复合机理（共9篇）
复合机理 篇1
序言
在粉喷桩复合地基应用发展过程中, 人们对粉喷桩复合地基中应力、应变关系及承载机理等的研究还很不成熟。通过几个实际工程中的地基试验, 对粉喷桩复合地基中应力及荷载传递进行了初步分析, 并通过国际上流行的三维数值模拟对复合地基受力机理进行分析, 并与现场试验进行对比, 得到一些有意义的规律, 以期达到对复合地基进一步了解的目的[1]。
1 地质条件及试验概况
本文进行的试验是在某冲洪积平原工程场区进行的。地层岩性由上而下分别为: (1) 填土, 厚度小于0.8m, 多为建筑垃圾。 (2) 粉土, 厚4.8~6.5m, 可塑~软塑, 含水量为28.8%, 孔隙比为0.784, 压缩系数为0.36MPa-1, 为新近沉积土。 (3) 粉质粘土, 厚4.0~4.5m, 可塑, 含水量为27.9%, 孔隙比为0.810。压缩系数为0.33MPa-1, 为新近沉积土。 (4) 一般粘性土, 埋深大于10.0m, 可塑~硬塑, 强度高。
本工程粉喷桩桩径均为0.5m, 面积置换率为11%~28%不等, 桩长4.5~7.5m, 处理第 (2) 、 (3) 层粉土及粉质粘土;面积置换率m:24%, 承压板直径d=1020mm。共测试3点, 每点承压板下分别埋设了4个钢弦式土压力盒, 2个在桩顶, 2个在桩间土中。
载荷试验采用慢速维持荷载法, 最大加荷320k Pa, 以下列出了三点静载试验结果:
(1) 各点荷载、沉降p~s曲线, 见图1。
(2) 单桩复合地基承压板下土压力盒的实测应力值, 见表1。
2 复合地基三维数值模拟分析
模型建立:
三维宏观力学行为的计算研究采用拉格朗日有限差分方法。有限差分法可能是解算给定初值和 (或) 边值的微分方程组的最古老的数值方法。近年来, 随着计算机技术的飞速发展, 有限差分法以其独特的计算风格和计算流程在数值方法家族中异军突起, 以崭新的面貌在众多科学领域的复杂问题计算分析中出现。
有限差分法相对高效地在每个计算步重新生成有限差分方程, 通常采用“显式”、时间递步法解算代数方程。有限差分数值计算方法用相隔等间距h而平行于坐标轴的两组平行线划分成网格。设f=f (x, y) 为弹性体内某一个连续函数, 它可能是某一个应力分量或位移分量, 也可能是应力函数、温度、渗流等等。
3 复合地基中应力分析
3.1 基底反力
经分析, 复合地基基底反力表现为:桩顶范围内应力明显集中 (σp>σs) , 并随荷载的增大而加剧, 桩间土应力较桩顶要小得多, 且桩间土中应力又随距桩的远近不等而应力大小不同 (σs3≠σs4) 。这主要是由于靠近桩体的土受桩的约束, 其摩擦阻力抵抗着地基土的沉陷, 使靠近桩体的地基土反力小于基底边缘土的反力, 即表1中, 同一荷载水平下总有σs3<σs4, 其它文献[2,3,4]也得出了类似的结论。
3.2 桩土应力比
桩土应力比是指作用于桩顶上与桩间土上的平均应力之比 (n=σp/σs) , 是反映复合地基工作状态的一个重要参数, 它与荷载水平, 桩土相对刚度, 复合地基置换率等有关。本工程三个试验点所得到的桩土应力比 (n) 与荷载 (p) 的关系曲线如图3所示。桩体有明显应力集中现象, 这与试验是相吻合的。
在整个加荷过程中, 桩土应力比不是一个常数, 在低荷载时, n值较小, 随着荷载的增加, 土中应力逐渐向桩上集中, n值增加;当荷载达到某一值时, n值达到最大值;以后随着荷载的进一步增加, n值又有所降低。说明在整个加荷过程中, 桩土应力比n与荷载p间存在着一个临界荷载po, 当荷载接近于po时, n值趋于最大值, 此最大值应为一范围值, 在此范围内表现为桩土应力分担保持相对稳定。结合荷载试验的p~s曲线分析又知, 其临界荷载po接近于复合地基的比例极限荷载pa, 说明桩土应力比在地基所加荷载接近其容许承载能力时达到最大值。所加荷载超过临界荷载以后, 桩上应力pp不再增大, 而桩间土应力ps急剧增大, p~n曲线下降。
分析其它几项工程的p~n曲线, 得到本地区的桩土应力比在未达到极限荷载前为3~6。
4 荷载传递分析
复合地基设计时, 一般在刚性基础和桩之间设置有柔性垫层 (通常为碎石) [5,6,7], 以便复合地基受荷后, 为桩向上刺入提供条件, 始终保证桩土变形协调一致。
复合地基的荷载传递是由上向下, 由桩体向桩间土扩展的过程。在整个加荷过程中, 由于桩间土的压密, 桩侧法向应力增加, 使得桩身侧摩阻力增强。通过试验结果分析表明, 复合地基中粉喷桩的受力主要表现为摩擦型桩, 当荷载达到地基的比例极限荷载时, 桩侧摩阻力基本发挥至极限, 其后荷载增量主要由桩间土及桩端阻力来承受。
小结
(1) 基底反力分布复杂, 由于粉喷桩刚度大于土体刚度, 因此, 总体上桩上反力较桩间土上大。
(2) 桩土应力比是一个综合反映桩、土受力关系的参数。在一定的荷载范围内 (即p
(3) 粉喷桩复合地基中荷载传递是由上向下, 先传递到粉喷桩上, 再由桩向桩间土扩展的过程;粉喷桩复合地基由桩、土共同分担荷载, 桩上荷载主要由桩侧摩阻力承担;粉喷桩表现为摩擦型桩。
参考文献
[1]沈伟, 池跃君, 宋二祥.考虑桩、土、垫层协同作用的刚性桩复合地基沉降计算方法[J].工程力学, 2003 (2) .
[2]刘胜群, 周晖.水泥土搅拌桩复合地基非线性有限元分析[J].铁道建筑, 2006 (1) .
[3]段永辉, 肖昭然, 张昭.刚性桩、柔性桩复合地基力学性状三维有限元分析[J].工业建筑, 2006 (2) .
[4]张华丰, 张芙蓉.复合地基有效桩长的计算方法[J].山西建筑, 2006 (5) .
[5]左伟, 李俊妞.路堤下复合地基桩土应力比的有限元分析[J].河北建筑科技学院学报, 2006 (2) .
[6]秦艳华, 张帆, 王军.土的流变性及其在水泥土搅拌桩复合地基中的应用[J].铁道建筑, 2005 (2) .
[7]李二兵, 丁娜娜, 谭跃虎.软土水泥搅拌桩复合地基沉降分析与控制[J].建筑技术, 2004 (3) .
复合机理 篇2
对SAPP与葡聚糖(DEX)复合物的乳化活性以及乳化稳定性等功能性质进行系统研究.结果表明,干热反应产物在pH3.0以及pH10.0时保持好的乳化活性;并且在高温、高盐条件下乳化活性变化很小.对反应产物进行差示扫描(DSC)分析,进一步证实蛋白已经与多糖结合反应生成新的.化合物,该产物热稳定性很高,比原有蛋白的变性温度提高了几乎两倍.
作 者：齐军茹 杨晓泉 廖劲松 彭志英 QI Jun-ru YANG Xiao-quan LIAO Jin-song PENG Zhi-ying 作者单位：齐军茹,杨晓泉,彭志英,QI Jun-ru,YANG Xiao-quan,PENG Zhi-ying(华南理工大学食物蛋白工程研究中心,广东,广州,510640)
廖劲松,LIAO Jin-song(华南师范大学生命科学学院,广东,广州,510631)
复合机理 篇3
利用磁控溅射方法，采用不同成分的ZrSi复合靶，在单晶硅基底片上沉积不同Si含量的ZrSiN纳米复合膜.利用X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、高分辨透射电子显微镜（HRTEM） 和纳米压痕仪等表征测试方法研究了Si含量对ZrSiN纳米复合膜微观结构和力学性能的影响.结果表明：随着ZrSiN薄膜中Si含量的增加，薄膜结晶程度先升高后降低，同时薄膜硬度和弹性模量先上升后下降；当Si与Zr的原子比为1∶24时，ZrSiN薄膜的硬度和弹性模量达到最大值31.6 GPa和320.6 GPa，此时ZrSiN薄膜内部形成Si3N4界面相包裹ZrN纳米晶粒的纳米复合结构；Si3N4界面相呈结晶态协调邻近ZrN纳米晶粒间的位向差，并与ZrN纳米晶粒之间形成共格外延生长，表明ZrSiN纳米复合膜的强化来源于ZrN纳米晶粒和Si3N4界面相之间形成共格外延生长界面.
关键词：
ZrSiN纳米复合膜； 显微结构； 共格； 力学性能； 强化机理
中图分类号： TQ 153.2文献标志码： A
Abstract：
By using ZrSi composite targets with different compositions，ZrSiN nanocomposite films with different Si content were synthesized on Si substrate by magnetron sputtering.The effects of Si content on microstructure and mechanical properties of ZrSiN nanocomposite films were investigated by Xray diffraction（XRD），scanning electron microscopy（SEM），high resolution transmission electron microscopy（HRTEM） and nanoindentation techniques.The results show that，with the increase of Si content，the crystallization degree of the film firstly increases and then decreases.Accordingly，the hardness and elastic modulus of the film firstly improves and then deteriorates.When the atomic ratio of Si to Nb is 1∶24，the maximum values of hardness and elastic modulus of ZrSiN film reach 31.6 GPa and 320.6 GPa，respectively.The microstructural observations indicate that ZrSiN film presents a nanocomposite structure with ZrN nanocrystallites surrounded by crystallized Si3N4 interfacial phase，which can coordinate misorientations between adjacent ZrN nanocrystallites and grow coherently with them，suggesting that the strengthening effect of ZrSiN nanocomposite film can be attributed to the coherent epitaxial interface between ZrN nanocrystallites and Si3N4 interfacial phase.
