金属强化（共4篇）
金属强化 篇1
植物-微生物联合修复技术主要是利用微生物强化植物富集重金属的作用来提高土壤中重金属的植物修复效率, 达到彻底土壤的目的。该技术应用的微生物主要是根际促生菌和菌根真菌, 本文主要是论述根际促生菌和菌根真菌强化植物富集重金属的机理。
1 根际促生菌强化植物富集重金属的机理
1.1 根际促生菌能够促进植物的生长
根际促生菌协助植物获得充足的营养元素, 保证植物正常生长;合成生长素等植物生长调节剂, 促进植物生长;抑制乙烯的合成, 利于植物成活;抑制病原微生物的生长, 提高植物抗病能力[1]。
1.2 根际促生菌调节植物适应环境
根际促生菌通过产生抗生素、分泌铁载体等方式抑制病虫害对植物的不良影响, 调节植物对重金属胁迫环境的适应[2]。
1.3 根际促生菌对重金属具有耐性和抗性
在重金属污染土壤中, 细菌体内通过荚膜/生物膜保护、细胞壁被动吸附、液泡隔离等形式来抵抗重金属胁迫环境[3]。同时, 重金属胁迫环境促进根际促生菌分泌胞外高聚体等物质, 直接与重金属螯合发生沉淀或胞外络合而减少重金属的毒性。
1.4 根际促生菌具有解毒作用
在重金属胁迫下, 某些根际细菌对较高浓度重金属具有一定的耐受性, 同时, 通过吸收作用、氧化环氧作用、淋滤作用等改变金属离子在环境中的存在形式缓解重金属对植物的毒害[4], 从而在重金属污染土壤上存活生长。
1.5 根际促生菌影响重金属的生物有效性
根际促生菌通过分泌有机酸、铁载体、生物表面活性剂、胞外聚合物活化金属元素, 使固定态转化为植物可吸收态, 也可分泌出有机物质、质子、酶等增强土壤中重金属的可溶解性, 从而大大促进植物对重金属的吸收和积累。
2 菌根真菌强化植物富集重金属的机理
2.1 形成物理性防御体系
菌根真菌菌丝体外表面对重金属具有很强的吸附作用, 限制重金属进入菌丝;菌根真菌菌细胞壁及原生质膜组分如黑色素、几丁质、纤维素及其衍生物均能与重金属结合, 把重金属固定在根内或根外菌丝细胞壁和原生质膜中减缓重金属的危害;真菌组织内的聚磷酸、有机酸和真菌细胞壁分泌的粘液等均能结合过量的重金属元素, 起到解毒作用。
2.2 调控植物的生理代谢活动
菌根真菌菌丝体相互交错形成庞大的菌丝网, 扩大了根系对营养元素和水分的吸收范围;真菌侵染使根系细胞壁木质化、细胞层数增多, 阻碍重金属进入根系;真菌影响宿主植物根际土壤的p H、氧化还原电位 (Eh) 、根系分泌物、根际微生物群落结构等, 影响重金属的生物有效性, 增强宿主植物对重金属的吸收。
2.3 产生生化拮抗物质
菌根真菌的菌丝能够产生多胺、有机酸、球囊霉素等物质, 与重金属发生络合反应。同时, 菌根通过影响宿主植物体内酶的活性, 启动抗氧化系统。
2.4 调控基因表达
在重金属胁迫条件下, 菌根调节宿主植物体内重金属吸收相关基因的表达, 影响宿主对重金属的耐性、吸收、运输、迁移或积累。
参考文献
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金属强化 篇2
1 超声冲击处理技术
超声冲击处理技术的主要驱动能量是大功率超声。它主要借助压电陶瓷和磁致伸缩换能器,使电能得到有效转化,最终变成机械能。通过变幅聚能后,对焊接表面进行冲击碰撞,材料的表面形成局部的塑性变形,有效降低焊接的残余应力,减小焊趾变形,提高其主要的抗疲劳性能。超声振动驱动症状的超声表面强化技术也可以被称作超声冲击处理技术,而超声振动驱动丸粒的超声表面强化技术还可以被称作超声喷丸强化技术。
