微观力学（精选8篇）
微观力学 篇1
0 引言
工程机械履带板受力情况复杂, 其不仅与沙石、泥土、钢板等直接接触, 还要承受挤压、弯曲、冲击等多种应力作用, 加上材质、铸造和热处理的一些缺陷, 使其成为履带起重机上消耗量最多、备件最多的零件[1]。频繁更换履带板既影响客户对产品质量的信心, 同时又大量增加机器的维护成本。因此, 如何改善履带板材料的强韧配合, 使履带板具有优异的耐磨性、抗冲击性和较高的屈服强度, 即延长履带板的使用寿命进而降低机器维护成本是一个非常重要的课题。
履带板用钢有高锰钢、中锰钢和低合金高强度钢[2,3,4]。随着起重机吨位的增加, 高锰钢和中锰钢已很难满足使用要求, 而低合金高强度钢成为履带起重机履带板主流材料。材料性能的好坏直接影响履带板的使用寿命。众所周知, 神钢株式会社的前身是日本神户制钢所, 其工程机械产品具有较好的综合性能, 这与其材料本身的优势密切相关。本文通过系统研究神钢CKE2500履带板材料成分、微观组织和力学性能, 建立组织-性能关系图, 并量化其各性能指标, 以其为标杆来指导我们开发高性能的履带板材料。
1 实验部分
1.1 试验材料
试验所用材料为神钢CKE2500履带板和我司SCC2500履带板用材料ZG34Cr2Ni2Mo钢, 图1为CKE2500履带板外形照片。
1.2 试验方法
采用小型钻床制备屑状试样后利用碳硫仪测量材料中金属及非金属元素含量。利用锯床在销耳处 (见图1) 取样制备金相分析样品。采用金相显微镜分析材料腐蚀后显微组织, 在观察组织前, 样品依次用400#、800#和1000#金相砂纸对样品进行磨光, 随后抛光、腐蚀, 腐蚀剂为3%~5%硝酸酒精溶液。利用拉伸试验机测量材料的抗拉强度、屈服强度和伸长率 (按GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》制备拉伸样品) 。利用冲击试验机测量样品的抗冲击性能, 温度为-40℃。利用数显式洛氏硬度计和布氏硬度计测量样品硬度。
2 结果分析与讨论
2.1 成分分析
表1为神钢履带板和我公司履带板材料所含主要元素和含量对比。神钢履带板材料为低碳钢, 三一公司履带板材料为中碳钢, 查阅国内外材料标准, 未发现与神钢履带板成分及含量完全相符的材料, 可见此材料配方为自主研发。
%
从表1可以看出, 神钢履带板主加元素为Si、Mn、Cr、Ni、Mo, 这可以显著提高钢的淬透性;神钢履带板含碳量低于我公司履带板含碳量, 一般而言, 含碳量低, 材料的冲击韧度高, 但淬硬性不高, 从而使硬度低, 耐磨性差;反之, 则淬硬性高, 而冲击韧度低, 易产生裂纹和脆断现象。Si和Mn元素可固溶强化铁素体基体[5], 提高材料强度;Al作为辅加元素, 含量较少, 可起到脱氧作用, 同时少量Al的存在可形成Al N, 可细化晶粒, 提高硬度[6], 补偿神钢履带板材料的耐磨损性能。神钢履带板中Cr和Ni含量显著低于我公司履带板, 这表明神钢履带板原材料成本低于我公司履带板, 同时铸件枝晶偏析程度也小于我公司履带板, 可降低热处理工艺难度和成本。神钢履带板材料中杂质元素S、P含量非常低, 显著降低调质后材料晶界处的杂质偏聚浓度, 减少第二类回火脆性, 提高材料韧性。
根据经验公式 (1) 分别计算了神钢和我公司履带板材料的Ms (马氏体转变开始温度) 。神钢履带板材料Ms为404℃, 我司履带板材料Ms为339℃ (各元素取中值) 。计算结果表明, 神钢履带板获得板条状马氏体能力高于我司履带板, 板条状马氏体具有优良的强韧配合。
2.2 显微组织分析
图2为神钢履带板和我公司履带板销耳处心部金相组织。从图中可以看出, 两者金相组织均为回火索氏体组织, 可推断两者热处理工艺均为调质处理, 但神钢履带板中铁素体仍保持着原板条马氏体位相, 而我公司履带板金相组织中铁素体这种位相关系已消失殆尽, 可推断淬火后, 我公司履带板获得组织为板条马氏体和针状马氏体混合物。值得注意的是, 神钢履带板心部组织细小均匀, 析出的碳化物颗粒小于我公司履带板心部组织中析出的碳化物颗粒。这表明, 尽管两者热处理工艺均为调质处理 (淬火+高温回火, 获得回火索氏体组织) , 但热处理精细化程度不同, 即淬火温度和回火温度存在差异, 根据组织分析, 神钢履带板淬火后回火温度低于三一公司履带板材料回火温度。理论上, 神钢履带板这种组织使得其比三一公司履带板具有较高的冲击韧性和硬度 (通过细晶强化、弥散强化和位错强化来实现) 。
2.3 力学性能分析
2.3.1 硬度
图3为神钢履带板销耳处心部组织在载荷为1 471 N下测量的6次硬度值 (HRC) 。从图3可以看出, 神钢履带板硬度比较均匀, 约25.5HRC (测量数据均差在±1HRC) , 未出现软点, 这表明神钢履带板材料成分设计合理, 可完全淬透, 神钢履带板 (销耳处) 心部组织硬度在回火索氏体硬度范围之内, 这和材料金相组织分析相一致。
HBW
表2列出了神钢履带板和我司履带板基体硬度, 从表中可以看出, 神钢履带板基体硬度比三一履带板基体硬度高13~64HBW, 从材料成分上看, 神钢履带板含碳量较低, 淬火后淬硬硬度低于我司履带板硬度, 但高温回火后神钢履带板基体硬度反而高于我司履带板硬度。经分析, 主要有以下两个原因:1) 神钢履带板材料添加了少量Al元素, 少量Al与N形成Al N, 细化晶粒, 提高了硬度[6], Mn元素含量较高, 可固溶强化铁素体, 在一定程度上可补偿硬度;2) 从金相组织上可推断神钢回火温度低于我司履带板, 使得析出的碳化物颗粒细小, 铁素体仍保留原位错型 (板条) 马氏体位相, 强化了基体。
2.3.2 抗拉强度
图4为神钢履带板拉伸试样载荷-位移曲线, 图5为试样拉伸后实物照片。从图4可以看出, 神钢履带板载荷-位移曲线上没有类似低碳钢的“锯齿形”屈服平台, 但有“颈缩”特征, 这从试样拉伸实物照片也得到证实, 如图5所示。这表明神钢履带板材料有较好的塑性, 这是由其较低的碳含量和调质处理后的组织决定的。表3列出了神钢履带板和三一公司履带板拉伸性能对比, 从表3可以看出, 神钢履带板抗拉强度和屈服强度分别比三一公司履带板高2%和23%, 屈服强度的提高得益于神钢履带板精细的热处理水平和合理的成分设计。
2.3.3 抗冲击强度
图6为神钢履带板在-40℃下待冲击的实物照片和取样位置。表4列出了神钢履带板和三一公司履带板材料在-40℃下的冲击功。从表4可以看出, 神钢履带板材料在-40℃下冲击功是三一履带板的材料近2.3倍, 神钢履带板材料其较高的冲击韧度与其含碳量较低、杂质元素S、P含量低和调质后均匀、细小的微观组织相一致。履带板的销耳孔在服役过程中, 主要和销轴共同作用来承受强烈剪切、冲击、弯曲和扭转力作用, 同时承受摩擦。因此, 销耳孔应具有高的抗剪、抗屈服和抗断裂韧度, 同时要有较好的抗冲击、抗疲劳和抗磨损综合力学性能。三一公司履带板较低的冲击功是导致其在服役过程中销耳孔经常断裂的主要原因, 如图7所示。
2.4 摩擦磨损性能分析
一般而言, 对于同一类材料而言 (弹性模量基本没有差异) , 其硬度越高, 其耐磨损性能越好[7]。神钢履带板较高的基体硬度促使其耐磨损性能不低于三一公司履带板耐磨损性能。
3 结语
1) 神钢履带板调质后, 获得回火索氏体组织, 即在保持原板条马氏体位相的铁素体基体上析出小而均的粒状渗碳体;2) 神钢履带板调质后, 材料具有优良的力学性能, 其中抗拉强度为930 MPa, 屈服强度为864 MPa, 延伸率为14%, -40℃下冲击功为61.2J;3) 神钢履带板优良的力学性能与其合理的化学成分设计和热处理工艺 (得到优良的微观组织) 是相一致的;4) 热处理工艺和材料成分设计良好配合对提高履带板材料性能和降低履带板生产综合成本具有重要作用。
参考文献
[1]田洪杰, 高顺德, 肖华.履带板受力情况分析[J].机械设计与制造, 2011, 32 (4) :226-227.
[2]孟亚清.高锰钢履带板断裂原因分析[J].机械管理开发, 2004, 14 (6) :13-15.
[3]韩文政, 张平, 张翼良, 等.中锰铸钢坦克履带板服役条件时的强化特性研究[J].兵器材料科学与工程, 2000, 23 (4) :3-6.
[4]陈国香, 肖军民.履带板用新型中碳Cr-Mn-Si-Mo-RE低合金铸钢[J].特殊钢, 2001, 22 (6) :36-38.
[5]戴起勋.金属材料学[M].北京:化学工业出版社, 2005.
[6]李会玲, 张哲平, 汪凤华.Al在钢中脱氧定氮作用浅析[J].天津冶金, 2008 (5) :51-53.
[7]夏立芳.金属热处理工艺学[M].哈尔滨:哈尔滨工业大学出版社, 1996.