Keywords：
ZrSiN nanocomposite film； microstructure； coherent； mechanical properties； strengthening mechanism
纳米复合膜因具有超高的硬度，近20年来已被国内外许多学者所关注.纳米复合膜是由两种互不相溶材料产生的一种界面相（interfacial phase）包裹着基体相（matrix phase）的三维网状结构的薄膜.对于纳米复合膜获得超高硬度的强化机理，目前被广泛接受的是德国慕尼黑工业大学VEPREK等[1]提出的非晶包裹纳米晶模型，即ncTiN/aSi3N4模型.该模型认为，由于TiN相和Si3N4相热力学上的互不相溶性，TiSiN纳米复合膜中的Si3N4相以非晶形式包裹在TiN纳米晶粒的表面并阻碍其晶粒长大.VEPREK等[1]认为，由于TiN晶粒尺寸很小，位错不能在TiN晶粒中产生或是增殖，因此TiSiN纳米复合膜产生超硬效应.然而，VEPREK等[1]针对TiSiN纳米复合膜提出的ncTiN/aSi3N4模型缺乏足够的试验证据.
前期通过对TiSiN纳米复合膜微观结构和力学性能的研究发现[2]，该薄膜的超硬效应源于TiN基体相和Si3N4界面相之间形成的共格外延生长界面，并提出ncTiN/cSi3N4 模型（Si3N4相之前的“c”表示“结晶”）.Zr与Ti为同一族元素，ZrN相和TiN相一样具有稳定的化学稳定性，通常情况下以NaCl面心立方结构形式存在，并可由反应溅射[3]、离子镀[4]以及离子束辅助沉积[5-6]等技术制备.本文选取以ZrN作为基体相和以化合物Si3N4作为界面相的ZrSiN纳米复合膜，采用ZrSi复合靶材，通过调节Zr与Si的比例，利用磁控溅射工艺，在单晶硅基片上沉积不同Si含量的ZrSiN纳米复合膜.并系统研究Si含量对ZrSiN纳米复合膜微观结构和力学性能的影响，以揭示ZrSiN纳米复合膜获得强化的微观结构本质及机理.
nlc202309081230
1试验方法
1.1薄膜的制备过程
薄膜的制备仪器是JGP450型多靶磁控溅射仪（中科院沈阳科学仪器有限公司），试验采用射频阴极控制ZrSi靶，其中ZrSi靶材采用自制复合靶材.方法是分别将直径为75 mm的纯Zr和Si（质量分数均为99.99 %）靶材用电火花切割成25等分的扇形，然后通过组合拼凑成Zr和Si的面积比分别为1∶24、2∶23、3∶22、4∶21和5∶20的ZrSi复合靶材.基体选用尺寸为35 mm×25 mm×1 mm 的单晶硅片，用丙酮和无水乙醇对其进行超声波清洗，然后装入真空室.硅基片在进入溅射室前，先进行15 min反溅清洗.所制备的复合靶材由射频阴极控制，溅射室的本底真空度优于4×10-3 Pa，溅射功率为300 W，溅射气氛采用Ar（体积分数为99.999%）和N2（体积分数为99.999%）的混合气体，靶基距为50 mm，溅射时间为2 h.在N2与Ar气流比为5∶38、工作气压为0.6 Pa和基片温度为300 ℃的条件下，分别沉积不同Si含量的ZrSiN纳米复合膜.通过转动基片架获得成分均匀的ZrSiN薄膜，薄膜的沉积厚度均为2 μm.
1.2薄膜的性能测试
ZrSiN纳米复合膜的物相分析在D8 Advance型X射线衍射仪（XRD.德国Bruker公司）上进行，采用CuKα辐射（λ=0.154 06 nm），测量范围为25°～75°.薄膜的微观组织观察采用Quanta FEG450型场发射环境扫描电子显微镜（SEM.美国FEI公司）和Tecnai G2 20型高分辨透射电子显微镜（TEM.美国FEI公司）.使用NANO Indenter G200 型纳米压痕仪（美国Agilent公司）对薄膜硬度和弹性模量进行测试，采用Berkovich 压头，通过精确记录压入的深度随载荷的变化，从而得到加载卸载曲线，再利用OliverPharr模型[7]计算出薄膜的硬度和弹性模量.为了消除基底对薄膜硬度的影响，压入的深度一般小于薄膜厚度的1/10.本文选用的压入深度为100 nm，每个样品测量12个点，取变异系数在10%以内的数据的平均值为最终的硬度值.
2试验结果
2.1Si含量对ZrSiN纳米复合膜的微观组织影响
图1为不同Si含量ZrSiN薄膜的XRD图谱.从图中可看出，不同Si含量ZrSiN涂层的主要组成相为ZrN相，并没出现Si3N4相或其他化合物的衍射峰.不含Si的ZrN薄膜出现（111）、（200）、（220）衍射峰.随着Si的加入，（200）衍射峰消失，ZrN相具有（111）、（220）的择优生长取向，对应的衍射峰位置分别为2θ=34.5°和2θ=53.2°，表明复合膜主要是由具有面心立方结构的ZrN相组成.随着Si含量的增加，涂层中ZrN相的（111）和（220）衍射峰强度先增加后降低，表明薄膜的结晶程度先上升后下降.当Si与Zr原子比为1∶24时，衍射峰强度最高，表明此时薄膜结晶度最好.该XRD结果不能用VEPREK等[1]提出的ncTiN/aSi3N4模型进行解释.按照ncTiN/aSi3N4模型，Si3N4相是以非晶态存在，那么Si含量的增加只会导致非晶态Si3N4界面相厚度的增加，因而薄膜结晶度不会增加反而会降低，因为非晶态Si3N4界面相阻碍了ZrN晶粒的生长.此外，随着非晶态Si3N4界面相厚度的增加，ZrN相不仅存在（111）、（220）取向，由于晶粒生长的随机性还沿其他晶面生长[8].因此，Si3N4界面相是否以非晶态形式存在值得进一步商榷.
从图1中还可以看出，随着Si含量的增加，（111）、（220）衍射峰均略微向右偏移，说明 ZrN相的点阵常数发生了改变.同样的情况在NOSE等[9]和PILLOUD等[10]的研究中也有报道.随后，随Si 含量进一步增加，（111）、（220）晶面衍射峰逐渐宽化，并且强度降低.当Si与Zr原子比为1∶24 时，推断Si3N4界面相能被相邻的ZrN晶粒晶化并与其形成共格外延生长，此时在ZrN和Si3N4界面之间产生的较大的界面应力使ZrN相的点阵常数发生改变，因此衍射峰发生偏移.根据纳米多层膜的交变应力场理论[11]，当位错穿过含有交变界面应力的共格界面时，会受到交变应力场的阻碍，从而使薄膜得到强化.该理论成功解释了CrN/TiSiN[12]、AlN/TiSiN[13]和TiN/Si3N4[14]纳米多层膜体系的强化效应.然而，对于ZrSiN纳米复合薄膜是否存在与纳米多层膜相同的强化机制，则需通过微观组织的观察进一步验证.
为验证以上的推论，分别对Si与Zr原子比为1∶24和5∶20的ZrSiN纳米复合膜的横截面进行HRTEM观察.图2为Si与Zr原子比为1∶24时的ZrSiN复合膜横截面HRTEM照片.从图2（a）中可看出，ZrSiN纳米复合膜呈柱状晶生长，在每个柱状晶内部形成了许多微小的等轴纳米晶粒.从图2（b）的高倍HRTEM照片中可看到，ZrSiN薄膜内部形成了白色界面相包裹着黑色等轴纳米晶粒的复合结构.其中，白色界面相即为Si3N4，其平均厚度为0.5～1 nm；黑色等轴纳米晶粒即为ZrN，其纳米晶粒的平均尺寸为4～7 nm.由图2（b）还可以看出，ZrN纳米晶粒沿同一方向生长，并且晶格条纹连续穿过了多个ZrN晶粒和Si3N4界面相.这表明Si3N4界面相不是以非晶形式存在，而是以结晶形式存在.比如A区和B区之间的E区，B区和C区之间的H区，A区和C区之间的F区.并且结晶的Si3N4界面相与相邻的ZrN纳米晶粒呈共格外延生长结构，这验证了以上关于Si3N4界面相与相邻的ZrN纳米晶粒形成共格界面的推论.由此看来，ZrSiN纳米复合膜和诸多纳米多层膜一样，同样存在“模板效应”[15]，即当ZrSiN纳米复合膜中的Si含量增加到一个适当的值，这时Si3N4界面相达到一个合适的厚度，就在相邻的ZrN晶粒的模板效应下发生非晶晶化，并能协调ZrN晶粒的生长位向差，实现Si3N4界面相与ZrN纳米晶粒的共格生长.
nlc202309081230
图3为Si与Zr原子比为5∶20的ZrSiN纳米复合膜横截面HRTEM照片.可以看出，随着Si含量的增加，图3（a）中Si3N4界面相的厚度相比图2（a）中Si3N4界面相的厚度显著增加到2～4 nm，ZrN晶粒的平均尺寸相比于图2（b）也减小到3～5 nm.从图2（b）的高倍HRTEM照片中可以看出，Si3N4界面相不再以结晶态存在，而是非晶态.这表明在较高的Si3N4界面相厚度下，ZrN晶粒不能维持对Si3N4界面相的非晶晶化作用，从而使Si3N4相转变回非晶态.非晶态的Si3N4界面相破坏了与相邻ZrN纳米晶粒之间的共格外延生长结构，使ZrSiN纳米复合膜的结晶度显著降低.
