板, 提高弯曲试验的成功率。

试验结果与分析

加载时, 框内缘受拉, 外缘受压。加载初期, 框发生弹性变形, 位移和载荷成线性关系。由于盖板的约束, 框在载荷较低时不会发生总体失稳。随着载荷增加, 受压的框外缘会发生外翻, 但可以继续承载。增加载荷, 外缘在压应力下发生分层, 分层扩展较慢。当加载到破坏载荷, 外缘分层迅速扩展导致框破坏, 失去承载能力。

试验发现, 不管是通过热压罐工艺还是液体成型工艺制备的试验件, 框的破坏均发生在平直段和弯曲段的过渡区域 (见图3) 。此处外形曲率发生变化, 引起应力集中, 是整个框的薄弱点。表1给出了实验得到的框破坏载荷和框端位移。结果显示, 热压罐制备的框具有较大的破坏载荷, 同时其平均位移也较大。为有效衡量框的承载性能, 引入等效刚度的概念, 即单位加载位移上所能够承受的载荷。热压罐制备的试验件等效刚度大, 承载性能更好。

结束语

金属材料的力学性能 篇5

PVC/蒙脱土纳米复合材料的力学性能研究

选用钠基蒙脱土和3种烷基季铵盐改性的蒙脱土,采用熔融共混的`方法制备聚氯乙烯/蒙脱土纳米复合材料,并研究了蒙脱土种类和用量对复合材料力学性能的影响.结果表明,3种复合材料均具有插层型结构,有机蒙脱土含量小于3.0%时,复合材料的综合力学性能均有明显提高;有机蒙脱土用量大于7.0%以后,材料的力学性能降低.

作 者：闫平科 马正先 高玉娟 Yan Pingke Ma Zhengxian Gao Yujuan  作者单位：辽宁工程技术大学资源与环境工程学院,辽宁,阜新,123000 刊 名：中国非金属矿工业导刊  ISTIC英文刊名：CHINA NON-METALLIC MINING INDUSTRY HERALD 年，卷(期)： “”(3) 分类号：P619.255 TB332 关键词：PVC   蒙脱土   纳米复合材料   力学性能  

金属材料的力学性能 篇6

【关键词】线型低密度聚乙烯；低密度聚乙烯；气相法SiO2；结晶；透明性

0.引言

纳米无机粒子具有很多优异的性能，如小尺寸效应、表面界面效应、量子尺寸效应及宏观量子隧道效应等，相对于其他常规无机填料来说，可有效地提高基体树脂的模量、强度、透明性、耐磨、耐热、耐溶剂性、红外吸收等性能和功能[1]。因此，很多的无机或有机纳米粒子如SiO2、Al2O3、ZnO、BaTiO3和微晶淀粉等已广泛用于机械增强、生物降解等领域，耐磨、红外吸收研究等方面已见文献报道[2]。本文就纳米SiO2/PE复合材料的力学性能进行了研究。

1.试验部分

1.1原料

气相法纳米SiO2； 硅烷偶联剂；异丙醇；LLDPE/LDPE。

1.2仪器和设备

乳化机;熱鼓风干燥箱；塑料挤出造粒机； WGW光电雾度仪；NICOLET NEXUS红外光谱仪;LZ机械拉力试验机。

1.3实验方法

1.3.1纳米粉体的表面处理

将硅烷偶联剂和异丙醇的混合物加热至80℃，搅拌均匀后按不同的比例关系加入经烘干的气相法纳米二氧化硅，经乳化机进行乳化后，在60℃下放入CS101熱鼓风干燥箱干燥24小时，经研磨后得到经表面处理的气相纳米SiO2，作为改性粉体待用。

1.3.2复合材料的共混工艺及试樣制备

（1）共混工艺,当气相法纳米SiO2直接与PE混合进行吹塑时，无机粉体都难以在基体树脂中得到良好分散。本实验采用母料法，将纳米SiO2与LLDPE按一定的比例经捏合机捏合，再通过单螺杆挤出机挤出，经过粉碎机处理后得到浓度为10%的高浓缩纳米母料。

（2）制备薄膜,将母料按不同的比例加入基体树脂中，通过挤出吹膜系统吹塑成粉体含量不同的的复合薄膜。

1.4拉伸性能按GＢ/T13022—1991 测试，拉伸速度200ｍｍ／ｍｉｎ；直角撕裂强度按QB/T1130-1991测试。

2.结果与讨论

2.1纳米粉体表面改性红外光谱分析

将经表面经硅烷偶联剂改性后的气相法纳米SiO2粉体和KBr进行压片，通过红外光谱仪检测粒子表面官能团的变化，与未改性的气相法纳米SiO2粉体的红外谱图进行比较，观察粉体表面的变化情况，见图 2-1。

图 2-1改性后纳米SiO2的红外谱图

Fig.2-1 Infrared spectrum (IR) of modified nano- SiO2

气相法纳米SiO2颗粒的尺寸很小，比表面积大，表面存在大量的不饱和残键和不同键合状态的羟基。未经改性的纳米SiO2的谱图中除了出现SiO2的特征峰，还会分别出现了吸附水羟基的伸缩振动峰和弯曲振动峰，在谱图中为3412 cm－1处和1640 cm－1处，可见纳米大量的羟基存在于SiO2表面；但是从图2-1中得到，纳米SiO2粉体经过硅烷偶联剂的表面处理过后，其羟基峰变窄，吸收量变小，在图中出现了硅烷偶联剂中Si-Si基的特征吸收峰，表明偶联剂与纳米SiO2表面上的羟基发生化学反应，形成稳定的氢键，从而使纳米粉体表面羟基的数量减少。除此还在2854cm-1和 2925cm-1处出现了具有亲油性的CH2的伸缩振动峰，由此说明硅烷偶联剂570已成功地对纳米SiO2表面进行改性[3]。

2.2SiO2/LDPE/LDPE复合体系的力学性能

通常，将一些无机填料加入到塑料中时往往会使塑料的力学性能有所下降，尤其是当加入的填料的含量较高时。如果加入的填料的含量很低，填料会产生诱导结晶效应或阻碍裂纹扩展效应，从而增大塑料的拉伸强度。而纳米粉体由于具有一些独特的特性，会促进粉体与基体聚合物在界面上产生良好的结合，从而在一定用量范围内可以提高复合材料的力学性能[4]。

图2-2 SiO2/LLDPE/LDPE复合薄膜体系的力学性能

Fig.2-2 Mechanical Properties of theSiO2/LLDPE/LDPE composite film system

从图2-2a，b，图可以看出复合薄膜的断裂伸长率，撕裂强度都随着改性SiO2含量的变化而变化，整个变化呈现一个抛物线的趋势，在粉体含量为3%附近时，使得各项力学性能达到最好。原因可能是：当少量粉体加入到PE中形成复合材料时，由于纳米粒子的特性，如粒径小,比表面积大,增大了颗粒与基体树脂接触面积,同时纳米SiO2经硅烷偶联剂改性过后的极性降低,促进了再树脂中的均匀分散。偶联剂小分子链与PE树脂相互连接,既增强了复合材料的界面粘结力,和体系中的物理缠结点,大分子链由无规状态伸长产生滑动,将应力通过缠结点分散传递,使外力的作用由大多数伸直链共同承担,趋向于均匀分布,防止分子链的剧烈移动提高了符合材料的拉伸强度和断裂伸长率；同时,纳米二氧化硅作为无机颗粒,模量较大,本身能够承担一定的负荷，也可以使拉伸强度进一步提高[5]。随着含量的进一步增大拉伸强度和断裂伸长率下降较快,可能是由于用量的增大，在树脂上的粉体颗粒发生了团聚现象，从而在PE基体中引入更多的缺陷，当受到外界应力时，易发生位错的滑移和增值，从而降低了力学性能[6]。

3.结果讨论

3.1用KH-570可以将SiO2的亲水疏油性变为疏水亲油性，解决了纳米粉体在树脂中难分散的缺点，使树脂材料中具有了无机

粉体的性质。

3.2改性后的SiO2／LLDPE/LDPE薄膜的各项力学性能随着纳米

SiO2的含量的增加现增加后降低，当SiO2含量为3%时达到最大，说明改性纳米SiO2对PE具有增强增韧的性能。■

【参考文献】

［１］严东生，冯端.材料新星-纳米材料科学，湖南科学技术出社, 1997（１）.