我国主要是在20世纪90年代对UIT进行研究,主要研究超声冲击处理对焊接接头的疲劳强度的主要作用。利用超声冲击的处理技术,可以将焊接接头的疲劳性能进行有效改变。在我国的焊接结构领域中,超声冲击处理技术得到了普遍应用。而UIT技术的主要优势有:可以将焊接接头的疲劳强度进行大幅度提高,有效降低焊接残余应力,产生更多有益的残余压应力;有效提高焊接接头的抗应力腐蚀性能;在实际施工过程中,在焊趾表面部位会萌生出很多疲劳裂纹,而利用UIT技术可以进行有效消除;对于焊趾具体的几何形状,可以得到有效改善,有效降低应力集中;针对超声振动应力薄,对焊接结构尺寸的稳定性具有很高要求,利用UIT可以有效提高其稳定性。
利用UIT不仅可以有效强化焊接接头的抗疲劳性,而且可以在材料表面进行改进处理。有关这个方面的研究,俄罗斯和乌克兰早期就已经着手研究。近年来,我国的相关工作不断增加,例如利用UIT对超高钢抗应力腐蚀性能的影响,对钢轨钢组织的影响,对合金的力学性能等各个方面进行有效改善。
2 超声喷丸强化技术
超声喷丸强化技术自身具有很大的功率超声,可以将其视为驱动能量,主要借助超声换能器和变幅器驱动金属对其表面进行喷丸处理。和传统的气动喷丸强化进行有效比较,USP主要是利用超声振动能量对丸粒进行推动使其飞行,对需要处理的表面进行轰击。这个过程中,不需要压缩空气,所利用的丸粒数量也较少,且可以进行循环使用。如果使用合金和陶瓷等高质量的丸粒,其带来的冲击能量也比较大。USP技术自身具有很强的工艺可控性,主要是因为其自身的直径和密度对其定制具有很大的方便性,应以其超声波振幅和频率为基础,对其处理需要进行有效的确定。如果使用的丸粒直径较大,那么所产生的残余压应力也会比较大。通过USP处理的表面,其粗糙度比较低。利用USP对超声变幅杆的高频振动,可以借助冲击针,在需要处理的零件表面进行直接传递。当前,国际喷丸强化领域受到很大重视。针对材料表面的纳米化处理防范,应用USP技术开展了大量相关研究工作。USP自身存在诸多优越性,在我国具有良好的发展前景。但是,被喷零件结构尺寸会对其起到限制。在利用USP技术的过程中,需要对实际的零件进行有关表面的处理。以零件的具体结构为基础,选择进行结构加工的超声喷丸工具头和丸粒循环腔体。丸粒进行有效回弹和碰撞,会对能量进行消耗。
针对USP表面纳米化处理对材料的抗疲劳性产生作用,会受到很多因素的影响。一方面,通过超声喷丸产生参与压力;另一方面,纳米化、加工硬化等,会产生具体的强化效果,可以提高材料的抗疲劳性。然后,再进行表面纳米处理,增加表面粗糙度,甚至还会产生表面微裂纹,降低材料的抗腐蚀性,对材料的抗疲劳性能产生不利影响。与此同时,在加工硬化的过程中,会产生残余压实力,如果高温情况,就会变得松弛。上述具体的影响、需要处理的材料、超声喷丸处理工艺以及疲劳载荷等因素,具有十分密切的关系。因此,要针对具体问题,开展针对性研究。在腐蚀环境下,如果需要应用,则需对USP表面纳米化处理、对腐蚀疲劳和应力腐蚀性能展开进一步的研究。
3 超声深滚强化和滚光技术
针对传统的滚光强化技术,主要在工具头上进行施加,使材料表面发生变形,使其可以产生消峰填谷的作用,从而有效提高零件抗疲劳性能。在机械制造中,滚压加工得到广泛应用。在滚压强化的具体处理过程中,如果在工具头上施加过大的静压力,表面就会产生划伤和撕裂。与此同时,还会形成残余切应力,不便于薄壁零件的处理。