图4为不同Si含量ZrSiN薄膜的横截面 SEM照片，从图中可见各成分下的ZrSiN薄膜厚度均为2 μm左右.由图4（a）可见，没有加入Si的ZrN薄膜呈明显的柱状晶.当Si与Zr原子比为1∶24时，薄膜横截面仍然保持了细小的柱状晶结构，且薄膜内部结构致密，如图4（b）所示.当Si与Zr原子比分别增加到4∶21和5∶20时，ZrSiN复合膜中柱状晶结构基本消失，呈现出光滑的非晶态断面特征，如图4（e）和4（f）所示.ZrSiN薄膜的横截面 SEM演变过程进一步HRTEM的观察结果，当Si与Zr原子比为1∶24时，Si3N4界面相与ZrN晶粒呈共格生长结构.也就是说Si3N4界面相并未影响到ZrN的柱状晶生长结构，使ZrSiN薄膜的柱状晶形貌得到保持.随着Si与Zr原子比的进一步增加，Si3N4界面相逐渐转变回非晶结构，使其与ZrN晶粒的共格生长被破坏，导致ZrSiN薄膜的柱状晶结构逐渐消失.
2.2Si含量对ZrSiN纳米复合膜的力学性能的影响
图5为ZrSiN薄膜的硬度和弹性模量随着Si含量的变化关系.由图5可见，初始增加Si含量时，薄膜的硬度和弹性模量显著增加.当Si与Zr原子比为1∶24时，ZrSiN薄膜的硬度和弹性模量分别达到31.6 GPa和320.6 GPa；继续增加Si含量，薄膜硬度和弹性模量开始下降.说明合适的Si掺杂可以使ZrSiN纳米复合膜产生超硬效应.通过以上
分析可知，ZrSiN薄膜的硬度与弹性模量随着Si含量的变化与其微观结构的演变有密不可分的关系[16].
随着初始Si含量的增加，Si3N4界面相达到一个合适的厚度，可在相邻的ZrN晶粒的模板效应下发生非晶晶化，并能协调ZrN晶粒之间的生长位向差，实现Si3N4界面相与ZrN纳米晶粒的共格外延生长.根据KOEHLER[17]的模量差理论，当位错穿过由不同剪切模量材料形成的共格界面时，将会受到共格界面对其施加的镜像力，从而使薄膜得到强化.在ZrN与Si3N4形成的共格界面下，由于ZrN与Si3N4具有不同的剪切模量，因此使ZrSiN纳米复合膜得到强化.
另外，由于ZrN与 Si3N4具有不同的点阵常数，可在共格界面处形成界面拉压应力，根据KATO等[11]的交变应力场理论，当位错穿过含有界面应力的共格界面时，同样会受到界面应力场的阻碍，从而使薄膜得到强化.因此，在模量差理论和交变应力场理论的共同作用下，使ZrSiN纳米复合膜在Si与Zr原子比为1∶24时达到最大硬度和弹性模量31.6 GPa和320.6 GPa.
模量差和交变应力场强化理论的先决条件即两材料之间形成共格界面.随着Si含量的继续增加，Si3N4界面相与 ZrN晶粒之间的共格外延生长结构被破坏.此时，ZrN与Si3N4的界面不能对位错运动起到抑制作用，因此，ZrSiN纳米复合膜的强化效果消失，薄膜的硬度和弹性模量显著下降.该结果表明：ZrSiN纳米复合膜的超硬效应源于ZrN 纳米晶粒和 Si3N4界面相之间形成的共格外延生长界面；也可以得到结论：ZrSiN纳米复合膜的强化机制为界面相与基体形成的共格界面强化机制，而非VEPREK等[1]提出的ncTiN/aSi3N4模型.
3结论
利用反应磁控溅射工艺制备了不同Si含量的ZrSiN纳米复合膜，利用XRD、HRTEM、SEM和纳米压痕等技术，研究了不同Si含量的ZrSiN纳米复合膜的微观结构和力学性能.结果表明：ZrSiN薄膜内部形成Si3N4界面相包裹ZrN纳米晶粒的纳米复合结构，随着Si含量的增加，薄膜的结晶程度是先升高后降低.当Si与Zr原子比为1∶24时，Si3N4界面相可在相邻的ZrN纳米晶粒之间发生非晶晶化，从而协调ZrN纳米晶粒之间的位向差，并与ZrN晶粒之间形成共格外延生长.两相形成的共格界面可阻碍位错运动使ZrSiN纳米复合膜得到强化，其硬度和弹性模量最大可达到31.6 GPa和320.6 GPa.当薄膜中Si含量升高时，Si3N4界面相转变为非晶态，ZrN与Si3N4之间的共格生长结构被破坏，导致ZrSiN薄膜的硬度下降.ZrSiN纳米复合膜的强化来源于ZrN纳米晶粒和Si3N4界面相之间形成共格外延生长界面.
参考文献：
[1]VEPREK S，REIPRICH S，LI S Z.Superhard nanocrystalline composite materials：the TiN/Si3N4 system[J].Appl Phys Lett，1995，66：2640-2642.
[2]LI W，LIU P，ZHAO Y S，et al.New understanding of hardening mechanism of TiN/SiNxbased nanocomposite films[J].Nanoscale Res Lett，2013，427（8）：1-7.
[3]BENIA H M，GUEMMAZ M，SCHMERBER G，et al.Investigations on nonstoichiometric zirconium nitrides[J].Appl Surf Sci，2002，200：231-238.
nlc202309081230
[4]CHOU W J，YU G P，HUANG J H.Bias effect of ionplated zirconium nitride film on Si（100）[J].Thin Solid Films，2002，405：162-169.
[5]PICHON L，GIRARDEAU T，STRABONI A，et al.Zirconium nitrides deposited by dual ion beam sputtering：physical properties and growth modeling[J].Appl Surf Sci，1999，150：115-124.
[6]MATSUOKA M，KURATANI N，OGATA K.Properties of ZrN thin films prepared by the ion and vapour deposition method[J].J Mater Sci Lett，1996，15：1340-1342.
[7]DISERENS M，PATSCHEREIDER J，LEVY F.Improving the properties of titanium nitride by incorporation of silicon[J].Surf Coat Tech，1998，108/109：241-246.
[8]LI W，LIU P，ZHAO Y S，et al.Crystallization of amorphous SiC and superhardness effect in CrAlN/SiC nanomultilayered films[J].Surf Coat Technol，2013，214：168-172.
[9]NOSE M，CHIOU W A，ZHOU M，et al.Microstructure and mechanical properties of ZrSiN films prepared by rfreactive sputtering[J].J Vac Sci Technol，A，2002，20：823-828.
[10]PILLOUD D，PIERSON J F，MARQUES A P，et al.Structural changes in ZrSiN films vs.their silicon content[J].Surf Coat Technol，2004，180/181：352-356.
[11]KATO M，MORI T，SCHWARTZ L H.Hardening by spinodal modulated structure[J].Acta Metal Sin，1980，28：285-290.
[12]LI W，LIU P，ZHU X D，et al.Si content dependent microstructure and mechanical properties of CrN/TiSiN nanomultilayered films[J].Mater Sci Eng A，2014，610：28-32.
[13]陈朋灿，李伟，卢建富，等.AlN/TiSiN 纳米多层膜的微观组织和力学性能研究[J].功能材料，2015，46（11）：11080-11084.
[14]胡晓萍，董云杉，孔明，等.TiN/Si3N4纳米多层膜的生长结构与超硬效应[J].真空科学与技术学报，2005，25（4）：263-267.
[15]孔明，岳建岭，李戈扬.陶瓷硬质纳米多层膜研究进展[J].无机材料学报，2010，25：113-119.
[16]李伟，赵永生，刘平，等.Si含量对TiAlSiN纳米复合涂层的微观结构和力学性能的影响[J].上海有色金属，2014，35（2）：52-56.
[17]KOEHLER J S.Attempt to design a strong solid[J].Phys.Rev.B，1970，2：547-551.