［２］张立德,牟季美. 纳米材料科学.辽宁科技出版社,1994．

［３］周光，雷映平，廖兰，王廷吉．新型无定型二氧化硅研究进展及展望．非金属矿，2002，25（增刊），14-174．

［４］钱知勉 ,朱昌辉.化工进展，1998（5）：10-20.

［５］贺鹏,赵安赤.2000年全国高分子材料工程应用研讨会论文集,北京：2000．

金属材料的力学性能 篇7

本文以面心立方(fcc)金属及合金为对象,侧重于评述nc-金属材料综合力学性能,如:强度、延展性提高方面的最新研究进展,包括强度、弹性、延展性、应变强化、应变速率敏感性、蠕变、疲劳、摩擦磨损性及变形机制等。

1 纳米晶材料的力学性能

1.1 强度

纳米化被普遍认为是材料获得超高强度的有效方法。因为对于普通多晶材料(d >1μm),其强度(或硬度)σ(H)随晶粒尺寸d的变化通常服从Hall-Petch关系:σ(H)=σ0(H0)+kd-1/2,用位错堆积理论可解释这一规律的存在。事实上,目前研究结果表明,nc-金属,尤其是高质量的nc-金属,随着d降低其硬度和强度有明显提高[2]。由不同方法制备的nc-Cu[3,4,5,6]、nc-Ni[7]、ncNi-W[8],当d>10nm时,其硬度和屈服强度随d-1/2的变化规律遵循H-P关系。但当d <10nm时,位错堆积理论已不再适合nc-金属,其变化规律有待进一步研究。

当d降低到某一临界值后是否仍遵循H-P关系,是一个颇具争议的课题。早期对nc-Cu的研究发现了反H-P关系,但这一现象被认为是由nc-材料中的微孔隙和缺陷造成的[4]。后来的研究发现,高质量的近乎无孔隙的nc-材料依然会呈现上述现象[9]。一些关于nc-Ni的研究也得到了类似的结果,提出其临界尺寸为7～15nm[9]。在计算机模拟方面,Schitz [10]提出,当Cu的晶粒尺寸降低到d=10～15nm时强度出现最大值,变形机制由位错堆积转变为晶界滑移。最近建立的模型[11,12]提出“最强尺寸”概念,当晶粒尺寸低于该值时将出现晶界剪切变形机制。如上所述,虽然已讨论过反H-P关系的存在,但是否确实存在这一“最强尺寸”,其是否为纳米金属的本征关系,实验论据并不充分。还有人提出[13],当晶粒尺寸低于临界值时,最有可能的是强度趋于平稳。出现以上争议的主要原因是,完全致密的、无污染的、均匀的、d <10nm的nc-金属很难制备。但可以肯定一些软金属,如Cu通过纳米化处理其强度可高达1GPa[2]。

1.1.1 纳米孪晶强化

对nc-金属增强的研究主要集中于高角度晶界。最近有研究表明,纳米生长孪晶(nt)可能是材料强化的另一种有效途径。孪晶间界(TBs)不但能阻碍位错运动从而有效增强材料[14],而且有助于保持材料的延展性和导电性。Lu 等[14,15,16,17]提出了材料力学性能与孪晶层间距(λ)尺寸之间重要的伴随关系,与nc-金属强度和晶粒尺寸d之间的关系非常相似。随着λ的降低和孪晶密度的增加,nt-Cu的强度逐渐提高,最终拉伸强度可达1068MPa,略高于上述nc-Cu的强度。

1.1.2 动态晶粒长大与强度降低

高纯nc-金属在拉伸实验中,随着时间的延长其强度会降低。出现这种现象主要是由于晶界上大量的残余能量会引起nc-金属晶粒尺寸分布的不稳定性,在变形过程中会通过应力趋于平衡。近期在nc-Cu[18]和nc-Al[19]的研究中确实发现了压痕诱发快速晶粒长大的现象。对nc-Cu而言,其硬度随保压时间延长而明显降低,在压痕附近观察到了晶粒尺寸的长大。除了上述压痕诱发晶粒长大以外,在其他变形方式下也发现了晶粒长大现象。如电沉积(ED)nc-Ni的高压扭转(HPT)诱发晶粒长大[20],nc-Ni-Fe合金的压缩诱发晶粒长大[21],nc-Al的拉伸辅助变形诱发晶粒长大[22]。最近,Zhu等[23,24]在考虑晶粒尺寸分布的前提下,尝试模拟硬度随时间演变的过程,从而全面地解释晶粒长大现象。

事实上,目前对低温下晶粒长大现象的研究还不够深入,仍有一系列重要问题亟待进一步的讨论和研究。如:(1)在塑性变形过程中,应力辅助晶粒长大对nc-材料全面力学性能的影响是什么?(除了上面讨论的强度的降低以外,延展性变化、疲劳行为等值得进一步研究)(2)nc-材料的初始微观组织,包括晶粒尺寸及分布、晶界能、杂质含量、缺陷和残余应力对其晶粒长大过程的影响是什么?(3)什么是诱发晶粒长大的关键条件(如:应力、应变、加载速率等) (4)推动晶粒长大的微观机制是什么?

1.2 弹性

nc-材料的弹性模量受其致密度的影响很大。有学者认为nc-材料弹性模量减小是由于孔洞和裂纹的存在,孔洞减小了外应力的有效受力面积,裂纹引起应力集中。试样中如果存在孔隙和裂纹,杨氏模量可降低很多[25]。无孔隙nc-Fe、Cu及Ni的测试结果显示其弹性模量比粗晶略小[26]。因此,有学者提出,其弹性模量的减小是由于晶界和三叉晶界体积分数比粗晶材料的大,而晶界区的弹性模量比晶粒内部的要小[27]。近期的研究主要是利用分子动力学模拟(MD)法建立一系列模型解释nc-材料的弹性行为[28,29]。Shamsutdinov等[28]用晶粒合并机制研究了nc-金属膜材料的弹性。他们提出,在外部应变作用下,晶粒在晶界处的合并与分离将改变膜的应力状态,从而使材料的有效杨氏模量降低。也有人认为[30]全致密nc-材料的弹性模量与粗晶材料相当。因此,若不考虑非本征因素,弹性模量的结构不敏感性在纳米尺度条件下仍然成立。

1.3 延展性

nc-材料能够成为有竞争力的新型结构材料,除了要具备高强度以外还需要具有好的延展性。但直到2004年,已有的研究结果表明[31,32],对大多数金属而言,即使是延展性很好的fcc金属,当晶粒尺寸降低到纳米尺度其延展性也很小。Koch[33]指出了制约纳米晶塑性的3个主要原因,即:制备过程中的缺陷(如:孔隙),拉伸失稳,裂纹形成或剪切失稳。

最近,在既具有高强度又具有高延展性的nc-材料方面的研究取得了令人振奋的进展。Youssef等[34]在低温球磨法的基础上采用原位固结法制得nc-Cu,该材料无孔隙,杂质量极少。其拉伸强度达了(791±12)Pa,最大伸长率达15.5%,该材料的延展性远远高于已报道的相近晶粒尺寸的其他nc-金属。利用该方法制备的ncAl-5%Mg合金(d=26nm)同样具有高强度、高延展性[35]。杂质量的明显降低是出现这一优良特性的主要原因。Li 等[36]不使用对材料延展性有害的电沉积添加剂,仍制备出了nc-金属和合金(nc-Ni ,d=44nm; ncNi-15%Fe,d=9nm)。nc-Ni的拉伸强度为1080MPa,最大伸长率为9%。nc-Ni-15%Fe的拉伸强度达到2300MPa, 最大伸长率为6%。Erb 等[37]同样采用电沉积法制得了nc-Ni-Fe,其延展性略优于文献[36]结果。上述研究结果表明,在尽量简化制备工艺的基础上确实可以制得具有高强度、高延展性的nc-金属。这一发现对nc-金属作为结构材料使用将具有重要的意义。

另外一种可获得高强度、高延展性nc-金属的方法是获得合适的晶粒尺寸分布[38,39]。晶粒尺寸分布可通过设计获得。比如,通过重结晶和二次重结晶的方法可制得晶粒尺寸双峰分布的Cu[39],使用不同粒度的粉末制得双峰分布的Al合金[40]以及通过添加其他材料获得三峰分布的Al基复合材料[41]。晶粒尺寸分布也可通过应力辅助晶粒生长在变形过程中原位获得[18,19]。同时,由于孪晶层间距(λ)不同,nt-Cu呈现出多重模态分布,这对于材料的延展性显然是很有益的。Chen [42]提出,降低应变速率可以提高材料的延展性。延展性、应变速率敏感性和变形机制是相互联系的,通过设计nc-金属结构从而提高延展性是可能的[15]。因此,如果将微观组织特征,包括不同尺寸的晶粒、孪晶、第二相颗粒、形变诱发相和非平衡晶界引入纳米组织基础体系中,就可以对nc-材料的强度和延展性进行改进和优化[43]。