我国在很早就开始研究有关振动挤压工具的设计工作,主要针对处理表面粗糙度的变化规律进行有效的研究,并不断优化挤压工艺。有关超声振动的滚压技术,其主要的原理都是基本相同的,即在超声变幅杆的头部,对超声振动进行直接利用,使需要处理的表面产生冲击和挤压,引入参与压实力和细化晶粒,从而产生表面抛光作用。所以,它可以称为超声无磨料抛光技术。如果工具头和超声变幅杆产生连接,这时压入量较大或者具体的进给较快,那么对材料的表面就会产生表面划伤,或者会使工具头产生磨损。利用超声深滚和滚光一体化技术,在工具头和被处理表面会形成没有划伤的表面,这样就会大大降低工具头的磨损。针对金属零件表面的光整技术,其具体的超声深滚处理可以根据静压力的具体大小和超声减摩作用,使需要处理的表面避免受到损伤。而抗疲劳强化技术,可利用超声深滚,主要是在需要处理的表面,细化表层材料的晶粒,消除加工纹理,从而有效改善被处理表面的表面粗糙度。近些年,我国超声滚压强化技术具体的研究应用得到了有效拓展和发展。利用超声振动螺纹滚挤压强化,可以有效降低螺纹的表面粗糙度。
4 结束语
综上所述,金属材料超声表面强化技术在当今国内外都得到了广泛应用,其相关研究也在不断提高。当前,可将超声表面强化处理技术和激光冲击处理技术进行有效联合,促进其拥有更加广阔的发展领域。
摘要：本文对传统的表面机械强化技术和特点进行回顾,介绍并评述近些年发展和应用较好的金属材料——超声表面强化技术,主要包括超声冲击处理技术、超声喷丸强化技术以及超声深滚强化和滚光技术。介绍其研发现状,对其特点、限制和传统的表面接卸强化技术进行比较,提出针对金属材料超声表面强化技术的发展建议。
关键词：金属材料,超声表面,强化技术
参考文献
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金属强化 篇3
随着热磁弹性学科的发展,利用电磁场的热效应对带有裂纹的金属构件进行裂纹止裂是延长其工作寿命,提高安全性和可靠性的一种行之有效的方法[1]。通电电流在裂纹附近产生绕流集中效应,所生成的焦耳热源使裂纹尖端处温度瞬时急剧升高,能够在很小的范围内使裂尖熔化,形成微小的焊口,从而增大了裂纹前缘的曲率半径,显著降低了应力集中,有效地遏制了裂纹的扩展[2]。
对含半埋藏裂纹金属构件实施电磁热效应止裂强化已取得阶段性成果,从理论、数值模拟和实验的角度验证了电磁热强化的可行性与有效性[3,4,5],对含空间埋藏裂纹金属构件应用电磁热强化还处在研究阶段。实践中,铸件和锻件往往存在孔洞裂纹缺陷,将孔洞缺陷处理成广义埋藏裂纹,应用电磁热进行止裂强化,对提高锻件、铸件的使用寿命有重要意义。
1 球体绕流理论分析
以一内含球形缺陷的圆柱形金属构件为例进行分析,如图1所示。欲求解域内温度场分布,可借鉴流体力学中流体绕过球体的绕流问题,先求瞬间脉冲电流密度的分布。
由于构件对称,可以取平行于通电方向、过球心的任一截面作为分析对象。此时待研究的问题可转化为无限大平板中(忽略厚度)存在一个圆形孔洞,在平板边缘通入电流密度为J0的电流的问题。
电流流动的外边界条件为:在无穷远处,电流密度x方向分量为Jx=0,z方向分量为Jz=J0。用直角坐标系表示:
转化为极坐标:
内边界条件:
式中,J0为通入的电流密度;Jx为绕流时电流密度的水平分量;Jz为绕流时电流密度的垂直分量;Jθ为绕流时极坐标下的角分量;Jr为绕流时极坐标下的径向分量;σ*为电导率;V为电流势函数;r为极坐标下半径变量;θ为xoz面内极坐标下的角度变量;r0为孔洞缺陷的半径。