微观力学 篇2
一、教材分析
热力学第二定律以宏观事实为基础，告诉我们热学现象和热学过程应该遵循的规律，本节要从微观的角度说明，为什么涉及热运动的宏观过程会有这样的方向性。
二、教学目标
1.了解有序和无序，宏观态和微观态的概念。
2.了解热力学第二定律的微观意义。
3.了解熵的概念，知道熵是反映系统无序程度的物理量。知道随着条件的变化，熵是变化的。
4. 理解能量耗散和品质降低的概念。.理解能源的利用实际上是能量的转化和转移过程。
5. 了解常规能源的使用带来的环境污染。.了解开发新能源的方法和意义。
三、教学重难点
1.了解热力学第二定律的微观意义。
2.了解熵的概念，知道熵是反映系统无序程度的物理量。
3..理解能量耗散和品质降低的概念。
四、学情分析
学生掌握了热力学第二定律，但不知道它的微观解释。本节中的概念“有序”、“无序”、“熵”不易理解。热力学第二定律的微观解释较抽象。“能源和可持续发展”内容简单，易于掌握。
五、教学方法
思考、讨论、总结发言，多媒体。
六、课前准备
预习学案 阅读课本
七、课时安排 1课时
八、教学过程
(一)预习检查、总结疑惑
(二)情景引入、展示目标
(三)合作探究、精讲点拨
1.有序和无序
有序：只要确定了某种规则，符合这个规则的就叫做有序。
无序：不符合某种确定规则的称为无序。
无序意味着各处都一样，平均、没有差别，有序则相反。
有序和无序是相对的。
2.宏观态和微观态
宏观态：符合某种规定、规则的状态，叫做热力学系统的宏观态。
微观态：在宏观状态下，符合另外的规定、规则的状态叫做这个宏观态的微观态。
系统的宏观态所对应的微观态的多少表现为宏观态无序程度的大小。如果一个“宏观态”对应的“微观态”比较多，就说这个“宏观态”是比较无序的，同时也决定了宏观过程的方向性――从有序到无序。
3.热力学第二定律的微观意义
一切自然过程总是沿着分子热运动的无序性增大的方向进行。
4.熵和系统内能一样都是一个状态函数，仅由系统的状态决定。从分子运动论的观点来看，熵是分子热运动无序(混乱)程度的定量量度。
一个系统的熵是随着系统状态的变化而变化的。在自然过程中，系统的熵是增加的。
在绝热过程或孤立系统中，熵是增加的，叫做熵增加原理。对于其它情况，系统的熵可能增加，也可能减小。
从微观的角度看，热力学第二定律是一个统计规律：一个孤立系统总是从熵小的状态向熵大的状态发展，而熵值较大代表着较为无序，所以自发的.宏观过程总是向无序程度更大的方向发展。
典例探究
例： 一个物体在粗糙的平面上滑动，最后停止。系统的熵如何变化?
解析：因为物体由于受到摩擦力而停止运动，其动能变为系统的内能，增加了系统分子无规则运动的程度，使得无规则运动加强，也就是系统的无序程度增加了，所以系统的熵增加。
友情提示：本题考查的是对熵增加原理的理解和应用。
1.能量耗散：系统的内能流散到周围环境中，没有办法把这些内能收集起来加以利用，这种现象叫做能量耗散。
2.品质降低：能量从高度有用的形式降级为不大可用的形式叫品质降低。
能量在利用过程中，总是由高品质的能量最终转化为低品质的内能。
3.能源：能源是指能够提供可利用能量的物质，它是现代社会生活的重要物质基础。
常规能源：指已被广泛应用的能源，如煤、石油、天然气、水力等。
4.能源危机与环境污染
(1).近一百年，地球人口由16亿增加到目前的50亿，净增了2倍多，而能源消耗据统计却增加了16倍。按目前的消耗量，专家的预测石油、天然气最多只能维持半个世纪，煤炭尚可维持一二百年。
(2).能源利用的过程也直接污染着地球环境
①温室效应：化石燃料燃烧放出的大量二氧化碳，使大气中二氧化碳的含量大量增高，导致“温室效应”，造成地面温度上升，两极的冰雪融化，海平面上升，淹没沿海地区等不良影响。
②酸雨污染：排放到大气中的大量二氧化硫和氮氧化物等在降水过程中溶入雨水，使其形成酸雨，酸雨进入地表、江河，破坏土壤，影响农作物生长，使生物死亡，破坏生态平衡。同时腐蚀建筑结构、工业装备、动力和通讯设备等，还直接危害人类健康。
③臭氧层的破坏：臭氧层的存在对吸收紫外线方面起着举足轻重的作用，一旦臭氧层遭到破坏，对生物有害的紫外线会毫无遮拦地照射到地面上，会提高皮肤癌和白内障的发病率，也会影响我们的免疫系统。同时对不同生态系统中生物的生长、发育、繁殖、分布和生物地球化学循环都会造成一系列危害。
5.新能源的开发
(1).新能源：指目前尚未被人类大规模利用而有待进一步研究、开发和利用的能源，如核能、太阳能、风能、地热能、海洋能、氢能等。
(2).无穷无尽的太阳能：
九、板书设计：
热力学第二定律的微观意义：
1.有序和无序
2.热力学第二定律的微观意义：
3.熵增加原理
能源和持续发展：
1.能量耗散：
2.品质降低：
3.能源：
十、教学反思
能源和环境是社会关注的两个问题。通过本节的学习，是学生理解这两个社会问题产生的原因，使学生理解开发利用清洁能源的价值，让学生提高科学观念，提高社会责任感。
10.5热力学第二定律的微观解释
10.6 能源和可持续发展学案
一、预习目标：
1.了解有序和无序，宏观态和微观态的概念。
2.了解热力学第二定律的微观意义。
3.了解熵的概念，知道随着条件的变化，熵是变化的。
4.理解能量耗散和品质降低的概念，能源的利用实际上是能量的转化和转移过程。
5.了解常规能源的使用带来的环境污染。
二、预习内容：
(一)热力学第二定律的微观解释：
1.有序和无序
有序： 。
无序： 。
2.热力学第二定律的微观意义：
。
3.熵和系统内能一样都是一个 函数，仅由系统的状态决定。从分子运动论的观点来看，熵是分子热运动无序(混乱)程度的定量量度。
一个系统的熵是随着系统状态的变化而变化的。在自然过程中，系统的熵是增加的。
熵增加原理的内容： 。
从微观的角度看，热力学第二定律是一个统计规律：一个孤立系统总是从熵小的状态向熵大的状态发展，而熵值较大代表着较为无序，所以自发的宏观过程总是向无序程度更大的方向发展。
(二)能源和持续发展：
1.能量耗散： 。
2.品质降低：能量从高度有用的形式降级为不大可用的形式叫品质降低。
能量在利用过程中，总是由高品质的能量最终转化为低品质的内能。
3.能源：能源是指能够提供可利用能量的物质，它是现代社会生活的重要物质基础。
常规能源：指已被广泛应用的能源，如煤、石油、天然气、水力等。
三、提出疑惑、
课内探究学案
一、学习目标
1.理解热力学第二定律的微观意义。了解熵的概念，知道熵是反映系统无序程度的物理量。
2.理解能量耗散和品质降低的概念。
二、学习过程
典例探究
例1 一个物体在粗糙的平面上滑动，最后停止。系统的熵如何变化?
解析：因为物体由于受到摩擦力而停止运动，其动能变为系统的内能，增加了系统分子无规则运动的程度，使得无规则运动加强，也就是系统的无序程度增加了，所以系统的熵增加。
例2.某地的平均风速为5m/s，已知空气密度是1.2kg/m3，有一风车，它的车叶转动时可形成半径为12m的圆面，如果这个风车能将此圆内10%的气流的动能转变为电能，则该风车带动的发电机功率是多大?
解析：首先可以求出在时间t内作用于风车的气流质量为 m=лr2υtρ，这些气流的动能为 mυ2;转变的电能为 ，故风车带动发电机发电的功率为
代入数据以后得P=3.4kW
友情提示：从能量守恒定律入手，注意能量转移的方向性是解答本题的关键。
例 某地的平均风速为5m/s，已知空气密度是1.2kg/m3，有一风车，它的车叶转动时可形成半径为12m的圆面，如果这个风车能将此圆内10%的气流的动能转变为电能，则该风车带动的发电机功率是多大?
解析：首先可以求出在时间t内作用于风车的气流质量为 m=лr2υtρ，这些气流的动能为 mυ2;转变的电能为 ，故风车带动发电机发电的功率为
代入数据以后得P=3.4kW
友情提示：从能量守恒定律入手，注意能量转移的方向性是解答本题的关键。
三、反思总结
四、当堂检测
1.一定质量的气体被压缩，从而放出热量，其熵怎样变化?
2.保持体积不变，将一个系统冷却，熵怎样变化?