（编辑：丁红艺）
水泥土桩复合地基加固机理分析 篇4
1水泥加固软土机理
水泥土的物理化学反应过程与混凝土的硬化机理不同, 混凝土的硬化主要在粗填料中进行水解和水化作用, 所以凝结速度快。而在水泥加固土中, 由于水泥掺量很小, 水泥的水解和水化反应完全是在具有一定活性的介质-土的围绕下进行, 所以水泥加固土的强度增长过程比混凝土较为缓慢。
1.1 水泥的水解和水化反应
普通硅酸盐水泥主要是氧化钙、二氧化碳、三氧化铝、三氧化硫及三氧化二铁等组成, 由于这些不同的氧化物分别组成了不同的水泥矿物;硅酸三钙、硅酸二钙、铝酸三钙、硫酸钙、铁铝酸四钙等。用水泥加固软土时, 水泥颗粒表面的矿物很快与软土中的水发生水解和水化反应, 生成氢氧化钙、含水硅酸钙、含水氯酸钙及含水铁酸钙。所生成的氢氧化钙、含水硅酸钙能迅速溶解于水中, 是水泥颗粒表面重新暴露出来, 再与水发生反应, 这样周围的水溶液就逐渐达到饱和。当溶液达到饱和后, 水分子虽然继续深入颗粒内部, 但新生成物已不能再溶解, 只能以细分散状态的胶体析出, 悬浮于溶液中, 形成胶体。
1.2 土颗粒与水泥水化物的作用
当水泥的水化物生成后, 有的自身继续硬化形成水泥石骨架;有的则与周围具有活性的粘土生成反应。粘土和水结合时就表现出一种胶体特征, 如土中含量最多的二氧化硅遇水后, 形成硅盐胶体颗粒, 即表面带有钠离子或钾离子, 它们都能和水泥水化生成的氢氧化钙中钙离子进行当量吸附交换, 使较小的土颗粒形成较大的土颗粒, 从而使土体强度提高。水泥水化生成的凝胶离子的比表面积约比原水泥颗粒大1000倍, 因而产生很大的表面能, 有强烈的吸附活性, 能使较大的土团粒进一步结合起来, 形成水泥土的团粒结构, 并封闭各土团的空隙, 形成坚固的联结, 从宏观上看也就使水泥土的强度大大提高。
随着水泥水化反应的深入, 溶液中析出大量的钙离子, 当其数量超过离子交换的需要量后, 在碱性环境中, 能使组成粘性矿物的二氧化硅及三氧化二铝的一部分或大部分与钙离子进行化学反应, 逐渐生成不溶于水的稳定结晶化合物, 增大了水泥土的强度。
1.3 碳酸化作用
水泥水化物中游离的氢氧化钙能吸收水和空气中的二氧化碳, 发生碳酸化反应, 生成不溶水的碳酸钙, 这种反应也能使水泥强度增强, 但增长的速度较慢, 幅度也较小。
从水泥的加固机理分析, 由于人工搅拌的不均匀性, 实际上不可避免地会留下一些未被粉碎的大小土团。在拌入水泥后将出现水泥浆包裹土团的现象, 而土团间的大空隙基本上已被水泥颗粒填满。加固后的水泥形成一些水泥较多的微区, 而在大小土团内则没有水泥。只有经过较长时间, 土团内的颗粒在水泥水解产物的渗透作用下, 才会逐渐改变其性质。因此在水泥土中不可避免地会产生强度较大和水稳定性较好的水泥石区和强度较低的土地区。两者在空间相互交替, 从而形成一种独特的水泥石结构。可见, 搅拌越充分, 土块越小, 水泥分布到土中越均匀, 则水泥石结构的离散性越小, 其宏观的总体强度也越高。
2桩土共同作用机理分析
水泥土搅拌桩复合地基主要由加固区、下卧层和垫层三部分组成, 加固区主要由桩与桩间土组成, 故对水泥土桩复合地基作用机理分析时, 必须对复合地基从整体上分析, 水泥土搅拌桩复合地基加固体的作用主要表现在以下几个方面:
2.1 桩体作用
由于复合地基中桩体的刚度较周围土体大, 在刚性基础下发生等量变形时, 地基中应力按材料的模量进行分配, 因此, 桩体上产生应力集中的现象。大部分荷载将由桩体承担, 桩间土上应力相应减少。这样就使得复合地基的承载性能较原地基有所提高, 沉降量有所减小。随着桩体刚度增加, 其桩体作用发挥得更为明显。
2.2 垫层作用
水泥土搅拌桩与桩间土复合形成的复合地基, 在加固深度范围内形成复合层, 由于其力学性能优于天然地基, 它可起到类似褥垫层的作用, 均匀地基应力和应力扩散等作用。在桩体没有贯穿整个软弱土层的地基中, 垫层的作用尤为明显。
2.3 挤密作用
在水泥土搅拌桩施工过程中, 由于振动、排水、材料吸水、搅拌和压力膨胀等作用, 都对桩间土起到一定的密室作用。
2.4 加筋作用
水泥土搅拌桩复合地基除了可提高地基的承载力外, 还可用来提高土体的抗剪强度, 增加土体的抗滑力, 增加路堤填筑的稳定性。
3结语与展望
水泥土搅拌桩作为一种普遍使用的地基处理方式, 本文只是简单的从其加固机理方面分析。然而, 在实际应用中其加固的具体情况还无法用完全精确地理论去分析。如在确定单桩承载力时是按刚性桩来计算的, 而计算沉降时又是认为桩与桩间土的变形是协调的, 这又把水泥土桩当成了柔性桩。再有设置褥垫层后, 基础向地基传递荷载的规律也发生了变化。因此, 用这种地基处理方法获得的地基承载力值仍需要一套更精确的理论去求解。
参考文献
[1]高亚成, 郑建青.水泥土的室内试验研究[J].河海大学学报, 1999, 27 (5) :103-106.
复合机理 篇5
关键词：煤矸石,粉煤灰,复合注浆材料
1 概述
煤矸石经过长期堆放, 在一定的温度和压力下自燃, 形成自燃煤矸石, 它约占煤矸石总量的35%左右。自燃的煤矸石具有火山灰活性和水硬性能, 自燃煤矸石常温下单独与水的反应极慢, 仅有较弱的胶凝作用, 但在碱性环境下水化速度加快, 表现为较强的胶凝性能。因此, 以自燃煤矸石作为主要原料, 在碱性环境中, 可生成具有水硬性胶凝性能的化合物, 从而可制备出经济且益于生态环境的胶凝材料[1]。
2 试验
2.1 原材料。
煤矸石采自邯郸市峰峰矿区二矿自然煤矸石。选取自然级配≤31.5mm的自然煤矸石, 其化学组分为:Si O260.78%;Fe2O33.39%;Ca O 2.03%;Mg O 1.59%;Al2O326.74%;K2O 3.6%;Na2O 0.12%;SO30.21%;烧失量0.43%。选取邯郸热电厂湿排粉煤灰, 其矿物相组成为:玻璃体50.2%~79.0%;石英0.9%~18.5%;莫来石2.7%~34.1%;赤铁矿、磁铁矿0.4%~13.8%;残余碳0.3%~4.2%。其各自平均含量:玻璃体60.4%;石英8.1%;莫来石21.2%;赤铁矿、磁铁矿2.8%;残余碳1.3%。石灰选用生石灰水消解后所得到熟石灰, 主要成分是Ca (OH) 2。
2.2 试样制备与养护。
分别配置水泥浆、水泥粉煤灰浆 (水泥:粉煤灰=1:0.3) 、粉煤灰石灰浆 (水泥:粉煤灰:石灰=1:0.3:0.3) 三种浆液, 后与适量煤矸石制备10cm×10cm×10cm成型试块。初凝24h, 养护温度20±1℃, 相对湿度90%湿气养护。养护龄期分别为7d、14d、28d、90d。到规定龄期后将试样用于无侧限抗压试验、ESEM测试。
3 无侧限抗压试验与ES EM试验
3.1 无侧限抗压试验
表1为各组混合料各龄期无侧限抗压试验数据。在早期 (前28天) , 工况ABC混合料水化反应都比较缓慢。初期 (前14天) 处于物理激发过程, 强度为击实, 混合料水化反应缓慢, 胶结强度低, 强度相差不大。随着时间的延长, 混合料水化反应加速, 胶结强度上升, 强度出现明显增长。混合料中, 煤矸石本身具有一定的级配, 煤矸石颗粒形成骨架密实结构, 由于煤矸石本身强度高, 故粉煤灰骨架具有一定的强度。组成煤矸石的化学成分为多种氧化物, 因此在吸水条件下可表现出火山灰活性, 发生如下化学反应:
Ca O+H2O-Ca (OH) 2+热量
Ca (OH) 2+Si O2+H2O-Ca OSi O2H2O
Ca (OH) 2+Al2O3+H2O-Ca OAl2O3H2O
上述反应的产物如水化硅酸钙、水化铝酸钙均具有较高的强度, 但反应的进行有赖于Ca O的含量。粉煤灰的主要作用是提供火山灰反应所需要的活性Ca O和氧化铝, 在水泥和石灰作用下活性被激发, 促进火山灰反应的进行。同时, 粉煤灰处在这种碱性介质中, 其硅铝玻璃球体中的部分Si O、Al-O键在极性较强的OH-、Ca2+及水泥中的剩余石膏发生反应, 反应形成的生成水化硅酸钙、水化铝酸钙和钙矾石不断交织、连生聚合, 产生无序的网络结构, 而获得相对稳定的凝胶结构, 从而产生强度[2]。由表1及上述分析中可以得出, 在早期28d之前, 工况C水化反应比工况A、工况B慢, 强度较低, 随龄期的增长90d强度工况C强度接近工况A (水泥浆) 强度, 说明石灰 (Ca O) 在材料胶结过程中起到催化作用, 其参与并加速煤矸石与水泥水化产物产生二次反应。形成稳定的不溶于水的水化硅酸钙和水化铝酸钙凝胶。二次水化产物交叉、联生并相互充填, 使水化产物的孔隙率减少, 后期强度不断增加。
3.2 ESEM试验。
结合上述实验结论, 选取各组混合料第一配比试验材料, 做ESEM试验。由图1~图6可以看出, 试验分析得出结论与ESEM试验结果相互论证, 早期混合材料强度为物理激发过程, 水化反应较慢, 图2、图4、图6中材料出项胶结情况 (有少量针状、柱状结晶) 胶结现象不明显, 胶结强度不高。后期水化反应加速, 强度上升, 图3、图5、图7中胶结现象明显 (大量针状、柱状、放射状结晶) , 胶结强度上升。同时, 工况C胶结程度较工况B高, 接近工况A, 证实了石灰 (Ca O) 在混合料中起到了催化作用, 使混合料发生二次反应使其强度增大。
4 结论
4.1煤矸石在混合料中主要起骨架作用, 产生骨架结构密实强度, 同时与其它混合料产生一定的水化、水解反应, 产生少量的凝胶物质, 凝结、硬化后对混合料整体强度也有一定的贡献。
4.2水泥、粉煤灰和石灰在混合料中起胶结作用, 与煤矸石发生水化反应, 形成胶结强度, 使混合料强度提高, 达到桩体材料使用要求。
4.3开发一种新的煤矸石利用途径, 使煤矸石在桩体材料方面得到应用。
参考文献
[1]周梅, 吴英强, 张晓帆.自燃煤矸石复合活化的正交试验研究[J].硅酸盐通报.2009, 28 (6) :1312-1313.[1]周梅, 吴英强, 张晓帆.自燃煤矸石复合活化的正交试验研究[J].硅酸盐通报.2009, 28 (6) :1312-1313.