由内外边界条件可得绕圆形孔洞流动的电流密度分布[6]:
当电流流经圆形孔洞时,平分成两路,对称绕圆形流动,取一侧进行分析,由电流密度分布式(4)、式(5)可知,在r=r0处,Jr=0,Jθ的分布规律为:θ从到变化过程中,Jθ由0逐渐变大,在θ=0°时Jθ达到最大值,然后逐渐减小到0。即在时,Jθ取得最小值0,θ=0时,Jθ取得最大值2J0,时,Jθ又取得最小值0。电流密度表征单位时间内单位面积通过的电量,在θ=0处,电流密度达到最大值。由电热效应可知,电流密度的积聚使其附近的热源功率增大,相当于增加了一个点热源,使附近温度急剧升高。由于计算的为平行于通电方向、过球心的任一截面电流密度的分布规律,对于空间球体来说,相当于这个平面绕中心轴旋转360°,那么,不妨假设只有在垂直于通电方向,球体中截面上,存在无穷多个点热源形成的空间圆形分布的线热源,这样空间球体绕流温度场问题简化为含空间圆形埋藏裂纹温度场求解问题。
在式(4)、式(5)中,令θ=0,r=r0,可得圆形线热源上任意一点的电流密度J(r0,0,φ)=2J0(φ为球坐标系中的点与xoy面的夹角),那么圆形热源的热源功率密度为
由焦耳-楞次定律可得圆形线热源上任意一点的热源强度:
取圆形线热源上任意一点(x1,y1,0),则该点热源在时间t内引起的温度分布为
式中,aT为导热系数;cp为质量定压热容;ρ为密度。
一个圆形线热源作用下的温度分布问题可以看作是无穷多个点热源作用的叠加,由此可知,在时间t内圆形线热源作用下的温度分布为
式中,s为圆弧线热源的弧长;为xoy面上的点的极角。
当z=0时,即在xoy面上温度分布为
2 强化效果数值模拟
2.1 模型建立
基于流体绕流的理论,下面进行数值模拟分析与验证。模型材料选用HT250,弹性模量E=125GPa,泊松比ν=0.3,密度ρ=7350kg/m3,热导率λ=80W/(m·℃),电阻率1/σ*=97.8nΩ·m,质量定压热容cp=450J/(kg·℃),熔点1300℃。利用ANSYS建模分析,放电电压4000V,通电时间为0.5ms,划分网格后的有限元模型如图2所示。
2.2 温度场
图3所示为模型放电后温度场分布,其中,图3a表示从缺陷位置截开,一半模型的温度场分布,图3b表示缺陷位置横截面温度分布,图3c表示缺陷位置纵截面温度分布。由图3可知,通电瞬间,在垂直于通电方向,球形中截面(xoy平面)上形成绕流现象,瞬间最高温度达1787℃,超过了材料的熔点,形成焊口。
2.3 应力分布
图4所示为放电后孔洞缺陷附近热应力场分布。由图4分析可知,放电瞬间绕流面三个方向均产生了热压应力。x方向最大热压应力为60.9MPa,y方向最大热压应力为63.9MPa,z方向最大热压应力为110MPa,其中沿着通电方向的z方向热压应力最大,三个方向产生的压应力使绕流面附近受压,孔洞缺陷变形,呈椭圆形状。
2.4 应力集中
将通过电磁热止裂强化的含有中心孔洞缺陷的构件与没有强化的相同构件,两端同时施加大小均为100MPa的拉伸外载荷。图5a所示为未放电强化的试件受力状态下的应力场,图5b所示为放电强化的试件受力状态下的应力场。由图可知,放电模型与不放电模型缺陷张开角度和应力集中明显不同,未放电模型受力时孔洞受拉变成椭圆形,最大应力达410MPa,放电后模型受力时孔洞受压应力影响,张开角度明显小于未放电模型,最大应力仅为32.8MPa,放电后应力集中降低了90%以上。由此可知,经过电磁热止裂强化后,缺陷张开角度变小,应力集中降低。
