FE复合酶（精选8篇）
FE复合酶 篇1
1 引言
氮氧化物 (NOx) 是主要的大气污染物之一。在众多脱硝手段中, NH3选择性催化还原技术 (NH3- SCR) 是一个有效的方法。但传统的钒基催化剂活性温度窗口窄[1], 烟气中大量的飞灰和SO2易导致催化剂失活[2]。
电厂烟气中, NO占氮氧化物的95%[3], 如果将NO转化为NO2, 溶解度就会大大提高, 进而可以用湿法脱硫的吸收剂脱除。现有的氧化方法主要有强氧化剂法, 催化氧化法, 等离子体法等, 但强氧化剂法、等离子体法, 由于成本高、腐蚀性强等问题无法大规模应用。目前, 催化氧化NO的催化剂主要有分子筛、活性炭、负载型贵金属催化剂和过渡金属氧化物等。其中活性炭催化剂的催化氧化活性随温度的升高而迅速降低[4]。贵金属Pt作为活性组分的催化剂价格昂贵且易失活。过渡金属氧化物因其制备方法简单、原料便宜、来源广而成为研究热点。
锰基催化剂被较多用于催化氧化脱硝。 Li等[5]采用浸渍法制备的Mn Ox/Ti O2催化剂在低温段有较高的NO氧化率。Yang R.T.[6]也通过实验证明对铁和锰的金属氧化物有较高的脱除NOx的效率。本文采用溶胶凝胶法制备不同Mn/Fe比例的锰铁氧化物催化剂, 通过实验探讨不同Mn/Fe比例对催化氧化NO效率的影响。
2 实验部分
2.1 催化剂制备
在适量硝酸锰溶液 (Mn (NO3) 2) 中加入硝酸铁 (Fe (NO3) 3·9H2O) , 使Mn/Fe分别等于1:1, 1:2, 2:1, 4:1, 其中Mn和Fe的总摩尔数为0.04mol。均匀溶解后加入配制好的柠檬酸溶液, 所加柠檬酸的物质的量等于Mn (NO3) 2和Fe (NO3) 3物质的量之和。在恒温水浴为60℃条件下加热搅拌, 直至形成透明黏稠的湿凝胶。将湿凝胶放在干燥箱中120℃下干燥12h, 最后得到褐色干凝胶。将干凝胶置于马弗炉中500℃下焙烧5h, 将所得的黑色产物研磨得到不同Mn/Fe比例的催化剂。
2.2 催化剂活性测试
催化剂的氧化活性测试在固定床反应器中进行, 反应器采用内径为8mm, 高为300mm的石英玻璃管, 由管式电炉加热。取1.1m L 60~100 目的催化剂置于石英管的中间位置, 插入热电偶。反应器进口气体组成: NO体积分数为500ppm , O2为10%, Ar为平衡气, 混合气体总流量为1L/min, 空速为54, 000 h-1。采用美国Thermo Fisher Scientific生产的42i- HL型烟气分析仪分别检测反应器进出口处NO的浓度。NO转化率的计算公式为:
式中[NO]in、[NO]out分别表示NO的进口、出口浓度。
2.3 催化剂的表征
2.3.1 BET比表面积测定
催化剂的BET比表面积采用美国Quantachrome生产的Autosorb- i Q- AG全自动物理/ 化学分析仪测定, 样品在200℃的真空条件下预处理8 h, 然后在液氮温度 (77 K) 下用N2吸附法测得样品的BET比表面积或吸附- 脱附等温线。根据测得的等温线, 用BET方法计算比表面积。
2.3.2 X射线衍射 (XRD)
催化剂的X射线衍射 (XRD) 表征采用德国Bruker公司的D8ADVANCE X射线衍射仪完成, Cu Kα 射线, 管电压40 k V, 管电流100 m A, 扫描范围2θ = 0°~ 80°。
2.3.3 程序升温还原 (H2- TPR)
H2- TPR用来表征催化剂的氧化还原性能, 由U型石英管反应器结合日本岛津GC- 214C型气相色谱的TCD来实现。还原气是10%的H2, 平衡气为He气, 在通入H2- He气氛之前, 催化剂在100 ℃下He气氛中预处理1 h, H2- TPR实验从室温开始以10 ℃/min速率升温800 ℃。
3 结果与讨论
3.1 催化活性
图1 为不同Mn/Fe比例的Mn- Fe催化剂上NO转化率与反应温度的关系, 图中可以看出, 250℃时Mn/Fe比例为1:1 的催化剂活性最高。不同Mn/Fe比例的Mn- Fe催化剂在250 ℃催化氧化NO的活性顺序为:1:1>1:2>4:1>2:1。Mn/Fe比例为1:1 的催化剂在250 ℃时的催化氧化效率达到89.2%, 说明其在低温段发挥较好的催化氧化作用。
3.2 BET和XRD分析
4 种催化剂的BET比表面积、孔体积和平均孔径测试结果列于表1。可以看出, Mn/Fe比例为1:1 时, 催化剂的比表面积、总孔体积和孔径明显大于其他三种Mn/Fe比例的催化剂的比表面积、总孔体积和孔径。较大的孔径和比表面积能提供更多的活性位[7], 提高催化剂的催化氧化效率, 这与活性结果吻合。
4种催化剂的XRD谱图如图2。与其他3种催化剂相比, Mn/Fe比例为1:1时衍射峰的强度最弱, 只含有少量Fe2O3的晶相, 说明Mn和Fe在Mn-Fe (1:1) 催化剂上结晶度最低, 分散度较高, Mn-Fe晶体结构最稳定。高分散的锰能提高氧空穴的数量, 对催化活性有利[8], 这也与活性测试结果相吻合。
3.3 H2-TPR
H2- TPR可以测试催化剂的氧化还原性质, 测试结果如图3所示。在Mn- Fe (1:1) 催化剂TPR谱图上, 350℃的还原峰可能是Fe3+和Mn3+ (或Mn4+) 共同的还原作用[9,10,11]。440℃左右出现的还原峰可能是Fe3O4→Fe O的还原[12]。570℃出现的还原峰可能表示Mn3O4→Mn O的还原[13]。Mn-Fe (1:2) 和Mn-Fe (2:1) 的图谱类似, 检测到三个氢气还原峰, Mn-Fe (1:2) 的三个峰分别位于398℃、492℃和574℃;Mn-Fe (2:1) 的三个峰分别位于437.7℃、497.5℃和589.6℃。Mn-Fe (4:1) 仅能检测到两个还原峰, 分别位于422.3℃和554.1℃。Mn- Fe (1:1) 的还原峰对应的起始温度较低且其面积大于其他三种催化剂, 说明在Mn- Fe (1:1) 上更易发生氧化还原反应。
4 结语
4.1 Mn:Fe比例为1:1 的Mn- Fe催化剂具有较高的NO催化氧化活性。Mn- Fe (1:1) 催化剂在250 ℃反应温度下可达到89.2%的NO转化率。
4.2 BET表征结果表明, 催化剂的比表面积与催化剂活性有关, 四种催化剂中Mn- Fe (1:1) 的比表面积最大。XRD分析表明, Mn- Fe (1:1) 催化剂上锰、Fe氧化物在催化剂表面分散良好。
4.3 H2- TPR结果表明Mn- Fe (1:1) 催化剂氧化还原能力较强。
FE复合酶 篇2
关键词：Fe3+与Fe2+相互转化；例题解析；思维优化；印刷电路板
文章编号：1005–6629（2014）1–0063–04 中图分类号：G633.8 文献标识码：B
印刷电路板（PCB）（如图1所示）的制作、蚀刻废液的再生处理过程均涉及Fe3+与Fe2+的相互转化。本文以此为素材、选取典型例题，分析转化原理，加深学生对相关知识的理解，优化学生的思维品质，提高解决问题的能力。
1 PCB的制作——Fe3+被还原为Fe2+
结合图2来说明印刷电路板的制作原理。取一块敷铜板（单面敷有铜箔的树脂绝缘板），除去铜片上的油污，洗净、吹干，用棉签蘸取少量饱和的FeCl3溶液，在铜片上画一个“+”，放置片刻后，用少量水将铜片上的溶液冲到小烧杯中。在铜片上留下“+”字符号，发生反应：2FeCl3+Cu=2FeCl2+CuCl2。实际制作PCB时，先用油漆描电子线路，待油漆干后放入浓FeCl3溶液中。约20 min后，用镊子取出，洗净、吹干。用适当的溶剂清洗掉油漆，就得到用铜箔绘制在树脂上的电路板。
分析印刷电路板蚀刻原理：2Fe3++Cu=2Fe2++Cu2+，氧化性Fe3+>Cu2+，还原性Cu>Fe2+；分析“湿法冶金”原理：Fe+Cu2+=Fe2++Cu，氧化性Cu2+>Fe2+，还原性Fe>Cu。统合起来的总结论是：氧化性Fe3+>Cu2+>Fe2+，还原性Fe>Cu>Fe2+；这是高中阶段最重要、必须透彻理解且熟练运用的氧化还原反应规律之一。
所以“有铁无铜”的情况不可能出现。答案B。
值得注意的是，一是铁是实现Fe3+向Fe2+转化的最佳试剂，既不引入新杂质离子，过剩部分又容易过滤除去；二是认为“有铁无铜”的情况不可能出现的原因是铁能将溶液中的Cu2+置换出来，这种认识是与题意不符的，因为在铁剩余情况下，铜根本没有机会发生反应进入溶液。
2 蚀刻溶液的再生——Fe2+被氧化为Fe3+
印刷电路板是由高分子材料和铜箔复合而成，刻印电路时，常用过量的FeCl3溶液作为“蚀刻液”，所以在蚀刻废液中含有FeCl3、CuCl2和FeCl2；由于电路板的需求量急剧增大，其生产过程中产生的废液已对环境造成严重污染，处理废液，从中回收铜、使蚀刻废液再生是亟需解决的问题。
例2 （2012年12月徐州高三质检试题）在电子工业中溶解铜的蚀刻液除FeCl3-HCl溶液外，主要还有H2O2-HCl溶液。蚀刻废液中含有大量的Cu2+，废液的回收利用不仅减少铜资源的流失，还可使废液再生蚀刻能力。请回答以下问题：
（1）FeCl3溶液腐蚀铜的离子方程式 。
（2）H2O2-HCl型蚀刻液蚀刻过程中发生的化学反应用化学方程式可表示为 。
（3）用Fe和Cl2分别作为还原剂和氧化剂对蚀刻废液进行处理，可回收铜并使蚀刻液再生。请分别写出回收铜和再生蚀刻液过程中发生反应的离子方程式是 （有多少写多少）。
（4）处理H2O2型废液的方法之一是向废液中加入NaHCO3，以制备Cu2（OH）2CO3。其反应的化学方程式为 。
解析：本题意在扩充介绍H2O2-HCl溶液溶解铜、使蚀刻溶液再生蚀刻能力和铜资源回收的措施之一。
答案：（1）2Fe3++Cu=2Fe2++Cu2+
（2）Cu+H2O2+2HCl=CuCl2+2H2O
（3）①Fe+2Fe3+=3Fe2+
②Fe+Cu2+=Fe2++Cu
③Fe+2H+=Fe2++H2↑
④2Fe2++Cl2=2Fe3++2Cl-
（4）2CuCl2+4NaHCO3=Cu2（OH）2CO3↓+4NaCl+ H2O+3CO2↑
3 混合液（Fe3+、Fe2+和Cu2+）的分离
在制作PCB所得蚀刻废液中含有FeCl3、CuCl2和FeCl2，上面所谈的回收利用是处理方向之一；在中学阶段，对混合溶液处理的另一方向是调控溶液的pH、将混合组分加以分离提纯。在《化学反应原理》之“难溶性物质溶解平衡”中，教材对此做了如下阐释：
在无机化合物的制备和提纯、废水处理等领域中，常利用生成沉淀来达到分离或除去某些离子的目的。例如，除去硫酸铜溶液中混有的少量Fe3+，可向溶液中加入Cu（OH）2或Cu2（OH）2CO3，调整溶液的pH至3～4，Fe3+会全部转化为Fe（OH）3除去。
虽然Cu（OH）2难溶于水，但Fe（OH）3的溶解度比Cu（OH）2小得多[在25℃时，Cu（OH）2的溶解度为1.73×10-6 g，而Fe（OH）3的溶解度为3.0×10-9 g]，当溶液的pH超过5时，Cu2+才开始转化为Cu（OH）2沉淀。因此，我们可以通过控制溶液的pH，达到除去Fe3+而让Cu2+保留在溶液中的目的。
通过图4可以看出，Fe（OH）3（s）、Cu（OH）2（s）分别在溶液中达到沉淀溶解平衡后，改变溶液pH，金属阳离子浓度将发生变化。值得注意的是，由于Fe（OH）2为絮状、不稳定沉淀，不易彻底沉降，为除去废液中的Fe2+，常先将Fe2+氧化为Fe3+，再调节溶液的pH使Fe3+转化为红褐色的Fe（OH）3沉淀析出。
请回答以下问题：
（1）①铜帽溶解时加入H2O2的目的是（用化学方程式表示）。②铜帽溶解完全后，需将溶液中过量的H2O2除去。除去H2O2的简便方法是 。
（2）已知pH>11时Zn（OH）2能溶于NaOH溶液生成[Zn（OH）4]2+。下表列出了几种离子生成氢氧化物沉淀和沉淀完全时的pH（开始沉淀的pH按金属离子浓度为1.0 mol·L-1计算）。
解析：在[实验探究]部分，废液中离子浓度求算：由8.61 g AgCl沉淀，知道10 mL废液中含0.06 mol Cl-；由0.32 g Fe2O3，知道10 mL废液中含0.004 mol Fe3+；观察蚀刻反应的化学方程式，知道废液中n（Fe2+）是n（Cu2+）二倍，进而推求各金属离子浓度。
在[交流讨论]部分，方案中不妥之处有两点：一是加入铁粉质量，丙同学忽略了Fe3+离子的存在；二是错用了氧化Fe2+的试剂，我们可以选择Cl2或30% H2O2溶液。对丙方案讨论是否到位，将直接影响后面问题的解决。
在[拓展延伸]中，我们一要注意待处理废液体积为1 L而非10 mL；二是要绘制的关系曲线纵横坐标的含义；三是加入的铁粉与废液中离子反应顺序是先Fe3+后Cu2+。
[拓展延伸]绘制的关系曲线如图。当Cu2+离子的物质的量减少一半时，加入铁粉的质量：w=[（1/2×0.40+0.08×1/2）]×1 L×56 g/mol=13.44 g。
综上所述，我们分析了实现Fe3+与Fe2+相互转化多种试剂的差别，对废液中铜资源的回收，也介绍了三种不同的选择方向[Cu、CuCl2（aq）、Cu2（OH）2CO3（s）]；同时，透过例题的剖析，也折射出学生在处理问题时的思维缺陷。相信这对优化学生的思维品质、提升学生的解题能力非常有利。
参考文献：
[1]王祖浩主编.普通高中课程标准实验教科书·化学2 [M].南京：江苏教育出版社，2012.