增加
3、.能源可划为一级能源和二级能源。自然界以现成形式提供的能源称为一级能源;需要依靠其他能源的能量间接制取的能源称为二级能源。氢气是一种高效而没有污染的二级能源，它可以由自然界中大量存在的水来制取：2H2O=2H2+O2-517.6，下列叙述正确的是( )
A.电能是二级能源 B.水力是二级能源
C.天然气是一级能源 D.焦炉气是一级能源
课后练习与提高
1、.下面的叙述中正确的是( )
①不可能使热量由低温物体传递到高温物体，而不引起其他变化
②不可能从单一热源吸收热量并把它全部用来做功，而不引起其他变化
③所谓“能源”，指的就是能够提供可利用能量的物质
④能量耗散是从能量转化的角度反映出自然界中的宏观过程具有的方向性
A.①② B. ①②③④ C.③④ D.②③
2、.常规能源的利用带来很多环境问题，如煤和石油的燃烧会产生大量的二氧化碳，其主要危害是 。
3、.煤在燃烧时产生的二氧化硫等物质对环境的主要危害是 。
当堂检测
1、减少
2、增加
3、AC
课后练习与提高
1、B
2、产生“温室效应”
微观力学 篇3
电沉积技术广泛用于制备各种纳米材料, 如纳米线[1,2]、薄膜以及多孔层材料。然而, 尽管过去的50年中电沉积的机理得到了广泛的研究, 但在电沉积过程中有关形核和生长的基本原理依然存在着争议[3]。因此, 电化学金属沉积过程长期吸引着科研工作者和工程师的关注[4,5]。
电极和溶液界面处的动力学过程对于电沉积是非常重要的。对形核和生长的深入理解有利于优化产品的微观结构和性能[6,7]。关于电沉积形核和生长的理论可以大致分为2类:扩散控制和动力学控制。大多数扩散控制行为的理论模型[3,8,9]都是基于连续介质方程和与形核率、核密度以及核分布有关的先期假设。在连续介质模型中, 吸附过程的细节通常被忽略, 因为岛被认为是半球形, 增加1个原子只是简单的增加球半径。实际上, 处理原子尺度下的薄膜生长, 连续方程模型已经不适用, 应该发展随机方法来描述金属离子还原和晶格形成过程中的近表面化学、反应机制和复杂的分子运输模式。
人们对动力学控制行为的兴趣日益高涨, 它可以在比较低的过电位下形成很小的金属团簇。一些早期的工作中, 很多学者研究了动力学控制电沉积的早期形核和生长[10,11,12]。例如, Stephens等[12]用动力学Monte Carlo数值方法模拟了动力学控制条件下形核和生长, 发现当表面扩散和沉积速率的比值较大时沉积层沿着单原子台阶边缘生长。然而, 大多数上述工作只注重早期的形核和生长而非电镀层的整体性质。本研究旨在深入讨论电沉积薄膜的整体微观结构, 材料的微观结构对它们的性质乃至应用都有重要影响。
本研究扩展了一种原子尺度下的二维横截面模型并用动力学Monte Carlo方法模拟了动力学控制条件下电沉积多晶镍薄膜的生长。二维电沉积[13,14]是一种被广泛研究的非连续、非局域、非平衡典型的生长过程。本研究详细分析了电沉积条件对镀层微观结构的影响, 为电沉积过程中结构演变的微观机制提供了深入的了解。
1 模型与算法
本研究采用动力学Monte Carlo (KMC) 方法对生长在镍 (100) 基底上镍薄膜的横截面 (三角晶格) 进行二维模拟。为简化运算, 基底和沉积金属的几何细节都采用最简单的情况, 即模拟模型是理想体系。考虑与新相物质的生长有关的2个基本过程: (1) 镍离子在阴极还原成吸附原子; (2) 吸附原子在生长表面上的扩散。在一个KMC循环中, 扩散原子只能跳跃到同层或上、下层原子的最近邻位置, 构建一个包含系统所有可能事件的列表, 然后随机选择一个事件执行。选中某个事件的概率正比于它的速率。因为模拟是在较低的应用电势条件下进行的, 由体扩散导致的镍离子消耗微乎其微, 所以假设在所有的表面位置, 在整个模拟时间内, 吸附原子的沉积率都是常数[11]。扩散速率依赖于原子位置和将要跳到位置原子的占有情况。
式中:υ0=2kBT/h是尝试频率, kB是玻尔兹曼常数, h是普朗克常数, T是溶液温度, E是扩散能垒, 其表达式见式 (2) [15]:
式中:Es是单个吸附原子表面扩散的激活能, ED是先沉积的最近邻原子与该原子的相互作用之和, Eboun是原子处于界面时的附加能量。晶格体系中每个点都分配一个整数来描述它所在晶粒的晶体学取向, 相同晶粒中点的该整数值都是相同的, 不同晶粒中点的该整数值不同。采用嵌入原子方法 (EAM) [16]计算出所有可能跳跃构形的能量势垒, 就如文献[17]中所述。
动力学Monte Carlo方法的算法描述如下: (1) 选择一个 (0, 1]之间均匀分布的随机数r; (2) 由满足undefined的整数l选取事件rl, 式中ri是事件i的速率常数; (3) 执行事件rl; (4) 更新所有由于执行上述事件而改变的速率常数rj; (5) 更新模拟时间Δt。执行完步骤 (5) 以后回到步骤 (1) , 如此循环往复。
对于即将发生的任意给定事件, 模拟时间Δt简单地用系统所有事件速率常数总和的倒数来计算, 出于数学完备性考虑, 再乘上因子-ln (ρ) , 其中ρ是0～1之间的随机数。
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在本研究的模拟计算中, 镀层横截面的尺寸为180nm×18nm, 以水平方向为周期性边界条件沿垂直方向生长100层原子。随着沉积率由10nm/s到100nm/s, 温度由280K到360K变化, 比较其计算结果, 以此来研究沉积率和温度对电镀薄膜晶粒尺寸、相对密度和表面粗糙度的影响。考虑到模拟计算的随机性, 本研究中所有数据都是10次以上独立模拟计算的平均值。
2 结果与讨论
图1显示的是分别沉积10、50和100个原子层 (ML) 后多晶镍薄膜的截面模拟图。不同的颜色表示不同的晶粒。从图1中可以初步观察到, 动力学控制条件下镍薄膜生长过程中微观结构的一些基本特征。首先, 在较高的温度或较低的沉积率条件下, 会形成比较大的岛, 然后长成相对比较粗的晶粒。其次, 在较低的温度或较高的沉积率条件下, 薄膜中存在较多的缺陷, 如内部孔洞、杂质。再次, 在较低的温度或较高的沉积率条件下, 薄膜表面更粗糙, 在某些地方甚至出现了悬臂梁状的凸起。此外, 晶粒的形状为典型的柱状晶, 与文献[18]中观察到的一致。以上这些特征与实验结果是相符的, 表明KMC模型能够比较好地预测薄膜微观结构的演化。
薄膜的相对密度定义见式 (4) :
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式中:N1为系统中所有的晶格点数, N2为内部孔洞所占住的晶格点数。相对密度越大意味着内部孔洞越少。晶粒尺寸用晶粒所包含的晶格点数描述。图2显示了相对密度和平均晶粒尺寸的变化。
由图2可以看出, 薄膜的平均晶粒尺寸和相对密度随着温度的升高或者沉积率的降低而增大。这是因为温度升高或沉积率降低时, 生长在表面上的吸附原子的扩散能力增强了。一方面, 在较高的温度下, 更多的吸附原子被激活并扩散到一个更稳定的低能量位置, 从而有利于晶粒的长大和内部孔洞被填充。相反地, 在较低的温度下, 吸附原子粘附在它沉积的位置, 很难移动, 从而形成很多很小的核和更多的孔洞。如同气象沉积多晶膜, 随着基底温度的升高, 观察到增强的表面移动性使晶粒横向尺寸增大[19]。另一方面, 在较低的沉积率条件下, 吸附原子在下一个沉积原子到来之前能扩散一段更长的距离以找到一个具有更多最近邻原子的位置。沉积率越高, 形成薄膜的内部孔洞越多、晶粒尺寸越小。因此, 在动力学控制条件下, 当温度较高或沉积率较低时可以获得较致密的微观结构。
表面粗糙度是薄膜高度围绕平均高度波动值的均方根:
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式中:hi是第i个格点的高度, N是表面格点的总数目。图3显示了表面粗糙度在不同条件下随沉积原子层数的变化。在沉积100个原子层后, 对应表面粗糙度的变化如图4所示。从图3和图4可以看出, 表面粗糙度随着时间的延长而增加, 随着沉积率的降低而减小, 随着温度的升高而减小。界面上的岛状生长模式使生长表面粗糙, 层状生长模式则使表面平滑, 如果提高表面吸附原子的扩散能力使它们能够克服能量势垒而由团簇顶端跳跃到生长层面上, 就能减小生长表面的粗糙度。根据前文的分析可知, 可以通过升高温度或减小沉积率来提高吸附原子的扩散能力, 从而减小薄膜的表面粗糙度。因此, 金属吸附原子的移动性强烈影响着膜的微观结构和形貌[19]。上述结果与电沉积铜表面粗糙度的变化类似[20]。
一般地, 在比较短的生长时间内, 表面粗糙度满足Family等[21]给出的动力学标度特性:W∝tβ, 其中:t是沉积时间, β是生长因子。生长因子决定着表面生长标度行为的类别特征。相同β值的不同系统属于同一种类别, 具有相似方式的行为。
图5为在300K、70nm/s时生长因子的拟合结果, td为沉积一层原子所花费的时间。可见, 本研究所述模型的生长因子为β=0.46±0.04。图6列举了由各种模型得到的β值:1#和2#是MBE模型的模拟值[22,23], 3#是本研究的结果, 4#是扩散控制电沉积的模拟数值, 5#和6#分别是脉冲电沉积和直流电沉积的实验结果[24]。