复合机理 篇6
煤矿巷道经常发生顶板塌落、底部鼓起、片帮冒顶等事故, 大致来看, 一半以上的煤矿事故都是巷道顶板维护出现了问题, 而巷道安全之所以没有办法保证是因为巷道的破坏及变形与其所处的地质环境相关, 并且具有复杂的形式和规律, 当前对巷道支护缺乏科学的理论及指导, 目前所采用的主要是经验法和类比法。本研究分析复合顶板巷道的薄弱部位, 通过数值模拟软件对复合巷道顶板破坏及支护机理进行深入分析和研究, 为煤矿巷道的支护与设计施工奠定一定的理论基础。
1 复合顶板研究现状
国内外煤矿巷道支护的主要难题就是复合式巷道顶部支护, 同时复合式巷道顶部大量存在于中国煤矿巷道中, 依照顶部类型的区别可分为厚煤层巷道顶部、整体厚层巷道顶部、复合式巷道顶部及薄层多层巷道顶部四种。各类型的巷道顶部特征如表1所示。这些类型的巷道因为结构应力和周围岩石状况的原因变形比较严重, 而解决这类巷道问题的一项主要方法就是复合式锚杆支护[1,2,3]。
复合式顶部巷道支护技术从棚式发展为锚杆支护, 技术越来越先进。通过严密的推导和检验, 发现被动的棚式支护存在很多缺点, 例如棚式支护技术安装难度大、费用高、费时费力, 影响工作进度, 同时煤矿巷道也会在一定程度上有收缩现象, 会对通风和运输造成影响, 最重要的是棚式支护难以保证巷道安全, 在矿压的影响下, 巷道顶部、两侧和底部都有变形损坏的现象, 需要进行多次维修。软岩和不能采用的薄弱煤层相间形成了煤矿复合顶部, 围层结构松散不紧密、层间间隙大量存在, 层级不清晰还有弱面发育, 导致煤矿巷道顶部变形损坏的可能性增大。
复合顶部煤矿巷道受到的主要压力来自于工作面的采动, 在压力影响下煤矿复合顶部会变形, 巷道两侧也会受到损坏。很多资料和实践活动都证实了造成煤矿复合顶部巷道变形的主要因素是动压, 所以文章主要研究控制煤矿复合顶部动压的技术[4]。
2 数值模拟
针对巷道顶板、两帮及底板均为薄弱部位的情况进行分析, 以该矿4309工作面地质构造特点和巷道顶板环境为例, 进行数值模拟与方案设计。对开始挖掘巷道之后锚杆与锚杆加锚索联合支护两种情况下进行模拟。
2.1 巷道锚杆支护分析
模拟分析巷道在开挖后锚杆支护作用下巷道变形的情况, 锚杆间距0.7 m, 排距为1 m, 然后在对间排距进行改变, 进而得到图1~图2所示的模拟结果。
分析模拟结果可以看出, 在使用锚杆支护后, 锚杆和岩石形成了一个整体, 但在地压与岩石自重影响下, 顶板整体还会发生下沉直至跨落, 因此, 还需要采取进一步措施, 加强支护。从模拟结果巷道的垂直位移发现, 采取支护后, 能使巷道上方的位移等值线变稀疏, 锚杆在一定程度上控制了顶板变形。通过选取分析不同锚杆间排距和间距, 最后选择最合理的锚杆间距排距参数。
观察锚杆排距和顶板变形量关系图可以看出, 如果锚杆的排距超过了l m, 之后排距增大时, 顶板的变形量增加程度变小, 然而在1 m之前则增加程度较大, 得出锚杆最合理排距为1 m, 采用同样的方法可以得出最合理的锚杆间距为0.7 m, 锚杆排距和顶板变形量关系见图3, 锚杆间距和顶板变形量关系见图4。
2.2 顶板锚杆+锚索联合支护方式
岩体能够与锚杆形成一个整体, 需要再次施加支护以保证巷道不会失稳坍塌, 由此采用锚杆+锚索联合支护技术。
根据数值模拟结果表明, 使用预应力锚索支护后, 能够有效控制顶板的变形量, 使顶板变形量大幅减小;采用锚索之后, 上复顶板的垂直位移等值线没有之前密集, 即使用该支护后, 顶板破坏降低了, 控制了顶板离层的发生[5], 巷道垂直位移示意图见图5, 水平位移示意图见图6。
3 结语
根据煤矿实际生产情况, 建立了数值分析模型, 通过数值模拟巷道开挖后顶底板围岩变形情况和应力分布特征, 通过选取模拟不同数值的锚杆间距排拒, 根据模拟结果表明, 锚杆支护效果最佳排拒是1 m, 采取同样的措施可以得出最合理的锚杆间距为0.7 m。进而根据数值模拟结果得到了概况最佳的锚杆与锚索联合支护方式, 实验证明锚索的间距为1.4 m、排距为2m时效果最佳。
对该矿实际情况充分调查研究后, 针对该部分巷道支护措施, 对两种情况下锚杆支护和联合支护的巷道进行模拟, 结果表明效果最好支护方式为锚索锚杆联合支护, 该支护技术能够有效降低巷道变形量, 并且为以后煤矿复合顶板巷道的支护技术奠定了一定基础。
参考文献
[1]徐长磊, 郭相参.矿山巷道锚杆支护参数的设计方法[J].中国矿业, 2012, 21 (2) :381-383.
[2]刘俊, 刘延明.复合顶板条件下回采巷道围岩控制技术研究[J].煤炭技术, 2011 (6) :108-109.
[3]谷拴成, 丁潇.巷道顶板离层对锚杆载荷影响的弹性分析[J].煤炭科学技术, 2012, 40 (6) :33-36.
[4]高峰, 李纯宝, 张树祥.复合顶板巷道变形破坏特征与锚杆支护技术[J].煤炭科学技术, 2011 (8) :23-25.
论浅复合顶板煤巷锚杆作用机理 篇7
一、复合顶板煤巷变形破坏机理
复合顶板结构一般为软硬岩互层, 复合顶板含数层软弱夹层, 直接顶板中存在1层或几层不可采煤层。煤系地层中的岩层大多数为层状沉积岩, 复合顶板一般是由节理发育的软岩构成, 具有节理与裂隙发育及层间力学联系弱等特点。各分层之间的粘结力低, 易于发生离层。其变形破坏特征是:岩层的抗变形能力极差, 很容易发生大的挠曲下沉, 导致岩层之间相互离层, 最终导致复合顶板由下至上的分层冒落破坏。
复合顶板破坏普遍是弯曲破裂或沿弱面的滑动, 冒落洞顶板分层不再冒落的极限跨度表达了其一定的特征, 当巷道受到回采动压的影响时必须单独承担其自身的全部重量, 两帮煤壁因承受巨大的支承压力而片帮。
复合顶板的破坏过程, 根据某矿复合顶板煤巷掘进过程, 架棚支护作为一种被动式支护方式, 以及矿工钢支架支护时顶板的变形破坏特征, 在巷道围岩变形较大后其支护作用, 可以绘制了煤巷复合顶板的变形破坏过程, 做为巷道在无支护时变形破坏过程的依据。复合顶板煤巷掘进后, 由于支撑力增长缓慢, 顶板迅速风化、破裂、离层膨胀变形严重。
复合顶板受力变形的力学分析。复合顶板煤巷中直接顶分层厚度较薄, 以煤巷顶板最表层的岩层为研究对象, 岩层为处于弹性状态的连续板, 岩层处于平面应变状态, 在岩层跨度边缘处无节理, 当顶板由较厚岩层构成时, 顶板具有良好稳定性, 当顶板由较厚岩层构成时, 顶板具有良好稳定性, 巷道长度一般远大于巷道跨度, 在纵向荷载作用下, 节理面摩擦力能够约束岩层向下位移, 而不能限制截面转动, 此为简支边界条件, 薄板支座无沉陷, 相关应力不沿薄板厚度方向变化。纵向均布荷载在理论上存在一极限值, 纵向荷载增大会引起质变, 临界应力与岩层力学性质和几何参数有关, 随垮厚比增大, 临界应力降低。层状顶板分层厚度对顶板的稳定性具有重要影响, 临界应力最大值为岩石的单轴抗压强度, 分层厚度越小, 跨厚比越大, 层面和节理的分布以及工程尺寸以及顶板发生屈曲破坏的临界应力越小, 顶板就越易失稳。
煤帮变形破坏后减弱了对顶板的支撑, 煤帮变形破坏后减弱了对顶板的支撑, 预测和控制煤帮稳定性对于复合顶板煤巷围岩稳定影响很大, 煤帮变形破坏方式表现为两帮煤体的塑性变形与破坏, 一种是在煤体内部出现的两组共扼剪切滑移面, 滑移面形成之后, 随着沿滑移面剪切错动的增大。剪切滑移面的成因是顶板载荷对煤体的压剪作用, 其滑移条件符合摩尔一库仑准则煤体对顶板的支护作用逐渐降低;第二种剪切滑移面出现在煤层与顶底板之间, 对顶板的支承作用下降, 煤层上下层面处总是先于煤体本身达到临界滑移状态, 意味着层面上的正应力减小, 其滑移条件表达式中的参数包括滑移面上的剪切力、滑移面上的正应力、煤层界面的内摩擦角和煤层界面的粘聚力, 总之, 煤帮失稳是这两种滑移面形成和发展的结果。
煤巷开挖后为应用弹塑性极限理论进行计算, 为分析煤帮稳定性, 作如下假设:巷道顶板中产生的应力不导致岩梁的破坏, 煤层呈水平或近水平状, 顶板下沉不会明显改变载荷条件。煤帮塑性区煤体已经处于极限平衡状态, 巷帮弹性区煤体在y方向的应变没有变化, 巷帮弹性区煤体在y方向的应变没有变化。