[2]王祖浩主编.普通高中课程标准实验教科书·化学反应原理[M].南京：江苏教育出版社，2013.
摘要：选择了一系列以印刷电路板的制作、蚀刻废液的再生等为素材的典型例题，并进行了详细的解析，引导学生深入理解Fe3+与Fe2+相互转化的原理，优化思维品质，提高解决问题的能力。
关键词：Fe3+与Fe2+相互转化；例题解析；思维优化；印刷电路板
文章编号：1005–6629（2014）1–0063–04 中图分类号：G633.8 文献标识码：B
印刷电路板（PCB）（如图1所示）的制作、蚀刻废液的再生处理过程均涉及Fe3+与Fe2+的相互转化。本文以此为素材、选取典型例题，分析转化原理，加深学生对相关知识的理解，优化学生的思维品质，提高解决问题的能力。
1 PCB的制作——Fe3+被还原为Fe2+
结合图2来说明印刷电路板的制作原理。取一块敷铜板（单面敷有铜箔的树脂绝缘板），除去铜片上的油污，洗净、吹干，用棉签蘸取少量饱和的FeCl3溶液，在铜片上画一个“+”，放置片刻后，用少量水将铜片上的溶液冲到小烧杯中。在铜片上留下“+”字符号，发生反应：2FeCl3+Cu=2FeCl2+CuCl2。实际制作PCB时，先用油漆描电子线路，待油漆干后放入浓FeCl3溶液中。约20 min后，用镊子取出，洗净、吹干。用适当的溶剂清洗掉油漆，就得到用铜箔绘制在树脂上的电路板。
分析印刷电路板蚀刻原理：2Fe3++Cu=2Fe2++Cu2+，氧化性Fe3+>Cu2+，还原性Cu>Fe2+；分析“湿法冶金”原理：Fe+Cu2+=Fe2++Cu，氧化性Cu2+>Fe2+，还原性Fe>Cu。统合起来的总结论是：氧化性Fe3+>Cu2+>Fe2+，还原性Fe>Cu>Fe2+；这是高中阶段最重要、必须透彻理解且熟练运用的氧化还原反应规律之一。
所以“有铁无铜”的情况不可能出现。答案B。
值得注意的是，一是铁是实现Fe3+向Fe2+转化的最佳试剂，既不引入新杂质离子，过剩部分又容易过滤除去；二是认为“有铁无铜”的情况不可能出现的原因是铁能将溶液中的Cu2+置换出来，这种认识是与题意不符的，因为在铁剩余情况下，铜根本没有机会发生反应进入溶液。
2 蚀刻溶液的再生——Fe2+被氧化为Fe3+
印刷电路板是由高分子材料和铜箔复合而成，刻印电路时，常用过量的FeCl3溶液作为“蚀刻液”，所以在蚀刻废液中含有FeCl3、CuCl2和FeCl2；由于电路板的需求量急剧增大，其生产过程中产生的废液已对环境造成严重污染，处理废液，从中回收铜、使蚀刻废液再生是亟需解决的问题。
例2 （2012年12月徐州高三质检试题）在电子工业中溶解铜的蚀刻液除FeCl3-HCl溶液外，主要还有H2O2-HCl溶液。蚀刻废液中含有大量的Cu2+，废液的回收利用不仅减少铜资源的流失，还可使废液再生蚀刻能力。请回答以下问题：
（1）FeCl3溶液腐蚀铜的离子方程式 。
（2）H2O2-HCl型蚀刻液蚀刻过程中发生的化学反应用化学方程式可表示为 。
（3）用Fe和Cl2分别作为还原剂和氧化剂对蚀刻废液进行处理，可回收铜并使蚀刻液再生。请分别写出回收铜和再生蚀刻液过程中发生反应的离子方程式是 （有多少写多少）。
（4）处理H2O2型废液的方法之一是向废液中加入NaHCO3，以制备Cu2（OH）2CO3。其反应的化学方程式为 。
解析：本题意在扩充介绍H2O2-HCl溶液溶解铜、使蚀刻溶液再生蚀刻能力和铜资源回收的措施之一。
答案：（1）2Fe3++Cu=2Fe2++Cu2+
（2）Cu+H2O2+2HCl=CuCl2+2H2O
（3）①Fe+2Fe3+=3Fe2+
②Fe+Cu2+=Fe2++Cu
③Fe+2H+=Fe2++H2↑
④2Fe2++Cl2=2Fe3++2Cl-
（4）2CuCl2+4NaHCO3=Cu2（OH）2CO3↓+4NaCl+ H2O+3CO2↑
3 混合液（Fe3+、Fe2+和Cu2+）的分离
在制作PCB所得蚀刻废液中含有FeCl3、CuCl2和FeCl2，上面所谈的回收利用是处理方向之一；在中学阶段，对混合溶液处理的另一方向是调控溶液的pH、将混合组分加以分离提纯。在《化学反应原理》之“难溶性物质溶解平衡”中，教材对此做了如下阐释：
在无机化合物的制备和提纯、废水处理等领域中，常利用生成沉淀来达到分离或除去某些离子的目的。例如，除去硫酸铜溶液中混有的少量Fe3+，可向溶液中加入Cu（OH）2或Cu2（OH）2CO3，调整溶液的pH至3～4，Fe3+会全部转化为Fe（OH）3除去。
虽然Cu（OH）2难溶于水，但Fe（OH）3的溶解度比Cu（OH）2小得多[在25℃时，Cu（OH）2的溶解度为1.73×10-6 g，而Fe（OH）3的溶解度为3.0×10-9 g]，当溶液的pH超过5时，Cu2+才开始转化为Cu（OH）2沉淀。因此，我们可以通过控制溶液的pH，达到除去Fe3+而让Cu2+保留在溶液中的目的。
通过图4可以看出，Fe（OH）3（s）、Cu（OH）2（s）分别在溶液中达到沉淀溶解平衡后，改变溶液pH，金属阳离子浓度将发生变化。值得注意的是，由于Fe（OH）2为絮状、不稳定沉淀，不易彻底沉降，为除去废液中的Fe2+，常先将Fe2+氧化为Fe3+，再调节溶液的pH使Fe3+转化为红褐色的Fe（OH）3沉淀析出。
请回答以下问题：
（1）①铜帽溶解时加入H2O2的目的是（用化学方程式表示）。②铜帽溶解完全后，需将溶液中过量的H2O2除去。除去H2O2的简便方法是 。
（2）已知pH>11时Zn（OH）2能溶于NaOH溶液生成[Zn（OH）4]2+。下表列出了几种离子生成氢氧化物沉淀和沉淀完全时的pH（开始沉淀的pH按金属离子浓度为1.0 mol·L-1计算）。
解析：在[实验探究]部分，废液中离子浓度求算：由8.61 g AgCl沉淀，知道10 mL废液中含0.06 mol Cl-；由0.32 g Fe2O3，知道10 mL废液中含0.004 mol Fe3+；观察蚀刻反应的化学方程式，知道废液中n（Fe2+）是n（Cu2+）二倍，进而推求各金属离子浓度。
在[交流讨论]部分，方案中不妥之处有两点：一是加入铁粉质量，丙同学忽略了Fe3+离子的存在；二是错用了氧化Fe2+的试剂，我们可以选择Cl2或30% H2O2溶液。对丙方案讨论是否到位，将直接影响后面问题的解决。
在[拓展延伸]中，我们一要注意待处理废液体积为1 L而非10 mL；二是要绘制的关系曲线纵横坐标的含义；三是加入的铁粉与废液中离子反应顺序是先Fe3+后Cu2+。
[拓展延伸]绘制的关系曲线如图。当Cu2+离子的物质的量减少一半时，加入铁粉的质量：w=[（1/2×0.40+0.08×1/2）]×1 L×56 g/mol=13.44 g。
综上所述，我们分析了实现Fe3+与Fe2+相互转化多种试剂的差别，对废液中铜资源的回收，也介绍了三种不同的选择方向[Cu、CuCl2（aq）、Cu2（OH）2CO3（s）]；同时，透过例题的剖析，也折射出学生在处理问题时的思维缺陷。相信这对优化学生的思维品质、提升学生的解题能力非常有利。
参考文献：
[1]王祖浩主编.普通高中课程标准实验教科书·化学2 [M].南京：江苏教育出版社，2012.
[2]王祖浩主编.普通高中课程标准实验教科书·化学反应原理[M].南京：江苏教育出版社，2013.