本课题组计算的生长因子接近于分子束外延 (MBE) 模型的生长因子, 但比扩散控制电沉积模型的生长因子小。这个结果说明电沉积薄膜的表面比MBE膜表面粗糙, 动力学控制电沉积膜的表面比扩散控制电沉积膜表面平滑。扩散控制条件下的复杂形貌是由于不同传输机制的相互影响, 例如阳离子扩散、电迁移、对流、表面扩散等。然而, 在低应用电势的动力学控制下, 表面扩散是薄膜生长过程中的控制步骤, 因此它的生长因子接近于MBE模型的生长因子。另外图6显示, 大多数计算值都比实验值小, 这是由于边缘势垒的存在。当吸附原子从团簇顶端向下通过团簇边缘扩散到生长层上时, 它必须克服一个边缘势垒 (Schwoebel势) 。实际中的边缘势垒可能比较大, 吸附原子扩散到生长层是很困难的, 甚至在有些地方只存在向上扩散[25]。因此, 实际上电沉积薄膜大多数情况下都是岛状生长模式, 具有较大的生长因子。
3 结论
本研究用动力学Monte Carlo方法模拟了动力学控制条件下电沉积多晶镍薄膜的生长情况。重点研究了溶液温度和沉积率对薄膜微观结构的影响。吸附原子的表面扩散能力严重地影响薄膜的微观结构, 而溶液温度和沉积率的改变可以使吸附原子的扩散能力改变, 可以通过控制沉积条件来获得理想的微观结构以优化薄膜的性能。模拟结果显示, 薄膜的晶粒尺寸和相对密度随着温度的升高或者沉积率的降低而增大;恰恰相反, 在相同的情况下, 表面粗糙度却减小。对模拟数据进行拟合, 得到生长因子β=0.46±0.04。因为表面扩散为控制步骤, 所以动力学控制电沉积薄膜的生长因子接近于MBE模型的生长因子。因为实际的边缘势垒比较大, 致使电沉积薄膜大多采用岛状生长模式, 所以生长因子较模拟值大。
摘要：采用动力学MonteCarlo方法模拟动力学控制条件下电沉积多晶镍薄膜的生长。研究了表面扩散对电镀薄膜微观结构的影响。模拟结果显示, 溶液温度和沉积速率是2个非常重要的参数, 它们能改变吸附原子的扩散能力, 因而对薄膜的晶粒尺寸、相对密度、表面粗糙度等微观结构产生显著影响。此外, 还得到该模式下薄膜的生长因子, 大约为0.46。
微观力学 篇4
在过去数十年中,研究人员在高铁车轮等相关方面所做的大量研究[2,3,4]表明,材料的成分及显微组织对其断裂韧性的稳定性有极其复杂的影响。季怀忠等[5]研究了碳含量对高速车轮用钢综合性能的影响,得出碳的质量分数为0.5% 并添加少量合金元素的试验钢具有良好的强韧性匹配;Djahanbakhsh等[6]研究得出高速列车在高速运行时车轮与钢轨接触面受到较大的剪切应力而易发生微纳米化及机械合金化。然而,以上研究均是针对车轮钢成分组织及其宏观力学性能的研究,对于高铁车轮钢中微观组织相的力学性能及其与宏观力学性能有何关系,还不得而知。本实验利用商业纳米压痕仪对我国现行的CRH5型动车组车轮的微观组织进行纳米压痕测试,得出车轮钢中铁素体及珠光体的微观力学性能,比较其与单轴拉伸强度及硬度的关系,为车轮钢宏观力学性能的改善提供参考。
1实验
本次测试试样为现行的CRH5型动车组车轮,化学成分如表1所示,用线切割分别在其轮辐和轮辋部位切取尺寸相同的试样。经过机械抛光后,用4%的硝酸酒精溶液腐蚀,其显微组织为铁素体+珠光体,如图1所示,珠光体晶粒度在8~8.5级。其中,铁素体主要分布在珠光体晶粒之间,呈网状分布,本次实验利用纳米压痕仪对该车轮钢的微观组织进行纳米压痕测试,即对铁素体和珠光体进行纳米压痕测试, 得出车轮钢中铁素体及珠光体的微观力学性能。
实验采用美国Agilent Nano-Indenter G200测试系统, 该设备载荷分辨率为50nN,位移分辨 率为0.01nm,采用Berkovich形压头,棱面与中心线夹角65.3°,该三棱锥压头端部曲率半径较小,几何形状在很小尺度内保持自相似,适合于小尺度的压入测试。实验参数均按照GB/T 22458-2008 《仪器化纳米压入试验方法通则》中的规定,采用控制位移的方法加载,对同一相,最大压深度分别为300nm、500nm和1000nm,其中,应变速率0.05s-1,热漂移率小于0.05nm· s-1,泊松比选为0.3,对同一相一次进行16点的压痕试验, 共计96个压痕点。另外,材料的拉伸强度及硬度分别在室温下用MTS试验机及布氏硬度计测得,微观组织形貌及压痕形貌分别用光学显微镜和电子扫描显微镜观察。
2结果与分析
典型的纳米压入过程,在加载阶段,材料首先会发生弹性变形,随着载荷增加,材料开始发生塑性变形并且加载曲线成非线性,而在卸载阶段,只有弹性变形能够恢复。因此卸载曲线反映的是材料的弹性恢复过程,而最终形成的残余变形反映的是材料的塑性变形。通过分析加卸载曲线可以得到被压材料的硬度和弹性模量等。传统的纳米压痕测试只能得到最大载荷点的接触刚度,因而在一次测试中只能得到一组硬 度和弹性 模量值;采用接触 刚度连续 测量技术 (CSM)可以在加载过程中实现刚度的连续测量,从而得到硬度和弹性模量的连续测量值。本次实验采用CSM分别对高铁车轮的轮辋和轮辐的微区相进行纳米压痕表征。
2.1轮辋
如图2所示,实线表示珠光体,虚线表示铁素体,可以看出,随着最大压入深度的不断增大,最大载荷不断增加并且增加的幅度也越来越大,说明随着压入深度的不断增大,压头与试样的接触面积增大并且受到的阻力也越来越大,要想进一步压入必须施加更大的载荷。另外,在最大压入深度相同时,珠光体所需的载荷明显大于铁素体,也就是说珠光体的硬度要大于铁素体,从组织结构可以知道珠光体是由片层状的渗碳体和铁素体组成的机械混合物,其中,渗碳体由于其自身超高的含碳量而具有极高的硬度,但塑性极差,铁素体含碳量相对较低,硬度一般也较低,但塑性极好,珠光体集二者的优点,具有较高的综合性能。另外,在最大压入深度相同时,从曲线的卸载阶段可以看出,珠光体的弹性恢复大于铁素体,说明珠光体抵抗变形的能力强于铁素体,即珠光体硬度高于铁素体。
如图3所示,方块状点曲线表示珠光体,圆圈状点曲线表示铁素体。
从图3(a)可以看出,不管是珠光体还是铁素体,随着压入不断深入,硬度先急 剧增大随 后降低到 稳定值。总地来说,不管压入深浅,珠光体的硬度明显高于铁素体。对于珠光体,结果显示在小尺度范围内存在尺寸效应[7,8,9]。很多学者对压痕的尺寸效应做了大量的研究工作,Onitsch[10]认为尺寸效应取决于晶粒的尺寸,他从完全经验性的载荷与深度关系式来模拟尺寸效应,认为当压头压入深度很小,滑移系在一个晶粒内时,硬度由该单个晶粒内的滑移系决定;当压入深度较大时,滑移系则跨越几个晶粒,也就是说,当压入深度较大时,硬度更多地表现为平均值。另外,也有研究者认为,当被测物体因压头受挤压和变形时,压痕周围会引起凹陷或者凸起的高度与压痕尺寸不成正比,在微弱载荷下,位错滑移可以沿着一定的晶面无障碍 地进行,随着变形 的增加,载荷增大,滑移逐渐受阻,直至压痕周围不再产生滑移, 此时压痕附近的凸起或者凹陷与压痕成正比的关系就动态地建立起来。该观点成功地解释了在微尺度范围内材料硬度具有的尺寸效应,而在宏观尺度范围内,材料硬度则无明显尺寸效应。然而,由于微/纳米压痕实验手段的不完善、压痕测量的不确定性及材料表面性能的影响等,使得压痕硬度所表现的尺寸效应可能还有其它因素,使得该问题还需要进一步深入研究。
另外,从图3(b)可以看出,对于珠光体和铁素体,模量曲线走势与硬度曲线略有不同,即随着压头不断深入,模量逐渐增大,达到最大值后在其附近保持稳定。总地来说,不管是珠光体还是铁素体,最大压入深度的不同对其模量的最终测量值并没有太大的影响,也就是说尺寸效应对于模量的影响并不明显,这也一定程度上说明模量是材料本身固有的属性。但是,不管压头压入的深浅,珠光体的模量均明显高于铁素体。最终得出在不同最大压入深度下的高铁车轮轮辋微观组织相的力学性能如表2所示,随着最大压入深度的增大平均硬度值最高降低了15.79%,而平均模量最高降低了3.1%。
2.2轮辐
采用同样的方法对高铁车轮轮辐微观组织相的力学性能进行测试,对于铁素体和珠光体,不管是硬度还是模量得出的规律均与轮辋的一致。不同最大压入深度下的高铁车轮轮辐微观组织相的力学性能的具体数据如表3所示,随着最大压入深度的增大平均硬度最高降低了14.29%,而平均模量最高降低了4.5%。
对比表2和表3可以发现,与轮辋相比,轮辐微观组织相的力学性能略低,但基本相同。同时,由图1可以看出,轮辋与轮辐的光学显微组织也基本一致。
3讨论
图4为高铁车轮轮辋和轮辐微观组织的压痕形貌图,从压痕边缘可以看出有部分凸起(Pile-up)。另外,可以看到珠光体的片层间距在晶粒中部和边缘均不一样。而且,珠光体和铁素体的尺寸和晶粒形貌也不尽相同,这些都可能影响其力学性能。
3.1硬度及弹性模量
珠光体主要是由片层状的渗碳体和铁素体组成,其硬度可能取决于铁素体及渗碳体的比例及片层间距的大小。由图4可知,珠光体的片层间距在晶粒的边缘和晶粒的中心是不一样的,这也表明珠光体纳米压痕硬度值具有一定的分散度是必然的。
铁素体的硬度主要取决于其合金元素含量和晶体缺陷两个因素。另外,根据Furnémont[11]的测定,TRIP钢中铁素体的纳米压痕硬度约为4.8GPa。而根据Choi[12]的研究,低碳钢中 铁素体的 纳米压痕 硬度为2~3 GPa,远低于Furnémont的结果。这可能是由Si元素的固溶强化造成的, Furnémont的实验用钢的Si含量远高于Choi所用的钢。本次实验用钢的Si含量低于Furnémont所用的钢但高于Choi所用的钢,然而铁素体的硬度依然略低于Choi的测量值,其原因可能在于本次实验用高铁车轮的化学成分与Choi所用材料不同。虽然本实验所用材料Si含量略高,但其他合金元素的作用不可忽视;此外,材料处理工艺也会带来影响,即使化学成分相同,经不同的工艺处理后材料性能也可能相差较大。由于弹性模量是材料本身固有的属性,故化学成分相同且经过相同工艺处理的材料其弹性模量基本相同,因而本实验中材料的弹性模量与其它文献中的不一样也是必然的(因为化学成分及工艺处理均不一样,导致最终原子排列的密度也不一样)。
另外,在实验过程中有时会出现纳米压痕硬度异常高的点,如图5所示,某次实验的第2个点(压痕点顺序如箭头所示),硬度值达到5GPa以上。在扫描电镜下观察其形貌,发现压痕内部可能有夹杂,经EDS能谱分析,推测可能是氧化铝类夹杂,从而导致其硬度值异常。