变形处理也可能是提高nc-材料延展性的有效方法。Huang等[44]用累积叠轧焊法制备了nc-Al,材料强度有了显著提高,但延展性降低。在压轧接合后引入冷轧步骤可使材料发生适当变形,变形材料内位错源密度提高,延展性提高。Nikolay 等[45]采用高压扭转法(HTP)制备ncAl-2024合金,其室温下最大拉伸强度超过1GPa,在325℃下具有超塑性(伸长率为230%),超塑性变形后纳米晶的微观硬度值比粗晶(mc)高20%。如果能够制备同时具有高强度和高延展性的nc-材料,将为超塑性成形法制备复杂形状机器零件提供广阔的应用前景。

1.4 应变强化

普通多晶材料由于运动位错的塞积出现了应变强化效应。nc-材料由于位错行为对变形过程的影响减小,应变强化效果不明显,在特定的应力条件下或对于理想纳米材料,应变强化效应可能消失。由等径角挤压法(EACP)制备的nc-材料均出现了弱应变强化行为[46],Champion [47]用固结法制得了nc-Cu(d=80nm),在塑性变形过程中未观测到任何的应变强化。用分子动力学模拟计算理想nc-Cu的σ-ε曲线显示,应变强化效应几乎不存在,这与模拟计算得到的变形过程中无位错行为相吻合,形变过程由晶界滑移主导[48]。Mayer[13]提出,由于室温动态恢复机制的存在,nc-材料晶界内的位错密度处于饱和态,从而使其具有低的应变强化速率。由于位错的产生和消失都发生在晶界上,所以位错在纳米材料塑性变形中的作用还不能确定。

1.5 应变速率敏感性

应变速率敏感性指数m(m=∂lnσ/∂ln瘙楏)在一定程度上代表材料的本征变形过程。m值越高材料延展性越好,甚至出现超塑性。对fcc金属而言,m值随着晶粒尺寸的降低而升高。对于bcc金属则出现相反的规律[13]。在nc-Ni纳米压痕实验[49]和拉伸实验[50]中,均发现了流变应力对变形速率的高度敏感性。Wei等[51]提出当晶粒尺寸低于临界值时m值会提高,Göken课题组[52]在对Ni(ED)的研究中得到了相似的结论,当Ni(ED)由粗晶降低到d=60nm时,应变速率敏感性基本不变,而当d=20nm时敏感性提高。M.Dao[53]将不同文献中nc-Cu的m与d的关系进行总结,结果表明,随着d值降低m值升高,降低到纳米尺度时m值升高明显。室温拉伸实验[54]显示,电刷镀nc-Cu的应变速率敏感性(m)为0.104,该m值大约是迄今报道的纳米和超细晶(ufc)金属最高m值的2.5倍。对于nc-金属(fcc)而言,m值升高主要是由于大量的晶界和亚晶界对位错运动的阻碍引起的。

1.6 蠕变

已有的研究结果表明,在nc-fcc金属中通常都能观察到蠕变[55,56,57,58]。晶粒尺寸越小蠕变开始温度越低,以致在室温下就可观察到蠕变,但关于蠕变机制仍存在争议。利用ED技术制备的nc-Cu[55]和nc-Ni[56]在室温下表现出明显的蠕变特征。Cai等[55]对20～50℃下nc-Cu(30nm)的拉伸蠕变性能进行研究发现,材料的稳态蠕变速率正比于有效应力σe=σ-σ0(σ为实际应力,σ0为初始应力),采用σe得到的蠕变速率与Coble蠕变速率相当。Blum[56]在298K、373K均发现了电沉积nc-Ni的蠕变现象,且其硬化指数(n)随着应力的降低明显降低,但仍高于Coble蠕变值。Yagi[57]认为,全致密的nc-Au、nc-Cu室温蠕变是由局部晶界滑移而不是晶界扩散机制(Coble蠕变)决定的。Grabovetskaya 等[58]研究了大塑性变形法制备的nc-Cu、nc-Ni的低温蠕变特性,发现其稳态蠕变速率与应力呈幂函数关系,主要原因是变形过程中形成了较大的局部变形剪切带,受晶界扩散控制的晶界滑移机制对材料整个变形的贡献很大。以上nc-金属均具有室温蠕变行为,但有些试验结果却并非如此。在惰性气体冷凝原位加压法(IGC)制备的nc-Cu、Pd及Al-Zr中发现其蠕变速率很小,比Coble蠕变关系的计算值低2～4个数量级[25]。卢柯[48]认为,这与样品的制备方法和微观结构有关。

高温变形可导致晶粒长大,因此很难得到微观结构变化对纳米材料本质蠕变行为的影响。Yamakov[59]在MD模拟基础上,通过对fcc-nc金属微观结构的调整使其具有均匀的晶粒尺寸和高能晶界,阻止了晶粒的伴随长大。研究发现,在高温、高应力下材料具有均匀的稳态扩散蠕变,且速率与Coble蠕变相当。一些研究者对接近真实状态的nc-材料的蠕变特性进行了尝试性研究。Estrin 等[60]在考虑晶粒伴随长大对蠕变影响的基础上对Coble 蠕变机制进行了修正。在对nc-Pd的MD计算模拟中[61],发现在晶粒明显长大之前,有伴随晶界滑移的Coble蠕变发生。

纳米材料蠕变特性的研究结论不一致,主要有以下原因:(1)无法制备无缺陷(孔隙与污染)的块体纳米材料,从而难以获得可靠的数据来解释其蠕变机制。(2)由于晶界体积分数及晶内缺陷(如:三叉晶界及四相结点)数量的明显增大,使蠕变机制变得更为复杂,进而使用于解释变形过程的数学模型的建立面临挑战。(3)纳米晶晶粒开始长大的温度较低,因此很难得到微观结构变化对本征蠕变行为的影响。

1.7 疲劳

晶粒细化一直都被认为是提高工程材料和合金疲劳强度的可能途径。目前,关于超细晶(ufc)材料的报道有限且主要集中于EACP法[62,63,64],涉及 nc-材料的研究则更少[63,64,65]。均质无缺陷的nc-材料是否具有优良的抗疲劳性能尚待进一步确认。

对全致密nc-金属疲劳性能的研究以电沉积法[63,64,65]为主。Hanlon等[63,64] 用ED法制备nc-Ni(d=20～40nm),研究了晶粒细化对疲劳强度和疲劳裂纹扩展的影响。结果表明,nc-Ni的疲劳强度高于粗晶,但晶粒细化会使抗裂纹扩展能力降低。因此,控制晶粒尺寸分布梯度可能有利于材料疲劳性能的提高。根据这一想法,对材料进行表面处理获得纳米膜层[66,67],材料的疲劳极限有了明显的提高。Cheng等[65]采用二级加载方法着重研究了电沉积nc-Ni和ufc-Ni的疲劳特性,并首次在nc-Ni中发现了裂纹的萌生和疲劳条纹。由疲劳断口组织分析发现, nc-Ni和ufc-Ni的疲劳断裂特征与粗晶相似,但随着晶粒尺寸的降低材料延展性降低。对nc-金属裂纹扩展的分子动力学模拟(MD)研究表明[68],裂纹扩展机制包括位错从裂纹尖端的发射和纳米空位在主裂纹前端的形成。Farkas 等[68]提出裂纹扩展速度是应力强度幅值(ΔK)的函数,与文献[63,64]中实验结果一致。

1.8 摩擦磨损

由于适合做摩擦磨损实验的纯nc-金属难以制备,因此关于nc-金属磨损性能的报道很少。最近,Han等[69]对电沉积nc-Cu和mc-Cu的干摩擦行为进行比较研究。结果表明,当载荷小于20N时,nc-Cu的耐磨性较高,且摩擦系数明显低于mc-Cu;当载荷为5～40N时,nc-Cu的磨损量通常低于mc-Cu。nc-Cu与mc-Cu之间抗摩擦性能的差别随着载荷的增加而缩小。nc-Cu摩擦性能较好与纳米组织的高硬度、低加工硬化速率以及磨损碎片易氧化有关。类似的结果也出现在Bellemare 等 [70]的研究中,同时他们建立了一个定量框架来评价nc-金属的摩擦滑动。