摘要：选择了一系列以印刷电路板的制作、蚀刻废液的再生等为素材的典型例题，并进行了详细的解析，引导学生深入理解Fe3+与Fe2+相互转化的原理，优化思维品质，提高解决问题的能力。
关键词：Fe3+与Fe2+相互转化；例题解析；思维优化；印刷电路板
文章编号：1005–6629（2014）1–0063–04 中图分类号：G633.8 文献标识码：B
印刷电路板（PCB）（如图1所示）的制作、蚀刻废液的再生处理过程均涉及Fe3+与Fe2+的相互转化。本文以此为素材、选取典型例题，分析转化原理，加深学生对相关知识的理解，优化学生的思维品质，提高解决问题的能力。
1 PCB的制作——Fe3+被还原为Fe2+
结合图2来说明印刷电路板的制作原理。取一块敷铜板（单面敷有铜箔的树脂绝缘板），除去铜片上的油污，洗净、吹干，用棉签蘸取少量饱和的FeCl3溶液，在铜片上画一个“+”，放置片刻后，用少量水将铜片上的溶液冲到小烧杯中。在铜片上留下“+”字符号，发生反应：2FeCl3+Cu=2FeCl2+CuCl2。实际制作PCB时，先用油漆描电子线路，待油漆干后放入浓FeCl3溶液中。约20 min后，用镊子取出，洗净、吹干。用适当的溶剂清洗掉油漆，就得到用铜箔绘制在树脂上的电路板。
分析印刷电路板蚀刻原理：2Fe3++Cu=2Fe2++Cu2+，氧化性Fe3+>Cu2+，还原性Cu>Fe2+；分析“湿法冶金”原理：Fe+Cu2+=Fe2++Cu，氧化性Cu2+>Fe2+，还原性Fe>Cu。统合起来的总结论是：氧化性Fe3+>Cu2+>Fe2+，还原性Fe>Cu>Fe2+；这是高中阶段最重要、必须透彻理解且熟练运用的氧化还原反应规律之一。
所以“有铁无铜”的情况不可能出现。答案B。
值得注意的是，一是铁是实现Fe3+向Fe2+转化的最佳试剂，既不引入新杂质离子，过剩部分又容易过滤除去；二是认为“有铁无铜”的情况不可能出现的原因是铁能将溶液中的Cu2+置换出来，这种认识是与题意不符的，因为在铁剩余情况下，铜根本没有机会发生反应进入溶液。
2 蚀刻溶液的再生——Fe2+被氧化为Fe3+
印刷电路板是由高分子材料和铜箔复合而成，刻印电路时，常用过量的FeCl3溶液作为“蚀刻液”，所以在蚀刻废液中含有FeCl3、CuCl2和FeCl2；由于电路板的需求量急剧增大，其生产过程中产生的废液已对环境造成严重污染，处理废液，从中回收铜、使蚀刻废液再生是亟需解决的问题。
例2 （2012年12月徐州高三质检试题）在电子工业中溶解铜的蚀刻液除FeCl3-HCl溶液外，主要还有H2O2-HCl溶液。蚀刻废液中含有大量的Cu2+，废液的回收利用不仅减少铜资源的流失，还可使废液再生蚀刻能力。请回答以下问题：
（1）FeCl3溶液腐蚀铜的离子方程式 。
（2）H2O2-HCl型蚀刻液蚀刻过程中发生的化学反应用化学方程式可表示为 。
（3）用Fe和Cl2分别作为还原剂和氧化剂对蚀刻废液进行处理，可回收铜并使蚀刻液再生。请分别写出回收铜和再生蚀刻液过程中发生反应的离子方程式是 （有多少写多少）。
（4）处理H2O2型废液的方法之一是向废液中加入NaHCO3，以制备Cu2（OH）2CO3。其反应的化学方程式为 。
解析：本题意在扩充介绍H2O2-HCl溶液溶解铜、使蚀刻溶液再生蚀刻能力和铜资源回收的措施之一。
答案：（1）2Fe3++Cu=2Fe2++Cu2+
（2）Cu+H2O2+2HCl=CuCl2+2H2O
（3）①Fe+2Fe3+=3Fe2+
②Fe+Cu2+=Fe2++Cu
③Fe+2H+=Fe2++H2↑
④2Fe2++Cl2=2Fe3++2Cl-
（4）2CuCl2+4NaHCO3=Cu2（OH）2CO3↓+4NaCl+ H2O+3CO2↑
3 混合液（Fe3+、Fe2+和Cu2+）的分离
在制作PCB所得蚀刻废液中含有FeCl3、CuCl2和FeCl2，上面所谈的回收利用是处理方向之一；在中学阶段，对混合溶液处理的另一方向是调控溶液的pH、将混合组分加以分离提纯。在《化学反应原理》之“难溶性物质溶解平衡”中，教材对此做了如下阐释：
在无机化合物的制备和提纯、废水处理等领域中，常利用生成沉淀来达到分离或除去某些离子的目的。例如，除去硫酸铜溶液中混有的少量Fe3+，可向溶液中加入Cu（OH）2或Cu2（OH）2CO3，调整溶液的pH至3～4，Fe3+会全部转化为Fe（OH）3除去。
虽然Cu（OH）2难溶于水，但Fe（OH）3的溶解度比Cu（OH）2小得多[在25℃时，Cu（OH）2的溶解度为1.73×10-6 g，而Fe（OH）3的溶解度为3.0×10-9 g]，当溶液的pH超过5时，Cu2+才开始转化为Cu（OH）2沉淀。因此，我们可以通过控制溶液的pH，达到除去Fe3+而让Cu2+保留在溶液中的目的。
通过图4可以看出，Fe（OH）3（s）、Cu（OH）2（s）分别在溶液中达到沉淀溶解平衡后，改变溶液pH，金属阳离子浓度将发生变化。值得注意的是，由于Fe（OH）2为絮状、不稳定沉淀，不易彻底沉降，为除去废液中的Fe2+，常先将Fe2+氧化为Fe3+，再调节溶液的pH使Fe3+转化为红褐色的Fe（OH）3沉淀析出。
请回答以下问题：
（1）①铜帽溶解时加入H2O2的目的是（用化学方程式表示）。②铜帽溶解完全后，需将溶液中过量的H2O2除去。除去H2O2的简便方法是 。
（2）已知pH>11时Zn（OH）2能溶于NaOH溶液生成[Zn（OH）4]2+。下表列出了几种离子生成氢氧化物沉淀和沉淀完全时的pH（开始沉淀的pH按金属离子浓度为1.0 mol·L-1计算）。
解析：在[实验探究]部分，废液中离子浓度求算：由8.61 g AgCl沉淀，知道10 mL废液中含0.06 mol Cl-；由0.32 g Fe2O3，知道10 mL废液中含0.004 mol Fe3+；观察蚀刻反应的化学方程式，知道废液中n（Fe2+）是n（Cu2+）二倍，进而推求各金属离子浓度。
在[交流讨论]部分，方案中不妥之处有两点：一是加入铁粉质量，丙同学忽略了Fe3+离子的存在；二是错用了氧化Fe2+的试剂，我们可以选择Cl2或30% H2O2溶液。对丙方案讨论是否到位，将直接影响后面问题的解决。
在[拓展延伸]中，我们一要注意待处理废液体积为1 L而非10 mL；二是要绘制的关系曲线纵横坐标的含义；三是加入的铁粉与废液中离子反应顺序是先Fe3+后Cu2+。
[拓展延伸]绘制的关系曲线如图。当Cu2+离子的物质的量减少一半时，加入铁粉的质量：w=[（1/2×0.40+0.08×1/2）]×1 L×56 g/mol=13.44 g。
综上所述，我们分析了实现Fe3+与Fe2+相互转化多种试剂的差别，对废液中铜资源的回收，也介绍了三种不同的选择方向[Cu、CuCl2（aq）、Cu2（OH）2CO3（s）]；同时，透过例题的剖析，也折射出学生在处理问题时的思维缺陷。相信这对优化学生的思维品质、提升学生的解题能力非常有利。
参考文献：
[1]王祖浩主编.普通高中课程标准实验教科书·化学2 [M].南京：江苏教育出版社，2012.
FE复合酶 篇3
关键词：稀土材料,永磁材料,Nd-Fe-B/a-Fe,纳米复合永磁材料
1 稀土永磁材料的发展概况
稀土永磁材料是以稀土金属元素R (Sm.Nd.Pr等) 与过渡族金属TM (Co.Fe等) 所形成的一类高性能永磁材料, 通常以技术参量:最大磁能积、剩磁、磁感矫顽力、内禀矫顽力等来衡量该类物质的性能。这些值越大, 材料的性能越好, 质量越高, 而使用这类材料的磁性器件便可小型化、轻量化、高性能化。它是20世纪60年代出现的新型金属永磁材料, 其发展至今已经历了第一代SmCo5系 (1:5型) , 第二代Sm2Co17系 (2:17型) 以及第三代Nd-Fe-B系稀土永磁材料。由于前两代稀土永磁材料都含有地壳中的微量元素Sm和战略储备物资Co, 因而这两种永磁体成本太高, 应用推广受到很大的局限。为了摆脱Sm、Co的束缚, 降低磁体的成本, 人们将研究的焦点转向成本低廉的稀土一铁基磁体的上, 至此迈向了开发稀土一铁基磁体的新时代。
2 Nd-Fe-B/a-Fe双相纳米复合永磁材料的研究进展
为充分发挥纳米晶复合永磁材料高磁能积、高剩磁的优点, 克服内禀矫顽力低的缺点, 人们对如何改善Nd2Fel4B/α-Fe相的组成、分布状态和晶粒大小等关键因素进行了大量的实验研究。目前, 制备纳米晶复合稀土永磁材料方法很多, 其中熔体快淬法 (MQ法) 是制备R2Fel4B/α-Fe系列纳米晶双相复合永磁材料使用的比较多, 也是研究比较深入的一种工艺方法。该工艺利用单辊真空熔体快淬设备冶炼母合金, 然后真空快淬得到鳞片状薄带, 其晶粒大小一般在30nm左右, 经粉碎和适当热处理得到细小的粉末。但是采用熔体快淬法制备的纳米复合永磁材料, 由于快淬薄带冷却速度不均导致材料晶粒大小差异较大, 进而影响了晶粒间的耦合作用使磁性能仍不太理想。
纳米复合粉体的另一种常见的制备方法为机械合金化法。机械合金化法是制备纳米晶稀土永磁材料的一种有效的方法, 它对原始粉末进行高时间的球磨, 然后再讲产物在适当条件下进行退火, 这样也可以得到与快淬法相同的微观组织。但是由于机械合金化法制备的超微细粉不能与空气接触, 否则极易氧化自燃, 工艺条件苛刻, 现阶段仍无法进行批量生产且磁性能也没有得到较大的提高, 因此还处在实验室研究阶段。
为了进一步改善纳米复合磁体中软硬磁相分布的均匀性, 提高纳米复合磁体的磁性能。研究人员们采用声化学、磁控溅射、脉冲激光喷镀、电镀以及化学镀膜等方法在富稀土成分的磁粉表面包覆一层软磁相。有人采用超声化学方法将Nd-Fe-B磁粉浸在正癸烷有机溶剂中, 采用双频超声化学反应装置使五羰基铁 (Fe (CO) 5) 分解并包覆在Nd-Fe-B磁粉表面, 然后通过离心分离、无水乙醇洗涤 (去除有机溶剂) 获得纳米复合磁粉。此种方法虽然可获得软硬磁相分布均匀的纳米复合磁粉, 但是, 实验过程中需将Nd-Fe-B磁粉浸在有机溶剂中进行包覆, 因而Nd-Fe-B磁粉表面与包覆层单质铁之间必定有机溶剂残留影响磁体性能, 且实验成本较高。又有人想出采用磁控溅射、脉冲激光喷镀、电镀、化学镀法制备纳米复合磁粉。然而磁控溅射、脉冲激光喷镀和电镀法对设备要求严格且工艺复杂, 成本太高, 而且电镀中的镀液很难处理, 不利于环保;而化学镀前, 基体材料需进行活化、敏化等镀前处理, 较活泼的富Nd相容易腐蚀, 只有约1/4~1/3的粉末颗粒能够被镀上软磁材料, 效率很低, 而且化学镀后的复合磁粉也需要分离和洗涤, 化学液体需要处理, 非磁性的化学试剂也不可避免残留在复合磁粉中, 导致磁体的磁性能下降。
基于上述方法的缺点与局限性, 为了进一步提高纳米复合磁体的磁性能, 必须考虑一种工艺简单, 成本合理的制备方法。以便充分发挥纳米晶复合永磁材料的优点, 改善软、硬磁性相的组成、分布的均匀性和晶粒大小, 保证软、硬磁性相间很好的交换耦合作用。
3 展望
Nd2Fe14B/α-Fe纳米晶双相复合稀土永磁材料是结合了硬磁性相高磁晶各向异性和软磁性相高饱和磁化强度的优点, 又通过纳米尺度下两相间的铁磁交换耦合作用, 使材料具有优异的综合磁性能。因此, 有人针对纳米复合稀土永磁材料发展中存在的问题, 为改善Nd2Fe14B/α-Fe纳米复合稀土永磁体的微观结构以提高磁性能, 从该思路出发, 提出一种可调控优化复合磁体的相结构, 进而制备高性能各向异性纳米复合稀土永磁的新方法, 即以富稀土成分的钕铁硼条带和五羰基铁为原料, 采用化学气相沉积技术实现单质Fe对Nd-Fe-B快淬磁粉表面的均匀包覆, 得到Nd-Fe-B/α-Fe复合磁粉;然后将复合磁粉进行放电等离子烧结来制备各向同性纳米复合稀土永磁, 促使复合磁体在较低温度下迅速致密化, 有效抑制晶粒长大;最后通过热塑性变形获得各向异性纳米复合稀土永磁, 该工艺利用压力和温度的共同作用来促使软硬磁晶粒沿特定方向排列, 使磁体获取各向异性;该工艺可实现快速升温, 缩短磁体在高温下的停留时间, 抑制晶粒过分生长, 以期充分改善其磁性能, 从而为纳米晶双相复合稀土永磁材料提供新的制备方法和研究思路。
NdFeB双相纳米复合永磁材料由于具有优异的磁性能和商业价值, 已成为当今材料领域研究的热点。因此, 在这种背景下开展基础研究, 具有明显的理论意义和实用价值。为了发展我国的Nd-Fe-B稀土永磁产业, 充分发挥我国的稀土资源优势, 提高我国钕铁硼磁体产品在国际市场上的竞争力, 发展高性能Nd-Fe-B磁体提供技术支持。
参考文献
[1]董照远, 朱明原, 金红明.Nd-Fe-B纳米晶双相复合永磁材料研究进展.
