放电等离子体烧结（共7篇）
放电等离子体烧结 篇1
摘要：基于Si3N4纳米陶瓷放电等离子烧结(SPS)试验数据,研究了不导电材料烧结过程中烧结系统整体电阻的变化规律。结果表明:烧结温度与烧结粉体高度是影响烧结系统整体电阻的两大因素,在烧结的升温阶段,电阻随着温度的升高和粉体高度的减小逐渐减小,当粉体烧结致密后,如果烧结温度继续升高,则电阻逐渐增大。根据烧结试验结果,得到了总电阻随烧结温度与粉体初始高度的变化曲线,并用SiC陶瓷材料的SPS试验数据对所拟合公式进行了验证,证明了该公式对不导电材料在SPS烧结过程中烧结系统整体电阻变化规律的适用性。
关键词：Si3N4,纳米陶瓷,不导电材料,放电等离子烧结,整体电阻
0引言
放电等离子烧结(spark plasma sintering, SPS)技术是20世纪90年代兴起的一种制备新材料的高新技术,由于其具有升温速率快、烧结时间短、组织结构可控、节能环保等多种鲜明的特点,因此近年来得到了广泛的发展和重视[1,2]。
随着SPS烧结技术的进步,烧结材料的种类越来越多,烧结的样品尺寸越来越大,形状也日趋复杂,与SPS烧结过程相关的基础研究也得到广泛展开。科研人员采用多种有限元分析软件对SPS烧结过程进行了热、电、力三场耦 合模拟分 析,模拟出了烧结过程中烧结核心部位温度场、应力场和电场的分布规律,并直观地描述了烧结过程中影响材料烧结质量的因素,给实际烧结工艺参数的优化和改进提供了良好的理论基础[3,4,5]。
SPS烧结具有低电压大电流的特性,烧结系统的整 体电阻是 影响烧结 系统发热 的重要因 素[6],烧结过程中随着粉末的致密化,烧结系统的整体电阻是实时变化的,然而目前还少见对SPS烧结过程中整体电阻变化规律研究的文献报道, 一般在进行模拟和计算时都假设其为常值,这严重影响了模拟和计算的准确性。由于导电材料与不导电材料在烧结机理方面存在很大的差异,故整体电阻变化对其烧结行为的影响也有很大不同,对导电材料来说,放电等离子的产生对烧结产生重要影响,而对非导电材料来说,烧结系统核心部位在电学方面表现为纯电阻电路,因此其适于用欧姆定律[7]。本文在Si2N4纳米陶瓷烧结试验数据的基础上,研究不导电材料烧结过程中烧结系统整体电阻的变化规律。
1Si3N4纳米陶瓷烧结试验
1.1烧结工艺及设备
首先,将Si3N4、AlN、Y2O3和Al2O3以质量比72∶14∶4∶10的比例混合,其次以无水乙醇为介质,采用氧化铝磨罐和磨球在QM-ISP2L行星式球磨机中球磨24h,转数为200r/min,然后将浆体在 小型煅烧 炉中进行 烘干,烘干温度 为120℃,最后将烘干后得到的块体放入研钵中进行人工研磨,得到烧结试验用粉体材料[8,9]。
烧结试验的升温速率为100℃/min,升到指定温度后不进行保温,初始测温点设置为575℃, 烧结试验加载机械压力30MPa。试验烧结设备为日本住友石 炭矿业株 式会社产 的SPS-3.20 MK?Ⅳ型放电等离子烧结机。采用ON-OFF直流脉冲电源,最大加载电流为10000A,烧结压力为5~200kN,烧结试样最大尺寸为100mm,最高烧结温 度为2000 ℃,最大升温 速率为100℃/min,真空度极限为mPa。
烧结系统结构如图1所示,烧结模具为国产高强石墨模具,其尺寸为最常用的模具尺寸,如表1所示。
1.2试验烧结数据
不同烧结温度t和不同粉体初始高度h的电压、电流、电阻随烧结温度变化曲线分别如图2和图3所示。由于整个烧结过程中,烧结系统表现为低电压大电流的纯电阻电路,因此根据欧姆定律可以得到在不同烧结条件下,烧结系统整体电阻随温度的变化曲线,如图4所示。
从图4可以看出,在整个烧结过程中烧结系统的电阻值很 小 (不到0.01Ω),这完全体 现了SPS低电压大电流烧结的特点;烧结系统的电阻值随烧结温度的升高呈现下降的趋势,这主要是由两方面原因导致的,一是因为石墨的电阻率随温度的升高而降低,二是在烧结过程中,随着温度的升高,烧结粉体开始致密,粉体高度发生变化, 导致电阻发生变化,粉体初始高度越高则电阻值就越大。
在烧结粉体之前,对粉体进行预压,使粉体在常温下从松散的状态变为压实的状态,加载的压力为5MPa,粉体经过一定的压实后其相对密度大约在0.35~0.40之间。在不同的烧结温度下, 测量得到的粉体初始高度与烧结后高度之间的关系如表2所示。
2烧结系统整体电阻公式推导
从图4可以看出烧结系统电阻变化呈二次曲线变化规律,在模具尺寸一定的情况下,烧结系统的电阻是烧结温度与烧结粉体初始高度的函数, 假设烧结系统的整体电阻与烧结温度之间存在如下关系:
式中,R为烧结系统电阻;a、b、c为与粉体初始高度相关参数。
经过对图4中的曲线进行拟合,可以得到在不同的烧结温度下,不同的粉体初始高度所对应的系数a、b、c的值,如表3所示。
由表3可以看出,a、b、c三个系数与粉体初始高度h之间基本满足二次函数的关系,用二次曲线对表3中数据进行拟合,可得到如下关系:
3公式验证
SPS粉体烧结主要分为两类:一类是导电材料,一类是不导电材料。导电材料的烧结要比不导电材料的烧结过程复杂[10],不导电材料在烧结过程中热源主要来自于石墨模具产生的焦耳热, 粉体本身不产生热,因此在相同模具尺寸下烧结不导电材料的过程中,不导电材料的种类对烧结系统电阻基本没有影响,烧结系统电阻只跟烧结粉体的高度与烧结温度有关,上述公式对不导电材料是通用的。本文以SiC粉体放电烧结为例, 对式(1)的通用性进行验证,烧结试验条件与1.1节Si3N4陶瓷的基本相同,SiC粉体的烧结温度为1900℃,烧结初始高度为3mm,烧结后高度为1.2mm。烧结电压、电流与模具中心点温度值之间的关系如图5和图6所示。
图7所示为采用式(1)计算的烧结系统整体电阻和试验得到的SiC陶瓷放电烧结整体电阻的对比曲线,从图中可以看出,两条曲线吻合良好, 从而验证了式(1)的正确性。
4结论
(1)对于不导电材料,烧结温度与烧结粉体高度是影响放电等离子烧结系统整体电阻的两大因素,在烧结的升温阶段,电阻随着温度的升高和粉体高度的减小逐渐减小,当粉体烧结致密后,如果烧结温度继续升高,则电阻逐渐增大。
(2)Si3N4和SiC两种不导电材料放电烧结结果表明,不导电材料放电烧结整体电阻随烧结温度与粉体初始高度的变化关系可以用同一条二次曲线来描述。
放电等离子体烧结 篇2
三元层状化合物Ti3Al C2是一种重要的金属陶瓷,具有金属与陶瓷的许多优良性能,同金属一样,有良好的导电性和导热性,对热冲击不敏感,高温有良好塑性行为。同陶瓷一样,具有良好的抗氧化性、较高的熔点。而且,Ti3Al C2具有较高的断裂韧性。此外,还具有可加工性,可用作可加工陶瓷[1,2,3,4,5]。因此,在民用和军工领域均有广泛的应用前景,许多研究者开展了对该材料制备及表征的工作。通过热压烧结、热等静压和放电等离子烧结等技术可制备致密的Ti3Al C2块体[6,7,8,9,10,11]。
虽然Ti3Al C2材料具有许多优点,但是Ti3Al C2作为陶瓷材料,它的硬度较低,耐酸碱性能较差,这限制了其为结构和功能材料使用范围。Al N具有高强度、高硬度、耐磨损、耐酸碱和耐高温的特点,因此在高温结构材料、耐磨耐腐蚀以及电气材料中有着相当广泛的应用前景。而且重要的是它的热膨胀系数与Ti3Al C2相近,因此在Ti3Al C2表面形成Al N涂层,有助于改善Ti3Al C2材料的力学性能。
本文拟通过在Ti3Al C2粉体上放置涂覆BN粉体的石墨片,使BN与Ti3Al C2反应,最后在Ti3Al C2块体表面形成了Al N涂层。
1 实验过程