煤帮煤体应力分析, 巷帮煤体中垂直应力较高, 而水平应力较低, 弹性区煤体的变形是在有围压下的变形, 进行顶板岩梁挠曲线方程求解, 简化弹性区岩梁挠度表达式, 满足弹性区和塑性区水平应力连续, 通过数值计算的手段求解。煤帮稳定性的因素较多, 其重要因素包括煤帮支护力和顶板岩梁的刚度。煤帮支护力和顶板岩梁的刚度, 通过锚杆支护, 有利于控制两帮的稳定将薄层复合顶板连接为一体, 有利于顶板的稳定, 有利于控制两帮的稳定。
二、复合顶板煤巷锚杆支护机理的理论
复合顶板煤巷两帮煤体强度通常小于顶底板岩层强度, 锚杆支护可提高锚固体的力学参数, 复合顶板煤巷两帮变形对顶板稳定有较大影响, 锚杆支护对围岩内摩擦角有显著提高, 在一定范围内支护阻力与围岩变形量呈负指数关系, 加固两帮是控制复合顶板煤巷围岩变形的有效技术途径。提高其承载能力, 有利于巷道围岩稳定。
复合顶板的支护应该对锚杆施加较大的预紧 (应) 力, 发挥复合顶板的整体强度及抗弯性能, 提高厚层复合顶板的整体强度, 充分发挥锚杆的主动支护作用, 从而能有效的控制复合顶板的早期变形。对围岩表面提供支护抗力, 提高岩层间的抗剪力, 改善巷道围岩应力场及各岩层的的受力状态;限制围岩变形向巷道深部发展;提高锚杆的锚固力, 取得更好的支护效果。
根据需要提供很高的支护反力, 提高岩层间的抗剪力阻止复合顶板软弱岩层之间的离层。要求锚杆要安装及时, 显著减小了岩层失稳的可能性, 保证复合顶板岩体的整体性。巷道的开挖改变了围岩的原始应力状态, 根据弹塑性理论, 巷道开挖后, 改善锚杆的工作状态, 在高预应力锚杆的作用下提高锚杆的工作锚固力。
另外, 随着数值方法应用技术的不断发展, 考虑锚杆等支护结构与围岩的相互作用, 利用计算机求解大规模的代数联立方程组。FLAC程序是一种显式有限差分程序, 对于煤巷锚杆支护处理功能较强。
摘要：复合顶板煤巷围岩控制一直是煤矿开采的难题, 本文论述了复合顶板的概念, 应用组合梁模型分析了锚杆支护加固复合顶板的作用机理, 分析了各种因素对复合顶板煤巷围岩稳定性的影响, 得出加强顶板和两帮支护都能够提高煤炭稳定性。
关键词：复合顶板,煤矿开采,煤巷锚杆
参考文献
[1]柏建彪、侯朝炯:《深井巷道围岩控制原理与应用研究》, 《中国矿业人学学报》, 2006, 35 (2) 。
[2]张彬、任永杰:《复杂条件综掘巷道支护技术》, 《矿山压力与顶板管理》, 2002, N0.2。
复合机理 篇8
1 蒸汽吞吐与蒸汽驱
1.1 蒸汽吞吐
蒸汽吞吐是一种比较简单且成熟的注蒸汽开采稠油的方式, 这种开采方式一般为单井作业, 分为三个步骤:注蒸汽、焖井、开井生产, 即向开发井的稠油地层中注入大量的蒸汽, 关井一段时间, 使蒸汽与地层产生热交换, 然后开井生产, 如此反复。
在蒸汽吞吐开采稠油的过程中, 随着蒸汽与地层产生热交换, 油层温度升高, 稠油的粘度会随着温度的升高大幅度降低, 由此可降低生产压力。地层岩石和流体会随着温度的升高发生膨胀, 增大驱油能量。蒸汽的注入和吞吐可以清楚井壁污染, 减小油流的渗流阻力。
蒸汽吞吐开采稠油方式只能采出单口井周围油层中有限区域内的原油, 基本上不产生井间驱替作用。虽然驱油蒸汽吞吐开采的能量有一部分来自油层岩石和流体受热膨胀的弹性能, 但大部分的能量还是来自于油藏本身的压力。这种开采方式并不像水驱那样具有连续的驱替能量补充, 随着蒸汽吞吐周期的增加, 油藏能量逐渐衰竭, 产量也将逐渐减少。在蒸汽吞吐开采之后, 井间存在大量蒸汽难以波及到的死油区, 导致原油动用率低, 蒸汽吞吐的原油采收率一般仅15%左右, 不超过20%。
1.2 蒸汽驱
蒸汽驱与水驱相似, 按照油田开发方案的要求, 通过注汽井不间断地向地层中注入蒸汽, 注入的蒸汽与地层的岩石与流体发生热交换并对原油起到驱替的作用, 最后原油被驱替到生产井中, 实现生产。
蒸汽驱提高稠油采收率的主要机理与蒸汽吞吐相似, 即降低稠油粘度, 提高原油的渗流能力。同时蒸汽驱对于原油还有蒸汽蒸馏作用、气驱作用、原地溶解作用, 以提高开采过程中的波及系数和洗油效率。
蒸汽驱在通过注汽井向地层中注入蒸汽时, 沿途会有热量的损耗, 为了保证向地层中注的是蒸汽, 对油藏深度有一定的限制, 一般不超过1600m。而且蒸汽驱对井间距也有限制, 一般为100~150m。蒸汽注入到油层中后, 由于蒸汽密度较小, 会聚集在油藏中的上部, 随着蒸汽的不断注入, 会出现蒸汽超覆现象而发生“指进”。另外由于地层的不均质性, 蒸汽会发生窜槽现象, 降低波及系数, 影响开放效果。
2 泡沫驱提高采收率机理分析
泡沫驱是一种利用表面活性剂的发泡性配成驱油剂进行采油的方法, 这种方法可以大幅度提高波及系数和洗油效率, 相对于化学驱, 对环境的污染较小, 是一种比较有前途的提高采收率的技术。下面对泡沫驱的驱油机理进行分析。
2.1 提高波及系数
由于地层的非均质性, 存在高渗透率层或裂缝, 在注水开发油层时, 水会优先进入渗透率高的孔隙形成“指进”, 而波及不到渗透率低的孔隙。在进行泡沫驱油时, 泡沫优先进入高渗透率孔隙, 产生贾敏效应, 增大泡沫进入到高渗透孔隙中的阻力, 随着大小泡沫的进入, 贾敏效应叠加, 泡沫进入高渗透孔隙的阻力逐渐增大, 当增大到一定程度后, 泡沫就会进入到渗透率较低的孔隙之中, 从而提高泡沫的波及系数。同时泡沫进入油藏以后, 可以减少气相和水相的相对渗透率, 而对油相的堵塞作用相对要小很多。
2.2 提高洗油效率
由于表面活性剂的存在, 在泡沫驱油的前期有显著的乳化作用, 产生大量的乳化液, 有利于小空隙中的残余油滴被增溶、降粘、界面张力减小, 提高洗油效率。在被泡沫充满的孔隙中, 虽然泡沫在孔隙中基本不运动, 但是被洗下的原油和乳化油滴会沿着泡沫的液膜继续向被驱替的方向前进, 这种贾敏效应的选择性堵塞有利于小空隙内残余油滴和孔隙岩壁上的油膜的驱替、剥离, 有利于提高去驱油剂的洗油能力。
3 蒸汽-泡沫复合驱提高稠油采收率机理
蒸汽-泡沫复合驱是在向油层注蒸汽的同时添加非凝析气体和耐高温起泡剂的一种驱油方式。由于泡沫自身的特点以及在地层中的流动特性, 蒸汽-泡沫复合驱可以将热力采油和泡沫驱的优点结合起来, 有效提高稠油采收率。
3.1 提高洗油效率
蒸汽-泡沫复合驱将表面活性剂加入蒸汽中作为起泡剂, 表面活性剂进入油后一部分形成泡沫, 其余部分以表面活性剂溶液的形式与裂隙中的油滴、油膜接触, 大大降低油水界面张力, 改善地层的润湿特性, 改善稠油的流动特性, 并将蒸汽驱留下的剩余油滴乳化、剥离, 提高驱替介质的洗油效率。
3.2 泡沫有效抑制蒸汽窜流和超覆, 提高波及系数
泡沫在进入地层后, 其高粘度、低流度的特点可以改善地层的吸汽剖面, 提高波及系数。驱替介质优先进入发生蒸汽窜流的高渗透层或裂隙, 在含油饱和度比较低时形成泡沫, 在大孔隙中形成并稳定存在, 而在小孔隙中泡沫会由于受到剪切作用而发生破坏, 孔隙中泡沫的存在会产生叠加的贾敏效应, 使得蒸汽穿过高渗透层或裂隙变得越来越困难, 进而有效地防止蒸汽窜流。泡沫的存在使得产生蒸汽超覆的高部位油层、发生蒸汽窜流的高渗透层和渗透能力差的油层的生产压差都变得均衡, 增加了蒸汽向生产井的流动阻力, 抑制了蒸汽的突进, 增大了蒸汽的波及系数。
3.3 提高蒸汽热能的利用率
泡沫的存在会使得注入井附近地层压力升高, 蒸汽温度升高, 油层的平均温度升高, 减小了热损失的发生, 注入蒸汽进入地层中后, 可以与油层中的岩石和流体发生充分的热交换, 提高热量的利用率。
4 结论
(1) 目前开采稠油普遍采用的蒸汽吞吐和蒸汽驱还存在有波及系数小和洗油效率低的问题;
(2) 由于泡沫驱具有叠加的贾敏效应, 可以有效改善吸气剖面, 抑制蒸汽窜流和超覆, 提高驱替的波及系数;
(3) 表面活性剂的存在可以大大降低油水界面张力, 提高洗油效率;
(4) 蒸汽-泡沫复合驱结合蒸汽驱和泡沫驱的有点, 可以现住地提升稠油采收率。