[2]胡伯平.稀土永磁材料及其应用.
[3]周寿增, 董清飞, 等.超强用磁体-稀土铁系永磁材料.冶金工业出版社.
[4]王尔德, 石刚, 郭斌, 胡连喜.稀土永磁材料研究新进展.
[5]倪建森, 徐晖, 等.双相纳米晶永磁体的研究.
[6]高彦东.纳米复相Nd2Fe14B/α-Fe型磁性材料结构和磁性能的研究.
FE复合酶 篇4
自纳米双相复合永磁体(Nanocomposite permanent magnets)由Coeboorn R等[1]报道以来,引起了世界各地学者的热切关注。不同于以往的永磁材料,纳米双相复合永磁体包含软磁相和硬磁相两个相,通过两相之间的交互耦合作用,兼具硬磁相高的磁各向异性和软磁相高的饱和磁化强度,理论预计其磁能积可达1MJ/m3[2],为第三代永磁材料“Nd2Fe14B”的2倍多,并具有稀土含量低、成本低、温度稳定性较高、耐热性和抗氧化性等优点,有很高的实用性能,有望成为下一代永磁材料。本文综述了目前Nd2Fe14B/α-Fe纳米双相复合永磁体的最新研究动态,并就纳米复合永磁体研究中存在的一些主要问题进行初步的分析和探讨。
1 纳米双相复合永磁体的特性
1.1 剩磁增强
由于软磁相与硬磁相间存在交互耦合作用,纳米复合永磁体剩磁与饱和磁强度的比值(剩磁率)Mr/Ms>1/2,即剩磁增强现象。
1.2 单一磁滞回线
纳米双相复合永磁体虽然含有软/硬两个磁相,但是由于两相间的交互耦合作用,仍显示出单一的磁滞回线。在Liu San[3]的研究中,其制备的磁体晶粒尺寸为几十个微米级别,展示出良好的两相交互耦合特性。对于两相的交互耦合,晶粒尺寸并不需要为纳米级别,单一磁滞回线可以对纳米双相复合永磁体与其他复合永磁体做一个区别:纳米双相复合永磁体是一个拥有硬、软磁相,两相共存,却具有单一磁滞回线特性的永磁体。
1.3 交换弹簧
在一定的反磁化场的作用下,软磁性相晶粒中心的原子磁矩已磁化反转,即已反磁化,但硬磁相(原子磁矩)还没有实现反磁化,当去掉反磁化场后,由于硬磁相晶粒与软磁相晶粒之间的磁交换耦合作用,将迫使软磁相性晶粒内部已磁化反转的磁矩又部分地回转到接近硬磁性相的磁矩方向上,被称为交换弹簧[4]。
2 纳米双相复合永磁材料的制备
2.1 常规制备方法
在早期,纳米双相复合永磁材料的制备一般是直接从母相析出硬/软两相。自20世纪90年代以来,化学气相沉积、表面活性剂辅助球磨等各种制备纳米晶的方法的发展及应用,可以极为方便地得到各种软、硬磁体颗粒,通过各种方法将软、硬磁体颗粒合成,得到纳米双相复合永磁体。
2.1.1 熔体快淬法
溶体快淬法是制备纳米双相复合永磁体最常用的方法。H.W. Chang等[5]用熔体快淬法制备NdyFe97-y-zTi3-x-ZrxBz,并直接注入铜模模具得到直径为0.9mm、长度达15mm的铸态合金,磁性能为iHc = 533~1074kA/m, (BH)max=53~65kJ/m3。
2.1.2 HDDR
在HDDR(Hydrogenation disproportionation desorption recombination)中,发生了吸氢歧化反应(Nd2Fe14B+H2→NdH2+α-Fe+Fe2B)以及脱氢重组反应(NdH2+α-Fe+Fe2B→Nd2Fe14B+H2)。Yagodkin 等[6]用88%的Nd2Fe14B、7%的α-Fe以及富Nd相为原料,通过HDDR后得到了μ0iHc为0.66 T 、Br为0.6 T的磁性能。由于其反应需要在800℃左右的高温下才能进行,一般得到的是亚微细晶组织材料,因此很难获得纳米晶组织,基于此缺点,现今已不多使用HDDR。
2.1.3 机械合金化法
王迎等[7]通过机械合金化法制备了纳米晶复合永磁材料,将Nd2Fe14B和羰基铁粉混合料共200g(两者质量比是4∶1)混粉30h,随后放入搅拌式球磨机中,球磨5h并在650℃晶化处理,粉末的磁性能最佳,达到Br=1.06T,iHc=347kA/m,(BH)max=142kJ/m3。Shi Gang等[8]采用HDDR法和机械球磨法结合制备出Nd2Fe14B/α-Fe复合磁体,对成分为Nd12Fe82B6的磁粉先进行球磨,再进行HDDR,磁性能为Br=0.73T,iHc=610kA/m,(BH)max=110.8kJ/m3。
2.1.4 磁控溅射法
磁控溅射法是研究纳米复合永磁体常用的一种方法。W.B.Cui等[9]制备了Mo (50nm)/Nd16Fe71B13 (800nm)/Mo (2nm)/Fe (11nm)/Mo (2nm)/Nd16Fe71B13 (800nm)/Mo (50nm)多层膜,获得了矫顽力为 620kA/m 及磁能积为142kJ/m3的多层膜,当Fe层厚度增至36nm 时,磁能积增至198kJ/m3。S Madeswaran等[10]也使用磁控溅射法制备了Ta(35nm)/NdFeB(240nm)/Ta(20nm)、Ta(35nm)/NdFeB(120nm)/α-Fe(15nm)/NdFeB(120nm)/Ta(20nm)多层膜,得到iHc=950kA/m、Jr=1.04T、(BH)max =189kJ/m3的磁性能。
2.1.5 放电等离子烧结法
放电等离子烧结法(Spark plasma sintering,SPS)是一种特殊的技术,具有烧结时间短和烧结速度快的优势,能有效防止晶粒的过度长大,从而得到纳米晶或非晶态的结构,K.Tanaka1等[11]制备了Nd8Fe85B5Zr2永磁体,在表面转速为25m/s、烧结温度为650℃时获得最高磁能积,(BH)max=100kJ/m3。
2.1.6 超声化学法
黄威等[12]使用超声化学-放电等离子烧结制备纳米复合永磁体,采用超声化学法在介质中分解五羰基铁得到纳米Fe颗粒包覆Nd2Fe14B的复合磁粉,后通过放电等离子烧结制备出Nd2Fe14B/α-Fe双相复合磁体。结果表明,五羰基铁溶液的加入量为15mL时(Fe与Nd2Fe14B的名义质量比为1∶4)磁体具有较好的磁性能:Br=0.959T、iHc=692kA/m、(BH)max=142kJ/m3。加入适当含量的Fe(Co)对烧结磁体的剩磁和最大磁能积有增强作用,软磁性相的分散程度则对磁体的矫顽力有较大影响,随着软磁性相含量不断增加,其表面吸附的氧也随之增加,导致磁体性能下降。Li Yong-li[13]指出,在SPS前先经过高能球磨处理能明显提高两相间的耦合作用,磁能积由(BH)max=96kJ/m3提高至(BH)max =113kJ/m3。
2.2 全致密块状纳米复合永磁体的制备
早期通过熔体快淬法、机械合金化法、磁控溅射法等方法制备得到的永磁体,至少有一个方向是微米级别的,限制了纳米复合永磁体的应用。为得到块状的纳米双相复合永磁体,需要经过一连串复杂的工序,采用熔体快淬法、机械合金化法、HDDR制得前期样品,通过粘结成型、热压成型、热变压成型等成型方法得到块状磁体,如姚丙南等[14]先用熔体快淬法得到Nd9Fe82B6Co3的非晶薄带,再将薄带破碎过筛,选出晶粒度在200μm以下的粒子,进行热压制得块体,但这常常不能得到全致密的块体纳米双相复合永磁体。为得到全致密度的块体磁体,学者们开始探索和运用新的制备工艺,如Tetsuji等[15]用压缩剪切方法(Compression shearing method)制备纳米复合永磁体,将非晶态薄带Nd4Fe77.5B18.5敲碎后在淬火钢容器结合成块体,表现出很高的剩磁(Br=118emu/g)和矫顽力(iHc=190kA/m)。Li W等[16]的研究表明[16],在室温下对非晶合金进行严重塑性变形可以得到致密度高的细晶粒,且晶粒尺寸可在10nm以下。Li Wei等[17]用熔体快淬法在淬速为40m/s 和5m/s时制备得到非晶态Nd9Fe85B6薄带,后在室温下通过高压变形制备得到纳米复合永磁体,软磁相的体积分数达到36%,磁能积达到139kJ/m3。
相对比上面的方法,Zhang等[18]报道了一种获得α-Fe/Nd2Fe14B全致密块体永磁体的新方法,用简单的铜模成铸获得非晶,随后做一步热处理得到纳米晶复合永磁体,摒弃了以往复杂的工序及长的生产周期,为它的广泛使用迈出了坚实的一步,也引起了众多研究者的广泛关注,如Tan等[19,20]报道了尺寸为1mm×10mm×50mm 的Fe67-xCo10Nd3YxB20(x=0,2,6,10)的吸铸薄片,及1mm×10mm×80mm的Fe48-xCo27Zr3NdxB22(x=0~6)的吸铸薄片,对Fe61Co10-Nd3Y6B20进行热处理,在948K退火30min,获得Ms=105Am2/kg, iHc= 101kA/m。 Fushan L等[21,22]报道了棒状直径为1mm的非晶成分点Fe67-xCo7Zr6NdxB20(x=0~5at%)、Fe61Co13.5Zr1Pr4.5-xDyxB20 (x=0,1)。Wei Zhang等[23]制备了直径为0.5mm的块体非晶Fe66.5Co10-Pr3.5B20,并在863K退火600s,获得了Br=1.23T、Mr/Ms=0.82、iHc=225kA/m、(BH)max =95.9kJ/m3的磁性能。到目前为止,J.Zhang等[24]报道了在成分点Fe65.28B24Nd6.72Nb4非晶形成能力最强,直径为4mm,在成分点Fe64.32B22.08Nd9.6-Nb4获得了矫顽力为1100kA/m、磁能积为33kJ/m3的磁性能。或许可以接受J.Zhang[24]的建议,以Fe65.28B24Nd6.72Nb4为成分设计起点,以期探索非晶形成能力更强、非晶尺寸更大的块状磁体。笔者亦开展了α-Fe/Nd2Fe14B块体纳米复合永磁体的制备及磁性能相关研究,试图在贫Nd条件下用铜模吸铸获得块体非晶,并通过逐渐减少B的含量,以期获得硬磁相体积分数较高并含有适量软磁相的磁体,在添加元素提高Nd-Fe-B成分基元的非晶形成能力时,优先选用能在随后热处理中有助于改善结构组织的元素,从而改善磁性能。若能改变目前非晶形成成分中富B的现象,则在纳米双相复合永磁体的制备过程中,可减少许多无关相的析出,而增加软、硬磁相体积分数,其简单的工序优势将大大有利于永磁材料市场的开拓和纳米复合永磁材料的发展。
2.3 各向异性纳米复合永磁体的制备
虽然理论预计纳米双相复合永磁体的磁能积高达1MJ/m3,但是目前得到的磁性能与理论值仍有很大的差距,原因之一就是硬磁相的磁矩取向不一致。在各向异性纳米复合永磁体的研究中,Re2Fe14B相的易磁轴取向一致是制备各向异性磁体的关键因素,早在2001年,X.Y.Zhang等[25]报道了在相对低的10m/s的淬速时,Nd2Fe14B晶粒的c轴垂直于薄带平面,当在淬速为20m/s时,Nd2Fe14B晶粒的c轴转向平行于薄带水平方向;Nd2Fe14B织构的形成是由于:在低速淬速时有温度梯度造成的定向凝固形成,在高速淬速时由于α-Fe的(110)面的晶种效应形成,在20m/s转速下得到的薄带,水平方向的剩磁为0.74Ms,磁能积为193kJ/m3。Z. Q. Jin等[26]也观察到,在淬速为10m/s和最佳淬速下,Re2Fe14-B相磁轴取向分别为垂直与平行于平面。Pang Lijia等[27]进一步指出,添加Ga能有效使Nd2Fe14B相磁轴垂直于薄带平面,而复合添加Zr+Ga 或 Nb+Ga 其作用更为明显。