3.2宏观力学性能与微观组织力学性能的关系
从宏观力学性能来看,如表4所示,对于单轴抗拉强度、 屈服强度和布 氏硬度,轮辋都明 显高于轮 辐 (分别高出18.75%、31.46%、18.37%)。
然而从微观组织相的力学性能来看(表2和表3)轮辋的微观相只是比轮辐的略高(仅珠光体最高高出6%左右,其它均小于5%),这可能与各相中所含的合金元素相关,对于同种材料相同相的化学成分基本相同(不考虑偏析的作用),其微观力学性能也基本相同。同时,相关研究表明[13],在晶粒截面面积相等时,当纳米压痕实验压入相同的深度时,晶粒的截面形状不同其硬度值也不同。这说明在材料相同的情况下,如果晶粒形状不同,由于力学传递关系的不同,仍然能够使得材料具有不同的宏观力学性能。所以宏观性能不仅仅与微观组织的性能有关,还可能与微观相的尺寸及取向等有关。
4结论
(1)对现行CRH5型动车组车轮的轮辋及轮辐的微观组织进行纳米压痕测试,发现纳米压痕硬度具有明显的尺寸效应,而弹性模量无明显的尺寸效应。
(2)利用纳米压痕仪对高铁车轮钢的微观组织(铁素体和珠光体)进行纳米压痕测试,得出该车轮钢轮辋及轮辐中铁素体和珠光体的微观力学性能,即轮辋中珠光体的弹性模量及硬度分别为185GPa和3.5GPa左右,铁素体的弹性模量及硬度分别为159GPa和1.88GPa左右;轮辐中珠光体的弹性模量及硬度分别为184GPa和3.3Pa左右,铁素体的弹性模量及硬度分别为150GPa和1.87GPa左右。
微观力学 篇5
活性粉末混凝土(Reactive Powder Concrete,简称RPC),是一种超高强、高韧性、耐久性强和体积稳定性良好的水泥基复合材料[1,2]。它是由法国最大的营造公司之一布伊格(BOUYGUES)公司在1993年率先研制成功的。自从RPC材料出现以后,许多工程师积极探索RPC材料在工程方面的应用。到目前为止,已有一些实际工程应用了200MPa级RPC材料,还有一些工程结构正准备应用RPC材料进行建设,处于方案探讨阶段。
工艺复杂、成本昂贵,致使活性粉末混凝土的推广受到限制。目前研究主要集中在采用钢渣粉、超细粉煤灰、超细矿渣、稻壳灰等废料替代部分水泥和硅灰[3,4,5,6,7,8,9],利用河砂和机制砂石[10,11,12,13]等替代石英砂制备RPC。而福建是石材生产大省,每年产生大量石粉,污染环境,若将石粉替代石英粉用于RPC的制备,不仅可以降低RPC成本,而且还能节约资源、保护环境。关于这方面的研究,国内外均未见有相关研究。因此,研究花岗岩粉掺入活性粉末混凝土后对RPC力学性能及微观结构的影响,不仅可以弥补这方面研究的空白,还具有重要的科学、环保意义和应用价值。
1 试验
1.1 原材料
水泥:试验用水泥为福建某水泥有限公司生产的P·O 42.5级普通硅酸盐水泥,比表面积361m2/kg,烧失量1.07%。
硅灰:西宁铁合金厂生产的硅灰,Si O2含量≥90%,粒径为0.1~0.2μm,平均粒径dSF为0.162μm,表观密度ρSF为2293kg/m3。
石英粉:安徽某砂石公司生产的325目以上的石英粉,其中Si O2含量达到了99.5%以上。
石英砂:由安徽某砂石公司生产,石英砂目数28~90目,Si O2含量达到99.5%以上,Fe2O3≥0.02%。
减水剂:福州某工程材料有限公司生产的CX-8聚羧酸减水剂,减水率25%。
钢纤维:赣州某钢丝厂制的表面镀铜光面平直钢纤维,直径约0.15~0.2mm,长度13mm。
水:自来水。
花岗岩粉:试验中所用的花岗岩粉产自福建省连江县,经烘干、筛分后的比表面积为588m2/kg,其化学成分见表1。
%
1.2 试验方法
1.2.1 成型
清理钢模,去除试模内的杂物,然后在试模的内表面涂一层机油后再涂上一层脱模剂,以方便脱模后清理;将水泥、石英砂、石英粉、硅灰和花岗岩粉按照配合比称量,倒入搅拌机内,干拌3min;加入溶有减水剂的一半水,搅拌2min,在搅拌的过程中边搅拌边均匀地撒入钢纤维;最后加入溶有减水剂的另一半水,搅拌2~3min;将RPC拌合物浇注在40mm×40mm×160mm三联模中,在振动台上振动4min。
1.2.2 养护
试件制备完成后在实验室中静置1d,拆模、编号,然后放入温度为(20±2)℃、相对湿度为95%以上的标准养护室中进行养护。
1.2.3 流动度测定
拌合物的流动度采用跳桌法,按GB 2419—1999《水泥胶砂流动度测定方法》进行测定。
1.2.4 微观测试
采用XL30 ESEM-TMP型扫描电子显微镜对测试样品进行扫描电镜微观测试及电子微区扫描分析;XRD测试采用X/Pert Pro MPD型X射线粉末衍射仪进行XRD测试;采用北京金埃谱公司生产的V-Sorb2800孔结构分析仪进行孔结构试验。
1.3 配合比设计
试验配合比是以RPC七种组份(水泥、硅灰、石英砂、石英粉、钢纤维、减水剂、水)作为基本原材料,对已有的研究进行综合分析,选取合适的配合比作为基准配合比,用花岗岩粉等量取代石英粉。试验配合比见表2。
kg/m3
注:水胶比为0.18;减水剂用量为水泥的2.5%;配合比A、B、C、D、E中石粉取代石英粉的比例分别为0、25%、50%、75%、100%;其中A为RPC的基准配合比。
2 试验结果与分析
2.1 不同花岗岩粉取代率对RPC流动度的影响
混凝土工作性的好坏可以用和易性来表示。和易性指的是混凝土在施工时易于拌和、运输、振捣以及浇筑并能获得质量均匀、成型密实的特性。和易性包括黏聚性、保水性以及流动性。流动性的大小取决于单位用水量,而黏聚性则由砂率和胶凝材料用量控制。和易性是流行性、黏聚性、保水性三者的综合反映,至今还未有全面反映新拌混凝土和易性的测试方法。而对新拌的活性粉末混凝土通常用流动度作为评价其和易性的一个评价标准,并以黏聚性和保水性作为辅助评价指标。不同花岗岩粉取代量下的流动度如图1所示。
从图1中可以看出,当RPC中未掺有花岗岩粉,即花岗岩粉取代率为0时,所测得配合比A活性粉末混凝土的流动度达到196mm。随着花岗岩粉取代率的增加,流动度逐渐降低,当花岗岩粉取代率为25%时,流动度下降了2.04%,流动度变为192mm;当花岗岩粉取代率为50%时,流动度下降了3.57%,流动度变为189mm;当花岗岩粉取代率为75%时,流动度下降了5.61%,流动度变为185mm;当花岗岩粉取代率为100%时,流动度下降了6.6%,流动度变为183mm。由此可看出,用花岗岩粉完全替代石英粉后活性粉末混凝土的工作性下降了。
2.2 不同花岗岩粉取代率对RPC力学性能的影响
2.2.1 不同花岗岩粉取代率对RPC抗折强度的影响
图2给出了标准养护制度下,不同花岗岩粉取代率活性粉末混凝土抗折强度的变化规律。
从图2可以看出,在标准养护制度下,RPC各龄期下的抗折强度随着花岗岩粉取代率的增加呈现出不同幅度的变化,特别是龄期为3d、7d的抗折强度变化规律,但养护龄期为28d时随花岗岩粉取代率的增加,RPC的抗折强度变化趋于稳定。
由于从图2可知,养护龄期为3d、7d、28d的RPC抗折强度随花岗岩粉取代率增加,变化规律差不多,故以28d为例分析RPC的抗折强度随花岗岩粉取代率增加的变化规律。养护龄期为28d时,花岗岩粉取代率0、25%、50%、75%、100%时,RPC的抗折强度分别为25MPa、25.57MPa、25.67MPa、25.55MPa、26.12MPa,与取代率为0时相比,增长的幅度分别为2.28%、2.68%、2.2%、4.48%,增长的幅度在5%以内。由此可得,花岗岩粉取代率的增加对RPC的抗折强度影响很小。
2.2.2 不同花岗岩粉取代率对RPC抗压强度的影响
图3为标准养护制度下不同花岗岩粉取代率活性粉末混凝土各龄期(3d、7d、28d)抗压强度的变化规律。
在图3中RPC的抗压强度在标准养护条件下随花岗岩粉取代率的增加变化均不是很大。以28d养护龄期为例,不同花岗岩粉取代率RPC的抗压强度分别为149.62MPa、144.15MPa、152.4MPa、158.63MPa、154.72MPa,各取代率时的抗压强度与花岗岩粉取代率为0时的149.62MPa抗压强度相比,增长的幅度分别为-5.47%、1.83%、6.02%、3.41%,增长幅度在5%左右,即花岗岩粉取代率的增加对RPC的抗压强度影响很小。
2.2.3 不同花岗岩粉取代率对RPC韧性的影响
断裂韧性是材料柔韧性物理量的反映,它是以材料单位体积在断裂时吸收的能量为测量单位,用压折比(抗压强度与抗折强度的比值)来表征。如果材料的断裂韧性越小,即压折比越小,则材料的抗弯性能就越好,脆性也就越小,反之亦然。标准养护制度下不同花岗岩粉取代率对RPC的断裂韧性变化规律的影响如图4所示。
从图4中可以看出,标准养护制度下不同花岗岩粉取代率在不同养护龄期的压折比变化规律。以28d养护龄期为例,从图4中可知,RPC在标准养护条件下,其压折比随着花岗岩粉取代率的增加出现了少许的波动,具体表现为:当取代率为0时,基准组RPC的压折比为5.98;当取代率分别增长到25%、50%、75%、100%时,压折比降低的幅度分别为5.69%、0.67%、-3.85%、1.00%,此时的压折比分别为5.64、5.94、6.21、5.92。可以看出,掺有花岗岩粉的RPC标准养护28d的压折比与基准组相比相差不大,即各花岗岩粉取代率下RPC的断裂韧性、抗弯性能、脆性等的变化不明显,可以认为用花岗岩粉等量取代石英粉后对RPC的断裂韧性影响不大。
2.3不同花岗岩粉取代率对RPC微观结构的影响
2.3.1标准养护制度下不同花岗岩粉取代率RPC的ESEM试验结果