3 结束语
本文通过理论分析导出了放电瞬间孔洞球体附近绕流的电流密度分布规律,并求得了孔洞的温度场表达式。数值模拟分析了温度场和热应力分布情况,结果发现,垂直于通电方向,球形中截面上形成绕流现象,瞬间温度超过了材料的熔点,形成焊口,产生的热压应力显著降低了应力集中。将孔洞缺陷处理成广义埋藏裂纹,应用电磁热技术对其强化是有效的,理论研究和数值模拟为将该技术应用于铸件缺陷强化的生产实践提供了指导。
摘要：电磁热效应可以实现含半埋藏裂纹、埋藏裂纹金属构件的止裂强化。针对实践中铸件和锻件内往往存在孔洞形式的缺陷,从理论和数值模拟角度分析了电磁热对其强化的效果,导出了球体绕流的电流密度和温度场分布。研究表明:孔洞缺陷可处理成广义埋藏裂纹缺陷,应用电磁热止裂强化是可行的。放电后,在垂直于通电方向,球形中截面上形成绕流现象,瞬间温度超过了材料的熔点,形成焊口,产生的热压应力显著降低了应力集中,从而抑制了孔洞缺陷受力时的扩展,达到了止裂强化效果。
关键词：电磁热,埋藏裂纹,球形孔洞,止裂
参考文献
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金属强化 篇4
关键词：正十八烷,纳米粒子,导热系数,相变潜热
0 引言
使用相变材料进行储热,具有温度恒定、储热密度大、储热容器体积小的优点。它在太阳能利用、建筑节能等领域具有广阔的应用前景。为此,相变材料已成为目前国内外研究的热点[1,2,3]。
石蜡作为一种典型的相变蓄热材料,具有较高的相变潜热,固体成型好,不易发生相分离以及过冷现象,性能稳定、腐蚀性小、价格便宜等优点,且石蜡类中的正十八烷的相变温度在28℃左右,特别适用于储存太阳热能。本课题组前期设计了一种立式集热板太阳能热气流电站,拟采用正十八烷作为其系统的蓄热材料[4,5]。但石蜡的导热系数较低,随着蓄放热时间的延长和循环次数的增加,其内部的温度分布会不均匀。为提高石蜡储热系统的蓄放热能力,在实际应用中,一方面可通过改善蓄热设备,比如采用肋片、多孔介质等结构来达到强化传热的目的;另一方面是提高蓄热材料本身的导热性能,如在石蜡中添加金属粉末、石墨、碳纤维,进行胶囊封装或将不同的相变材料进行组合等,由此来提高储能蓄热系统蓄放热的速率,使相变材料得到更广泛的应用。朱恂等[6]研究指出,在石蜡中分别添加铜粉、硅粉和不锈钢丝带等物质后,石蜡螺旋盘管蓄热器中的石蜡导热性能得到强化,温度分布趋于均匀;张寅平等[7]研究表明,在相变蓄热材料中加入一定质量分数的铜粉和铝粉后,相变蓄热材料的导热系数得到有效提高,蓄热系统的传热也得到明显强化;但金属密度较大,易在石蜡基体中形成沉淀,也导致整个储热系统的质量增加。
纳米金属粒子具有体积小、质轻、比表面积大的特点,在较小的质量分数下就可获得较大的表面积。本研究分别将3种不同的高导热纳米金属粒子添加到正十八烷基体中,并对纳米金属粒子/正十八烷复合相变材料的相变传热性能进行研究,从而定量分析纳米金属粒子对石蜡相变蓄热性能的影响,为今后太阳能利用系统的发展提供参考。
1 金属纳米粒子/正十八烷复合相变材料的制备
金属纳米粒子采用上海沪正纳米科技有限公司生产的粒径为40nm的球形纳米粒子,相变材料为国药集团化学试剂有限公司生产的正十八烷,分散剂采用广东西陇化工厂生产的Span-80化学醇。