硬度(H)被认为是影响材料抗摩擦性能的最主要的性能,但实际上,H/E比值(E为杨氏模量)才是评价抗摩擦性更为合适的参数[71]。因此,目前研究的重点在于制备H/E相匹配的材料以获得高韧性,这对于材料在高载荷下摩擦和表面疲劳方面的应用至关重要。

2 变形机制

对nc-金属变形机制的研究主要是通过实验研究(尤其是TEM和HRTEM对微观结构的研究)和MD模拟完成的。对普通金属材料适用的位错与蠕变变形机理并不完全适用于nc-材料。局部(完全)位错与晶界滑移的相互作用是nc-材料(d=10～100nm)的主要变形机制。近年来,基于原子尺度的计算机模拟和实验观察的研究表明[13],对于一些晶粒尺寸较大的纳米晶体材料,其塑性变形仍然主要由晶内的位错引起,但随着晶粒尺寸降至临界值dc以下,晶粒内位错堆积停止[72]。多项计算模拟工作均演示了这一特征,它与实验中观察到的没有加工硬化效应或加工硬化效应明显降低相吻合,亦得到了TEM直接观察Au薄膜(d=10～20nm)的支持[48]。此时,占主导地位的是晶界内的塑性变形。如前所述,一些nc-材料在室温下的蠕变行为受晶界扩散控制[58]。Conrad[73]等发现,当d<50nm时,晶界滑移是纳米材料变形的主要机制。具有争议的反H-P关系的存在也归因于晶界滑移在变形中的主导作用[72]。Kim[74]最近提出,晶界滑移和晶界扩散机理密切相关,也许两者是是同一机理。但是,晶界滑移不能自发产生,需要联合其他的塑性变形机制。Fu[75]的计算结果证实了这一结论,在模拟计算过程中完全消除晶界的切变强度,将产生粘度为0的一层晶界层。据此,人们推断材料(以20nmCu为基础)的强度将降为0。但实际上,nc-Cu的强度仍约为原始强度的2/3。因此,可以认为晶界滑移对纳米材料塑性变形的贡献最多不超过1/3。

3 结束语

综上所述,nc-金属具有非常高的强度(一般是普通材料的5倍),且延展性、疲劳强度、抗摩擦性优于mc-金属。如果可以克服生产工艺上的障碍(如生产量和产品成本),高强度nc-金属作为结构材料使用的前景是非常乐观的。然而迄今为止,我们对于能有效提高和优化nc-金属力学性能的方法还没有充分认识。因此,在以下几个方面需要进一步研究:(1)材料的质量对材料的强度、延展性和疲劳性能产生了非常普遍的影响,制备出大尺寸、无空隙的nc-金属成为认识nc-金属本征力学性能的关键。(2)对fcc金属(如Cu和Ni)的研究较为详细和深入,而对其他晶体结构(如bcc、hcp)金属的研究较少,对可能用于工程实际的合金研究更少。(3)一些不同于粗晶的现象,如对应变速率和温度较高的依赖性、局部变形方式、加工硬化行为等,需要进行系统的研究以揭示其本质。(4)研究提高nc-材料疲劳性能的方法,开发实验方法追踪nc-金属裂纹的萌生和发展的细节。(5)建立能准确模拟变形过程中动态晶粒长大过程的模型,充分认识晶粒长大的现象并对其进行控制。(6)开发能够涵盖晶界特征(如:不同晶界角、预存缺陷、间隙杂质原子等)的机理性模型,建立能够指导实验从而优化材料力学性能的本征模型。

摘要：简要评述了提高块体纳米金属材料的力学性能的最新研究进展,包括强度、弹性、延展性、应变强化、应变速率敏感性、蠕变、疲劳和摩擦磨损性能;总结了优化其综合力学性能的研究结果;分析了其变形机理,并探讨了纳米金属材料力学性能研究的发展趋势。

试样加工对金属材料性能的影响 篇8

1 试样加工对于金属材料的性能的影响

1.1 表面粗糙度的影响

在生产的过程中, 当刀具进行运作时, 一定会给加工物件的表面留下一定的痕迹, 也就是我们说的造成表面产生一定的划痕或者是残留物等等, 这样一来, 便会影响材料表面的光滑度, 导致材料比较粗糙。

1.2 容易发生变形

在进行加工的过程中, 受作用力的影响以及其他的一些温度等因素的影响, 会导致金属材料发生变形的现象, 同时, 也会产生加工硬化的现象, 进而导致金属自身的机构发生一定的变化, 金属的结构改变了, 金属自身的硬度以及抗力就改变了, 进而影响金属材料质量[1]。当然, 金属材料的稳固状态也会发生概念, 进而给金属材料带来很大的危害, 且这种危害性是不受控制的。

1.3 工件质量的影响

工件在加工过程中受到切削力的作用下使表层金属产生塑性变形, 这种变形现象的产生会严重影响金属材料的比容, 而金属材料的比容有点发生变化, 金属材料的表面的应力就会发生改变。另外, 我们都知道, 在材料进行加工的过程中, 会产生大量的热量, 这些热量的产生会导致金属发生热胀冷缩的现象, 而一旦金属预热膨胀, 金属的形状就会发生改变, 同时金属材料的质量也将受到严重的影响[2]。由此可见, 试样加工对于金属材料有着极其不良的影响。

2 改进试样加工对于金属材料性能的影响的方法以及措施

2.1 控制好加工技术

若想改善试样加工对于金属材料的性能的影响, 首选要做的就是实现加工技术的控制以及选择, 例如, 在对金属进行打磨的过程一定要选择合理的磨削工具, 这样就可以保证金属材料表面不会受到很严重的划痕磨损, 也不会有很多的残留物, 进而保证金属材料表面的光滑性[3]。同时, 加工技术选择准确, 可以实现材料与切割工具之间的完美配合, 进而保证材料加工的准确性, 降低不必要的损耗, 提升企业的经济效益。

2.2 合理选材

不同的材料无论是质量方面还是耐力方面都是大不相同的, 这就要求大家在选择材料时一定要慎重, 针对于刀具的选择, 一定要保证刀具的速度, 因为速度越快, 切割的过程中产生的摩擦就越小, 进而保证金属材料的光滑度就越高。同时, 针对于材料的选择, 一定要选择硬度比较大的, 进而导致切割的速度, 降低切割损耗, 提升切割质量。

2.3 尽可能消除工件表面残余应力

造成表面残余应力的原因很多, 其中最常见的也是最大的问题就是切削温度的影响。随着温度的改变, 金属材料的残余应力便会发生改变, 因此, 若是想实现表面残余应力的减少或者是消除, 最好的方法就是实现温度的降低[4]。而降低温度的最好的方法就是采用合理的切削冷却液, 针对于冷却液的选择, 不同的切割材料使用的冷却液也是大不相同的, 其中针对于铸钢的材料, 采用的都是硫化油或豆油, 对于铸铁工件通常采用煤油。

3 结束语

综上所述, 试样加工无论是对于金属材料的表面还是内在结构都具有很严重的影响, 不仅会影响到金属材料的外观, 更会严重影响金属材料的使用性能以及自身的结构和形状, 希望在本文相关的一系列的建议的帮助下, 这些问题可以得到有效地改善以及缓解。

参考文献

[1]田广明.试样加工对金属材料拉伸性能的影响[J].理化检验 (物理分册) , 2011 (6) :365-367.

[2]耿富强, 刘兵华, 李美琳.试样取样与加工对美标金属材料拉伸性能的影响[J].化工装备技术, 2013 (2) :30-32.

[3]岳远旺.尺寸因素对金属体积成形流变性能影响的多尺度研究[D].重庆:重庆大学, 2014.