实验所用原料为Ti3Al C2粉(纯度>97%,平均粒度为10μm),BN粉(纯度>98.0%,平均粒度为10μm)。把BN粉体放到酒精溶液中,搅拌均匀。然后制备直径为30 mm的石墨片(厚度约1 mm),把石墨片放到BN料浆中,静置5 min。取出后放到烘干箱中烘干处理后取出。把Ti3Al C2粉体放入内径为30 mm的石墨模具中,在其上面放置石墨片后,用石墨柱压好。最后放在放电等离子体烧结机中进行烧结,烧结温度1300℃,保温15 min,压力为30 MPa。用Rigaku Ultima IV转靶X射线多晶衍射仪对合成的粉末进行物相分析(采用Cukα辐射)。用场发射扫描电子显微镜结合能谱仪研究和分析材料的显微结构和微区成分。
2 结果和讨论
图1 为烧结产物的XRD图。 如图1 所示, 产物主相由Al N与Ti C两相组成,同时含有其他物相,如Ti3Al C2、Al、Al B2和C。 根据这一XRD结果, 我们可以推断,Ti3Al C2发生了分解反应:
Ti C具有很高的化学稳定性,不会与BN反应。而Al可以与BN发生如何化学反应。
图2为产物断口的SEM图。如图2(a)所示,在基体的表面形成了一个涂层,涂层厚度约为80µm。实际上涂层由两层组织构成。一层为紧挨Ti3Al C2基体(图3(a)确认)的组织,厚度约为10µm,比较致密;另一部分为试样的表面组织,厚度约为70µm,略为疏松,里面有些片状组织。基体为大量板条状Ti3Al C2晶粒,长度约10~20µm。对图2(a)的中涂层组织区域进行放大观察(图2(b)),可发现靠近涂层部分Ti3Al C2晶粒尺寸变小,长度约5~10µm,同时出现了一些Ti C晶粒(图3(b)确认),粒度约为2µm。这很可能是由于Ti3Al C2发生了分解,导致Ti3Al C2尺寸减小,同时生成Ti C。对图2(b)中方框区域放大观察(图2(c)),可看到该涂层由大量细小的颗粒状晶粒构成,平均晶粒大小约为400 nm左右。经EDS确认(图3(c)),这些晶粒为Al N。对图2(b)中圆圈区域放大观察(图2(d)),可看到这层物质主要由片层状石墨(图3(d)确认)和粒状Al N构成。石墨长度约为1~3µm,Al N晶粒平均粒度约为200 nm。需要强调的是,在样品磨制处理成XRD样品时,试样的最外层,即含石墨层,基本上被磨掉。由于石墨极难磨除,仍有少量的石墨残留,因此从XRD图上仍可观察到微弱的石墨峰。实际上图1的数据结果是靠近Ti3Al C2的Al N涂层部分的。由于XRD的穿透深度为几十微米,而Al N涂层因厚度仅为10µm,因此XRD会探测到Ti3Al C2物相。同时也由于Al N涂层和Ti3Al C2表面分解成Ti C组织的阻隔,直接导致图1结果中的Ti3Al C2衍射峰强度比较弱。实际上我们可以清楚的看到试样的基体实际上是由Ti3Al C2组成的。通过以上研究可知,在Ti3Al C2基体上形成了致密的Al N涂层。对于Al N涂层的形成机制,我们进行如下分析与讨论:
粉体原料承受轴向加压,由于成形压力是通过松散粉粒的接触来传递的,单向加压时,压坯上方及近模壁处密度大,粉体颗粒之间容易更紧密接触,Ti3Al C2颗粒与BN颗粒可以充分的紧密接触,原子间容易相互扩散,在高温作用下,易发生化学反应。同时由于放电等离子体的特殊作用机制,试样表面的温度会高于其内部的部分,高于实测值。由于Ti3Al C2的热稳定性略差,在1300℃的温度下,试样表面的Ti3Al C2晶粒会发生分解,生成Ti C与Al(反应式(1)),然后Al与BN发生反应(反应式(2))。但是通过能谱分析结果探测不到Al B2相的存在。这可能是由于Al B2相的热力学稳定性较差,文献[11]指出通过1050℃热处理3 h,可使Al B2相完全分解。而本研究的烧结温度为1300℃,同时由于粉体颗粒间放电等离子体的存在,局部微区实际温度还要略高些。因此在本研究保温时间略短的情况下,Al B2相完全分解的可能性是存在的。分解之后的Al继续反应形成Al N,而B在微波场中扩散速率比常规情况下更快,极易向基体中扩散,从而在Al N涂层中,通过能谱很难确认。
根据以上研究结果,我们可以提出一个钛铝碳表面形成氮化铝涂层的反应机制。即首先试样表面的Ti3Al C2发生分解,生成Al与Ti C。然后Al扩散进入BN颗粒中,二者相互反应,形成Al N。
(a) 低倍形貌 ；(b) (c)(d) 高倍形貌(a)low magnitude;(b)(c)(d)high magnitude
3 结论
通过放电等离子体烧结可得到组织细小、致密的Ti3Al C2块体材料。Ti3Al C2晶粒会发生分解,生成Ti C与Al。Al与BN反应可在Ti3Al C2基体上可形成致密的Al N涂层,厚度约为10µm。
摘要：采用高纯Ti3AlC2粉体为原料,使用放电等离子烧结技术,制备了Ti3AlC2块体材料。通过在Ti3AlC2粉体上放置涂覆了BN粉体的石墨片,在Ti3AlC2块体表面形成了致密的Al N涂层。采用X射线衍射(XRD)、场发射扫描电镜(FE-SEM)结合能谱仪(EDS)分析试样。研究结果表明,在1300℃保温15 min,压力为30 MPa,可烧结得到组织细小、致密的Ti3AlC2块体材料。层片状的Ti3AlC2晶粒长约10~20μm。样品表面的Ti3AlC2晶粒会发生分解,生成Ti C与Al。然后,Al与BN反应可形成致密的Al N涂层,厚度约为10μm。
关键词：Ti3AlC2,AlN,反应合成
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放电等离子体烧结 篇3
具有插盐岩层类钙钛矿结构的La-Ni-O系列氧化物因同时具有导电及导氧离子性能,被认为是非常有潜力的固体燃料电池阴极替换材料,特别是La4Ni3O10氧化物,在La-Ni-O系列氧化物中被认为最具应用前景。然而,该氧化物的制备非常困难,虽然La4Ni3O10氧化物早在1959年就已被发现[3],可直到1994年研究者才获得纯相[4],这在很大程度上制约了其结构和性能的分析研究。此外,由于制备纯的La4Ni3O10氧化物所用研磨和加热周期非常长,造成产物的颗粒粒径非常不利于进行后期烧结[5],Amow等所得到的该氧化物最高烧结密度仅为58%,远低于测量其导电及导氧离子性能的所需密度(大概在90 %左右),因此所得到的导电性能测试数据的准确性还有待检验。
Weng等曾利用超临界水连续式制备技术(简称CHFS技术)首次实现La4Ni3O10氧化物的快速制备[6,7]。作者利用该技术的均一混合特性,先获得高度混合的纳米级La(OH)和 NiO前驱物,然后仅对该混合物一次性加热6 h就得到纯的La4Ni3O10氧化物,极大缩短了制备周期并在最大程度上保留了产物粒径(颗粒粒径在200～300 nm之间)。为了实现La4Ni3O10氧化物的高度烧结并最大限度地保留其颗粒原始粒径,该文引入放电等离子烧结(简称SPS)技术,通过将特殊电源控制装置发生的直流脉冲电压印加到利用CHFS技术获得的La4Ni3O10颗粒上,借助通常放电加工所引起的烧结促进作用,放电冲击压力和焦尔加热,以及脉冲放电初期粉体间产生的火花放电现象(瞬间产生高温等离子体),实现La4Ni3O10氧化物的高度烧结。此外,该文还拟采用X-射线衍射(XRD)及扫描电子显微镜(SEM),考察烧结产物的晶相组成及颗粒粒径,通过阿基米德法(排水法)测量烧结产物的烧结密度并对其进行导电性能测试。
1实验方法
1.1放电等离子烧结
将4.00 g La4Ni3O10氧化物粉末装入放电等离子烧结(SPS)专用内径20 mm的石墨模具进行压型,采用SPS-1050型放电等离子烧结设备,将粉末烧结成形。在模具内表面和试样之间放置石墨箔,这是为了使SPS烧结后的试样能较易取出。此外,模具还用一层石墨箔包覆,以便在烧结过程中降低热量损失。烧结过程中腔体保持真空状态,真空度为2～3 Pa。烧结过程的实验参数见表1,最后,电流关闭,压力释放,试样随炉冷至室温。
1.2材料性能测试