在图5~图6与图7~图8中分别给出了标准养护制度下龄期为28d时,配合比A、E的RPC水化产物微观形貌、RPC的基体微观形貌以及RPC基体与骨料结合区的微观形貌。
从图5(a)、(b)与图7(a)、(b)的对比中可以看出在标准养护制度下,配合比A、E的水化产物形貌非常类似,均为以长度约为3μm左右,宽约1μm的针棒状C-S-H为主,除了针棒状的C-S-H以外未见有六方片状的Ca(OH)2晶体。在图中并没有发现有Aft,这是因为在低水胶比环境下,能给水泥水化产物提供的填充空间非常有限。同时,钙矾石的生成与结晶需要大量的结晶水[14],这在低水胶比的环境下是无法完成的,所以在图中并没有发现钙矾石的生成。
从图6(a)与图8(a)的对比分析可知,两者标准养护28d的基体结构组成较密实,骨料与基体连接均趋于紧密。在图6(a)与图8(a)中同样也未看到有比较明显的六方棱片状的Ca(OH)2晶体沉积在C-S-H凝胶中。
从图6(b)与图8(b)的对比分析可知,在常温时,RPC是由相对密实的基体相与嵌固在基体相中的骨料相石英砂颗粒组成的,基体相的结构相对密实、均一,致密度良好,石英砂颗粒紧紧地被包裹在其中。另外,标准养护制度下,28d龄期时,石英砂与周围的水化产物相一起形成反应性的界面,骨料相与基体相连接密实、完整,两者的骨料与基体间并未存在有微裂纹,说明骨料与基体间的连接已经较密实,基体相与骨料相间的界面过渡区并不是很明显。另外,从图6(b)与图8(b)中还可以观察到石英砂表面是光滑完整的,凹凸不平的痕迹较少,表明此时水化反应较为缓慢。
2.3.2 标准养护制度下不同花岗岩粉取代率RPC的EDS试验结果
图9分别为配合比A、E标准养护28d后的水化产物,即图5、图7中水化产物的电子微区扫描能谱图。从能谱图中可以看出,该水化产物的元素主要为Ca、Si,还含有少量的微量元素Fe、Al、Mg。其中,图5中水化产物的Ca/Si为1.141,图7中水化产物的Ca/Si为1.158。两者的Ca/Si相差不大。
2.3.3 标准养护制度下不同花岗岩粉取代率RPC的XRD试验结果
图10为配合比A、E标准养护28d的XRD图谱。从图10可知,配合比A标准养护28d后,物相主要有部分未掺与水化的C3S以及水泥水化产生的C-S-H、Ca(OH)2,其中含有的C-S-H中部分为硅灰参与二次水化反应产生的。从图中还可以看到含有的主要物相还有Si O2,而且其衍射峰强度非常高。同样从图10中可以看到,用花岗岩粉完全取代石英粉用于RPC,标准养护28d后RPC的物相主要有C3S、C-S-H、Ca(OH)2、Si O2,两者的组成物相均一样。
2.3.4标准养护制度下不同花岗岩粉取代率RPC的孔结构试验结果
图11为配合比A、E标准养护28d后RPC孔径分布曲线图,表3为配合比A、E标准养护28d后RPC不同孔径范围的孔隙体积分布,表4为配合比A、E标准养护28d后RPC不同孔径范围的总孔体积。
m L/g
从图11中可以看出,配合比A、E在标准养护条件下的孔径分布主要集中在10nm以下,其最可几孔径均为2nm,用花岗岩粉完全取代石英粉用于RPC后,在各个孔径上的孔数量增多,特别是在10nm以下的孔径数量会比较明显,而这主要是因为花岗岩粉经过预处理后粒径分布比石英粉的粒径分布更加均匀,用于RPC后能够充分优化RPC的孔结构,从而使得RPC 20nm以下的无害孔数量相对于配合比A增多。再结合表3可得两者的平均孔径分别为11.58nm、10.50nm,两者的平均孔径相差很小。此外,从表4可知两者的累积孔体积分别为0.003938m L/g、0.004149m L/g,两者的累积孔体积相差5.09%;从表3与表4中均可以看出,在标准养护28d后配合比A、E中存在的孔主要是以无害孔为主、少害孔及有害孔为辅,存在的多害孔可以忽略不计;虽然少害孔与有害孔所占的比重较大,但这主要是因为少害孔的孔径较大,所以其所显示出的孔体积比较大,在总孔体积中所占的比值也就相对较多,实际上其孔数量是不多的,所以在配合比A、E中RPC的孔还是以无害孔为主。
从以上对图11、表3、表4的详细分析可知,采用花岗岩粉完全取代石英粉用于RPC,在标准养护制度下养护28d后,对RPC的孔结构不会产生大的影响。出现这种情况主要是因为经过预处理后的花岗岩粉与石英粉具有相似的粒径分布,甚至粒径分布比石英粉更加均匀。同时,花岗岩粉与石英粉在标准养护制度下并不具有活性,不参与到水化反应中,在RPC中主要起填充的作用,由于配合比A与E其它的胶凝材料均完全一样,所以水化反应的速度与水化产物均相同,水化反应生成的水化产物填充水泥石中的空隙也基本相同,所以两者水化反应对孔结构的影响相同,综上,可以得出配合比A、E具有类似的孔结构。
2.4 机理分析
从ESEM、EDS、XRD、孔结构方面综合对比分析了配合比A、E两者RPC的微观结构,表明用花岗岩粉完全取代石英粉用于RPC后,对RPC水化产物的形貌、水化产物的种类、基体结构、界面结构及孔结构都不会产生很大的影响,这主要是因为石英粉与花岗岩粉在标准养护下只充当填充物,基本没有活性[15,16,17,18,19],并未参与到水化过程中,对水化过程基本不会有影响。起二次水化反应的主要还是硅灰,而两者的硅灰含量是一样的,所以两者所包含的物相、生成水化产物的种类及数量、孔结构均不会有太大的影响,最后对整个微观结构的影响也就有限了,所以体现在宏观上表现为用花岗岩粉取代石英粉用于RPC在不同取代率下的力学性能并不会出现很大的变化。
3 结论
(1)标准养护制度下,采用花岗岩粉完全取代石英粉用于RPC后,RPC的力学性能不会降低,基本维持在原来的水平。
(2)标准养护28d,掺花岗岩粉RPC的水化产物微观形貌以长度约3μm的针棒状C-S-H为主、水化产物Ca/Si在1.158。
(3)标准养护28d,掺花岗岩粉RPC的最可几孔径为2nm,平均孔径为10.50nm,累计孔体积为0.003938m L/g,孔隙以20nm以下无害孔为主。
摘要：通过测试不同花岗岩粉取代率的RPC在标准养护制度下力学性能的变化规律及微观结构的变化,研究了不同花岗岩粉取代率对RPC力学性能及微观结构的影响。结果表明,在标准养护条件下,随着花岗岩粉取代率的增加,与未取代的对比组相比较,RPC的力学性能能够满足取代前的要求;花岗岩粉完全取代石英粉标准养护28d后,只掺花岗岩粉的RPC组与只掺石英粉的基准组RPC,水化产物的微观形貌均以长度约3μm的针棒状CS-H为主,两者的水化产物Ca/Si相差很小;标准养护RPC的孔结构以无害孔、少害孔为主。
微观力学 篇6
1.1 煤矸石微观结构研究存在的问题
应工业化的发展要求, 我国各个地方的专家在研究煤矸石的微观结构上都取得了不同程度的成绩, 不同专家也都在各自的研究领域做出了贡献。但是由于多种因素影响, 我国煤矸石微观结构研究现状仍然面临很多问题。主要体现在三个方面:一是现存的研究大多是对煤矸石宏观结构的研究, 而很少有关于细微观结构的深入研究。在微观形貌特征、孔结构等方面的研究几乎是空白的。二是煤矸石活性对水泥混凝土的影响研究存在很大的缺陷。三是对非自燃煤矸石作为混凝土集料的研究不足。关于自燃煤矸石的研究在这一领域并不少见, 因为自燃煤矸石是长期以来煤矿生产中常见的基础物资。但是随着工业的不断发展, 非自燃煤矸石会越来越广泛地使用到煤矿生产中去。而目前对于非自燃煤矸石的微观结构与物理力学性能之间联系的研究成果寥寥无几[1]。
1.2 煤矸石集料的界面微观研究
稳定的界面结构是煤矸石集料优异性能的重要保障。煤矸石作为混凝土集料使用时, 有一些其他集料所没有的特点。这些特点进一步对水泥石基体的界面结构产生影响, 形成界面结构的独特面貌。这些基本特征表现为:与普通集料不同的是, 煤矸石集料有多达40多种化学元素, 也因此增加了煤矸石集料的复杂性。给研究煤矸石集料的化学结构变化增添了很多不便和困难。自燃煤矸石本身的特性使得活性反应对界面结构造成影响。由于煤矸石集料的孔结构比一般集料更特殊, 煤矸石集料拥有更多可吸水的孔结构, 能够吸收大量水泥浆中的水分, 导致其界面结构与普通集料界面的过渡区有明显的差异。煤矸石界面结构是微观研究的一个重要课题, 应当给予足够的重视。在实验中, 可以借助显微硬度仪、金相显微镜对煤矸石的界面结构进行观察分析, 开展更深入的研究。
另一方面, 煤矸石界面微观形貌研究也是集料微观结构研究的重要组成部分。利用扫描仪器, 可以在实验中得到结论:与自燃煤矸石相比, 非自燃煤矸石具有更加良好的界面结构。因为非自燃煤矸石的多孔结构和内部几乎没有细碎裂缝的表现, 使得其界面结构十分平滑, 集料与水泥的粘合度非常高。相反, 自燃煤矸石则结构疏松, 不能与水泥石基体进行紧密的结合。在实际使用中, 可能会出现因强度太低、抗压性能弱而导致集料折损的情况。煤矸石的界面微观形貌会受到不同因素的影响, 其中比较常见的是水灰比、集料预湿处理两大因素。水灰比取决于水泥中水的含量, 对集料的强度、性能都有至关重要的影响。实验证明, 水灰比高的条件下, 煤矸石集料的水化反应更为强烈, 水化物能够充分地填充界面结构之间的空隙, 形成更高的水泥强度。预湿处理能够在实验中改善集料的吸水状况, 从而通过预湿处理方式强化水泥混凝土的硬度[2]。
2 煤矸石的物理力学性能
2.1 影响煤矸石力学性能的因素