金属材料的力学性能 篇9

1动态力学性能研究的重要性

绝大部分混凝土结构承担的为静荷载,而部分构件比如防护堤、水电站等需要混凝土材料承受部分冲击荷载,对其抗冲击性能有着较高要求。此前,主要侧重于对混凝土材料弹性模量的检测,使用设备为落锤设备,而该检测方式最大缺陷在于无法将荷载作用在混凝土构件过程中的惯性效应进行检测,所得到的应力—应变曲线,存在一定缺陷,无法实现对混凝土材料动态力学性能的准确检测。以该检测结果对部分混凝土构件进行安全性能评定,自然存在不足,在遇到加大冲击作用下,极易导致安全事故。可见,必须对混凝土材料动态力学性能的检测方式加以完善。

2采用冲击压缩实验对混凝土材料动态力学性能检测

大量实验表明,混凝土材料具备十分敏感的应变效应,同时短暂冲击更易造成对混凝土损伤。在冲击作用下,混凝土存在应变率效应的同时,伴随存在另外两种效应,即损伤软化效应和应变硬化效应。显然,损伤软化效应仅在较大冲击荷载的作用下才能表现出来。因此,在冲击作用下,混凝土材料会首先出现应变硬化,即动态荷载作用下,将使混凝土材料的应力与应变呈正相关的关系。损伤软化效应将与应变硬化基本维持相同的变化关系,当动态荷载作用超过混凝土材料所能承受的极限时,材料将失去稳定性,出现开裂、坍塌等情况。

3混凝土材料在动态荷载作用下应力—应变关系探讨

目前,对于混凝土材料动态力学性能的探索基本建立在一维应变的基础上,同时这一研究基础需满足两个假设条件,即实验中的压杆为一维构件以及混凝土材料较为均匀。而在实践研究中,混凝土材料以及压杆规格都较大,与实验假设存在一定矛盾。同时受混凝土材料抗破坏应变较小的影响,更增加了实验难度。

受压杆二维效应的作用会使得波形表现出弥散的特点,导致最终应力—应变波形曲线存在一定改变,表现为波形拉长,存在部分高频振荡波。从实验原理上进行分析可以发现,波形弥散主要受压杆规格的影响,压杆基本尺寸越大,波形弥散的情况越严重。可见,若使用Hopkinson压杆对混凝土材料进行应力—应变曲线研究,必须将波形弥散因素纳入到影响因素中。一般来说,混凝土材料越大,其内部的均匀性越低。可能会使得混凝土构件在未达到假设应变率之前就已经出现开裂甚至破坏,使得检测结果缺乏准确性。

为解决压杆以及混凝土构件规格对应力—应变曲线的影响,可以将波形整形技术运用到该项检测试验中。在冲击试验前,把波形整形器安置于入射杆端,在其作用下,能够将频率范围较大的脉冲转变为频率较为集中脉冲,达到降低波形弥散程度的目的,使波形更加接近混凝土应变情况。同时可有效延长波形上升的时间,使得混凝土构件在试验中内部应力较为均匀。

由于混凝土材料的应变能力较小,在试验中更需要对构件的加工程度进行控制,确保构件与压杆两端面充分接触。而在实际中基本无法做到这一点,此时可将万向头技术运用到该检测过程中。在进行大尺寸构件的研究中,受波形弥散、压杆尺寸以及构件应力不均匀等因素影响,其应变范围较小,在进行最终数据处理时波头的选取直接决定着整个应力—应变曲线的变化。此时,单依靠波形整形技术已无法确保曲线的准确性,就需要将应变直接测量技术运用于大尺寸构件检测中。

应变直接测量技术主要借助应变计将混凝土构件的应变情况直接反应出来,再通过常规SHPB技术将应力—应变曲线得出。在该技术的帮助下,可有效减少大混凝土构件应力不均匀对检测结果的影响,具有较强实用性。然而其在使用中,依旧存在一定局限性。但动态荷载达到一定程度时,将导致混凝土构件出现开裂,其裂缝可能延伸到应变片所放置的位置,导致检测数据出现很大偏差。另外,由该技术得到的应力—应变曲线后半段无法代表构件的整体特点,所有还需要依靠其它检测技术进行完善。

4混凝土材料动态力学损伤演变情况研究

混凝土在浇筑以及后期使用中,其内部都会出现空隙或者微裂痕,将对构件整体稳定性造成影响,在动态荷载的作用下其危害性将进一步凸显出来,可导致混凝土出现软化。可见,对混凝土材料在动态荷载作用下内部情况研究很有必要。当前,受混凝土材料内部构造较复杂且无任何规律等因素影响,该项研究存在较大难度。从微观角度很难直接测得混凝土损伤演变情况,实际检测中多从宏观角度出发。将混凝土材料受损后的弹性模量以及弹性波速等进行测量,以损伤前后弹性模量的变化值与动态荷载作用前的弹性模量的比值作为损伤因子,进而得到混凝土材料在动态荷载作用下的损伤演变方程。

在进行冲击压缩试验时,需将混凝土构件损伤程度控制在固定应变值范围内。该应变值主要借由钢环高度的调整来确定,应变率则主要依据子弹对混凝土构件的作用时间来确定。通过上述测试方法便可得到不同情况下,混凝土材料动态荷载作用下,损伤与应变率间的变化关系。

5对混凝土材料的层裂强度探索

当混凝土材料构筑物在遇到地震、爆炸以及由洪水等原因造成的短暂性动态荷载作用时,极易导致构筑物出现层裂。就近几年来看,由于自然灾害频发,这一现象表现的更为明显。对层裂强度的研究自然被列入到混凝土材料的研究内容当中。此前,主要使用爆破加载的方式对混凝土该方面性能进行检测,但检测结果缺乏一定准确性。在Hopkinson压杆的帮助下,可极为简单的实现对层裂强度的检测。国外学者已通过Hopkinson压杆在检测中形成的加载波,以最大拉应力为理论基础,准确得到混凝土材料在层裂时的强度。从间接的角度对层裂强度检测存在一定技术难度,目前漫反射激光速度反射干涉仪已经普遍运用于对层裂强度的检测,其最大的优势在于可实现对层裂强度的直接检测。其主要方法为,使用常规Hopkinson压杆,然后在混凝土材料构件后安装低阻抗吸收杆,借此可在检测中直接得到动荷载作用下压力应变波形。

通过有关检测可以发现,混凝土材料层裂强度存在明显应变率效应。在加载速度不断增加的情况下,其层裂强度也将随之而增加。在低加载速度下,混凝土材料形成的裂纹可在有效时间内进行扩展,断口存在明显过度趋势,粗骨料依旧处于完整状态。而当加载速度在短时间内增加时,形成的层裂缝不能避开骨料转移到强度较小的部位,将导致混凝土骨料遭到破坏,这也是在地震、爆炸等因素出现时,混凝土材料抗破坏能力较低的原因。

6混凝土材料动态力学性能研究的基本方针

混凝土材料构件最主要的特点在于抗破坏应变能力较小,同时组成成分较为复杂,容易出现脆性断裂。导致其在进行动态荷载作用下力学性能研究时,需要克服较多问题。例如在对大型混凝土材料构件检测时,对需要借助其它方式对波形弥散进行处理,提高检测的准确度,得到更加完整的应力—应变曲线。同样,在对混凝土材料损坏演变的检测中,需要将空隙、微裂缝等因素进行考虑,转变检测角度,间接得到损伤演化关系图。

7总结

混凝土材料是当前土木工程建设中的主要用材,在确保工程质量以及使用中的安全性都具有极为重要的作用。当前,对其静荷载承载力学性能的研究较多,对动态力学性能的研究较少。而动态荷载是造成混凝土构件破坏的主要原因,可见该行业必须将强对动荷载作用下的力学性能进行研究,从本文分析可以发现。在动态力学分析上还存在一定缺陷,需要在今后检测工作中不断完善,对混凝土构件在使用中的安全性进行准确评估。

参考文献

[1]胡时胜.研究混凝土材料动态力学性能的实验技术[J].中国科学技术大学学报,2007,37(10):1312-1319.

[2]周钢锋.混凝土材料动态力学性能的实验的几点思考[J].建设科技,2013(22):84-86.

[3]雷中伟.混凝土材料动态力学性能的实验研究[J].城市建设理论研究(电子版),2016(11):4492.

[4]王静,贾宝华,李伟,等.混凝土材料的动态力学性能研究[J].北京理工大学学报,2013,33(8):776-782.