自2004年以来,研究者多使用热压和热变形来制备各向异性纳米复合永磁体。早期Liu Sam等[3]认为,富钕相对获得各向异性的Nd2Fe14B硬磁相来说至关重要,因其在热压变形中是熔融状态,能有效起到润滑作用,使其不出现裂隙从而形成各向异性磁体。常规的NdFeB磁体(富Nd合金)在热变形过程中易于形成织构,磁性能较高,但成本较高;贫Nd磁体成本较低,而磁性能较差。因此,希望结合富Nd合金和贫Nd合金两者之间的优点。Liu Sam等[3]用富钕成分薄带(Nd,Pr,Dy)13.5(Fe,Co,Ga)80.5B6和贫钕成分薄带Nd4Fe90B6混合制备成成分为Nd10.8Pr0.6Dy0.2Fe76.1Co6.3-Ga0.2Al10.2B5.6永磁体,通过热变形后得到α-Fe的体积分数为3%,最好的磁能积为358kJ/m3,而进一步降低稀土含量时,很难得到磁性能很高的纳米复合磁体。从其微结构上来看,晶粒仍不够精细,软磁相的晶粒尺寸甚至粗大至10μm,经TEM及电子花样衍射分析得到,富钕合金中出现了织构,而贫钕合金中的硬磁相取向仍杂乱无章,呈现各向同性。M. Yue等[28]直接用富钕合金和α-Fe混合,并通过超声化学将α-Fe涂覆在硬磁相表面,得到较好的精细结构,晶粒平均尺寸为50nm,而部分晶粒粗大至200nm,并研究了在不同α-Fe体积分数下经过热变形工艺后性能的变化,得到在含有2%(体积分数)α-Fe中有最好的磁能积(395kJ/m3)。通过该方法,虽然能获得较高的磁能积,但软磁相含量太少,只有2%(体积分数)、3%(体积分数),离理想结构下软磁相的体积分数含量30%~40%有很大的距离,进一步提高软磁相的占有体积分数成为当务之急,遗憾的是,增大软磁相的体积分数反而使磁能积减少。Y. G. Liu等[29]提供了一种新的制备各向异性磁体方法:Nd2Fe14B硬磁相织构(001)可以直接由贫钕非晶态样品经过热变形得到,但仍面临着相同的问题。D. Lee等[30]研究了(Nd,Pr,Dy)2Fe14B/α-Fe的热压及热变形工艺,结果表明,经热压后的块体呈各向同性,而热变形后的块体呈各向异性,且在热变形中,软磁相体积分数占4%和11%时有最好磁性能,分别为246kJ/m3 和191kJ/m3。Yanguo等[31]使用该法制备出软磁相体积分数达27%的块体各向异性磁体,磁能积进一步下降为77kJ/m3。显然,热变形是目前制备各向异性纳米复合永磁体的主要工艺方法,已经能够制备出晶粒尺寸在50nm以内、软磁相体积分数接近30%的各向异性磁体,但在软磁相增多的同时,其矫顽力下降过多,而其微结构仍无法满足两相连续均匀分布等理想模型结构条件。通过研究和开发新的制备工艺,制备出软磁相体积分数较高、硬磁相晶粒相互隔离、晶粒细小、硬磁相磁轴取向一致的纳米复合永磁体,使其兼具高的磁晶各向异性和饱和磁化强度,仍是我们面临的主要问题。
3 RE2Fe14B/α-Fe纳米双相复合永磁材料的矫顽力
加入软磁相,可使纳米双相复合永磁体的饱和磁化强度和剩磁性能明显提高,但在目前的研究中,各向同性纳米复合永磁体的剩磁(Jr)多大于1T,而矫顽力(μ0iHc)却小于0.7T[14],矫顽力远低于Nd2Fe14B内秉矫顽力,成为提高磁能积的瓶颈。显然,当稀土永磁体的晶粒尺寸从微米级减至纳米级时,其矫顽力机制会发生重大的变化,在纳米晶结构的磁性材料中,不再需要产生一种特殊的微观结构来阻止可逆磁畴的形成或束缚畴壁运动[30]。
Kronuuller等[32]认为矫顽力由硬磁性相和软磁性相的反磁化畴成核机制控制,纳米双相复合永磁材料硬磁相的形核场高于软磁相,硬磁相的畴壁能密度远远高于软磁相,畴壁能密度高的区域会对已成核的畴壁继续位移产生一定的阻碍作用,且有:
Hc=Hundefined(0.22-0.41lnD/δundefined)
式中:D为平均晶粒尺寸,矫顽力随平均晶粒尺寸的减小呈对数关系增加。
由于上述公式是假定晶粒形状规则,尺寸分布均匀,晶界的磁极化强度、各向异性常数及交换积分与晶粒内部相同,而实际磁体的晶粒形状及尺寸分布复杂,晶界处与晶粒内部的差异造就了理论与实验的差别。
G. P. Zhao等[33]提出RE2Fe14B /α-Fe纳米晶复合永磁材料矫顽力的自钉扎机制。在较小反磁化场作用下,首先在软磁性相晶粒内部形成反硬化畴,随反磁化场增加,畴壁位移将遇到由于交换耦合作用引起的最大阻力峰,而当反磁化场增加到使畴壁能摆脱该阻力峰时,畴壁发生不可逆的跳跃式壁移。
NdFeB基纳米双相永磁材料结构很复杂,如在高B含量复合材料Pr9Fe73.5Ti2.5B15中会形成TiB2相[34],并主要分布在硬磁相Pr2Fe14B中,剩磁基本不变, Zhang 认为分布在硬磁相内的TiB2相对畴壁位移的阻碍作用很强烈,即晶粒内部缺陷的钉扎作用能显著提高矫顽力。
形核机制和自钉扎机制主要是从软、硬磁相晶粒之间的交换耦合的角度来研究矫顽力的反磁化机制,在Zhao G.P.[35]的研究中,认为当软磁相的厚度超过临界值4.3nm时,反磁化机制以自钉扎机制为主;当软磁相的厚度低于临界值4.3nm时,矫顽力等于形核场,反磁化机制以形核机制为主,形核场是矫顽力的下限值。
目前对矫顽力的机制的研究还不够深入,如还需对硬磁相之间的耦合在反磁化过程中的作用进行更加细致深入的研究[36]。矫顽力理论与实验结果仍有较大的差距,但从实验和模型研究来看,为得到剩磁性能和矫顽力俱佳的纳米双相复合永磁体,其应具备以下条件[32,37,38,39,40,41]:组织结构中以硬磁相Nd2Fe14B为主相,软磁相α-Fe将硬磁相包围,能够将硬磁相相互隔开;软磁相体积分数在30%~40%之间;软、硬磁相高度连续均匀分布,晶粒细小,硬磁相晶粒尺寸在20nm以内,软磁相在10nm以内;软硬磁相之间无非磁性物质析出,存在完全耦合作用。
4 添加合金元素对磁性能的影响
现在制备的纳米双相复合永磁体的磁性能与理论相差较大,原因之一是不能获得理想的组织结构,或是晶粒粗大、无关相的析出、B的含量过高造成富B相,使α-Fe和Nd2Fe14B的体积分数减少,不符合理想完全耦合的条件,使性能变差。近年来众多学者致力于研究添加合金元素对组织结构的影响,力图通过添加元素改善磁体组织结构,以达到理想模型的要求,进一步提高纳米晶复合永磁材料硬磁性能。
(1)Co元素 添加Co可能同时取代硬磁性相和软磁性相中的Fe[42],得到Nd2(Fe,Co)14B/α-(Fe,Co)复合磁体,使磁体的居里温度、各向异性和矫顽力同时增强,大约每用1%Co(粒子数分数)替代Fe,可使居里温度升高11K[43]。
(2)Pr元素 由于Pr2Fe14B的各向异性场比Nd2Fe14B的各向异性场高,所以用部分Pr替代Nd,可以提高硬磁性相的各向异性[44],但使居里温度稍微降低,低约20K[45]。
(3)Zr、Nb元素 Zr、Nb两种元素对磁体性能有着相似的影响,若在晶界析出,能阻碍晶粒的长大,从而优化微结构,增强交互耦合作用,提高合金的剩磁性能[46,47],但若直接进入硬磁相,会导致Tc下降[48]。Tan[20]和J.Zhang[24]报道,Zr、Nb元素能提高Nd-Fe-B体系的非晶形成能力。
(4)Y元素 Chen Zhian等[49]研究了Y元素对Nd9-x-YxFe72Ti2Zr2B15(x=0,0.5,1,2)薄带性能的影响,结果表明Y元素能有效提高薄带的非晶形成能力,并在热处理中起到抑制晶粒长大的作用,增强退火后的剩磁性能。
(5)V元素 V进入磁体后形成V2FeB2相,并在晶界处弥散分布,替代无用的富硼相,阻碍软磁相的过早析出,细化晶粒,改善磁体微结构,增大矫顽力,改善磁滞回线形状[50];Bai Yang 等[51]指出:同时添加V和C元素,形成VC相,能进一步细化晶粒。
(6)Mn 元素 Guozhi Xie等[52]指出,Mn进入晶体后替代Fe原子降低了Tc,而少量Mn的掺杂能够显著促进快淬样品的晶化并提高快淬样品的永磁性能,使快淬NdFe具有更有序的晶体结构。
(7)Dy、Tb元素 如果用Tb、Dy替代Nd,则能提高硬磁性相的各向异性和磁体的矫顽力[53],但由于重稀土元素Tb、Dy的原子磁矩与过渡族Fe原子的磁矩方向相反,这样替代会使硬磁性四方相的分子磁矩减小,致使磁体的饱和磁矩及剩磁降低,一般控制在3%(粒子数分数)以内[54]。
(8)C元素 Shun Li[47]、 H. W. Chang[55]等指出:C可以替代四方相的B,增强各向异性场,提高矫顽力,但降低了居里温度和饱和磁化强度。
(9)其他 除了以上元素之外,研究人员还对其他元素对磁体合金化作用和磁体的磁性能做了大量的研究工作: Mo[56]、Ti[57]在非晶态晶化前析出,有阻碍晶粒长大的作用;Cu[58]、Al[42]、Ga[27]能在硬磁相的表面偏析,使晶粒不过分长大;La[59]、Sm[60]替代Nd元素,可增强Nd2Fe14B相的各向异性;Cu[61]、Ga[62]、Cr[55]、Ta[63]等替代Fe原子位后会影响硬磁性相的微结构和内禀磁性。
合金化元素添加过量或单独添加一种元素对磁体性能往往产生某些负面效果,如白岗等[64]指出可通过综合添加Pr,Co元素提高Nd8Fe88B4的综合磁性能,添加Pr可提高材料的各向异性场,提高矫顽力,但是使材料的居里温度降低,因此添加量不宜过多;复合添加Co元素可弥补只添加Pr元素降低材料居里温度的缺陷,并强化磁体材料的各向异性和矫顽力,使Nd5Pr3Fe80Co8B4样品的硬磁性相居里温度提高到600℃。
5 结束语
FE复合酶 篇5
1 实验
1.1 Fe-Si-Al磁粉芯的制备
Fe-Si-Al磁粉芯制造工艺流程如下:Fe-Si-Al水雾化粉末※分筛※合适的粒度组合※绝缘包覆处理※压制成型※退火去应力处理※喷涂※成品[2]。
实验原料:Fe-10%Si-6%Al (质量分数/%) 水雾化粉末, 平均度尺寸为72μm;绝缘剂为云母粉, 平均粒度尺寸为26μm;黏结剂为硅酮树脂;润滑剂为硬脂酸盐;溶剂为无水乙醇。将上述试验原料按照一定配比, 均匀混合, 待加热溶剂挥发后, 绝缘剂被均匀的包覆在磁粉表面。将绝缘包覆粉末均匀装入模具。在室温下以1800MPa压制成27mm×14.6mm×11.75mm的磁环, 压制磁粉芯结构示意图如图1所示。磁粉芯的去应力退火处理采取随炉升温, 升温速率为10℃/min, 在570~720℃温度氩气氛中保温1h, 而后空冷。
磁退火装置如图2所示。在磁退火处理中, 其他退火条件与去应力退火一致, 选取退火温度为660℃, 只是当温度降到500℃时, 需在此温度保温15min, 同时通入100A电流。
1.2 Fe-Si-Al磁粉芯磁性能的检测
采用扫描电镜 (JSM-6360LV) 观察样品的形貌。用精密B-H分析仪 (IWATSU SY-8232) 测量磁粉芯的有效磁导率、复数磁导率和损耗。测量时采用直径为1.1mm的铜漆包线均匀缠绕磁粉芯。初级线圈为10匝, 次级线圈为20匝。
2 实验结果与讨论
2.1 热处理对Fe-Si-Al磁粉芯磁性能的影响