摘要：目前开采稠油的主要方法为蒸汽驱和蒸汽吞吐, 但在开采过程中存在波及系数小和洗油效率低的问题。蒸汽-泡沫复合驱是在向油层注蒸汽的同时添加非凝析气体和耐高温起泡剂的一种驱油方式。文章分析了蒸汽-泡沫复合驱提高稠油采收率的机理, 认为泡沫能够封堵蒸汽窜流通道, 抑止蒸汽超覆, 改善油藏的温度分布, 提高波及系数和洗油效率, 具有比较好的效果
关键词：稠油,蒸汽-泡沫复合驱,机理,提高采收率
参考文献
[1]裴海华, 葛际江, 张贵才, 等.稠油泡沫驱和三元复合驱微观驱油机理对比研究[J].西安石油大学学报:自然科学版, 2010, 25 (1) :53-55[1]裴海华, 葛际江, 张贵才, 等.稠油泡沫驱和三元复合驱微观驱油机理对比研究[J].西安石油大学学报:自然科学版, 2010, 25 (1) :53-55
复合机理 篇9
长程有序金属间化合物NiAl由于熔点高、密度低、具有良好的抗氧化性能和较好的热传导性等一系列特点, 是航空航天领域很有希望的高温结构材料及高温复合材料基体, 因而成为研究的热点[1,2,3]。然而NiAl的室温韧性和塑性差,高温强度低,难以加工成型,由此阻碍了其实用化。前期研究表明,NiAl金属间化合物在室温下的脆性和强度与其结合键的性质、晶体结构、缺陷敏感度、有序度以及环境影响有关。为了改善其室温脆性以及进一步提高其韧性,人们采用合金化、细化晶粒、调整微观组织、复相强化等工艺来对NiAl金属间化合物进行改性,每种方法都能在一定的范围内达到改性的目的。本文着重介绍了NiAl金属间化合物的强韧化力学性能方面的方法及机理,并就目前该研究进展中存在的问题及以后的发展方向提出了一些看法。
1 合金化法
合金化是用来提高金属间化合物室温塑性、高温强度和蠕变性能的主要方法之一。从NiAl合金相图可见[4],NiAl在45%～60%Ni(摩尔分数)范围内保持单相B2结构,在60%～75%Ni(摩尔分数)范围内为NiAl和Ni3Al双相结构,如此宽的成分比范围为通过合金化改善其性能提供了可能。其中所涉及的强化增韧机制主要有以下几种。
1.1 固溶强化
通过溶质原子气团钉扎位错产生原子尺寸效应、弹性模量效应和固溶有序化等引起固溶强化,常用的固溶强化元素有Fe、Co、Mo、Ti、Hf、Nb、Au、V、Cr、Zr、Cu、Ho等。试验证明对NiAl合金微量合金化改善塑韧性的作用是很有限的,因此近年来的合金化研究基本上是加入1% (质量分数)以上的合金化元素进行宏合金化研究,其中Fe、Co等元素有很大固溶度,可以在NiAl基体中形成γ+γ/塑性相,起到塑化作用。观察NiAl-Fe合金拉伸断裂试样的截面发现[5],裂纹通常都在脆性的β相中形成,并终止在β与γ+γ/的相界面,说明塑性的γ+γ /相能阻止β相中形成的裂纹扩展,是NiAl-Fe合金塑性改善的重要原因。Cr、Cu、Mn等同样能使γ/β两相结构稳定[6],产生的γ相分布于晶界上,协调了相邻晶界的变形,可得到较高塑性。Fe还可以改善NiAl合金的蠕变性能,在NiAl中加入10%Fe(原子分数)发现,热激活交叉滑移成为控制蠕变速率的主要因素[7],蠕变试验中产生了线状刃型位错的堆积,并且由于Fe的加入形成了亚晶界,改善了NiAl的晶界结构,使合金在750℃下的0.2%弹性试验应力达到120MPa(而Ni50Al50只有88MPa),应变速率n由 5.1降到3.4。
1.2 沉淀强化
高温时向合金中加入一定量在室温下具有较小固溶度(小于1%)的元素,在冷却过程中析出细小弥散沉淀相,可起到强化作用。在NiAl系共晶合金中加入Ab、Au、Ti、Hf、Ho[8,9,10,11,12],由于这些元素在NiAl基体中的固溶强化与分布在晶界处的α-AlAu2、Ni2AlTi,Ni2AlHf、Ni2Al3Ho相沉淀强化的共同作用,使室温下的压缩率和屈服强度提高2～3倍。其中Cr、Hf是促进稳定bcc β-(Ti,Hf)的元素[13],在Heusler相析出的同时,形成(Ti,Hf)固溶相,引入这种韧性相以及Ti、Hf在NiAl中的固溶强化2种综合作用能同时改善合金室温下的σ0.2和断裂应变。
1.3 细化组织
向合金中加入Cr、Mo、Nb等[8,14,15]元素可形成伪共晶组织以改善合金的室温韧性和高温强度。最近的研究是在以NiAl-Cr(Mo)系共晶合金为基体中进行的。Guo[16]在NiAl-Cr(Mo)-Hf中分别加入Dy,发现合金的共晶组织也逐渐细化,Ce、Y、Nd对合金的影响与Dy的影响相似。这些元素的含量小于0.1%(质量分数)时,随着加入量的增加,室温下基体合金的压缩韧性和强度都有所提高。研究发现[17]加入Ho除能细化组织外,还能生成六方结构的Ni2Al3Ho,从而使室温压缩强度随Ho量的增加而提高,0.1%(原子分数)时达到顶点,室温压缩韧性有着同样的趋势。NiAl-Cr(Mo)-Hf中加入稀土元素钇[18],可以明显改善高温延伸率、热加工塑性和持久寿命, 合金的室温压缩率可以达到12%,屈服强度达到1473MPa, 这是由于加入钇产生的固溶强化和细化合金组织共同作用引起的。可以看出,这类合金化元素的加入细化了微观组织,增加了NiAl共晶合金的相界面,而位错与界面的交互作用使合金性能得到提高。
微合金化时,元素加入的量太少,不能改变NiAl脆性的本质和滑移系,从而不能使滑移系由3个增加到5个。因此限制多晶NiAl低温塑性的晶界协调变形问题仍然没有解决。加入大量的合金化元素也不能得到综合性能较好的NiAl合金,而且还会使合金的熔点下降,密度增加,抗氧化能力下降。目前,合金元素对NiAl影响的研究主要集中在显微组织和性能关系的变化方面,至于合金元素在NiAl中如何分布、如何影响NiAl的电子结构与成键特征,和引起缺陷从而改变位错核心结构,增加位错的可动性、Peierls应力和热激活滑移过程,以及这些因素对力学性能产生影响的机理等尚有待于进一步的研究。
2 纳米复合强韧化
纳米复合材料同时综合了纳米材料和复合材料的优点,已成为当今世界新材料研究的热点之一[19]。研究表明,在纳米金属间化合物中添加第二相弥散物可以抑制纳米金属间化合物在烧结固化过程中的晶粒长大,同时对其力学性能产生影响[20]。机械合金化是最常用的纳米金属间化合物及其复合材料的制备方法[21]。由于纳米第二相在金属间化合物基体中的弥散分布,如文献[22]中的Mo2C相,抑制了基体晶粒的生长和异常长大。这些纳米粒子钉扎或进入位错区,一方面在晶粒内形成亚晶界,造成基体晶粒再细化而起到增强作用,另一方面在应力作用下,复合材料内部产生微裂纹,微裂纹的扩展将受到硬陶瓷粒子[23]的反射,阻碍或在亚晶界处产生裂纹分叉而消耗能量,有利于提高复合材料的断裂韧性。
Albiter等[22]加入Fe、Mo、Ga元素,用机械合金化和真空高温热挤压工艺制备了不同元素含量的NiAl纳米晶体材料,结果证明,Mo合金化显示出较低的应变,这主要是由于第二相Mo2C的沉积导致的,Ga与NiAl形成了固溶体;Ga合金化有着较高的屈服强度但变形率低,使得合金的屈服强度和应变得到极大提高。Grzegorz [23]应用(SHS)自传播高温合成方法制备了NiAl-Al2O3纳米复合粉末,其弯曲强度为920MPa,比混合规则预测的高约47%。Huai[24]采用粉末冶金工艺制备了快速压实固结的、致密度为99.5%的NiAl-Cr(Mo)合金。该合金在室温和1273K下的屈服强度分别为1409MPa和321MPa,其实际应变率分别为22%和25%,结果证明该合金有适中的室温断裂韧度和高温强度。
国内用机械合金化方法已先后制备出纳米晶NiAl(Co)-TiC、NiAl-HfC和NiAl-HfB2[25,26,27]等NiAl纳米晶复合材料。室温下NiAl-10HfC复合材料的屈服强度为铸态NiAl的4倍,1000℃时NiAl-10HfC复合材料的屈服强度分别是铸态NiAl和纳米晶NiAl块体材料的3倍和2倍。其具有的较强抗变形能力可归因于较大的强化相颗粒分布于晶界,能抑制基体晶粒间的滑动和转动并阻碍位错越过晶界,从而强化基体晶界。基体晶粒内部弥散分布的较小强化相强烈地阻碍位错的运动,从而有效地提高了基体的强度。