短纤维对复合材料力学性能的影响 篇10

复合材料的使用价值在很大程度上取决于其力学性能。界面结合状态是影响材料使用的重要方面, 是整个体系的薄弱处。因此, 提高材料的力学性能, 往往从改善界面结合状态着手, 采用各种手段提高填料相与基体相之间的相容性和结合力。某一特定的短纤维增强复合材料, 其力学性能主要取决于纤维的取向状态, 沿短纤维取向方向, 复合材料具有较高的强度和模量。然而, 上述各个方面又不是独立地影响材料的性能, 各因素之间也相互制约。要综合考虑, 达到各因素相互促进的“协调效应”, 才能制备出高性能的复合材料。

1 短纤维对力学性能的影响

为获得高性能的短玻璃纤维增强材料 (SGFRP) , 玻纤的添加量都较大, 因而玻纤的含量对复合材料的力学性能的影响就显得尤为明显。随着玻纤含量的增加, SGFRP的强度和模量都会提高[3,4]。但是在SGFRP的制备过程中, 由于玻纤与聚合物、玻纤与玻纤以及玻纤与设备接触面之间都存在相互作用, 造成玻纤的断裂。因而玻纤的长度随玻纤含量的增加而减小, 这会降低玻纤的增强效率。玻纤的含量和长度决定了材料的最终力学性能, 需要综合考虑。

1.1 玻纤的长度对力学性能的影响

Thomason等[5]研究了玻纤的长度对材料力学性能的影响, 对比了长玻纤 (平均长度4～5mm) 增强聚丙烯 (LF-PP) 和短玻纤 (平均长度1～2mm) 增强聚丙烯 (SF-PP) 的效果。结果表明, 室温下LF-PP的拉伸和弯曲强度、缺口和无缺口抗冲击强度都比SF-PP大。在低温测试条件下, LF-PP的抗冲击强度也比SF-PP的大。另一方面, 短玻纤的平均长度随含量的增加而下降, 且幅度较大;长玻纤中这种趋势并不明显。这与材料的加工方法有关。连续的长玻纤束直接加入挤出机中与PP熔融共混, 切粒后注塑制得长玻纤增强PP试样。这期间, 玻纤束中心的玻纤得到了某种程度的“保护”, 避免了长度的过分下降。而短玻纤增强PP是将长的玻纤束截断后与PP熔融共混挤出, 然后注塑制得的。加工过程中玻纤受到的破坏更严重, 长度下降的幅度更大。与此同时, 随着玻纤含量的增加, 长玻纤使得材料拉伸强度提高的幅度更大。

Fu等[6]研究了PP/SGF的拉伸性能与结构的关系。他们发现复合材料中玻纤的平均长度随体积含量的增加而降低, 两者之间呈指数关系, 由此建立了两者的定量关系式:

lm=C1exp (C2Vf) +C3 (1)

式中, lm—玻纤的平均长度, Vf—玻纤体积分数, C1、C2 、C3—常数。

他们进一步研究了两者对复合材料拉伸性能的综合影响。PP/ SGF 的拉伸强度可用下面的公式进行估计:

σc =λσσfuVf +σm (1-Vf) (2)

式中, σc—复合材料的拉伸强度, λσ—综合考虑玻纤的长度和取向后玻纤对复合材料强度的增强效率, σfu—玻纤的强度, Vf—玻纤的体积分数, σm—材料断裂时基体的应力。

PP/SGF的模量可以用相似的公式估计:

Ec=λEEfVf+Em (1-Vf) (3)

式中, Ec—材料的模量, λE—综合考虑长度和取向后玻纤对材料模量的增强效率, Ef和Em—玻纤和基体的模量。

研究结果表明, 相对于玻纤的体积含量, 玻纤的平均长度 (或长径比) 对复合材料拉伸强度的影响更大;而材料的模量受玻纤体积含量的影响更大。随着玻纤体积含量的增加, 其拉伸和模量的增强效率不断下降。而且玻纤对复合材料强度的增强效率要小于对模量的增强效率。

1. 2 玻纤的取向对力学性能的影响

短纤维增强聚合物复合材料中纤维的取向对材料的性能影响非常大。由于增强纤维易于沿流动方向排列, 因此使材料在不同方向具有不同的性能。沿纤维取向方向, 材料的强度和模量很高, 但抵抗裂纹扩展的能力较差。纤维的取向一方面影响材料的强度和模量, 另一方面受加工工艺的影响也很大。Hine等[7]研究了如何在PP/ SGF的熔融挤出过程中控制玻纤的取向。他们在挤出模板后面加上了圆锥形和长管形模具, 以便玻纤更好地沿挤出熔体流动方向排列。力学性能测试结果表明, 挤出物中玻纤的取向度很高, 挤出方向的弯曲模量达到了所用玻纤理论最大值的90%, 而平行于玻纤取向方向的抗裂纹扩展力仍很高。

Godara等[8]研究了填料的取向对材料力学性能的影响。玻纤在环氧树脂中的取向排列会导致环氧复合材料力学各向异性。当玻纤排列的角度从与拉伸轴成0°/90°转变成±45°时, 测得的拉伸强度值显著下降, 而延展性提高。与此同时, 断裂强度下降了50%, 而断裂形变率提高了92%。

2 界面结合力与力学性能

复合材料的力学性能与填料和树脂基体间的界面结合力密切相关。当结合力较弱时, 会严重影响填料的增强效果。由于无机填料表面是极性的, 而基体往往是非极性的有机树脂, 因而两者的相容性很差, 界面结合力很弱。一种提高两相界面结合力的方法是用偶联剂处理填料表面, 增加无机的填料与有机的聚合物基体之间的相容性[9];还可添加由化学改性过的基体材料作增溶剂;或者两种方法同时采用。

Abdelmouleh等[10]研究了硅烷偶联剂对天然短纤维增强低密度聚乙烯 (LDPE) 和/或天然橡胶 (NR) 性能的影响。结果表明, 经过γ-甲基丙烯酰氧基丙基三甲氧基硅烷偶联剂 (MPS) 和/或γ-巯基丙基三甲氧基硅烷偶联剂 (MRPS) 改性过的纤维填充LDPE和NR都能提高材料的拉伸强度和模量。

Karian G等[11,12]的研究表明, 将马来酸酐改性过的PP作为增溶剂添加到云母/PP复合材料体系, 有助于提高云母与PP的界面结合力, 可以使材料的拉伸强度提高;但抗冲击性能却大大下降。Yazdani H等[13]用硅烷偶联剂做填料云母的表面改性剂, 同时加入马来酸酐接枝改性过的MAPP做增溶剂制备云母/PP复合材料。结果表面增溶剂MAPP和硅烷偶联剂都有利于提高云母在PP中的分散性, 以及填料和基体之间的结合力。随着MAPP和硅烷偶联剂添加量的增多, 复合材料的弹性模量和拉伸强度都得到提高。

为提高云母增强PP复合材料的抗冲击性能, 添加一种弹性体作抗冲改性剂对PP进行改性是常用方法。Pirkko A等[14]用聚乙烯醇缩丁醛 (PVB) 和塑化聚乙烯醇缩丁醛 (PVB-P, PVB中添加有25%增塑剂) 做改性剂, 云母做增强填料, 对PP基体复合材料进行试验研究。结果表明, 与云母增强PP二元复合材料相比, PVB/云母/PP三元复合材料的力学性能变化不大, 即PVB对PP没有增强增韧效果。而PVB-P的加入可以提高PVB-P/云母/PP复合材料的冲击强度, 但材料的刚度下降。同时, 他们还研究了少量马来酸酐接枝PP (PP-g-MA) 对PVB-P/云母/PP复合材料力学性能的影响。PP-g-MA有助以提高材料的刚度, 但会导致材料冲击韧性的下降。

3 结 语

偶联剂、增溶剂等助剂的加入可以有效地提高填料和基体的结合力, 改善材料的力学性能。短纤维在基体中的取向分布会导致材料的力学各向异性。综合考虑短纤维的长度和添加量以及加工工艺等因素可以使复合材料的性能更好, 更明显地发挥复合材料的优越性。

摘要：综述了影响短纤维/树脂基复合材料力学性能的研究进展。重点介绍了短纤维的长度、添加量、取向分布以及表面改性剂等各因素对材料力学性能的影响, 以及表面改性剂对改善界面结合力的作用机理。

金属材料的力学性能 篇11

关键词：材料物理性能微课；无机非金属专业；教学内容

引言

21 世纪科学技术高度发达和经济快速发展，材料的发展和应用水平已成为衡量一个国家国力强弱的重要指标。新材料的发展与应用，依赖于材料的物理性能的应用，因此要深入掌握材料的物理性能。材料物理性能课程是无机非金属材料专业平台重要的基础课，它从材料的组成、结构的角度阐述材料的物理性能及本质，包括力学、热学、电学、光学、磁学等性能，这些性能基本上都是各个领域在研制和应用无机非金属材料中对材料提出的基本技术要求，在实际工作中具有重要的意义 [1 ]。通过教学，让学生掌握无机非金属材料的关键物理性能及本质，以及无机材料物理性能的研究方法。对于这门课，学生普遍认为内容抽象、理论性强，难于理解掌握，作为教师授课难度较大。本文结合笔者多年的教学实践及经验，就如何提高无机非金属材料专业材料物理性能教学效果而采用微课教学进行了探索。