采用阿基米德(Archimedes)排水法测定样品的密度。将试样浸泡于介质中使其饱和后再进行液体中称重来确定目标试样的总体积(包括所有孔隙),从而测得体积。称重的电子天平精度为0.000 1。采用公式(1)进行计算
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式中,ρ水、M空和M水分别为水的密度、试样在空气中和水中的质量。
采用X-射线衍射仪测定烧结产物的晶相组成,所用仪器为日本理学(RigaKu)公司DMAX—RB X-射线衍射仪,射线源为CuKα (λ=0.154 18 nm)。试验参数为:电流150 mA,电压40 kV,2θ=10°～70° ,扫描速度0.02 °/s。采用扫描电镜(型号JEOL JSM-6300F)来观察烧结产物的颗粒粒径。
1.3烧结产物的导电性能测试
产物在不同温度下的导电性能测试是利用van der Pauw方法来实现的。采用四点直流电源测试手段,测试温区为室温～800 ℃,升温速率为5 ℃/min,样品尺寸大约为1.2 cm×2.3 cm,厚度在2 mm左右。
2结果与讨论
2.1等离子烧结的实验条件优化
如表1所示,实验1首先采用1 350 ℃的烧结温度,但造成样品破裂严重。在随后的实验中,我们调整了烧结温度、烧结时间、冷却速率、施加压强等实验参数,并在实验2中成功保持了样品的完整形态,没有出现破损情况。然而,密度测试数据显示,实验2样品的烧结密度仅为76%,虽然对比文献中报道的58%[5]的烧结密度有了很大提高,但还是不能满足导电测量所需的密度要求(90%左右)。有鉴于此,我们在实验3中又将烧结温度增加到1 300 ℃,但再一次造成样品破裂。可见,SPS成品的完整度跟烧结温度息息相关。即使烧结温度降低到1 200 ℃样品还是破裂(见实验4)。虽然继续降低温度能够改善样品的成品完整度,但必然会带来烧结密度的下降。
在实验5中,我们尝试控制样品的冷却速率在100 ℃/min,期望通过延缓样品的淬冷速率来改善成品完整度。实验结果显示,减缓样品的冷却速率能有效地改善样品的成品完整率。在此基础上,实验6～实验7进一步调节了样品烧结时间、温度、加热速率等参数。密度测试结果显示,实验5～实验7样品的烧结密度都高达95%,已能满足导电性能测试要求。
2.2X-射线衍射分析(XRD)和扫描电镜分析(SEM)
然而,XRD的分析结果显示,实验1～实验8所得样品的晶相组成都为La2NiO4 + La2O3,表明所有样品在SPS中都被还原(见图1)。
为了排除由于在SPS过程中加热过快,造成La4Ni3O10分解这一因素,我们在实验8中将加热速率降低到20 ℃/min。然而,XRD的结果显示,实验8的样品还是在SPS后被还原。
有鉴于此,我们分析,样品的被还原可能并不是由SPS的实验条件造成的,因为据文献报道,La4Ni3O10氧化物是一种非常稳定的物质[3],只有在外部还原剂的作用下才会裂解生成La2NiO4 + La2O3。因此,石墨模具的使用可能是造成La4Ni3O10被还原的主要原因。为了隔离La4Ni3O10粉末与石墨模具的接触,我们在实验9中引入了ZrO2粉末。方法是先在压片机中将La4Ni3O10粉末挤压成片,然后将之放入环绕ZrO2粉末的石墨模具中。该措施,一方面利用ZrO2粉末隔离La4Ni3O10与石墨的接触,另一方面,由于烧结后的ZrO2粉末强度不高,可轻易地通过转盘磨将之去除。
XRD的结果显示,实验9样品并没有被还原(见图2)且烧结密度高达92%,已能满足其导电性能测试的需求。
此外,扫描电镜分析结果显示,烧结后的样品,很好保留了La4Ni3O10粉末的原始粒径(见图3),其所测的烧结颗粒的平均粒径在300～400 nm左右,体现了SPS技术在烧结上的优势。
2.3导电性分析测试结果
图4所示的是实验9样品在不同温度下的导电性能测试结果。如图所示,该样品基本上显示出金属导体的特性,仅在250～300 ℃区间显示出部分半导体的性质,这与文献中的预测基本一致[3]。特别需要指出的是,样品在室温下显示出非常高的导电性能,其电导率大概为500 S/cm,是文献所报道的200 S/cm的2.5倍[5]。
如此高的导电率一方面可归咎于其高烧结密度;另一方面,根据Knauth的space charge effect理论[8],如果烧结后的样品晶粒非常小,必然会导致大量晶界的出现,如此多的晶界在互相串联后,会为电子提供一部分更为便捷的通道,极大提高样品的导电率。由于CHFS技术缩短了La4Ni3O10氧化物的制备周期,在很大程度上保留了产物的颗粒粒径,再加上SPS烧结技术的辅助,该文所得到的La4Ni3O10氧化物烧结样品,其颗粒粒径远小于文献所报道,从而造成该样品导电率的极大提高。这一结果是很具有鼓舞性的,它在一定程度上揭示了CHFS制备技术以及SPS烧结技术在固体燃料电池应用中的美好前景。我们希望,通过该文的一系列工作,能为这两项技术在固体燃料电池中的应用提供一些理论和实验依据。
3结语
文中针对La4Ni3O10氧化物烧结困难的问题,采用新型的超临界水连续式制备(CHFS)技术,最大限度保留了La4Ni3O10氧化物的颗粒粒径,同时借助放电等离子烧结技术的快速烧结等优点,成功获得颗粒粒径在300～500 nm的La4Ni3O10烧结样品。此外,通过一系列烧结参数调整以及采用ZrO2包裹隔离措施,有效解决了La4Ni3O10样品在SPS烧结中成品破裂以及还原等问题。样品导电性能显示,文中所得的La4Ni3O10样品基本上显示出金属导体的特性,仅在250～300 ℃区间显示出部分半导体的性质,其常温下的导电率远高于文献所报道的数据。我们希望,通过该文的一系列工作,能为CHFS制备技术和SPS烧结技术在固体燃料电池中的应用提供一些理论和实验依据。
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放电等离子体烧结 篇4
多元合金化结合制备工艺优化是实现Nb-Si基超高温合金性能平衡的主要手段［８－１１］。Nb-Si基合金通常添加Ti,Cr,Al,Hf,Mo,W,稀土等合金元素。Ti和Hf是韧化Nb的主要元素［１２，１３］,添加40%Ti(原子分数,下同)后可使铸态Nb-16Si合金的断裂韧性从6 MPa·m１／２提高到13 MPa·m１／２ ［６］。W和Mo是强烈的高温强化元素［１４］,铸态Nb-18Si-10Ti-10Mo-15W合金1500℃的抗压强度可达350MPa,是目前所报道的最高强度水平。而Cr和Al对提高Nb-Si合金高温抗氧化性能有利［１５－１７］。目前Nb-Si基合金主要通过铸造的方法制备,如真空非自耗/自耗电弧熔炼和定向凝固等。然而,凝固方法制备的合金不容易实现显微组织控制,容易产生粗大的Nb相枝晶、连续的硅化物基体以及裂纹、孔洞等宏观和微观缺陷［１３，１５］,对合金的力学性能尤其是室温韧性产生不利的影响。相比而言,粉末冶金技术能更好地控制合金中晶粒尺寸、相比例、形态和分布等,有望实现Nb-Si基合金的组织设计,获得优化组织,提高合金综合性能［１８－２１］。有报道表明,采用反应热压烧结制备得到的Nb-16Si-2Fe合金,平均颗粒尺寸可控制在3μm,呈等轴状均匀分布, 室温拉伸伸长率达到2%［２２］,是目前报道的Nb-Si合金的最好塑性水平。在相同Nb和Nb５Si３相比例的条件下控制Nb和Nb５Si３晶粒尺寸(小尺寸的Nb晶粒配大尺寸的Nb５Si３晶粒)可以使室温断裂韧性提高一倍以上［８］。目前采用粉末冶金技术实现Nb-Si基合金组织控制的研究才刚刚开始,对粉末冶金合金的显微组织、力学性能和断裂行为的研究有待系统和深入。