采用化学分散和物理分散相结合的方法,通过两步法制备了不同纳米金属粒子/正十八烷的复合相变材料,材料中纳米金属粒子的质量分数分别为0.1%、0.2%、0.5%、1%及2%。
2 实验
2.1 导热系数的测量方法及装置
本实验采用热针法对复合相变材料的的导热系数进行测量。热针法测量导热系数的实验装置图如图1所示。
室温下,对不同纳米金属粒子质量分数的纳米金属粒子/正十八烷复合相变材料的导热系数进行测量,并读取各时刻所对应的电压值,计算出电压随时间的变化关系,并通过电流表读取电流值。将所得的参数代入式(1),计算得出纳米复合相变材料的导热系数,并重复实验3次,取3次的平均值作为复合相变材料最终测定的导热系数值。
式中:K为探针常数。
为了检验热针法测量材料导热系数的精确性,选用无水乙醇、蒸馏水、二甲基硅油作为标准样品对实验装置进行检验,标定结果如表1所示。
从表1中数据可以得出,热针法测量导热系数系统的最大测量误差为2.4%,可以满足测量的要求。
2.2 复合相变材料相变特性实验研究的测量方法及设备
实验采用NETZSCH公司型号为204F1Phoenix的差示扫描量热仪(DSC),将实验材料放置在容积约为40 mm3带定位针的铝制坩埚中,测试条件如下:吹扫气为高纯度氮气,流量设定为30mL/min,保护气为高纯度氮气,流量设定为50mL/min,实验温度范围为0~40℃,其中加热速率为2℃/min。
3 结果及分析
3.1 热针法测量导热系数的实验结果及分析
利用热针法对添加不同质量分数纳米金属粒子的复合相变材料在熔融态及固态时的导热系数进行测量,结果如图2所示。
从图2中可以看出,随着纳米金属粒子质量分数的不断增加,复合相变材料的导热系数不断增大。当纳米金属粒子质量分数由0.2%增加到1%时,复合相变材料的导热系数增加最显著。
由此可以看出纳米金属粒子的质量分数是影响纳米复合相变材料导热系数的重要因素。这是由于纳米金属粒子的导热系数远比有机相变储能材料大,它的加入改变了基础材料的结构,增强了混合物内部的能量传递过程,使得导热系数增大;此外,复合相变材料熔化时,纳米金属粒子的高导热性、强扩散性以及较大的比表面积促进了正十八烷熔化过程中能量、动量、质量的传输,加快其熔化速率,增强了传热性能;复合相变材料发生凝固时,液态石蜡流动性较强,难以聚集,添加纳米金属粒子后,由于范德华作用力使得正十八烷分子包裹在纳米铜粒子的表面,因此纳米金属粒子起到了成核剂的作用,加快了成核速率,缩短了相变时间,增强了复合材料的热传递性能。
从图2中还可知,当纳米金属粒子质量分数为1%~2%时,复合相变材料导热系数的增加趋势变缓。这主要是由于随纳米金属粒子质量分数的增加,体系的稳定性下降,过多的纳米金属粒子抑制了其在石蜡中的运动,团聚现象严重,悬浮在流体中的团聚体由于布朗力和范德华力不足以对抗重力的作用,因而发生沉降,使悬浮在流体中的纳米金属粒子含量小于称量时的计算含量,即有效纳米金属粒子含量降低。团聚也致使微对流现象减弱,从而使导热系数增幅下降。
由图2(a)、(b)对比可以看出,当相变材料为液态时,导热系数较固态时的大。这是因为在液态时分子在整个区域内的运动速度加快,能量传递加快,故导热系数较固态有所提高。