对于微课的发展，首先发起于国外，微课程（ Micro-lecture） 的雏形最早见于英国纳皮尔大学T.P.Kee 提出的一分钟演讲（The One Minute Lecture，简称OML ）和美国北爱荷华大学LeRoy A. McGrew 教授所提出的60秒课程（ 60-Second Course） [2 ]。美国理查德·沃曼在1984 年发起创办了TED（指technology、entertainment、design在英语中的缩写，即技术、娱乐、设计），该机构为私有非盈利机构。特别从2006年起，TED演讲视频上传到网络上，短短几年时间就获取了大量的点击率 [3 ]。在国内，2011年佛山市教育局胡铁生率先提出了以微视频为中心的新型教学资源“微课”。他认为，“微课”是指按照新课程标准及教学实践要求，以教学视频为主要载体，反映教师在课堂教学过程中针对某个知识点或教学环节而开展教与学活动的各种教学资源的组合 [2，4 ]。因此基于微课的平台，本文探讨了针对材料物理性能微课教学的探讨。

1 材料物理性能微课选题

材料物理性能“微课”主要针相应的教学大纲展开教学，所以在“微课”的选题上严格扣住教学重点，并致力于将重要知识点分解清晰。

1.1 材料物理性能微课编写

材料物理性能“微课”不是简单的一段段的视频，还应包括材料物理性能教案、教学课件等其他资源要素，所以在选好题后，着手电子教案的编写。材料物理性能教案编写一般包括本门课教学背景、教学目标、教学方法和教学总结等方面内容。

1.2 材料物理性能课件制作

材料物理性能“微课”课件通常采用PPT联合视频等多媒体格式，针对选定的知识点设计PPT。而多媒体技术是利用各种多媒体软件对文本、声音、图形、图像、动画等信息进行综合处理。而多媒体的制作通常采用PowerPoint、Moviemaker、屏幕录像专家等软件，即操作方便，电脑操作系统一般自带PowerPoint、Moviemaker软件，另外软件屏幕录像专家也非常容易操作。

1.3 材料物理性能微视频制作

对于材料物理性能课程的视频制作，主要是针对于课程相关的实验和性能及设备的演示。由于在课堂上的板书信息量有限，必须借助这些视频等手段来增加信息量，如在电子理论部分讲解电子的导电、热运动以及费米面的特征等等。理论上讲解非常抽象，采用这些微视频手段就容易讲解清楚。微视频的制作主要采用现场设备的录制、网络资源下载等等手段来实现。

2 创新材料物理性能微课教学方法和手段

材料物理性能课程属于理论性较强的课程，要想让学生主动地认真地听讲，不仅作为老师要努力的做好充分的备课，更要创新微课教学的方法和手段。作为多媒体的手段，不仅仅体现在PPT的制作上，更应该穿插更多的符合教学内容的教学视频及动画等内容，把学生的注意力牢牢的控制在屏幕上，达到事半功倍的效果。

2.1理论与实践相结合

材料物理性能在理论上对于材料的性能的分析较深入，因此相关的实践教学也具有重要的地位。在理论学时极为有限的状态下，仍然开设了一定量的实验课程，主要是针对于设计型、综合型实验课。例如在材料的磁性这段内容里，开设了一个居里点的测定。学生在学生磁性材料这段内容时，总是感觉磁性性质直观性不强，对于居里点的概念也停留在概念上。采用实验设备居里点测定仪，让学生从实验指导书联合教材的磁能内容，能够理解实验设备的基本原理及测试方法，并结合磁性的一个重要参数χ与温度关系曲线能够用数学的理论判断出居里点，这样使学生不仅仅懂得怎样测定居里点，更懂得居里点的真正的物理意义。

2.2 理论与实际相结合

材料物理性能内容范围较宽，相应的知识点较多，与实际上情况联系紧密。如在热膨胀的部分，课堂上会引申出什么是热力管路的膨胀节，它的功能是什么？在提出这个问题后，让学生思考一下，给予讨论的时间，学生们也能够积极的回答，极大地活跃了教学气氛。

2.3启发互动式教学

材料物理性能课程内容较深，所以完全把书本上的内容在课堂上讲完，在学时上也是完成不了的。为了能够使学生能够把相关内容都学习完整，在本课程内容偏重于扩张方面的知识，让学生课下自己来完成。例如我们在讲解磁性方面的知识时，联系到地球的大磁场，让学生分析为什么地球的南北极能够产生极光，并分析极光对于我们人类的作用。

3 充实材料物理性能微课教学内容

材料物理性能课程体系也是随着科技的快速发展而更新其内容，以满足不断发展的社会要求。对于21世纪快速发展的科技时代来说，材料物理性能微课教学内容体系在保持原有的内容体系上，也要紧跟时代的发展。并根据内容的需要适当调整课程的内容及结构，增添学科的前沿知识，激发了学生的学习兴趣，开拓了学生的视野。

因此作为教师本身就要搜索大量的材料物理性能的前沿信息，使学生在学习材料物理性能的理论的同时，也能了解材料物理性能发展的前沿，使学生的学习兴趣大大提高，知识面也大大拓宽，从而为将来从事的研究工作岗位奠定了坚实的基础。

4 更新材料物理性能微课实践方法

材料物理性能微课是通过材料物理性能的相关的知识网络表现的，对某个教学环节的教学内容及实施的其教学活动的总和。但这还不能体现“材料物理性能微课”的独特之处和完整内涵， 因为材料物理性能微课的核心资源或最重要的载体是“材料物理性能微视频”（不是一般的文本、PPT 课件或图片等其它媒体资源）， 而材料物理性能视频是所有资源类型中情境最真实、信息量最丰富的一种资源，因为视频是直观形象的。材料物理性能微课应该是以“材料物理性能微型视频”为主要内容和呈现方式的一种新型微型网络课程——“材料物理性能微型视频网络课程”。

结语

通过材料物理性能微课的探索研究，探索了一套是指可行的方法，较好地满足了材料学科无机非金属材料专业教学的要求，取得了良好的效果。面对21 世纪科学技术的飞速发展，无材料物理性能微课还必须不断推陈出新，积极吸收新的科技成果作为教学内容，以适应社会需求。在教学过程中，还要不断创新教学方法、教学手段、考评方式，努力提高学生素质，重视学生创新能力和科研能力的培养，充分发挥学生的主动性，为社会培养更多材料类优秀人才。

参考文献：

[1]孟凡桂.材料化学专业无机非金属材料课程教学的实践与探索[J].广州化工，2010，38（2）：205～207.

[2]胡铁生. “微课”：区域教育信息资源发展的新趋势[J].电化教育研究，2011，（10）：61～65.

[3]吴秉健.国外微课资源开发和应用案例剖析[J].中小学信息技术教育， 2013，（4）： 23～26.

[4]梁乐明，曹俏俏，张宝辉. 微课程设计模式研究——基于国内外微课程的对比分析[J].开放教育研究，2013，（1）：65～73.

金属材料的力学性能 篇12

将纳米碳纤维、纳米碳管[2,3]作为发烟剂, 其形成烟幕的干扰效果不仅与材料的消光系数有关[4], 还与材料的空气动力学性能相关[5]。实验测量碳纳米材料烟幕在烟幕箱里的质量浓度和对电磁波的有效遮蔽时间, 可以直观地分析材料性能对所形成烟幕空气动力学性能的影响, 是理论分析和数值方法的基础[6,7,8]。本工作使用大型烟箱和激光双波长 (1.06μm和10.6μm) 烟雾透过率测试装置, 对各种碳纳米管、纳米碳纤维、纳米石墨、纳米碳粉作为烟幕干扰材料的空气动力学性能进行实验研究, 测试了烟幕质量浓度以及烟幕对1.06μm激光的透过率, 为进一步分析与计算烟幕遮蔽干扰性能提供必要实验基础。

1 实验仪器和实验材料

1.1 实验仪器和测试装置

烟幕箱:容积为20m3 (6.1m×2m×1.8m) , 光程为6.1m, 内置搅拌风扇两个。烟幕箱俯视图如图1所示。

激光双波长烟雾透过率测试装置:由激光发射器、探测器、信号采集与处理系统等组成, 输出波长为1.06μm和10.6μm, 功率分别为9mW和9W左右, 采集系统每秒钟采集一个数据, 在计算机显示屏上直接显示激光透过率。