本研究以不同颗粒尺寸的预合金化的NbＳＳ固溶体粉末、预合金化的Nb５Si３和Cr２Nb化合物粉末为原料,采用放电等离子烧结(SPS)技术制备了两种具有典型组织的Nb-Si基合金,即多元NbＳＳ/Nb５Si３两相合金和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金,实现显微组织的可设计性。研究了室温韧性、高温强度和高温抗氧化性与显微组织的关系,对室温断裂机制进行了分析,以期明确合金化与粉末冶金技术的结合对Nb-Si基合金性能的影响,为Nb-Si基合金的显微组织优化设计提供一定的依据。
1实验材料与方法
杨春艳等研究了Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-17Cr六元合金的相组成、显微组织以及相成分［２４］,该合金由NbＳＳ,Nb５Si３和Cr２Nb三相组成,具备了韧性相、强化相和抗氧化相。本研究采用的预合金化NbＳＳ,Nb５Si３和Cr２Nb粉末是按照上述六元合金中三个平衡相的成分制备的,见表1。以纯度≥99.95%的Nb,Si,Ti, Al,Cr和Hf为原料,按表1分别配制后,在非自耗真空电弧熔炼炉内反复熔炼6次,得到NbＳＳ,Nb５Si３和Cr２Nb合金锭。采用氢化+ 球磨+ 脱氢法制备NbＳＳ相粉末,采用机械破碎+ 球磨+ 筛分法分别制备Nb５Si３和Cr２Nb相粉末,设计了NbＳＳ/Nb５Si３两相合金和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金。 由于NbＳＳ/ Nb５Si３两相强韧匹配合金和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相抗氧化合金分别是在Nb-16Si二元合金和Nb-16Si-17Cr三元合金发展起来的。目前进一步开展的多元合金化也都是在上述两个合金成分基础上通过添加Ti,Al,Hf等元素进行的,这些元素固溶于上述各相,不改变相的比例。 平衡态Nb-16Si二元合金NbＳＳ/Nb５Si３两相体积比约为6∶4,Nb-16Si-17Cr三元合金NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相体积比约为4∶4∶ 2。本研究是遵循上述相比例设计合金的,以研究加工方式和相颗粒尺寸对性能的影响。取NbＳＳ/Nb５Si３合金两相体积比为6∶4,其名义成分约为Nb-16Si-25Ti-2Al-2Hf-7Cr(原子分数/%,下同)。 NbＳＳ/ Nb５Si３/Cr２Nb三相合金中NbＳＳ,Nb５Si３和Cr２Nb的体积分数分别为0.4,0.4和0.2,其名义成分为Nb- 18Si-21Ti-1Al-3Hf-16Cr。采用QM-QX行星式球磨机以无球干混的形式将预合金化粉末按照上述体积比混合2h,球磨机转速为400r/min。混合粉末在SPS- 1050型放电等离子烧结炉中进行烧结,升温速率为120℃/min,烧结温度1350℃,保温时间5min,压力50MPa,烧结完成后随炉冷却。烧结合金锭的尺寸为Ф30mm×10mm。
采用阿基米德排水法测量烧结块体合金的相对密度,采用配备了EBSD探头和EDX探头的Quanta200F场发射环境扫描电子显微镜对预合金粉末形貌、 块体合金的显微组织、晶粒尺寸和相成分进行观察分析。Rigaku D/Max 2200PC型X射线衍射分析仪用于确定粉末及块体合金的相组成,定量金相分析软件测量显微组织中相比例。使用HXZ-1000型数字式硬度计测量块体合金的维氏硬度,载荷500N,压力保持时间15s,每个试样测试11个点取平均值。采用单边缺口三点弯曲试样测定室温断裂韧性,试样尺寸为3mm×6mm×30mm,用直径为0.2mm的钼丝预制出长度为a的单边缺口(a/w=0.5,w为试样宽度)。 三点弯曲在SANS微机控制电子万能试验机上进行,跨度S=24mm,加载速率0.1mm/min,加载至裂纹失稳扩展。高温压缩在Gleeble-1500D热/力模拟试验机上进行,温度分别为1250℃ 和1350℃,加热速率为20℃/s,到达温度后保温5min,高温压缩在氩气保护条件下进行,压缩试样尺寸为 Ф6mm×9mm, 加载速率为3×10－３s－１。 静态等温氧化实验在SK2-2.5-13S型高温管式电炉中进行,实验温度为1250℃,试样尺寸为6mm×6mm×3mm,氧化过程中样品称重采用电子分析天平(Sartorius BS210S,精度为0.0001g)。测试前所有试样表面用1200＃砂纸打磨。
2结果与分析
2.1粉末形貌及组成
本研究采用较小尺寸的NbＳＳ固溶体粉末和较大尺寸的多元Nb５Si３和Cr２Nb化合物粉末为原料进行搭配,以期获得韧性相NbＳＳ为基体的显微组织。预合金化NbＳＳ,Nb５Si３和Cr２Nb粉末的形貌及其粒度分布如图1所示。NbＳＳ粉末呈颗粒状,粒径小,平均粒径D50约为3.3μm。Nb５Si３和Cr２Nb粉末表面光滑,尺寸大,分布较窄,其D50分别约为22.1μm和23.5μm。预合金化粉末的XRD衍射图见图2,三种粉末分别为单相NbＳＳ固溶体,β-Nb５Si３和C14-Cr２Nb金属间化合物。
图1 预合金化粉末形貌(1)及其粒度分布(2) (a)NbSS;(b)Nb5Si3;(c)Cr2Nb Fig.1 Micrographs(1)and size distribution diagrams(2)of pre-alloyed powders (a)NbSS;(b)Nb5Si3;(c)Cr2Nb
2.2块体合金相组成和显微组织
烧结后两相合金X射线衍射图谱如图3中a线所示,表明合金由NbＳＳ和α-Nb５Si３相组成。对比预合金化Nb５Si３粉末的XRD图谱(图2(b))可知,在SPS烧结后,亚稳的β-Nb５Si３相粉末转变成为稳定的 α-Nb５Si３相,这是因为β-Nb５Si３是高温稳定相,而 α-Nb５Si３是低温稳定相,SPS烧结块体随炉慢速冷却过程中发生β向α 同素异构转变［２６］。由三相合金的XRD图谱(图3中b线)可知该合金主要由NbＳＳ,α- Nb５Si３和C14-Cr２Nb组成,烧结过程中Nb５Si３的晶体结构也由β-Nb５Si３转变为α-Nb５Si３,但Cr２Nb的晶体结构没有发生改变。 图4(a),(b)分别为NbＳＳ/ Nb５Si３合金和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb合金的背散射电子像,相对密度标于显微组织右上角,可见放电等离子烧结可获得高致密度块体,两块体致密度达到99.26%以上。由图4(a)可知,NbＳＳ/Nb５Si３合金主要由白色的NbＳＳ相和灰色的Nb５Si３相组成,其中Nb５Si３相较均匀地分布在连续的NbＳＳ基体上。定量金相分析表明两相比例为58.4∶41.6,与配制混合粉末的体积比一致。三相NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb合金主要由白色相、灰色相和黑色相组成,分别是NbＳＳ, Nb５Si３和Cr２Nb相。此外,该合金中还存在少量白亮的HfO颗粒,在铸态Nb-Si基合金中也有微量的Hf氧化物存在［２３］。由图4(b)可知NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb合金的显微组织中三相呈混合分布,NbＳＳ有相互连接成基体的趋势,Nb５Si３和Cr２Nb以块状形式散布在NbＳＳ周围,三相比例为42.1∶39.1∶18.8,也与混合粉末的体积比基本一致。上述两相和三相合金中各相成分和比例分别与各自的名义成分Nb-16Si-25Ti-2Al-2Hf-7Cr和Nb-18Si-21Ti-1Al-3Hf-16Cr的退火态准平衡组织的相组成、相成分和相比例基本一致(表1)［２６］。由图4可见,两相组织相分布均匀,而三相组织的均匀性较差。SPS烧结显微组织的均匀性取决于混合粉末的均匀性,主要受到组成相的尺寸、颗粒形状和体积分数的影响。