机械合金化制备纳米复合材料技术的研究与应用有望解决NiAl合金室温脆性及高温蠕变强度低的难题,尽管该领域的研究已取得了相当大的进展,但仍有一些关键问题,如机械合金化过程中粉体结构变化比较复杂,元素混合粉末间的反应与粉体结构的转变,复合材料粉体在烧结固化过程中及后续热处理对粉体结构转变和晶粒长大的影响,杂质添加剂等对合金化过程及产物结构的影响等尚有待于进一步的研究。机械合金化的基础理论、计算机模拟、块体材料的制备技术、块体材料的结构与性能的关系等将会是今后重点研究的课题。
3 复相强化
3.1 颗粒增强的NiAl复合材料
组成相的适当匹配可以使材料像高温合金那样具有优良的蠕变抗力。这种方法是通过向脆性NiAl基体中引入塑性第二相,通过裂纹与塑性相的交互作用,如裂纹桥接、裂纹钝化或裂纹偏转来达到韧化基体的目的,是NiAl合金研究发展的趋势之一。颗粒增强NiAl合金由于制造工艺简单、各相同性、基体与增强剂之间热膨胀系数的匹配不太敏感等特点而受到特别重视。
Chen [28]用水冷铜模激光熔化工艺制备了TiC增强NiAl基自生复合材料, 1000℃以上的压缩强度以及980℃时的拉伸强度是NiAl相应强度的2倍左右,室温断裂韧性也提高了1倍[29]。采用短纤维和颗粒增强NiAl,加入2%TiB2(体积分数)使760℃下的屈服强度比铸造NiAl合金提高近1.5倍[30],其强度的改善程度与颗粒相的数量成正比。不同TiB2含量的NiAl合金应力指数都比较高,这意味着与基体相比,位错的亚结构被第二相细化和稳定化。TEM观察发现,蠕变中亚晶界被第二相钉扎,亚晶粒中的位错密度更高。
郭建亭等先后研制了内生颗粒增强的NiAl-TiC、NiAl-TiB2、NiAl/Cr(Mo)-TiC、NiAl-Ti-TiC、NiAl-Ni2AlTi-TiC[30,31,32,33,34]等多种NiAl基复合材料,并系统研究了它们的合成机理、组织结构、界面和力学性能。其高温强度提高3～5倍,韧性和塑性也得到了明显改善。其中,NiAl-20%TiB2(体积分数)的高温力学性能已超过国外目前最好的同类材料的高温力学性能,通过扫描电镜发现,在少数场合TiB2与NiAl界面和TiC与NiAl界面存在一个厚度分别为1.5nm和3nm的非晶层,结果表明这种非晶层对复合材料的塑性和韧性有利,对缓和界面区域残余应力具有重要贡献。然而,非晶层的成分及形成机制尚不清楚,在制备工艺上如何控制非晶层的数量及厚度很难掌握,这些均有待于深入研究。
3.2 纤维强韧化NiAl复合材料
连续纤维复合材料在纤维方向上具有较高的强度和模量,因此,它对结构设计有利,是宇航领域中的一种理想的结构材料。Michalski等用脉动等离子烧结法[35]制备了NiAl-Al2O3复合材料,其断裂韧性分别为9.1MPa·m1/2,比NiAl合金提高近1倍。将表面有BN涂层的Al2O3和NiAl用热挤压法在真空下热压制备出NiAl/BN/Al2O3连续纤维复合材料,在室温下对NiAl/Al2O3(30%(体积分数))进行拉伸试验发现,裂纹主要是沿NiAl/Al2O3界面扩展的,这主要是由较低的NiAl/Al2O3界面剪切强度及NiAl基体的脆性引起的;在1100℃对该材料进行拉伸试验,其延伸率为20%,抗拉强度为80MPa。研究人员已证实[36],Al2O3短切纤维比排列纤维增强NiAl复合材料的强度和断裂韧性低,断裂韧性为6～9MPa·m1/2, 采用热压法制备的25%(体积分数)Al2O3/NiAl,其断裂韧性可达50%。
纤维强韧化复合材料的制备工艺复杂,价格昂贵,在制作过程中必须注意纤维与化合物间的界面相容性,使增强纤维材料与基体间在高温下有强的界面结合且不引起损伤。今后应加强纤维与化合物间的界面相容性、反应及存在的产物、缺陷对性能的影响等相关方面的研究,采用优势互补设计,使基体与增强相化学相容、物理匹配,合理地选择合金元素及增强相以获得最佳的强韧化效果。
4 采用先进的工艺技术
4.1 定向凝固技术
定向凝固共晶复合材料,由于消除了垂直应力轴的横向晶界,使高温合金的高温强度、蠕变和持久特性、热疲劳性能有大幅度的改善,到目前为止,对NiAl基定向凝固共晶复合材料的研究还处于研究阶段。
Bei H. 等[37]制备的NiAl-Mo共晶合金,在600～1000℃的屈服强度比单晶NiAl高25%～30%。K. Hagihara[12]用定向凝固技术制备了NiAl/Cr(Mo)-Ti合金,发现由于Ti在NiAl基体和Cr(Mo)相中的固溶强化与NiAl-Cr(Mo)共晶层片的共同作用,增加了基体合金的屈服强度,尤其是高温强度得到很大提高。
近年来的研究发现,Hf对NiAl-Cr(Mo)共晶的力学性能的影响最佳。在NiAl-Cr(Mo)系共晶合金中加入不同量的Hf,再通过定向凝固制备出多相NiAl合金,结果表明[38,39],随Hf量增加,高温强度增加,脆韧转变温度升高,1253K时该合金的屈服强度为270MPa,延伸率为29%,这主要是由于Hf的固溶强化和2个新相Ni2AlHf、Ni16Hf6Si7的沉淀强化造成的。定向凝固NiAl-Cr、NiAl-V、NiAl-W[40,41,42]共晶原位复合材料,也是由于引入了平行生长的难溶金属增强相Cr、V、W,从而改善了NiAl的室温韧性和高温强度,但其在高温下的断裂机制有所不同。
尽管定向凝固共晶自生复合材料消除了传统复合材料的人为界面、材料性能设计比较广泛及制备工艺简单等,但至今应用仍有限,主要表现在:相组元尺度及取向偏差较大,组织可控性、完整性和稳定性有待提高;两相的体积比局限在平衡凝固的共晶点附近很小的范围内,组元成分及数量可调范围窄;为了保证对微观组织的控制,需要的共晶生长率非常慢,效率比较低;高温共晶合金中含有大量Nb、Ta、Mo等活泼金属,抗氧化性差,垂直于凝固方向上的层状共晶复合材料缺乏延性,低温抗冲击性能欠佳等。今后的研究工作将主要集中于扩大共晶共生区,提高凝固速率,改善并细化共晶组织。怎样控制或影响定向凝固界面前沿熔体流动从而达到控制组织的目的也将是研究的一个热点。
4.2 单晶制备技术
为获得良好的抗蠕变性能, 消除有害的晶界, 制备NiAl单晶是一个重要的研究方向。Darolia等[43]用电磁约束悬浮熔炼技术制备了NiAl单晶,在压缩试验时其屈服强度曲线呈现齿形分布,结果表明,这是由于一些杂质原子如C、Si等在低温下的扩散和缠结着的位错产生的动态应变时效造成的,由于扩散使得这些原子对位错的钉扎作用时有时无,从而使得屈服应力时增时减。Golberg等[44,45]在研究Ti、Zr、Hf对<110>取向的NiAl单晶的压缩行为时也得出相似的结果,说明Ti、Zr、Hf元素的加入也产生了相同的应变时效现象,其拉伸延展率为1.1%～2.4%。目前性能最好的NiAl单晶合金AFN20是美国GE公司研究成功的,其化学成分为Ni50-Al44.45-Hf0.5-Ti5.0-Ga0.05 (%(原子分数)),其高温拉伸强度、持久强度和高、低循环疲劳强度已达到第一代单晶高温合金Rene4的水平,持久比强度已达到第三代单晶高温合金Rene6的水平。
国内对NiAl单晶的研究较少,陈健等[46]采用Bridgman生长法制备了NiAl-20Fe和NiAl-10Ti (%(原子分数))单晶,并将其力学性能与多晶NiAl进行了比较,结果表明,Ni50-Al30-Fe20多晶合金延伸率为0,而单晶合金可达1%,且抗拉强度提高1倍。NiAl-20Fe合金在凝固结晶时在树枝晶界面处有一薄层塑性的γ相析出,这层层状γ相先发生塑性变形,并在相界上产生位错塞积,促进β相基体中的位错开动,使基体产生塑性变形,所以〈110〉硬取向的NiAl-20Fe也有1%的伸长。
NiAl及其合金的单晶虽然消除了横向晶界,但其室温韧性和塑性仍太差,难以进行工业化批量生产,且常用的制备方法是Bridgman法。该技术制备单晶的缺点是由于NiAl的高熔点容易被模壳材料污染,例如单晶NiAl往往从模壳材料中带入较多的Si, 从而形成硅化物,当这种硅化物数量太多时,会对材料带来有害影响[43]。
5 结束语