滤膜浓度采样系统:为使质量采样浓度具有代表性, 在烟箱测试光路上设置了两个采样泵同时进行采样, 采样泵流量为40L/min, 用滤膜称重法测量烟幕的质量浓度。

1.2 实验材料

实验材料包括八种不同尺寸的碳纳米管、纳米碳纤维及纳米石墨材料, 各种碳纳米材料的尺寸、性能参数和生产厂家如表1所示。

2 实验方法

2.1 测试方法

激光双波长烟雾透过率测试装置调试好后开启工作, 首先采集激光本底透过率, 然后用高压气流将纳米材料快速喷洒到烟幕箱中, 为了使材料在箱中分散均匀, 开动风扇搅拌20s后停止, 风扇搅拌停止1min后, 启动烟雾浓度采样装置开始浓度采样。为了保证烟幕质量浓度的代表性, 在烟幕箱的测试光路所在平面的不同位置上布设了2组质量浓度采样系统, 平均值为该试样的烟幕质量浓度。为了分析烟幕材料的留空性, 间隔2min, 选取不同时间段测量2-3次, 每次采样时间为1min, 采样流量为40L/min。测试结束后, 打开烟箱门, 启动排烟装置, 将箱中烟幕排尽, 再进行下一次测量。

2.2 烟幕质量浓度和沉降速度

烟幕的质量浓度是表征烟幕遮蔽与干扰特征的物理量, 也是进一步定量计算烟幕遮蔽干扰性能的必要数据。烟幕的质量浓度用滤膜称重法测定。在烟幕箱中抽取一定体积烟幕, 使其通过玻璃纤维滤膜, 烟幕粒子被阻留在滤纸上, 根据滤膜增加的质量与所采样烟幕的体积之比, 计算烟幕固态微粒质量浓度。

当材料吹入烟箱后10～30s开机采样, 并启动计时仪。当采样时间到达预定时间, 停止采样, 读取流量和时间。从采样器内取出滤膜称重。烟幕固体微粒质量浓度按式 (1) 计算:

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式中:C为烟幕固体微粒质量浓度, g/m3 ;m1为采样后滤膜的质量, g;m2为采样前滤膜的质量, g;Q为采样流量, m3/s 。

沉降速度反映了发烟剂所形成烟幕的留空时间。在烟幕箱内使用搅动沉降模型得到烟幕瞬时质量浓度C的数学表达式[5]:

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式中:t为时间;C0为烟幕初始浓度;H为烟幕箱高度;vD为沉降速率。用在时间间隔 t1～t1+τ及 t2～t2+τ内测得的两滤纸浓度C (t1) 和C (t2) 可计算出vD:

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式中:C (t1) 为t1时的平均烟幕质量浓度;C (t2) 为t2时的平均烟幕质量浓度;H为烟幕箱高度。

3 结果及分析

3.1 实验结果

本工作共进行了9次实验, 其中1号材料称取20g, 不添加分散剂, 另外对8种材料称取20g, 分别添加1g的纳米SiO2[9]作为分散剂, 用高压气流喷洒入烟箱中。测量烟幕对1.06μm激光的透过率, 同时进行浓度采样。不同时刻测得的烟幕质量浓度和由式 (3) 计算的沉降速度结果如表2所示。表2中No.1 (1) 为未添加分散剂的1号材料形成的烟幕, 其他均是添加分散剂的材料形成的烟幕。C1, C2, C3分别为三个时间点测量的烟幕质量浓度;V1为第一个时间段的沉降速度;V2为第二个时间段的沉降速度;VD为平均沉降速度。

8种材料 (添加过分散剂) 所形成烟幕对1.06μm激光的透过率如图2所示。

3.2 分析与讨论

3.2.1 原材料对烟幕动力学性能的影响

作为烟幕干扰材料必须具有好的滞空性, 这样形成的烟幕才能在较长时间内形成有效的干扰。如果烟幕粒子沉降过快, 则影响有效干扰时间。从图2可以看出, 1, 2, 4号和5号材料的有效干扰时间在10min以上, 6号材料的有效干扰时间在15min以上, 3, 7号和8号材料的有效干扰时间均在20min以上。另外, 从透过率随时间的变化趋势可以看出, 除2号和5号材料外, 其余六种材料对激光的透过率随时间变化缓慢, 说明这些材料空气动力学性能稳定。从表2的平均沉降速度可以看出, 8种材料中, 除5号外, 其余七种材料形成烟幕的沉降速度在 (1～5) ×10-3m/s之间, 说明这几种材料形成烟幕的沉降速度小, 能在空中长时间悬浮。

从以上各种纳米材料的质量浓度测试结果可以看出, 1, 5, 7, 8号材料吹入烟幕箱中形成的最初烟幕质量浓度值较高, 在0.5g/m3以上, 说明这些材料的成烟性较好。因此纳米石墨由于分散性好于纳米碳纤维, 在烟箱中的飘浮性能好, 形成的质量浓度较高。纳米碳纤维材料虽然对微波、毫米波、红外有很好的衰减性能[3], 但用于烟幕干扰材料, 还必须进一步解决分散性问题。

短切的螺旋纳米碳纤维由于分散性好, 在烟箱中形成的烟幕浓度相对最大, 其干扰效果明显好于其他纳米碳纤维。相对而言, 直径越小、长度越长的纳米碳纤维、碳纳米管越容易团聚, 分散性越不好, 团聚成较大颗粒, 容易沉降。添加一定的分散剂, 虽然能有效抑制纳米材料的软结团现象, 提高分散性, 但还不能消除硬结团现象。所以, 要使干扰材料在空中具有足够的质量浓度和良好的飘浮特性, 应选择直径在40nm以上, 长度不大于15μm的纳米碳纤维作为电磁波干扰材料。由于尺寸不同, 吸波频段不同, 故可以将各种不同直径的纳米碳纤维材料相组合实现从红外、毫米波至微波的宽频段无源干扰。

3.2.2 分散剂对烟幕动力学性能的影响

对于一定的烟幕干扰材料, 烟幕质量浓度越高, 说明单位体积内粒子的质量和数量越多, 衰减效果越好。所以, 提高烟幕的质量浓度可提高烟幕的消光效果。由于纳米材料都不可避免的存在团聚现象, 影响成烟率, 因此必须减少这种团聚现象。纳米SiO2具有很好的分散性, 从1号材料的质量浓度测试结果可以看出, 添加1g的纳米SiO2分散剂后, 两次采样测得的质量浓度分别增加了39.6%和59.5%, 沉降速度从2.021×10-3m/s降到0.6899×10-3m/s。 说明纳米SiO2能够很好地抑制碳纳米材料的团聚现象。

4 结论

(1) 碳纳米材料形成的烟幕质量浓度高、空气动力学性能稳定、沉降速度小。要使干扰材料在空中具有足够的质量浓度和良好的悬浮特性, 直径在40nm以上, 长度不大于15μm的纳米碳纤维作为电磁波干扰材料比较合适。

(2) 材料的分散性对其形成烟幕的空气动力学性能有很大影响。短切的螺旋纳米碳纤维由于分散性好, 在烟箱中形成的烟幕浓度相对最大, 其干扰效果明显好于其他纳米碳纤维材料。

(3) 在复合碳粉发烟剂中添加纳米SiO2可有效改善发烟剂的流动性和分散性, 延长了烟幕的留空时间, 降低了烟幕粒子的沉降速度, 从而大大提高烟幕的有效遮蔽时间。

参考文献

[1]乔小晶, 王长福, 任慧.新概念无源干扰技术[J].火工品, 2001, (1) :47-49.

[2]IIJIMA S.Helical microtubules of graphitic carbon[J].Nature, 1991, 354:56-58.

[3]成会明.纳米碳管制备、结构、物性及应用[M].北京:化学工业出版社, 2002.456-466.

[4]王红霞, 刘代志, 宋仔标.纳米石墨烟幕对红外激光的消光特性研究[J].激光与红外, 2007, 37 (3) :262-265.

[5]潘功配, 杨硕.烟火学[M].北京:北京理工大学出版社, 1997.275-276.

[6]SUN Zai, HUANG Zhen, WANG Jia-song.Experimental andmodeling studies on number and size spectrum evolutions of aero-sol particles within a chamber[J].Chinese Science Bulletin, 2007, 52 (10) :1302-1306.

[7]ZHANG Z, CHEN Q.Experimental measurements and numeri-cal simulations of particle transport and distribution in ventilatedrooms[J].Atmospheric Environment, 2006, 40:3396-3408.

[8]刘峰, 宋黎, 催海龙.烟幕扩散的实验研究与数学模型方法[J].防化学报, 2006, 96 (6) :39-43.