由机械破碎+筛分法制备得到的金属间化合物β-Nb５Si３和C14-Cr２Nb粉末形貌不规则且多棱角,且尺寸大,粉末流动性较差,见图1(b), (c)。相比而言,呈颗粒状的NbＳＳ粉末尺寸小流动性较好。NbＳＳ/Nb５Si３两相合金粉末中流动性较好的NbＳＳ粉末的体积分数占60%,多于Nb５Si３+Cr２Nb粉末,所以混合粉末流动性较好,混合均匀,显微组织也均匀(图4(a))。而三相合金粉末中流动性较差的Nb５Si３+Cr２Nb粉末的体积分数占到60%,导致混合粉末的流动性相对二相合金粉末较差,显微组织均匀性也较差,见图4(b)。图5(a)是NbＳＳ/Nb５Si３合金NbＳＳ相的EBSD图,约85% 以上的晶粒尺寸分布在2.5~10μm之间,D50为5.7μm,见图5(b),比原始NbＳＳ粉末颗粒尺寸增长约2μm。NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb合金中NbＳＳ相的D50与上述值相差不大。以上结果说明采用预合金化粉末制备的烧结合金中没有新相产生,实现了相组成、相成分、相体积比例、显微组织和晶粒尺寸的控制。
图4 块体合金显微组织 (a)NbSS/Nb5Si3 两相合金;(b)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金 Fig.4 Microstructure of bulk alloys (a)NbSS/Nb5Si3two phase alloy;(b)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb three phase alloy
2.3块体合金室温力学性能
合金的维氏硬度HV和室温断裂韧性KＱ如表2所示。NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金的HV为860, 明显高于NbＳＳ/Nb５Si３两相合金的699,这与合金中强化相Nb５Si３+Cr２Nb的体积分数对HV的影响规律是一致的。由于NbＳＳ/Nb５Si３两相合金中韧性相的体积分数约为60%,而NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金中韧性相仅约40%,因此前者的断裂韧性KＱ为15.1MPa·m１／２,高于后者的11.3MPa·m１／２。
三点弯曲实验后合金的断口形貌如图6所示。由图6(a),(c)可以观察到,断裂的Nb５Si３或Cr２Nb相在断口上形成光滑断面,可知其以脆性机制断裂。由放大的断裂NbＳＳ相照片图6(b),(d)可知,NbＳＳ相呈现细小的韧窝状断口,是典型的韧性断裂。NbＳＳ相韧性断裂方式是Nb-Si合金具有高室温断裂韧性的原因。
2.4块体合金高温力学性能
NbＳＳ/Nb５Si３两相和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金在1250℃和1350℃条件下的压缩真应力-真应变曲线如图7所示。1250℃下NbＳＳ/Nb５Si３合金的抗压强度为269MPa,低于NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb合金的336MPa。值得注意的是1350℃ 时,两者的相对强度出现了反转,NbＳＳ/Nb５Si３两相合金和NbＳＳ/Nb５Si３/ Cr２Nb三相合金的抗压强度分别为203MPa和101MPa。
2.5高温氧化行为
两相和三相合金在1250℃静态空气中氧化增重曲线如图8所示。随着氧化时间的延长,增重速率逐渐降低呈抛物线形状。氧化初期金属表面直接暴露于静态空气中,合金氧化增重速率较快;随氧化时间的延长,由于氧化膜的保护作用,氧化速率逐渐降低。在1250℃静态空气中暴露100h后,NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb和NbＳＳ/Nb５Si３合金氧化增重分别为175mg/cm２和233mg/cm２,前者的抗氧化性好。这表明Cr２Nb相对高温抗氧化性能有利。
3讨论
图4和图5的显微组织分析结果表明可以通过粉末冶金方法控制合金的相组成、体积比例和晶粒尺寸, 实现Nb-Si基合金的组织设计,这对合金的力学性能的可设计性十分重要。对粉末冶金所制备的Nb体积分数为60%,Nb５Si３为40%的Nb-16Si合金的研究表明,在相同体积比条件下通过Nb和Nb５Si３两相粉末颗粒尺寸的不同搭配,可获得不同相为基体的显微组织［８］。当以2.9μm的Nb５Si３相粉末配以83.8μm的Nb粉末时,Nb５Si３以连续网络状分布,合金的断裂韧性很低,仅为5.6 MPa·m１／２,与铸造Nb-16Si合金的断裂韧性相同［２］;这时Nb相的尺寸大到数十微米,以解理的方式断裂,是Nb-16Si合金断裂韧性低的原因。 而以86.4μm的Nb５Si３粉末配以4.9μm的Nb粉末时,Nb５Si３相以岛状形态分布在连续的Nb相基体中, 此时合金的断裂韧性最高,可达12.4MPa·m１／２,比前者提高了1倍以上,这时Nb相晶粒尺寸为9.2μm。 在其断口上首次发现小尺寸Nb晶粒断裂方式为解理、撕裂、韧窝混合断裂方式,Nb相韧窝型断裂方式的出现使Nb-16Si合金断裂韧性值得到大幅提升,是目前所报道的Nb-16Si二元合金的最高水平［８］。可见降低Nb粉末尺寸也就相应减小Nb晶粒尺寸,这是提高其韧性的重要手段。目前由铸造方法制备的Nb-Si基合金,其NbＳＳ晶粒尺寸一般为数十微米,大尺寸bcc结构的NbＳＳ晶粒断裂方式是解理型的［１，２］,当粉末冶金NbＳＳ晶粒尺寸为数十微米时,也只发生解理断裂［８］,这就不能充分发挥NbＳＳ的韧性。而在以细小NbＳＳ晶粒为基体的Nb-Si基合金中,NbＳＳ晶界较多,每个晶粒形变过程中的位错塞积数量较少,应力集中较小,相同的变形量可分布在更多的晶粒内,使得变形更均匀,解理裂纹越难产生,材料易发生微孔聚集型断裂,为韧窝形貌断口的形成创造了条件。此外,合金化元素Ti能降低Nb的P-N力,即降低了Nb的表面能 γ与P-N能垒UＰ－Ｎ的比值γ/UＰ－Ｎ比［１２］,使Nb的断裂阻力增加,即韧性增加。本研究结合Ti合金化和降低Nb晶粒尺寸的成分组织设计思想,在预合金化的NbＳＳ中添加了原子比为29.81%的Ti对Nb进行韧化(表1),把NbＳＳ晶粒尺寸控制在几个微米的水平(图5 (b)),这时NbＳＳ/Nb５Si３两相和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金中NbＳＳ相的断裂机制发生了彻底改变,是韧窝型主导的断裂方式(图6(b),(d)),使Nb-Si基合金断裂韧性得到进一步提高,其中含NbＳＳ相体积60%的NbＳＳ/Nb５Si３两相合金的断裂韧性达到15.1MPa· m１／２,是同NbＳＳ相体积分数的铸态Nb-16Si合金断裂韧性的3倍。
图6 三点弯曲实验断口形貌 (a),(b)NbSS/Nb5Si3 两相合金;(c),(d)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb三相合金 Fig.6 Fracture morphologies of bulk alloys after three-point bending (a),(b)NbSS/Nb5Si3alloy;(c),(d)NbSS/Nb5Si3/Cr2Nb alloy
图7 高温压缩真应力-真应变曲线 (a)1250℃;(b)1350℃ Fig.7 Compressive true stress-true strain curves at high temperatures (a)1250℃;(b)1350℃