在制备磁粉芯的过程中, 为了得到高密度的样品, 必须采用较高的成型压力压制。但是, 高压力又会在材料内产生过多的内应力和位错, 从而恶化样品的磁性能[3]。图3为压制后Fe-Si-Al磁粉芯经过热处理和未经热处理损耗随频率的变化曲线 (在0.07T下测试) 。由图3可见, 所有的损耗都随着频率的增长而增大。660℃热处理的磁粉芯与未经热处理的磁粉芯相比各项损耗都有了明显的下降, 其中磁滞损耗的下降度最大。由此可见磁粉芯压制后的退火处理是必不可少。
图4显示了退火温度对磁粉芯损耗和有效磁导率的影响 (在0.07T, 50kHz下测试) 。由图4可知, 总损耗 (Ptot) 和磁滞损耗 (Ph) 随着退火温度升高而降低, 涡流损耗 (Pe) 变化不大。有效磁导率随着温度的升高逐渐增大, 630℃以上迅速增加, 660℃达到峰值127, 当温度大于660℃时, 有效磁导率降低。这是因为在压制磁粉芯过程中, 产生了大量的内应力, 这样当磁粉芯在交流磁场下被磁化时, 内应力钉扎畴壁, 阻碍了畴壁的移动, 进而降低磁导率、增加了矫顽力和磁滞损耗。压制后的退火处理能够有效的释放材料的内应力, 降低了矫顽力, 从而减少了磁滞损耗、增加磁导率。热处理温度越高内应力释放效果越好, 所以随退火温度升高磁滞损耗降低、磁导率升高。但是, 涡流损耗并没有发生较大的变化, 这是因为, 涡流损耗主要是由磁粉芯中绝缘剂的添加量决定的, 图4中磁粉芯的绝缘剂添加量一致, 所以涡流损耗没有发生很大的变化。值得注意的是, 当温度大于660℃时磁导率反而降低了。这是因为温度过高会使黏结剂发生烧蚀现象, 从而磁粉颗粒之间形成了更多的孔洞, 由于黏结剂的碳化, 磁粉芯内部可能有更多的氧化物生成, 从而降低了磁导率。
图5为在720℃热处理时磁粉芯内部的扫描电镜照片, 从图5中可以看到, 部分绝缘层被破坏, 在磁粉芯内部出现了较大的孔洞, 从而降低了磁粉芯的有效磁导率。
在制备软磁材料过程中, 磁场热处理是一种提高材料磁性能的有效工艺。但将磁场热处理应用于磁粉芯的报道较少。图6对比了磁退火态和退火态下有效磁导率和总损耗随频率的波动 (在0.07T下测试) 。由图6可知, 磁退火处理磁粉芯的总损耗小于退火处理磁粉芯的总损耗, 有效磁导率在两种退火处理下没有明显差别。显然磁退火处理磁粉芯的损耗因子小于退火处理的损耗因子。这可能是因为在磁退火处理下, Fe-Si-Al合金的晶化品质较好[4]。在磁场存在的情况下, 磁畴将变大, 生长将更加容易。此外, 在磁退火态磁矩将沿着磁场取向, 这些行为也会提高Fe-SiAl合金的磁特性[5]。由图6还可以看出, 随着频率的增高两种退火态下磁粉芯的总损耗都呈现增大趋势。这种现象可以由如下公式解释[6,7]:
其中:Ptot是磁粉芯的总损耗;Pe为涡流损耗;Ph为磁滞损耗;n和C为常数;B为磁通密度;f为工作频率;ρ为材料的电阻率。
2.2 绝缘包覆对Fe-Si-Al磁粉芯磁性能的影响
磁粉芯的损耗主要由磁滞损耗和涡流损耗组成, 在高频阶段涡流损耗起主要作用[8,9]。涡流损耗主要有两个来源:其一为磁粉内部的涡电流, 这部分可以通过调整磁粉的合金成分和晶体结构来减少。另一个是磁粉颗粒间的涡电流, 这部分可以通过磁粉的绝缘包覆来减少。图7显示了绝缘剂添加量对Fe-Si-Al磁粉芯损耗的影响 (在50kHz, 0.07T下测试) 。如图7所示, 随着绝缘剂添加量的增加总损耗和涡流损耗减小, 磁滞损耗变化不大。当绝缘剂添加量为0.4%时磁粉芯的总损耗为89mW/cm3, 当绝缘剂添加量上升到1.6%时总损耗降到67mW/cm3。由公式 (1) 可知, 涡流损耗的降低归因于磁粉芯电阻的增加。尽管增加绝缘剂添加量可以降低磁粉芯的损耗, 但与此同时也会降低磁粉芯的磁导率。图8显示了不同绝缘剂添加量下复数磁导率随频率的变化曲线 (在0.07T下测试) 。如图8所示, 随着绝缘剂添加量的增加复数磁导率的实数部分逐渐减小。磁导率的实数部分依赖于磁粉芯的密度和磁粉的比例, 绝缘剂添加量越多, 磁粉芯的密度越小, 磁粉所占的比例越少, 从而导致其实数部分磁导率降低。众所周知, 复数磁导率的虚数部分反映了磁芯的损耗, 虚数部分越大损耗越大, 所以图8中磁导率虚数部分的波动与图7中损耗的变化规律相对应。在实际生产中, 应该结合具体的性能指标, 权衡磁粉芯的损耗和磁导率的变化, 选择合适的绝缘剂添加量。
3 结论
(1) Fe-Si-Al磁粉芯压制后的退火处理能够有效的消除内应力, 提高其磁性能。增加退火温度可以增加样品的有效磁导率, 减少磁滞损耗。过高的退火温度 (>660℃) 能够恶化粒子间的绝缘层, 降低磁特性。Fe-Si-Al磁粉芯最佳的退火温度为660℃。
(2) 磁退火处理是降低Fe-Si-Al磁粉芯损耗的一种有效的新方法。与退火处理相比磁退火处理能够更大幅度的降低Fe-Si-Al磁粉芯的损耗。
(3) 增加绝缘剂添加量能够有效地降低Fe-Si-Al磁粉芯的涡流损耗, 同时也会产生降低复数磁导率的实数部分的负面影响, Fe-Si-Al磁粉芯最佳的绝缘剂添加量为0.7%。
摘要：模压成型制备Fe-Si-Al复合磁粉芯, 研究了热处理条件及绝缘包覆处理对复合磁粉芯磁性能的影响。实验结果表明:压制后的退火处理能够有效地提高Fe-Si-Al磁粉芯的磁性能;增加退火温度能够提高样品的有效磁导率, 减少磁滞损耗;过高的退火温度 (>660℃) 能够恶化粒子间的绝缘层, 降低磁特性;Fe-Si-Al磁粉芯的最佳退火温度为660℃。磁退火处理是降低Fe-Si-Al磁粉芯损耗的一种有效的新方法, 与退火处理相比磁退火处理能够更大幅度的降低Fe-Si-Al磁粉芯的损耗。增加绝缘剂添加量能够有效地降低Fe-Si-Al磁粉芯的涡流损耗, 同时也会产生恶化复数磁导率实数部分的负面影响, Fe-Si-Al磁粉芯最佳的绝缘剂添加量为0.7% (质量分数) 。
关键词：磁粉芯,损耗,退火,复数磁导率
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FE复合酶 篇6
关键词：Cu-Fe合金,原位复合,Ag,形变热处理,性能
随着近年来电气化铁路规模不断扩大, 具有高强度和高导电率的导线需求量不断增加。而电气化铁路的发展方向为高速、重载, 因而对接触线/架空线的强度提出了更高的要求, 如列车时速为350km/h时要求接触线抗拉强度大于530MPa、电导率超过78%IACS[1,2]。形变铜基原位复合材料是高强高导铜合金的研究热点和发展方向之一, 其突出的特点是具有超高的强度和良好的电导率。研究表明, 将铜基原位复合材料进行大变形, 当η<5时Cu-bcc的强度基本满足混合定律, 当η>5后材料的强度远远超过混合定理计算值[3,4,5,6,7]。BEVK等[3]研究发现, 按Hall-Petch公式估算, 直径为25μm的形变Cu-18.2% (质量分数) Nb原位复合材料抗拉强度可达到2750MPa, 和实验测量值达到2230MPa非常接近, 与1μm铜晶须的强度2940MPa相当。Cu-Fe系铜基原位复合材料以其低廉的成本深受国内外研究工作者的关注。但高温下Fe在Cu基体中的固溶度相对高, 低温下的扩散速度慢, 导致室温下Cu基体中固溶的Fe含量远远大于相平衡浓度, 同时固溶Fe原子对基体电导率的有害影响非常大[8], 导致形变Cu-Fe的电导率通常不足40%IACS, 比相同方法下制备的Cu-Nb低25%IACS-30%IACS。因此如何降低Fe在Cu基体的固溶度, 促进Fe从基体中析出, 是该系合金研究的重点和热点。目前研究的主要方法有两个, 一是通过加入其他合金元素来降低Fe的溶解度;二是通过合适的形变热处理工艺促进Fe的析出。孙世清[9]对形变Cu-Fe-Cr和Cu-Fe-Cr-Zr/Ni原位复合材料进行了大量研究, 认为Cr主要起强化Fe纤维的作用, 对电导率改善作用很小, 并降低材料塑性变形能力。葛继平等[10,11]在Cu-Fe中加入了少量Zr和Mg, 研究表明材料的强度略有提高, 而电导率比Cu-Fe更低。HONG[12]等人在Cu-Fe的基础上, 研究了加入Ag等第三组元的作用, 研究表明Ag能浸润Fe, 降低界面能, 使Fe容易形成细小树枝状组织, Ag溶于Cu基体中, 强化基体, 而纤维中无Ag。高海燕[13]通过在Cu-Fe材料中加入Ag, 降低了Fe在基体中的溶解度, 同时由于Ag的电导率较Cu高, 制备的Cu-Fe-Ag系材料的UTS可达到1260MPa, 电导率可达到63.8%IACS。
本工作分别选取Cu-14Fe (质量分数/%, 下同) 及Cu-14Fe-0.1Ag 两种合金, 采用多道次的形变工艺, 并辅以等温时效处理, 分析不同时效条件下析出相及其相互转化规律, 并对不同温度时效工艺下合金的力学性能和电学性能进行测试, 为合理制定该合金的形变热处理工艺提供参考。
1实验材料及方法
以高纯无氧铜 (99.98%) 块, 化学生铁 (99.99%) 粉和化学银 (99.99%) 粒为原料, 放入石墨坩埚, 感应熔化, 炉温为 (1150±10) ℃, 为了防止氧化, 坩埚表面覆盖木炭, 经过熔化搅拌, 磷铜脱氧, 分别连铸成直径为33.0mm的两种长杆实验合金。锭坯经固溶处理后, 经过多次变形及中间处理得到直径0.5mm至3.3mm不等 (形变量为η=4, 6, 7, 8) 多组试样。为了寻求最佳形变热处理工艺, 本实验对形变量为η=4, 6, 7, 8的各组合金试样在300, 400, 500, 600℃均保温1h。时效处理后空冷至室温。时效空冷后进行超声波酒精清洗。
试样力学性能测试在CSS-44100型电子万能试验机上进行, 拉伸速率为2mm/min。导电性能测试在QJ19型单双臂两用电桥上进行。为了获得较好显微组织照片, 采用两种金相腐蚀方法:浅腐蚀: (FeCl3 5g, HCl 10mL, 水100mL) 进行腐蚀, 时间为30～60s, 酒精清洗后用电吹风吹干;深腐蚀: (H2O80mL, K2Cr2O210g, H2SO45mL) 70℃腐蚀15min。采用Neophot21光学显微镜和Sirion 200场发射电子扫描电镜进行组织分析。
2结果与分析
2.1 微组织分析
图1依次给出了Cu-14Fe和Cu-14Fe-0.1Ag合金的铸态金相显微组织。从图1中可以看出, 两种材料的铸态组织特征基本一致, 基体上均匀分布着第二相枝晶。Cu-14Fe和Cu-14Fe-0.1Ag合金经过大变形后显微组织几乎没有差别, 因此下面主要分析Cu-14Fe-0.1Ag合金大变形后的变化规律。
图2为Cu-14Fe-0.1Ag合金经η=4形变后的横截面显微组织。随应变增大, 枝晶的形貌发生了较大变化。粗大的枝晶被破碎成细小的枝晶, 最终形成卷曲状的ribbon形貌, 这一形貌与Bevk[3]报道的Cu-18.2%Nb原位复合材料中的Nb纤维卷曲形貌类似。图3 (a) 和图3 (b) 分别为经过η=4和η=8变形的纵向显微组织, 从中可以发现随着变形量的增加, 纤维间距明显减小, 其间距由η=4的5μm左右减小为η=8时的2μm以下, 部分纤维间距小于0.5μm。同时可以看出, 纤维之间的间距值相差较大, 可见材料形变过程中纤维的不同部位变形程度不一致。