煤矸石的力学性能主要是从宏观层面和微观层面两个不同角度进行研究的。其力学性能会因为不同的内、外部条件, 而产生不同的性能效果。这些条件大致有以下几种: (1) 煤矸石的不同种类会使物理力学性能产生不同的结果。通过微观观察, 可以得知非自燃煤矸石的结构更为细密, 而自燃煤矸石因为在燃烧过程会发生膨胀, 并伴随着一些成分的挥发, 因此结构显得更为疏松。因为两种煤矸石的结构各异, 在保证其他条件都相同的情况, 两者的活性反应程度也不相同。 (2) 养护条件。水泥混凝土十分容易受到外界环境的影响。因此, 保持适宜的养护温度, 做好水泥混凝土的养护工作对于保证水泥的质量和作用十分关键。最理想的情况是将水泥放置在最合适的标准条件下进行养护, 以使水化物充分地、均匀地分散到水泥颗粒的间隙之中, 从而形成水泥混凝土所需的致密结构。这样的水泥强度高、抗压性好, 十分适合作为建筑材料。如果养护温度过高, 则会导致水化物在早期形成阶段过度挥发, 而造成水泥结构蓬松。集料有可能会出现细微裂缝, 从而降低了水泥的抗压强度, 增加了水泥发生液体渗透的可能性。 (3) 颗粒配级。混凝土良好的力学性能也取决于合理的颗粒配级。在固定的水灰比下, 大粒径与中间级颗粒及小粒径之间的比例会直接影响水泥混凝土的强度。颗粒分配不均匀使得混凝土密度不均, 无法在使用中承受重压。 (4) 煤矸石预处理方式。是否对煤矸石集料进行预湿处理也对混凝土的力学性能有一定影响。自燃煤矸石本身孔结构比较发达, 有更高的吸水率。未经预湿的自燃煤矸石会吸收大量水泥基体内部的水分, 降低混凝土的抗压性能。而经过一定时间预湿的自燃煤矸石, 因为外部环境一直保持着一定的水分和湿度, 则不会吸收内部水分。集料内部结构紧凑, 保证了混凝土的强度[3]。
2.2 煤矸石集料的选用标准
煤矸石作为一种混凝土用的集料, 其力学性能的优良程度取决于多重因素。为了尽量保证煤矸石作为集料使用时的正常功能, 在进行煤矸石选择时有一些通用的标准。 (1) 岩石特性。通过上文对自燃煤矸石和非自燃煤矸石不同性能的分析, 可以得出结论:影响煤矸石宏观性能和微观结构的关键因素还是煤矸石自身的特性。而岩石特性是煤矸石最重要的性能基础。按照岩石特性进行的分类, 一般有以下几种:砂岩矸石、土岩煤矸石、粉砂岩矸石、铝质矸石和钙质矸石。这些类型的矸石各有其特点, 适合不同的用途。当然, 作为混凝土集料, 应当采用强度大、硬度高的矸石。 (2) 严格控制煤矸石集料中的针片状含量。针片状颗粒广泛存在于集料形成和破碎的过程中。这种颗粒会使集料表面出现不同程度的尖角, 而尖角又很容易发生碎裂, 影响到集料的强度和使用效果。 (3) 保持煤矸石集料与水泥基体之间的强度一致。煤矸石集料的强度与水泥基体的强度越接近, 则混凝土性能越好。同时还要注意其他几个原则。进行集料预湿处理时, 要把控好时间。时间太短则达不到预湿的效果;但如果时间过长, 则会出现预湿过于饱和的现象, 不利于优化集料的性能。要选择适当的集料级配, 并采用适宜的养护条件, 以增加集料强度。
3 结语
综上所述, 煤矸石作为混凝土用集料有十分广泛的用途。考虑到影响煤矸石物理力学性能的几大因素, 要根据实际需求选择合适的煤矸石, 满足混凝土用集料的强度要求。深入对煤矸石微观结构的研究还有很大的提升空间, 也具有很大的科学价值。
参考文献
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微观力学 篇7
砂作为大宗建筑材料,不适宜远距离运输,一般建筑施工均采取就地取材的方式选取原材料,特别是云南、贵州等石多砂少地区,采用机制砂代替天然砂将产生积极的经济效益和社会效益。机制砂是岩石经破碎、粉碎、选粉等流程生产而得到的,在这过程中必然会产生一定量小于75μm的细颗粒,即石粉。石粉含量的差异是机制砂区别于天然砂的最主要特征之一[1]。目前,对于机制砂混凝土缺乏系统和基础的理论及实验研究,尤其是对石粉适宜含量及其对混凝土性能的影响仍然存在较大争议[2]。GB/T 14684-2001《建筑用砂》中规定了机制砂石粉含量的最大值:强度等级为小于C30、C30~C60和大于C60混凝土的石粉含量最大值分别为7%、5%、3%。该标准对石粉含量的要求与实际应用存在一定差距,限制了机制砂的推广和应用。本文选取石英质机制砂,研究其石粉含量对低等级(C30)和中等强度等级(C50)混凝土工作性和力学性能的影响,同时,选取三种不同岩性的机制砂石粉,研究探讨其对水泥水化产物及其微结构的影响,揭示石粉对混凝土性能的影响机理。
1 试验原材料与方法
1.1 试验原材料
试验用水泥为P·O42.5级水泥,密度为2.95kg/m3,比表面积为355 m2/kg,主要物理性能见表1。采用峨眉山玄武岩经破碎制备玄武岩机制砂;石英质机制砂,来自四川华蓥山市;河砂取自绵阳涪江,经水洗晒干备用。
1.2 试验方法
分别按GB/T14684-2001《建筑用砂》和JGJ52-2006《普通混凝土用砂、石质量及检验方法标准》测定堆积密度、空隙率、级配和细度模数;分别按GB T50080-2002《普通混凝土拌合物性能试验方法标准》和GB/T50081-2002《普通混凝土力学性能试验方法标准》测定混凝土的工作性能和力学性能,试模尺寸为100mm×100mm×100mm,修正系数为0.95。物相分析在荷兰PANalytical公司X'Pert PRO型粉晶X射线衍射仪上完成;SEM分析在日本东芝公司TM-1000型扫描电子显微镜上完成。
2 结果与讨论
2.1 石粉的物性与微结构
机制砂石粉的粒径分布及微观结构见表2、图1。由表2可知,石英质机制砂石粉中,0~40μm颗粒占84%,大于60μm的颗粒仅3%。由图1可知,石粉颗粒尖锐,有明显的棱角,粗颗粒表面吸附了较多的超细颗粒;矿物组成主要为Si O2,同时含有钠长石(Na Al Si3O8)等杂质矿物。
2.2 石粉含量对C30、C50混凝土工作性能的影响
试验过程中保持基础配合比不变,通过控制机制砂中石粉含量,探讨石粉含量对低等级(C30)和中等强度(C50)普通混凝土工作性的影响规律,试验结果如图2所示。试验中C30和C50混凝土的基础配合比见表3。
在C30混凝土中,混凝土的坍落度随石粉含量的增加先增加后减小。在石粉含量较小(<7%)时,其掺入在一定程度上可改善混凝土的工作性,同时减少泌水和离析现象,增加拌合物的稳定性;随着石粉含量的增加(>15%),坍落度损失较多,离析泌水现象逐渐消失;当石粉含量为20%时,混凝土拌合物变得很粘稠,严重影响混凝土的和易性。究其原因,随着石粉的掺入,混凝土体系中细颗粒含量增大,增加了固体表面积对水体积的比例,减少了离析和泌水,而且石粉还能与水泥形成更多的浆体,从而改善混凝土的工作性。但随着石粉含量的继续增加,使混凝土的需水量也增加,在单方用水量不变的情况下,混凝土拌合物将变得干稠,降低了混凝土的施工性能。
%
kg/m3
石粉含量对C50混凝土工作性的影响规律如图2(B)所示。随石粉含量的增加,扩展度、坍落度与C30混凝土有相似的变化规律,但其对中等强度混凝土工作性的影响较C30更为显著。当石粉含量在5%左右时,其工作性得到明显改善。当石粉含量超过10%,继续增大掺量,对扩展度产生不利影响,当石粉含量超过15%后,坍落度亦开始下降,混凝土拌合物变粘稠,成型困难。由于C50混凝土比C30的用水量小,当石粉含量合理时,这些细粉填充于骨料搭接产生的空隙中,将原本仅起填充作用的填充水从这些空隙中置换出来成为自由水,增加了骨料颗粒间水膜层的厚度,使浆体和骨料的比例增大,因而在一定程度上改善了混凝土的和易性;但随着其含量的继续增加,大量的自由水包裹在细粉颗粒表面,减少了自由水含量,当这二者作用相当时,即出现石粉含量增加,而坍落度基本保持不变的情况。
2.3 石粉含量对C30、C50混凝土力学性能的影响
图3为石粉含量对C30、C50混凝土抗压强度的影响。
对低、中强度的混凝土而言,石粉掺量对抗压强度的影响规律相似,当石粉含量小于20%时,混凝土3d、28d强度均随石粉含量的增加先增加后降低,不同程度的增加了混凝土的抗压强度,同时,其变化对中等强度(C50)混凝土的影响较低等级(C30)更显著。这是因为随微细石粉含量的增加,其填充效应发挥作用,填补了混凝土中的有害空隙,使混凝土更加密实,强度增加。但超过合理含量后,其需水量将大大增加,混凝土变得干稠,成型时浆体难以拌合均匀,均匀性和密实度下降,导致其强度随之降低。当石粉含量小于10%时,对抗压强度的提高有利,超过10%则强度逐渐降低,但均不低于未掺石粉的基准混凝土。
在机制砂混凝土中,石粉对混凝土强度的影响因素主要有:(1)级配效应,石粉细度小,对混凝土有一定的微集料填充效应;(2)微晶核效应,合理的掺量起到加速水泥水化的作用。这些都是石粉对混凝土强度带来的正效应[3]。同时,由图1可知,石粉颗粒多棱角,且尖锐,成不规则多面体,颗粒表面附着较多细粉,随石粉含量的不断增加,一方面,固体总比表面积增大,势必增加需水量,在相同水胶比时,混凝土的工作性自然下降;另一方面,破坏混凝土的最紧密堆积结构,使混凝土的胶骨比不再是最佳值[4]。从表2可以看出,本次试验用石粉颗粒级配与水泥颗粒相似,小于40μm颗粒占84%,当混凝土中胶凝材料较多时,混凝土宏观和微观结构的孔隙被胶凝材料的水化产物填充,过量石粉的引入必然破坏混凝土整体结构的颗粒级配,石粉的正面效应就会相对减弱,而负面效应则会变得显著,表现为混凝土的工作性下降和抗压强度降低[5]。综合工作性和强度的影响规律:对低等级(C30)混凝土而言,其机制砂石粉含量控制在<15%为宜;对中等强度(C50)混凝土而言,石粉的适宜含量为5%~10%。
2.4 不同岩性石粉对水化产物及其形貌的影响
由于机制砂通常是通过机械破碎得到,不同岩性的矿物在破碎过程中产生的石粉亦会有不同的颗粒级配和微观形貌。本文对不同岩性机制砂石粉的这些特性对水泥水化产生的影响进行初步讨论。试验中将石粉10%等量取代水泥,水胶比为0.3,制作成尺寸为20 mm×20 mm×20 mm水泥净浆试块,并对其28 d龄期样品进行水化产物及微观形貌的分析,如图4~图6所示。