值得注意的是以Ti为主的多元合金化NbＳＳ/ Nb５Si３两相和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金随温度由1250℃升高到1350℃时其抗压强度出现反转,见图7,可能与合金元素对Cr２Nb相的热强性影响有关。 二元Cr２Nb相的熔点约为1770℃,对于多元Nb-Si-Ti-Al-Hf-Cr合金而言,固溶于Cr２Nb相中的Si,Ti, Al,Hf等元素降低其熔点［１１］。研究表明Nb-Si合金在1500℃热处理时,多元NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金已经熔化,而无Cr２Nb相的多元NbＳＳ/Nb５Si３两相合金在1600℃热处理时依然呈现热处理前的形态［２５］。 与二元Cr２Nb相相比,多元Cr２Nb相的熔点大幅度降低是影响其高温强度的负面因素。因此Cr２Nb相对合金整体强度的影响,受温度的影响。温度为1350℃ 时接近其熔点,多元Cr２Nb相将表现为软化特征,降低合金的整体强度［２７］。 而1250℃ 时NbＳＳ/Nb５Si３/ Cr２Nb三相合金强度高于NbＳＳ/Nb５Si３两相合金,表明该温度下多元Cr２Nb相起到强化作用。与本研究NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb和NbＳＳ/Nb５Si３合金成分相近的铸态Nb-16Si-22Ti-2Al-2Hf-17Cr三相合金和Nb- 16Si-22Ti-2Al-2Hf-2Cr两相合金同样存在类似的强度-温度关系［２３，２６］。
Cr２Nb相对于Nb-Si基合金高温抗氧化性是有益的,见图8,但距离工程应用还有很大的差距。除了进一步优化合金成分外,合金表面的热防护涂层设计是彻底改善高温抗氧化性可行的方法［２８］,亟待开展深入系统的研究。
4结论
(1)经SPS制备得到致密度大于99.26% 的NbＳＳ/Nb５Si３两相合金和NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb三相合金。NbＳＳ/Nb５Si３合金中Nb５Si３相较均匀地分布在连续的NbＳＳ基体上,而NbＳＳ/Nb５Si３/Cr２Nb合金中NbＳＳ相有连接成基体的趋势,Nb５Si３和Cr２Nb以块状形式散布在NbＳＳ周围。
(2)NbＳＳ晶粒尺寸为5.7μm,室温三点弯曲条件下发生韧窝机制主导的断裂,极大地提高了合金的断裂韧性。NbＳＳ/Nb５Si３两相合金和NbＳＳ/Nb５Si３/ Cr２Nb三相合金的断裂韧性分别达到了15.04MPa· m１／２和11.31MPa·m１／２。
(3)合金元素影响Cr２Nb相的热强性,1250℃时, Cr２Nb相提高Nb-Si基合金的抗压强度,NbＳＳ/ Nb５Si３/Cr２Nb合金的抗压强度高于NbＳＳ/Nb５Si３合金;1350℃时两者强度出现反转,Cr２Nb相降低了Nb- Si基合金抗压强度。
放电等离子体烧结 篇5
关键词：等离子体射流,能耗特性,功率,频率,占空比
流动控制技术是流体力学研究的前沿和热点,等离子流动控制发生器以其结构简单、响应迅速、工作频带宽等优点受到越来越多的关注。目前主要的等离子体发生器包括介质阻挡放电( DBD) 等离子体发生器、直流/准直流电弧放电等离子体发生器和等离子体合成射流发生器( 又称为火花放电式射流或脉冲等离子体射流发生器)[1—3]。
将等离子体合成射流运用于流动控制是一种新的基于等离子体气动激励的主动流动控制技术,这种射流发生器无需其他气源、附加增压等措施即可通过放电产生等离子体获得速度较高的射流[4]。
等离子体合成射流发生器一般由一个带有出气孔或缝的绝缘腔体和一对电极组成,腔内进行放电,放电过程产生等离子体并释放大量热量,使得腔内气体的温度和压力快速升高,从出气孔高速喷出,形成等离子体射流[5]。相比于其他用于流动控制的射流产生方式,等离子体合成射流具有其优势。首先,等离子体合成射流的瞬间速度可达到百米每秒[6]。其次,通过改变电参数,例如加载电源的频率和占空比等,可以实现对射流速度大小的调节,满足不同流场的需求。
为了将等离子体合成射流主动控制技术推向工程应用,特别是应用于飞行器[7],不仅需要对提高发生器的性能进行研究,还必须对其功率需求耗电特性进行研究。显然,能耗太大的等离子体合成射流发生器不符合节能原则。目前国内外对于DBD介质阻挡放电的能效和功率特性的研究方法一般有功率表法、瞬时功率曲线法和电压/电荷利萨如图形法[8]、PC放电功率在线测量系统等[9]。对于等离子体合成射流的功率特性国内外也有了一定的研究,主要集中在数值仿真方面[10,11]。
本文以一种在大气压常温状态下腔内火花放电为基础的等离子体合成射流发生器作为研究对象。在对该发生器进行实验的过程中,通过调节电源工作频率和占空比来改变发生器的工作状态,将功率计串联接入实验系统来检测放电回路的功率,并采用皮托管对射流速度进行测量,从而得出电源频率和占空比与等离子体合成射流之间的能耗关系,进一步分析射流速度与功率之间的关系。
1 实验系统
图1是火花放电等离子体射流实验系统。
实验系统包括自行研制的高压脉冲电源子系统、等离子体合成射流发生器、皮托管和功率表。
1. 1 火花放电电源子系统
火花放电等离子体射流实验系统中的电源子系统包括AC /AC调压器、高压脉冲电源、功率计和示波器。
AC / AC调压器对高压脉冲信号幅值进行调节。示波器( 型号为泰克DPO2012) 用于监测等离子体激励电源的频率和占空比; 功率计用于检测放电回路的功率; 高压脉冲电源电压调节范围0 ~ 50 k V,频率调节范围50 ~ 5 k Hz,占空比调节范围0% ~50% 。脉冲为方波信号。
1. 2 等离子体射流发生器
图2为研究对象火花放电等离子体射流发生器。发生器的腔体为外径8 mm,壁厚1 mm,长度30mm的玻璃管,两端插入导线接高压脉冲电源作为放电电极。腔体的射流出口接有一加速射流收缩喷嘴。喷嘴长10 mm,射流出口孔径1 mm。
进行实验时,电源加载电压增加到一定数值,击穿空气,阴阳两电极之间在玻璃管腔内产生电火花放电,腔内气体受热膨胀向外挤压,气体经过收缩段加速,在出口处形成高速射流。采用皮托管测速计测量射流的平均速度。
1. 3 能耗测量方法
在实验研究中采用功率计串联进实验电路中测量等离子体射流发生器的耗电量( 如图1所示) 。实验中采用型号UNT230C的功率计。其工作的额定电压为220 V/50 Hz,额定电流为10 A,最大量程为2 200 W; 可测量范围的电压为180 ~ 260 V,电流为0 ~ 10 A,功率为0. 1 ~ 2 200 W。
2 实验结果与分析
实验时对等离子体合成射流发生器加载高压脉冲电源,并将功率计串联入回路中测量放电功率( 以下简称功率) 的大小。未放电前,功率计接入回路时的初始功率为6 W。
实验时加载电压为25 k V,调节电源频率和占空比,获得不同的射流速度; 调节占空比在0% ~20% 之间,频率变化范围为50 ~ 250 Hz。
首先,对等离子体合成射流发生器保持加载电源占空比不变,调节电源频率,得到图3中的曲线。可以看出,在一定占空比的条件下,等离子体射流发生器的功率随电源频率的增大而减小。在100 ~150 Hz之间,随着电源频率增加,功率下降幅度较大; 在150 Hz之后功率随电源频率增大而减小的幅度逐渐减小。同时,在占空比较大的情况下,功率大小受频率变化的影响比较明显。
保持电源频率不变,调节占空比的大小,得到如图4的曲线。由图可以看出,在一定频率的条件下,功率随着电源占空比增大而增大。在占空比5% ~ 15% 之间,随占空比增大,功率增大的趋势比较平缓; 在占空比15% ~ 20% 之间,当占空比增大,功率增大的幅度明显增加。同时可以看出,频率较低的放电情况下,功率大小受占空比影响比较明显。