图4为Cu-14Fe-0.1Ag合金经过η=4变形后深腐蚀的纵断面SEM照片。从图4中可以发现合金变形不均匀, 有的Fe相已经形成片状, 有的仍保持未变形状态。图中表现更多的形态为蝌蚪状, 表明多数纤维首尾变形不均匀。
2.2 合金性能分析
图5是Cu-14Fe合金及Cu-14Fe-0.1Ag合金变形后极限抗拉强度 (UTS) 与变形量 (η) 的关系曲线。从中可见, 两种合金的极限抗拉强度均随形变量增加而单调增加, 这是因为大形变量冷拉伸后两种合金已转变为纤维增强复合材料, 其强度主要由形成的纤维状组织的间距[15]决定。随着拉伸的进行, 线材的横截面逐渐缩小, 纤维状组织也逐渐变得细密 (由图3可以得到验证) , 从而使材料的强度上升。同时可以从图中发现, Cu-14Fe-0.1Ag合金的强度在同一变形率下强度均比Cu-14Fe合金的要高50MPa以上。此结果与先前的一些研究结果有差异, 高海燕[13]等数据表明未加Ag的Cu-Fe系合金在高的形变率下, 强度比加Ag系强度略微偏高。本实验Cu-14Fe-0.1Ag在高的形变率时强度仍比Cu-14Fe合金的强度要高, 在变形实验中可以得到很好的体现。实验过程中发现, 添加微量的银可以显著改善该系合金的加工性能;未添加银的该系合金在实验中则很容易被拉断。
材料的电导率是评估该系材料性能的一个重要指标。根据Mathiessen理论[16], 合金电阻率可表示为:
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式 (1) 中, ρ0为声子散射 (纯铜的电阻率) ;ΔρS, Δρp, Δρv, ΔρD和ΔρB分别是由于固溶、析出、空位、位错和粒子/基体与Cu晶粒界面散射引起的电阻率的变化量。研究表明, 冷拔Cu-bcc合金在η>4后, 由于变形热的产生基体开始发生动态回复和再结晶, 基体中的位错密度约为1010～1011cm-2位错散射产生的电阻率≈0.1μΩ·cm[17]。因此, Cu-Fe原位复合材料的电导率主要取决于界面散射和杂质散射。杂质散射一般随应变的变化较小, 因此在不同应变下材料的电导率主要由界面散射决定。
如图6 为Cu-14Fe合金及Cu-14Fe-0.1Ag变形后电导率 (%IACS) 与变形量 (η) 的关系曲线。从图中可以发现, 随着变形率的增加, Cu-14Fe原位复合材料电导率不断减小。由图3可知, 随着变形率的增加, 材料中的纤维厚度减小, 纤维间距减小, 同时由于α-Fe枝晶的破碎, 纤维的密度不断增加, 从而增加电子在材料传输过程的界面散射, 使材料的电导率随变形量的增加不断减小。Cu-14Fe-0.1Ag原位复合材料的微观组织演变与Cu-14Fe相似, 因此电导率随应变的变化趋势基本相同。但添加Ag后, 材料的电导率较Cu-14Fe有一定程度的提高, 当应变η>5后, 两种材料的电导率基本相等。
2.3 时效温度对合金性能的影响
由于Cu-14Fe合金性能低于Cu-14Fe-0.1Ag合金, 因此对变形后的Cu-14Fe-0.1Ag原位复合材料进行了时效处理, 以得到材料强度与电导率的性能优化组合。
如图7所示, 材料的强度在300℃时效时强度略有升高, 温度超过300℃后, 材料的强度持续下降。在较低温度下, 材料的电导率随时效温度提高而逐渐提高, 在500℃附近产生电导率峰值, 温度大于550℃后, 材料的电导率又迅速降低。材料强度和电导率变化的主要原因是Fe的析出导致固溶度的变化, 以及析出Fe粒子的粗化。
Cu的晶格参数大小与Fe在其中的溶解度存在定量关系。在Cu-Fe系二元合金中, 可以根据X射线衍射结果计算出晶格参数, 并依据费伽 (Vegard) 定理[18]计算Fe在Cu基体中的溶解度ω。费伽 (Vegard) 定理关系式为:
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式 (2) 中aCusub为Cu基体的晶格常数, aFe , aCu分别为标准α-Fe和Cu的晶格常数。
通过计算Cu-14Fe-0.1Ag中的Cu, Ag的质量比 (100∶0.13) , 并对照Cu-Ag二元相图, 可以发现合金中由于只添加了微量的Ag, Ag将完全固溶Cu基体, 且固溶的Ag含量不随温度的改变析出。故可以对式 (2) 进行修正, 即把式 (2) 中的aCu (标准Cu的晶格常数) 替换为Ag固溶于Cu后的晶格常数aCu-Ag。其中aCu-Ag同理可以根据费伽 (Vegard) 定理计算, 如式 (3) :
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式 (3) 中aCu.sub为Cu基体的晶格常数, aAg , aCu分别为标准Ag和Cu的晶格常数;ωAg为Ag在Cu基体中的固溶度, 本例中其值为0.13%。
从而Cu-14Fe-0.1Ag的Fe在Cu基体中的溶解度ωFe可用下式计算, 如式 (4) :
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式 (4) 中aCu.sub为Cu基体的晶格常数, aFe为标准α-Fe晶格常数;aCu-Ag为Ag固溶于Cu后的晶格常数, 其值可根据式 (3) 计算得出。
表1为式 (4) 的计算结果, 从表中可以发现: (1) Cu-14Fe-0.1Ag合金在温度500℃以下时效, 固溶在Cu基体的Fe原子逐渐减少, 随着固溶Fe原子的时效析出, 降低了基体中固溶Fe原子含量, 使材料电导率迅速恢复; (2) 随温度升高, 尤其是温度超过550℃以后, Cu基体中Fe的平衡固溶度明显增大, 基体中析出的Fe减少或者析出Fe粒子重新溶解, 都会降低材料的电导率。
综合考虑合金的力学性能与电学性能, Cu-14Fe-0.1Ag实验合金最佳的等温时效温度为400～500℃。在此时效温度范围内等温时效1h, 可以得到强度/电导率为770MPa/43.75%IACS和720MPa/52.44%IACS的优化性能组合。
3结论
(1) Cu-14Fe合金经室温变形后, 由铸态的树枝状变成纤维状组织, 随形变量增加, 纤维尺寸及纤维间距逐渐减小, 材料极限抗拉强度及电阻率均增加。
(2) 添加Ag后, Cu-14Fe-0.1Ag合金比原Cu-14Fe合金加工性能更加优越, 强度及电导率均略有提高。
FE复合酶 篇7
磨损同腐蚀和疲劳共同构成工程构件三大主要失效形式,造成巨大经济损失。采用先进的表面工程技术制备耐磨涂层,可以提高构件的耐磨损性能,延长其使用寿命。原位自生颗粒增强金属基复合材料综合了陶瓷相的高硬度和金属基体良好的塑韧性,而且增强相通过原位反应生成,具有洁净牢固的界面结合,在耐磨损领域具有良好的应用前景[1,2,3]。
激光熔覆技术采用高能密度激光束(104～106W/cm2)作为热源,加热熔覆粉末和部分金属基体形成熔池,熔池凝固后形成与基体呈冶金结合的具有特殊物理、化学或力学性能的熔覆层。由于激光熔覆技术与传统表面工程技术相比具有凝固速度快、应力变形小、加工精度高等显著特点,成为近期原位自生颗粒增强金属基复合涂层技术的研究热点[4,5,6,7,8,9],各种碳化物、氮化物、硅化物常常被用来强化涂层金属基体[10,11]。在各种常用强化相中,TiC具有较高的硬度和良好的热稳定性,并与Fe液之间具有良好的润湿性,在制备Fe基复合材料涂层方面得到了良好应用[12,13]。然而目前针对激光制备原位自生颗粒增强复合涂层的研究大多集中于对该类涂层的制备与表征,对该类涂层中增强相形成机制的研究仍然十分缺乏[14,15]。由于激光熔覆过程中熔覆层的形成要经历独特的热循环过程,因此增强相的形成也与原位铸造法和XD法等其它原位自生技术有较大区别,需要深入研究。本实验采用廉价钛铁和石墨制备了TiC增强Fe基复合涂层,重点分析了TiC增强相的形成机制,以期促进激光熔覆技术制备颗粒增强耐磨复合涂层的应用与发展。
1 实验
1.1 材料和设备
实验用金属基体材料为低碳钢Q235钢(0.14%～0.22%(质量分数,下同)C,0.3%～0.651% Mn,≤0.3% Si,≤0.05% S,≤0.045% P),试样表面经砂纸打磨后采用丙酮清洗,以除去试样表面的铁锈和油污,试样尺寸为50mm×30mm×10mm。熔覆合金粉末为石墨(纯度99.5%,～10μm)和钛铁(26.15% Ti,≤4.5% Si,≤7.1% Al,≤0.089% C,≤0.24% Cu,≤0.049% S,≤0.030% P,≤2.5% Mn,～30μm),石墨和钛铁的质量比为92.14∶7.86,对应Ti和C的原子比为1∶1.3。合金粉末利用混料机混合均匀,将水玻璃调成糊状预置在试板之上,厚度为1.2mm。所用CO2激光器为国产DL-HL-T5000型横流高压电激励连续CO2激光加工器。配套机床为DL-LPM-IV三维数控加工机床。实验采用功率为2500W,光斑直径为3mm,激光扫描速度为5mm/s,搭接量为30%。熔覆时侧向喷吹氩气保护,氩气流量为20L/min。
1.2 方法
采用日本理学电机D/Max-rB型X射线衍射仪分析试样物相,加速电压40kV,电流100mA,衍射范围20～80°,衍射速度4(°)/min,步长0.02°。金相试样经切割、镶嵌后,利用金相砂纸研磨并采用金刚砂抛光剂抛光。腐蚀剂为3%硝酸酒精。为观察TiC增强相形貌,对试样进行了5～8min的深腐蚀,并采用JSM-6480LA扫描电镜(SEM)及其能谱仪(EDS)对试样进行了观察。此外,采用H-800型透射电镜(加速电压150kV)对薄膜试样进行高倍组织形貌观察以及电子选区衍射分析。
2 结果与讨论
2.1 实验结果
(1)熔覆层物相组织
图1为钛铁和石墨预置合金粉末及所制备的熔覆层的XRD结果,原预置合金粉末衍射峰分别对应Fe2Ti物相和石墨物相。与原预置合金粉末相比,激光熔覆层的衍射峰为α-Fe和TiC,因此可以看出经过激光处理获得了原位合成的TiC增强相。此外,还可以看到本实验选择的钛碳原子比为1∶1.3的配比可有效弥补熔覆过程中石墨元素的烧损,促进增强相TiC的形成。
采用扫描电镜观察了熔覆层的显微组织,并采用能谱仪进行了元素线扫描分析,观察的视场选择为熔覆层表层区域,所得熔覆层的显微组织和元素分布如图2所示。在熔覆层中,花瓣状和枝晶状的化合物均匀地分布于基体之上。通过对试样中出现的枝晶形貌化合物进行元素线扫描分析可以看出,在化合物出现的区域,Ti、C的含量相应升高,而Fe以及Al、Mn、Si的含量降低。通过分析元素分布,结合XRD结果可以判断,花瓣状和枝晶状的化合物为TiC增强相,而灰色的基体组织为固溶了其它合金元素的α-Fe,固溶元素Al、Si、Mn为原铁合金中含有的元素。
(2)增强相形态