从图4~图6可以看出,在掺入石英质石粉和河砂石粉的试样中均有明显的Si O2衍射峰,而在掺入玄武岩质石粉试样中并未发现。由于石英质石粉和河砂石粉的主要成分均为Si O2,且其结晶良好,峰形尖锐,因此可以断定,水化试样中Si O2衍射峰的出现是掺入石粉的结果,且该石英矿物结晶良好,为“惰性”填料,并未参与水化过程。对掺入玄武岩质石粉的试样而言(图5),由于其含有10%左右的玻璃质,具有一定的“微活性效应”,但由于其掺量小,对水泥水化的影响亦十分微弱。从各试样的SEM图可知,不同岩性石粉对水泥石的微观结构并未产生明显影响。因此,石粉的掺入对水泥水化及水泥石自身的微观形貌并未产生明显的改善。综上所述,石粉含量变化引起细骨料(机制砂)模数以及最终对混凝土颗粒群级配的优化作用是普通机制砂混凝土工作性和力学性能得到改善的主要原因。同时,对于不同等级的混凝土而言,石粉含量均存在合理的掺量范围,一般而言,混凝土强度等级越大,其石粉含量合理掺量应越小。
3 结论
(1)对中低强度等级混凝土而言,适量石粉能使机制砂的级配更完善,机制砂混凝土中浆体含量增加,有利于机制砂混凝土坍落度的提高和扩展度的增加,并减少拌合物泌水。同时,石粉的掺入明显改善混凝土的强度,一般而言,混凝土强度等级越大,其石粉的合理掺量应越小。
(2)在本试验条件下,综合石粉含量对工作性和强度的影响,当石粉含量保持在合理范围时,对混凝土的综合性能是有利的。对C30混凝土而言,石粉含量不宜超过15%。石粉含量为5%左右,C50混凝土工作性和力学性能均达到最优值,其石粉含量可放宽到5%~10%。
(3)石粉对水泥水化及其水化产物微结构影响较小,石粉含量变化引起细骨料(机制砂)模数及最终对混凝土颗粒群级配的优化作用是普通机制砂混凝土工作性和力学性能得到改善的主要原因。
摘要：采用石英质机制砂石粉,讨论了石粉含量对中低等级强度混凝土工作性和力学性能的影响规律,并选取三种不同岩性机制砂石粉,运用SEM、XRD等测试方法研究其对水泥水化产物及其微结构的影响。结果表明,石粉的掺入可明显改善混凝土的和易性及力学性能,混凝土强度等级越高,其石粉合理掺量应越小;石粉对水泥水化产物及其微观形貌影响较小;石粉含量变化引起细骨料(机制砂)级配优化作用是普通机制砂混凝土工作性和力学性能得到改善的主要原因。
关键词：机制砂,混凝土,石粉,水化
参考文献
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微观力学 篇8
关于金属材料的大塑性微观变形机制的研究历来是热点, 尤海峰[1]研究过大塑性变形致金属铜纳米化机理的分子动力学模拟, 得出样品在大塑性变形下, 微结构发生明显的变化, 其中FCC原子所占比例下降, HCP原子和其它原子所占比例升高, 最后趋于稳定状态。文玉华[2]等研究过纳米晶铜单向拉伸时的分子动力学模拟, 得出纳米晶铜的强度随着晶粒尺寸的减小而减小, 显示出了反常的Hall—Petch关系, 纳米晶体的塑性变形主要是通过晶界与滑移运动, 以及晶粒的转动来实现, 位错运动是次要的, 有限的。尽管目前有许多学者针对纳米块体塑形变形机制做了研究, 但往往只关注某一方面 (如几何尺寸[3], 温度[4], 应变率[5]) 而本文是在连续剪切变形条件下, 采用分子动力学模拟方法模拟研究金属Al在剪切变形时出现的一些微观结构, 以至于使材料实现纳米化, 同时也有学者研究纳米材料的潜在风险[6], 但纳米材料对材料力学性能改善毋庸置疑。
1 模型建立及初始条件
如图1 所示, 纳米fcc Al的初始构型以理想的晶格Al为基本元胞, 模型尺寸为100nm×100nm×1.2nm, 其中单晶Al的晶格常数为0.405nm, 初始构型生成的原子总数为28800 个, X, Y, Z对应的坐标轴分别为[1 0 0], [0 1 1], [0 -1 1]。X, Y, Z分别采用周期性边界条件。模拟软件运用Lammps, 采用EAM[7]势函数来描述原子间的相互作用, 模拟过程用NPT系综, 采用Nose'—Hoover[8]热浴法调节体系温度, 使温度保持为恒定300K, 通过调节系统的体积来保证压强恒定5Gpa。 模拟步长选用1fs, 1fs=10-15s, 通过Velocity-Verlet算法对系统运动方程进行积分。
2 模拟过程
体系温度300K时通过随机数给出原子的速度分布, 并保持系统Y, Z方向为静水压力5GPa, 弛豫1000 步, 弛豫的目的是使系统进入能量最低的平衡状态。然后施加X方向连续的剪切应变, 应变率控制为1*109/s。每隔10000 步记录原子的序号, 坐标, 成键类型。每隔10000 步记录体系的温度, 动能, 势能, 压力, 应力, 体积。加载示意图如2。
3 结果分析
3.1 应力—对数应变曲线分析
图3 为应力—对数应变图。图3 为Al单晶在原子尺度下的微观结构演化图, 图中采用局部晶序法[9]分析, 并用不同颜色进行结构区分, 其中蓝色原子表示fcc结构, 紫色原子代表hcp结构, 单层紫色原子代表孪晶, 相邻双层紫色原子代表堆垛层错。红色原子既不是fcc, 也不是hcp结构, 通常代表表面, 晶界, 位错芯等。
图3 可以分为三个阶段, 第一阶段为弹性应变, 在应变较小时, 对数应变近似等于应变, 所以在第一阶段应力—对数应变满足线性关系。当对数应变r=0.1170 时, 对应最高点是材料的屈服应力, 此时对应的应变即为屈服应变。在第二阶段, 随着应变的增加, 应力迅速下降, 晶格排列不完整, 发生塑形变形, 这一阶段, 在自由表面附近的原子发生滑移, 层错的边缘是不全位错, 随着应变的继续增加, 位错密度增加, 不同位错间相互交割, 形成图4 的结构, 此时hcp原子增多, 孪晶的数量极少, 此时主要以层错为主。第三阶段初期应力—对数应变图上下波动, 这是因为这一阶段较多出现孪晶, 孪晶形核的应力远高于其扩展应力, 所以当孪晶形成后载荷就会急剧下降, 在形变过程中正是由于孪晶的不断形成及消亡, 才会使应力—对数应变曲线不断呈锯齿型上下波动。
3.2 五重孪晶的形成
在退火的纳米金属材料中经常可以观察到五重孪晶的形核和生长, 而本文在剪切模拟条件下亦观察到五重孪晶的形核及生长, 如图5 为模拟过程中观察到的五重孪晶, 五重孪晶其结构比较特殊, 呈五瓣状, 由五个孪晶面相交组成。五重孪晶的形成过程如下:图6d中F结构即为五重孪晶, 它的形成过程如图6 所示:在图6a中通过孪晶TB1形成了第一个很薄的孪晶界, 这个很薄的孪晶界上的部分位错以伯氏矢量b1 向晶界移动, 如图蓝色箭头所示。在图6b中, 形成了孪晶界TB2, 它的形成是由于右上角的晶界通过发射部分位错而从晶界转移出来的。如图6 (c-d) 中TB3 和TB5的形核由部分位错以伯氏矢量b3 和b5 移动而形成的。在图6e中, TB4 的出现, 这样一个五重孪晶就形成了。通过观察五条孪晶界它们通过孪晶界的迁移, 各自都满足了自身的稳定条件。因此它们呈现出一个五角星的形状, 材料内部的高局部应力未知的变化是五重变形孪晶形成的重要条件。
3.3 五重孪晶的运动及消亡
图7 揭示了五重孪晶的运动及其消亡过程, 五重孪晶尾部与位错相连, 在图a-b的过程中, 由于位错的不断运动而导致TB1 及TB5 不断变小, 而五重孪晶中的五条孪晶不是同时变小, 而是由于位错的局部运动导致TB1 及TB5 先变小, 而TB2, TB3, TB4 保持原样而未发生变化, 表明剪切过程中形成的五重孪晶中的五条孪晶并没有同时发生运动, 发生运动的其中两条孪晶尾部连接低密度位错。而未发生变化的其中三条孪晶与高密度位错相连。由此可以证实, 高密度位错在一定程度上可以阻碍孪晶的运动, 使其保持局部稳定。图b-c中揭示出五重孪晶向四重孪晶的转变过程, 由于不同位错之间的相互交割, 导致TB4 呈现生长趋势, 而TB1, TB2 呈现缩小趋势, TB3 消亡, TB5 既不扩展也不消亡。同时TB4尾部与低密度位错相连。综合分析图, 生长出来的孪晶尾部都与位错相连, 而且孪晶的生长需要克服一定的位错阻力, 而形成较大的孪晶尾部都有较小的位错密度, 这是因为在生长过程中克服了位错阻力而产生的结果, 相反, 在较小的孪晶周围都有较大的位错密度, 这是因为在其形核及生长过程中, 尚不足以克服生长阻力, 而形成较小的孪晶。c-d中, TB1, TB2, Tb4 及TB5 都消失, 按上面提到的分析, 孪晶运动应该是局部运动, 也即形成的五重孪晶转化为四重, 而后转化为三重或二重, 并最后消失, 不应该是四重孪晶而后消失为无序状态, 这是因为形成的孪晶周围总有位错运动阻碍, 所以使得只有局部孪晶发生转化。而本文中由四重孪晶转化为无序状态的原因是由于其孪晶周围位错密度较低, 不足以使孪晶保持稳定, 而最终四重孪晶尚未转化直接消亡。
3.4 晶粒细化
在模拟剪切一个完整周期后, 晶体结构严重变形, 内部存在大量层错及孪晶, 出现取向异性的新晶粒, 单晶体材料在强烈塑形变形条件下, 内部结构被细化, 并且出现了大角度晶界结构, 如图8 所示。
4 结论
材料在初始变形阶段以层错为主, 孪晶少量出现, 这是因为Al属于高层错能材料, 高层错能材料孪晶形核应力较大, 这一结论与目前实验结果较为吻合;在剪切了一段时间之后, 内部变形出现新结构五重孪晶, 在局部高应力未知变化的情况下, 由于要协调变形而出现, 五重孪晶会不断的运动乃至消亡。在金属退火实验中也观察到类似结构;剪切一个完整周期后, 单晶Al被细化, 材料出现取向异性的新晶粒, 证实在大塑形变形条件下材料内部原子由于不断运动而出现纳米晶粒。这对于改善材料力学性能具有重要意义, 而这一模拟方法也常在实验中制备纳米材料。
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