在保持加载电压相同的情况下,调节电源频率和占空比得到不同射流速度,所消耗的能量也不同,如图5所示。当射流速度较低时,功率随着射流速度的增大而增加; 但是在射流速度增大后,功率与射流速度之间的关系并非完全符合正相关关系。
射流速度大小受实验中电源的频率与占空比的影响较大,只有二者优化配合才能得到高速射流。功率与占空比成正相关关系,与频率成负相关关系,故射流速度大小与功率大小没有确定的相关关系。只有频率或占空比二者之中定量其中一个,才能判断射流大小与功率之间的关系。但总体而言,速度较高的射流对应的功率普遍高于射流速度较低的射流。
图 5 功率随射流速度变化趋势Fig. 5 Power on jet velocity change trend
3 结论
基于文中所述的腔体火花放电等离子体合成射流发生器,通过实验研究,得到了放电回路功率与电源频率、占空比和射流流速之间的关系。具体结论如下所述。
( 1) 放电回路的功率与电源的占空比呈正相关关系,而与电源的频率呈负相关关系。
( 2) 低频率工作状态,功率较易受占空比变化的影响。大占空比工作状态,功率较易受频率变化的影响。
( 3) 速度较高的射流对应功率普遍高于射流较低的射流,但是功率与射流速度大小之间没有一定的必然联系。只有频率或占空比二者之中定量其中一个,才能判断射流大小与功率之间的关系。
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放电等离子体烧结 篇6
1.1 等离子体显示器发展历史
在当今社会, 每分每秒都有大量的信息被传送, 大多是使用电脑或手机来传递信息, 而一个好的屏幕会给人带来好的心情, 也可以保护视力, 过去经常为阴极射线管 (Cathode Ray Tube, CTR) 这种显示器。但近几年来, 人们对小体积、大屏幕以及显示器的数字化程度要求越来越高, 阴极射线管显示器虽然具有视角宽、亮度高、价格低、色彩丰富等优点, 但由于其体、具有X射线、体积大和图像比较容易产生扭曲等, 让人们难以接受, 只有体积变得更小了, 厚度变得更薄了, 重量变得更轻了, 才能收到人们的喜爱。而平板显示器则具有以上优点, 收到了电子工业界的广泛关注, 平板电视种类繁多, 开发等离子体显示器 (Plasma Display Panel) 液晶显示器 (Liquid Crystal Display) 成为主流。现在以LCD, 也就是液晶显示器在市场中占有主导地位, 然而PDP在数字化大屏显示领域具有优势, 所以也具有极大的商机。本论文主要讨论等离子体显示器的放电过程, 讨论其放电过程对显示器的亮度以及放电效率的意义。
等离子体显示器是运用气体放电发光的装置, 十九世纪, 人们对等离子体有了初步的概念, 自从20世纪60年代中期, 许多科学家开始对等离子体做广泛而深入的研究。于1966年, 由美国Linois大学的科学家Bitzer和科学家Slottow研究并共同了发明真正的交流等离子体显示器, 过了四年后, 直流等离子体显示器也被制造了出来。又过了三年, 自扫描等离子体显示器也被相继的发明出来, 这归功于美国的布劳斯公司。越来越多的人开始使用这种新型的电视。直到进入了20世纪90年代, PDP的制造工艺已经非常娴熟了, 等离子体显示器 (PDP) 这种技术被公认最适合作为高清电视。1996年被称为等离子体电视时代的起点, 到1997年, 日立、NEC、先锋、松下等公司相继推出了大屏幕的彩色等离子体电视产品。除日本之外, 韩国有LG、origin、三星, 台湾有中华映管、Acer, 法国有Thomson。这些企业都在加速设计和生产, 已超过了20多亿投资建立等离子体显示器生产线。美国的斯坦福资源公司预测:增长最快的平板显示产业是彩色等离子体显示器。
1.2 等离子体显示器的优缺点
1.2.1 等离子体显示器有以下几种优点
(1) 由于等离子体显示器非常薄, 所以它的重量也很轻, 还可以挂在墙上, 节约了很多空间。
(2) 等离子体显示器是惰性气体放电, 所以在亮度方面, 液晶显示屏便比不过等离子体显示屏, 而且等离子体显示器的视角更为广阔, 目前的技术已经超越160度。
(3) 最大的特点便是屏幕大、具有数十万计的等离子管。最大的彩色等离子体显示器已经大于60英寸, 分辨率也早以大于一千线, 二十四位, 有一千七百六十万种色彩。
(4) PDP显示装置很大的特性数有很强的非线性。是能够处理的很小的单元, 从而将照明单元被打开具有很强的非线性, 但气体放电具有很强的非线性, 放电单元内的电压大于一定数值时, 也就是当电压大于点火电压, 这些惰性气体维持放电。因此, PDP是非常适合于数字显示。
1.2.2 等离子体显示器有以下几种缺点
(1) 对于屏幕尺寸来说, 很多的等离子电视屏幕大于37英寸, 但大批的气体相对很难挤进狭小的屏幕中, 如果32英寸等离子电视屏幕过小, 达不到理想的经济效果。
(2) 分辨率。等离子体显示器的分辨率也不是很高, 相比液晶电视来说, 还是差了一些, 某些厂家偷工减料, 使用ED这种成本低廉的显示屏, 所以现在等离子电视的使用率越来越低, 但科学家报道, 如果远距离观看, 等离子体显示器和液晶显示器的区别, 人眼是分辨不出来的。
(3) 在电视的对比度方面。等离子显示屏电视的对比度比液晶电视变得更高, 等离子电视可以达到3000:1的对比度, 而液晶电视会小很多, 但在光线很好的地方, 液晶电视的对比度将会超过等离子体电视。
2 数值模拟软件FSSP
2.1 数值模拟软件的结构与功能
为了提高软件的适用性以及可扩充性, 该软件使用了模块化设计, 图1为软件的基本结构模块。
该数据库包含的各种粒子, 例如粒子的质量、电荷粒子的质量、粒子的能级、粒子的迁移系数和扩散系数和其他信息。某些参数和具体的架构无关的方程和不同气体反应方程系数。
输入模块包括输入模块结构, 反应粒子输入模块和一个外部电压输入模块。用之前编制好的网格软件来完成结构输入模块, 该软件可以生成新的网格发生的荫罩式结构, 表面放电结构和放电, 以2D和3D网格结构, 具有相对较好的通用性。适合于输入驱动电压脉冲和周期, 并将该反应粒子输入模块的尺寸的外部电压输入模块用于输入模拟分量和气体的比率。
计算模块使用多线程方式中, 主计算线程和控制接口的线程分别, 可以随时控制计算过程。同时, 计算模块还可以恢复、暂停、终止, 读来再计算, 很多时候由于程序复杂计算时间会非常长, 有了暂停、读取这些功能, 可以节省很多时间, 软件的实用性很高。
输出模块是视觉输出, 对话框和图形可以被同时显示在实时放电过程中, 以方便用户理解的各种情况的排出。
2.2 数值模拟软件的计算、输出模块
整个计算控制部分全是通过计算菜单项完成。计算的开始及中止, 体验者可以通过菜单项来控制。在计算完成后可以使用重新开始项, 体验者如果想要重新开始模拟一种新的结构, 但读取存储项是考虑计算时间较长, 按读取存储项是当需要暂停浏览数据时, 也可以按此按键继续计算。存储计算项是可以保存任意时刻的计算信息, 中止计算项是中止计算, 并保存最后时刻的各项信息。
在选项菜单中, 可以计算出事先计算或中间, 选择电子和离子分别计算, 结果是一个动态的对话或图形模式。图形菜单项可选择监视电子或是其他粒子的平均浓度的变化情况。还可调用Mathcad观察各种电场、电位、粒子浓度等分布情况。
3 结语
等离子体显示器具有屏幕大、重量轻、厚度薄、视角宽、图像质量高等优点, 工作在全数字化模式, 受到广泛专注, 被认为是最适合做大尺寸高清晰显示的终端显示器。近几年, 等离子体显示器由于高清显示、多视角、快速响应、低视觉疲劳等优点成为了能够适应3D显示以及智能电视需求的优势技术。
参考文献
[1]杨兰兰.等离子体平板显示器放电特性的数值模拟[D].南京:东南大学, 2003.