为详细观察TiC形貌特征,对试样进行了深腐蚀,所得熔覆层组织如图3所示,其中图3(a)为枝晶状TiC形貌,图3(b)为图3(a)中黑色椭圆处的共晶TiC形貌。增强相TiC表现出典型枝晶状特征,均匀分布于α-Fe基体中,二次枝晶臂与枝晶主干呈90°夹角生长,有些枝晶的二次枝晶臂已经非常发达,而且枝晶表现出典型的小平面相特征。试样中有些区域TiC砖块状堆积排列是由于观察用试样平面同二次枝晶臂相截产生的结果。熔覆层中大量枝晶相TiC的存在可以显著提高熔覆层的耐磨损性能。此外,熔覆层中还发现了尺寸细小具有短棒状和分叉形貌的TiC增强相,如图3(b)所示。这种TiC尺寸较小,为鱼骨状形貌,与尺寸较大的树枝晶区别明显。分析该种TiC的形貌特点应为共晶反应形成的TiC增强相。
图4为熔覆层内TiC增强相的TEM图,可以看出TiC粒子与基体之间具有平直的结合界面,符合原位自生复合材料的特征。这种界面使得增强相与基体具有牢固的结合,在磨损过程中可有效克服增强相脱落,从而提高熔覆层的耐磨损性能。图4(b)为TiC增强相undefined晶带轴的电子衍射斑点。对TiC晶格参数的计算结果表明其晶格参数为0.4336nm,略大于TiC的标准晶格参数(0.43285nm)。TiC晶格参数的畸变是因为其固溶了一定量的其它合金元素。由于激光熔覆的冷却速度远远偏离TiC形成的平衡热力学及动力学状态,在其凝固过程中导致溶质元素截留以及凝固生长界面捕获溶质原子,因此TiC形成过程中其内部会固溶一定量的其它元素(铁合金含有的Fe、Al、Si、Mn),从而导致其晶格参数略大于标准值。
2.2 讨论
激光熔覆制备原位颗粒增强熔覆层,体系中增强相的形成过程受激光加热、材料熔化、反应放热、熔池持续升温、快速凝固以及随后的固相相变等的影响,具有独特的生长机制。钛铁和石墨体系在激光加热、预置粉末熔化形成熔池并达到钛铁低熔共晶点时将诱发Ti+C→TiC反应,通过在液相中扩散、化合析出的方式形成增强体,其尺寸十分细小。由于上述反应为放热反应,因此增强相在生成过程中还将伴随大量反应放热。该热效应将同激光的热量耦合,对熔池持续加热使熔池升温,因而在此条件下反应生成的细小有序增强体结构将部分或全部分解、熔化于合金液中。在随后的凝固冷却过程中,增强相将以形核-长大的方式从溶体中析出。
在激光作用下形成的熔池中,当某一微区成分满足增强相TiC形核所需的浓度起伏、结构起伏和能量起伏时,在该微区便可形成增强相的晶核。当晶核达到临界晶核的尺寸时,将会在冷却过程中不断长大,形成最终的增强相。随着晶核的长大,TiC前沿熔体的扩散驱动力增大,而且由于溶质再分配导致的界面前沿液相线温度变化,极易出现成分过冷,从而导致TiC晶体界面失稳生长发展成辐射枝晶形状。TiC晶体为立方晶系,属于NaCl型晶体结构,Ti和C原子处于面心立方晶格的结点。面心立方晶体的[100]方向具有较高的生长速度[16],沿该方向界面最易失稳发展成枝晶主干,而最终显露出的枝晶臂平面则为具有最低界面能的(111)晶面,如图5(a)所示。TiC具有较高的熔化焓(71.18kJ/mol),因此具有较高的Jackson因子(文献[17]的结果显示TiC的Jackson因子为5～7),生长方式为小平面生长。图3中枝晶状TiC平直的端面形态也反映了这一特征。
根据F. Scandella[18]对Fe-Cr-Nb-C体系相变过程研究结果的分析,TiC增强Fe基熔覆层各相的析出和相变过程为L→TiC+L→δ-Fe+TiC+γ-Fe→TiC+γ-Fe→TiC+α-Fe。随着上述初生TiC增强相的生长,Ti、C浓度降低,当熔池成分达到一定成分范围内时,便会发生准共晶反应,具有较低C原子溶解度的δ-Fe排出C原子,而周围Fe-Ti熔体吸收C原子形成共晶TiC,如图5(b)所示。由于TiC与δ-Fe之间形成的共晶体为粗糙-平滑界面共晶,二者界面的微观结构不同,导致它们形成的共晶具有复杂的形态。粗糙界面较光滑界面所需的动态过冷度较小,因此δ-Fe的生长往往超前于具有光滑界面结构的TiC晶体,两相生长的各相异性将导致滞后生长的TiC只能在余下空间生长,其生长范围受到限制并可能发生枝化,由此得到短棒状和分叉状形貌的共晶TiC。
3 结论
采用激光熔覆技术,通过钛铁和石墨的原位冶金反应可以制备TiC增强Fe基激光熔覆层。TiC增强相通过熔体析出方式形成,初生TiC在形成过程中由于晶核在界面前沿熔体扩散以及成分过冷的作用下导致界面失稳,易沿着[1]方向作为枝晶主干生长成枝晶状形貌,枝晶端部的显露面为密排{111}平面。当熔体中Ti、C元素浓度降低到一定程度时还将发生L→δ-Fe+TiC共晶反应,从而形成鱼骨状共晶TiC。
摘要：激光熔覆技术在制备原位自生颗粒增强金属基耐磨复合涂层领域具有良好的应用前景。以廉价钛铁和石墨为熔覆粉末,采用横流CO2激光器在低碳钢基体上制备了TiC增强Fe基复合涂层,并对涂层物相组织和TiC增强相的形成机制进行了研究。结果表明,增强相TiC通过原位冶金反应形成,在熔体的冷却过程中析出长大,具有树枝晶和鱼骨状两种形态。树枝晶形态的TiC为熔体先析出相,其生长形态受界面前沿成分过冷和晶体生长习性控制。鱼骨状TiC由δ-Fe和TiC的准共晶反应形成,溶质原子扩散特征和晶面能决定了共晶TiC的最终鱼骨状形貌。均匀弥散分布的TiC增强相有助于提高涂层的耐磨损性能。
FE复合酶 篇8
在工业中摩擦和磨损消耗大量的能源和材料,据世界摩擦学会统计表明,摩擦损失了世界性一次能源的1/3～1/2[1],磨损是导致材料破坏和设备报废的主要原因之一,因而改善材料表面的摩擦磨损性能可节约大量的能源和资源。
复合材料由于具有独特的力学性能,已成为新型材料中的一个重要分支。复合电沉积是在金属电沉积时,将一种或数种不溶性固体微粒、纤维等均匀地夹杂到金属沉积层中,从而形成特殊镀层的方法,是一种获得复合材料的很有价值的表面强化新工艺。复合镀层与单金属及其合金镀层相比,具有优良的耐磨、减摩、耐蚀、自润滑性以及特殊的外观等特点[2,3,4]。由于PTFE(聚四氟乙烯)具有优良的自润滑性、非黏着性、耐水性、耐温性和耐腐蚀性,通过复合电沉积的方法可制得金属基PTFE复合镀层,获得具有减摩、耐蚀、耐磨、抗黏着、抗咬合等特性的镀层材料。本工作对RE - Ni - Fe - P - PTFE复合电沉积进行了研究和探讨。
1 试 验
1.1 方法
试样为30 mm×20 mm×2 mm的紫铜片,工艺流程:试片→表面整平→打磨→化学除油→水洗→超声波清洗→蒸馏水洗→活化处理→复合电镀→水洗→镀后处理。镀液配方及工艺条件:160 g/L NiCl2·6H2O 、120 g/L FeCl2·4H2O 、60 g/L NH4Cl 、阳离子表面活性剂十六烷基溴化铵微量、15 g/L次磷酸二氢钠、75 g/L柠檬酸钠、25～40 mL/L配位剂、稀土镧(La)等适量、0～50 mL/L PTFE乳液,Jc=10～15 A/dm2,pH=2～3,在50～60 ℃范围内中速磁力搅拌2 h。
1.2 测试方法
(1)在紫铜试片上镀一定质量的镀层,用稀盐酸加热溶解,用微孔漏斗抽滤,经蒸馏水洗净沉淀,滤干后放进烘箱于120 ℃下烘烤2 h,用分析天平称质量w。则PTFE的质量分数为[5]:
PTFEundefined
(2)采用X荧光分析仪测定镀层成分及含量;用进口的phoenix300接触角表面张力测试仪测定镀层表面的接触角[6]。
2 结果与讨论
2.1 表面活性剂用量对镀层中PTFE含量的影响
复合镀层性能的优劣取决于镀层中基质金属与微粒结合状态及微粒含量,为了改变微粒表面的荷电状况,提高其共沉积速度,表面活性剂的使用是非常重要的。阳离子表面活性剂不仅可降低水溶液的表面张力,使PTFE亲水性更好,而且吸附在粒子表面使其带正电荷,从而保证PTFE粒子充分分散并稳定悬浮。此外,粒子带正电后有利于其在阴极吸附沉积。但过多的表面活性剂分子会优先吸附在镀件表面,使镀层中PTFE含量降低。
由图1表面活性剂用量对镀层中PTFE含量的影响情况可见,随阳离子表面活性剂十六烷基溴化铵用量的增加,镀层中PTFE的含量也相应地增加。但当表面活性剂用量超过0.8 g/L以后,镀层中PTFE的含量开始下降。因此,表面活性剂的最佳用量为0.8 g/L。
2.2 PTFE悬浮量对镀层中PTFE含量的影响
PTFE悬浮量对镀层中PTFE质量分数的影响情况见表1。由表1可知,镀层中PTFE的含量随镀液中PTFE含量的增加而增加。这是因为镀液中PTFE含量越高,PTFE进入镀层的几率也越大,即镀层中PTFE的含量就越多。而PTFE是一种高疏水性物质,在施镀前预先与润湿剂形成复配乳液,当其含量增加至大于50 mL/L以上,由于PTFE易发生团聚或絮凝等作用,导致能在镀层上吸附的PTFE量反而降低,因此镀层中的含量并末升高。
由表1接触角的测定结果可知,随着镀层中PTFE微粒含量的增大,接触角增大,即增强了镀层的憎水性能,且其憎水性随PTFE含量增加而增加。综合以上因素,PTFE悬浮量为50 mL/L最佳。
2.3 镀液中稀土元素的含量对镀层中PTFE含量的影响
在镀液中加入不同量已溶解的氯化稀土,控制pH=2～3,在Jc=10 A/dm2下进行电镀,测得镀层中PTFE的质量分数情况见图2。
由图2可知,加入少量稀土后,镀层中PTFE含量有明显的增加,投入量达到3 g/L左右时,镀层中PTFE达到最高值,表明少量的稀土元素能有效地促进PTFE与Ni、Fe金属元素的共沉积。这是由于稀土具有4f最外层电子结构,具有较强的吸附能力,与阳离子表面活性剂共同作用使PTFE液态胶状微粒吸附正价离子,具有更正的动电电位,从而使阴极表面的吸附能力增加,促进了PTFE微粒的沉积。但继续增加稀土离子的浓度并不会相应地增加镀层中PTFE的含量,说明稀土元素对PTFE的促进作用是有限的。
2.4 镀层中PTFE含量与摩擦系数的关系
镀层中PTFE质量分数与镀层摩擦系数的关系见图3。由图3可以看出,复合沉积PTFE后大大降低了复合镀层的摩擦系数,显著改善了镀层的摩擦性能。一方面PTFE是一种固体润滑剂,对复合镀层有显著的自润滑特性;另一方面PTFE的加入也可以使镀层组织细小致密,随着镀层中PTFE含量的增加,摩擦系数相应地降低。
2.5 PTFE悬浮量与沉积速度的关系
PTFE悬浮量对镀层沉积速度的影响见图4。
由图4可以看出,PTFE的加入明显降低了镀速,这是由于PTFE复配乳液中的表面活性剂受表面自由能会自发下降的作用,容易在镀件表面发生吸附,加大了阴极极化。由电化学理论[7]可知,表面活性剂在镀件表面的吸附属特性吸附,引起遮盖效应,阻碍水合金属离子的还原反应,从而降低镀速。当PTFE在镀液中的悬浮量达到一定值后,对镀速影响的程度随PTFE悬浮量的提高改变不明显。试验发现,当PTFE悬浮量过高时,PTFE会在镀液中发生团聚或絮凝,严重时会以胶体形式黏附在工作表面,影响镀速,甚至镀不上。试验确定,为使镀层中PTFE含量达到7%左右,PTFE悬浮量范围为35～50 mL/L。
3 结 论
(1)控制稀土镧等元素的加入量3g/L, PTFE复配乳液悬浮量为50 mL/L,镀液温度55 ℃、电流密度10 A/dm2进行电沉积,可以制备表面平整、力学性能良好的RE - Ni - Fe - P - PTFE复合镀层。
(2)PTFE的加入可以显著降低镀层的摩擦系数,改善镀件表面的自润滑性能。随着PTFE含量的增加,RE - Ni - Fe - P - PTFE复合镀层的摩擦系数还会进一步降低。
参考文献
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