此外,本实验中所涉及的复合相变材料中纳米金属粒子质量分数相同,在这3种纳米金属粒子中,由于Al粒子的密度最小(ρAl=2.7g/cm3,ρCu=8.96g/cm3,ρFe2O3=5.24g/cm3),在相同的质量及粒径下,纳米Al粒子的表面积最大,因此其与正十八烷之间的换热面积要比其他两种纳米金属粒子大得多,这就有效提高了纳米Al粒子与正十八烷基体间的传热速率,从而有效提高复合相变材料的导热系数。另外,纳米金属粒子的微运动使得粒子与有机相变材料之间存在微对流,这种微对流加快了纳米金属粒子与有机相变材料之间的能量传递过程,导致复合相变材料导热系数增大[9],在相同质量分数下,更多的纳米Al粒子加速了这一过程。因此将纳米Al粒子添加到正十八烷基体中而构成的复合相变材料的导热系数提升效果最显著。
3.2 DSC实验结果及分析
3.2.1 纳米金属粒子/正十八烷复合相变材料的DSC曲线
从图3中可以看出,添加纳米金属粒子的复合相变材料的凝固时间短于纯石蜡正十八烷的凝固时间,即纳米复合相变材料的结晶速率高于正十八烷的结晶速率。这是由于结晶时范德华作用力使得正十八烷分子包裹在纳米金属粒子的表面,因此纳米金属粒子起到了成核剂的作用,加快了成核速率;另外,正十八烷放出的凝固热及时被纳米金属粒子输送走,这样提高了热量的传输能力,从而加快了结晶速率。
3.2.2 相变温度
图4、图5分别为3种不同纳米金属粒子/正十八烷复合相变材料(纳米金属粒子的质量分数为0%、0.1%、0.2%、0.5%、1%、2%)的外推起始温度以及峰值温度。综合比较图4、图5可以看出,纳米金属粒子对正十八烷基体相变材料的外推起始温度和峰值温度影响并不明显,基本保持了正十八烷熔点低的特点。
3.2.3 相变潜热
图6为3种纳米金属粒子/正十八烷复合相变材料(纳米金属粒子的质量分数为0%、0.1%、0.2%、0.5%、1%、2%)的相变潜热的变化。从图6中可以看出,随着纳米金属粒子质量分数的增加,复合相变材料的相变潜热逐渐变小,但其衰减幅度不大。这是因为相变潜热是单位质量的吸热量,纳米金属粒子的加入使得相变材料的含量降低,而纳米金属粒子本身不是相变材料,所以单位质量的吸热量必然减小;此外纳米金属粒子与石蜡复合后,有一部分液态或固态的材料包覆在粒子表面,该膜层内液体和固体分子排列发生变化,其自由能状态也随之改变,表面自由能在体系能量中占很大比例,进而体系的热性质发生了变化[10]。同时从图6中还可以看出,当正十八烷基体中分别添加纳米Al粒子及纳米Cu粒子后,复合相变材料的相变潜热降低相对较小。
综上分析,由于在正十八烷基体中添加纳米Al粒子后其导热系数提升较大,且相变温度及相变潜热降低较小,因此在正十八烷中添加纳米Al粒子对提高复合相变材料的综合传热性能更为适合。
4 结论
(1)纳米金属粒子/正十八烷复合相变材料固、液态体系的导热系数随着纳米金属粒子质量分数的增加而呈非线性增长,当纳米金属粒子的质量分数从0.2%增加到1%时,复合相变材料的导热系数增幅最为显著。同时由于纳米Al粒子的密度较小,因此对于3种纳米金属粒子而言,当其质量相同、粒径相同时,纳米Al粒子/正十八烷复合相变材料的导热性能提升最为显著。
(2)在正十八烷中添加纳米金属粒子后,随着纳米金属粒子质量分数的增加,其复合相变体系的相变温度变化不大,而其相变潜热比正十八烷略有降低,但降低幅度不大,基本保持了正十八烷熔点低、相变潜热大的优点。
(3)在相同质量分数下,相对于其他两种纳米金属粒子,将纳米Al粒子添加到正十八烷基体中对提高基体的综合传热性能更为合适。
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