[2]张健.荫罩式等离子显示板放电性能的理论研究[D].南京:东南大学, 2005.
[3]作者不详.保护膜对PDP放电效率的影响研究[D].天津:天津工业大学, 2014.
放电等离子体烧结 篇7
一氧化氮(NO)是生物体内血管内皮衍生的舒张因子[1],因其具有选择性松弛血管内皮平滑肌等功能,在临床救治新生儿急性肺损伤和持续肺动脉高压和高原性肺水肿等相关疾病方面逐步得到广泛应用[2,3]。电弧放电是产生NO的一种新方法[4,5,6],因其能随时随地产生医疗救治所需要的NO,解决了化学方法产生的需要先贮存在高压钢瓶,使用时再将高浓度(一般为400～800ppm)的NO减压稀释到低浓度(NO:3～20ppm,且NO2/NO<5%)和价格昂贵[7]等问题而受到重视,但空气放电过程中总有少量的NO2有毒气体生成。因此,如果能在放电过程中,通过控制电弧放电等离子体的某些参数,抑制或减少生成NO2的等离子体化学反应途径,对于实现电弧放电合成医用可吸入性NO具有重要意义。研究放电等离子体参数的方法有包括光谱法、探针法、动态热偶法和微波、激光法等多种方法[8,9,10],这几种方法都是通过实验测量和分析,获得某个参数或几个参数量的大小,而不能够给出放电过程相关参数局部或整个的变化过程。事实上,数学物理解析方法不仅能够间接的获得放电过程中的某个参数或几个参数量的大小,而且还能够给出放电过程相关参数局部或整个变化过程,有利于揭示等离子体发生器内部物理化学过程[11,12]。为此,本文利用ANSYS软件,对不同电流和弧长的电弧等离子体温度分布进行模拟,希望从微观角度对电弧等离子体的温度分布和电流密度等参数进行理论分析,找出空气电弧放电NO2产生的原因,为抑制NO2的产生提供科学依据。
1 实验装置和实验方法
图1是脉冲电弧放电生成NO的实验装置简图,主要由洁净空气产生装置、脉冲电压发生装置、等离子体反应器、微粒滤膜和氮氧化物检测仪组成。针-板电极放在一个耐热、耐腐蚀的特氟龙材料制作的盒中。用Tektronix TDS754D(美国)示波器测量放电电压和电流波形;在放电达到稳态(5分钟)后,用Q-RAE PGM-2000复合式气体检测仪(美国RAE)测量放电处理后气体中的NO和NO2 气体的浓度。本次实验条件:针-板电极分别是不锈钢和钼材料制成,放电频率22Hz,电极间距1～7mm,气体流量3l/min,常温常压。
2 电弧等离子体模型
2.1 电弧等离子体基本模型
空气电弧放电产生少量NO2的原因可能涉及到局域热平衡等离子体温度分布不均和热平衡等离子体中存在着非热平衡等离子体现象[13]。为此,本论文将从局域热平衡等离子体温度分布方面,探寻电弧放电中产生NO2浓度高低问题。并对电弧等离子体数值模型作了如下基本假设:
1) 假定电弧是处于局部热动态平衡(LTE)的;
2) 电弧是稳定、连续和对称的,流动处于层流状态;
3) 电弧是光学薄的,即辐射的重新吸收和总的辐射损失相比可以忽略不计,流动处于层流状态;
4) 由于粘性效应导致的热损失忽略不计。
据此设u=u(r,z)和v=v(r,z)分别表示弧柱z和r方向的流体速度分量,那么在柱坐标下(r,χ,θ)建立的电弧数值守恒方程(包括质量守恒方程、动量方程、能量方程和电流连续方程)分别为[14]:
质量守恒方程:
动量方程径向表达式:
动量方程轴向表达式:
能量方程为
电流连续方程:
欧姆定律:
安培环流定律:
其中:ρ是密度;u、v分别表示轴向和径向的速度分量;μ是粘度;cp是比热,k是导热系数,P是压力;T是温度。σ为电导率,Ф为电势、μ0=4π×10-7为真空磁导率。
2.2 计算区域和边界条件
电弧数值计算模型如图2所示,图中AFB区域代表阴极区,BCDEF区域代表阳极区,电弧参量(温度、电弧压力等)的计算区域是BCDEF。采用变步长映射方法划分六面体型网格,因在电弧中心区域存在较大的温度变化,为得到较精确的数值解,该区采用较大的网格密度。
电流边界条件:在电极断面处,由于电极材料导电性的各向同性,且附近的电弧温度较低,其电导率远远低于电极的电导率,可以认为电流在此处是沿Z方向分布的,则由下式给定电流边界条件:
式中:I是电流,R1是电极半径
温度边界条件:取电极壁面和阴极面温度为5000K,对称面为绝热边界;其他面的温度为1000K。
3 模拟计算结果与分析
3.1 不同电流条件下等离子体温度场分布
电极间距为3.5mm(或弧长取3.5mm),电流分别取1200A、1000A和700A时,ANSYS模拟的电弧放电等离子体温度场分布如图3～7所示。
从图3～5可知,电流为1200A、1000A和700A三种电流条件下,电弧温度场分布特征相似,最大温度都在弧柱中心靠近电极的位置,温度随着离轴向距离的增加而降低,随着电流的增加温度也随之增加,即温度与电流成正比,而且随电流的增加,阳极附近的温度增加。三种电流对应的电弧最高温度分别为30015K、23011K和17008K。同时,模拟结果也显示,随着电流的增加电流密度增大,最大电流密度在电极附近。对应的电流密度最大值分别为1.41×107A/m2、1.17×107A/m2和8.22×106A/m2。
从图5的电弧温度分布可知,当电流=1200A时,电弧温度分布范围为1394～30015K,按照文献[15],洁净的N2和O2合成NO的热力学平衡中,当温度约在1700～3800K范围内,将产生NO2,当温度在2000K左右时NO2产生量最大。因此,电流=1200A时的电弧放电过程中必然会有NO2生成。同理,电流为1000A和700A时的电弧放电过程中也有NO2的生成。因此,要想抑制放电过程中NO2的生成,可以通过提高电弧放电电流的方法,使弧柱边界的最低温度控制在某个适当的数值。
3.2 不同弧长条件下的等离子体温度场分布
图6～8为电流=1000A,弧长分别取1mm、3.5mm和7mm,其它条件不变时,ANSYS模拟的电弧等离子体温度场分布。
从图6～8可知,弧长越长,弧柱最高温度越高。当弧长从1mm增加到7mm时,电弧的最高温度由13014K增加到23011K和32003K。而且随着弧长的增加,电弧温度场分布的差异逐渐明显,同时弧柱边界温度越来越高,这有利于抑制NO2的生成。模拟结果显示,阳极电流密度随着弧长的增加而增加,阴极电流密度随弧长的增大而略有减少。对应的电流密度最大值分别为9.95×106A/m2、1.17×107A/m2和2.54×107A/m2。
4 结束语
电弧放电的ANSYS数值模拟显示,在一定的实验条件下,当电流增大时,阳极附近温度增大,阳极电流密度增大;当弧长增加时,阳极附近温度增大,阳极表面电流密度增大,阴极电流密度略变小。脉冲电弧放电形成的局域热平衡等离子体温度分布存在差异,这种差异是导致空气电弧放电产生NO2气体的原因之一。可以通过提高放电电流的方法,控制等离子体化学反应所需要适当温度,达到抑制放电过程中NO2的产生。