性能强化（通用7篇）
性能强化 篇1
0 前言
随着我国城市化的不断推进,人们的居住环境在不断改善,但与此同时也产生了大量的废弃混凝土,造成了严重的环境污染。 天然骨料不再是取之不尽的建筑材料, 山体的开挖等破坏了自然环境。而城市化的发展需要大量建筑材料,废弃建筑垃圾的再生利用是绿色建材的一个方向。 因此,对再生骨料使用性能的应用研究十分必要。
再生骨料的主要缺陷是其表面微裂缝较多,吸水率过高,骨料表面强度较低[1,2,3], 制作的混凝土性能较差。 已有的研究主要是通过使用天然骨料、再生骨料和粉煤灰按照一定比例配制成混凝土[4,5,6,7,8],对其力学性能的改进效果不是很明显;另一种方法是通过机械或酸液进行活化[9,10,11,12,13,14,15],但是这种方法耗能太高,对环境污染严重。 渗透结晶材料的应用,为再生骨料的处理找到了一个新的途径,通过使用渗透结晶材料处理再生骨料,使其表面强化,效果明显,而且成本低,对环境无污染,符合可持续发展战略的要求。
1 试验
1.1 试验概要
本试验所采用的骨料共三种:天然骨料,渗透结晶材料处理的再生骨料和未处理的再生骨料。 采用的配合比为水泥∶砂子∶石子∶水(kg/m3)=280∶790∶960∶250, 水灰比为0.89。 一般工程的水灰比为0.6左右,本试验为了凸显试验结果并加以比较,选取水灰比为0.89。
渗透结晶材料对再生骨料的处理方法:把再生骨料中杂物清理后,将骨料浸泡在渗透结晶材料溶液中,并对溶液慢速搅动5min,使骨料与溶液充分接触。 之后将再生骨料从溶液中捞出,待骨料晾干后备用。
在变量条件唯一的情况下,对骨料以及相应的混凝土拌合物进行性能测试。
1.2 试验结果
为了证明三种骨料吸水率存在的差异,通过坍落度试验加以确认。 试验过程中严格控制变量参数,特别是配合比。 通过大量重复测试,最终得到表1 所示的试验数据。
对处理过的再生骨料进行必要的养护,与天然骨料和再生骨料共分为三组,进行骨料的物理性能测试。 特别注意,在使用广口瓶法测量骨料表观密度和测量吸水率时,需要严格按照试验要求,在烘箱中以105℃烘烤24h,至质量不再增加。 待冷却至室温后,完全浸入水中浸泡48h后进行相应指标测试。 最终通过大量重复测试,得到如表2 所示的试验数据。
2 试验分析
2.1 渗透结晶材料的基本组成及强化作用理论
渗透结晶材料是一种活性物质,可溶于水。 并且其化学分子式中同时存在亲水基团和疏水基团,但其亲水性大于疏水性,因而常常将其配成一定比例溶液使用。 渗透结晶材料分子结构的化学式为Ca(O-R-OH)2。
渗透结晶材料对再生骨料的强化作用机理,主要是溶液中的渗透结晶分子渗透到再生骨料的微裂隙中,通过发生化学反应,反应物充填了再生骨料的微裂缝,增强了再生骨料的表面强度,降低了吸水率。 并且这种反应物随着时间的推移,在获得反应条件时,不断地向骨料内部渗透,具有自我修复的能力,使得再生骨料的力学性能有较大幅度的提高,改善了再生骨料的使用性能。
2.2 骨料性能分析
表1 中的数据表明,天然骨料所配制混凝土的坍落度和再生骨料所配制混凝土的坍落度数值相差较大。 使用渗透结晶材料对再生骨料进行处理后,其坍落度数值有很大提高,制作的混凝土和易性明显得到改善。 三种混凝土唯一的变量就是骨料的不同,表明应用渗透结晶材料对再生骨料经行处理后,骨料表面的吸水率有较大程度的降低。
再生骨料吸水率降低,最主要原因是渗透结晶材料中的分子填充了再生骨料的细微裂缝。 这些分子使得原本具有大量细微裂缝的再生骨料表面变得几乎和天然骨料一样。 骨料的吸水率自然而然随之发生变化。 试验的结果也充分证明渗透结晶材料对再生骨料表面微裂缝的修复效果非常明显。
表2 中的数据表明,天然骨料和再生骨料在表观密度、堆积密度、吸水率以及压碎指标这几个方面存在较大的性能差异。 产生这种差异的原因,与学术界已有的研究结果基本一致:再生骨料表面粗糙,含有大量的细微裂缝并且附着有已经硬化的水泥砂浆。 然而,经过渗透结晶材料处理的再生骨料,其表观密度、 吸水率等指标却都发生很大的改变。表格中的数据表明,经过渗透结晶材料处理过后的再生骨料吸水率,几乎和天然骨料的一致。 压碎指标也有明显提高,处理过后的再生骨料自身的强度提高大约23.8%。
试验研究表明,渗透结晶材料处理过的再生骨料,其相关性能指标与普通再生骨料相比有明显提高,并且基本接近接近于天然骨料的指标。 产生这种试验结果的根本原因就是渗透结晶溶液中结晶分子在骨料表面发生化学反应,使再生骨料原本破裂的细微结构得到修复,大量微裂缝被填充。 再生骨料压碎指标的大幅提高,正是因为渗透结晶分子使原本结构松散的再生骨料框架变成一个坚硬的整体,如图1 所示。 由此证明,渗透结晶分子将再生骨料细微裂缝填充,并与骨料反应生成了新物质的改善方式,效果非常明显。
2.3 立方体抗压强度分析
使用天然骨料、经过处理的再生骨料和未处理的再生骨料制作混凝土,其他材料不变,施工配合比为水泥∶砂子∶石子∶水(kg/m3)=280∶790∶960∶250,水灰比为0.89。 分别制作100mm×100mm×100mm的试块,养护3d、7d以及14d,最终得到如图2 的数据。
图2 的数据表明,天然骨料试块和再生骨料试块受压破坏时,抗压强度有一定的差距。 尤其以14d的抗压强度试验值差别最为明显。 而经过渗透结晶材料处理后的再生骨料,其制作的混凝土试块抗压强度有所提高。 养护3d时,处理后的再生混凝土试块抗压强度比原再生混凝土提高6.06%; 养护7d时,提高6.75%;养护14d时,强度提高10.16%。
研究表明, 由于渗透结晶材料的分子渗透作用,在再生骨料的表面和内部,将再生骨料自身的细微裂缝填充。 随着时间的推移,在获得反应条件时, 封锁在裂缝里的分子会不断形成新的固体物质,增强其强度和耐久性。 经过渗透结晶材料对再生骨料进行处理后, 再生骨料的性能得到了改善,按照相同条件制作的混凝土试块,其抗压强度有一定的提高。 试验结果表明,渗透结晶材料具有自修复能力,其作用具有持久性和连续性。
3 不同浓度试验结果对比与分析
以上试验结果表明,渗透结晶材料对再生骨料强化的效果非常明显。 为进一步验证渗透结晶材料的强化效果及强化机理,试验采用不用浓度的渗透结晶材料对再生骨料进行处理,并得到表3 所示试验结果(本文只从中选取三种浓度作为代表,其中5%和10%是改善效果最快阶段,50%是改善效果最好的浓度)。
如表3 所示, 增大渗透结晶材料溶液的浓度,再生骨料的性能也随之提高。 产生该试验结果的最主要原因是溶液中的渗透结晶分子增多,能更加充分地与再生骨料表面进行接触, 产生化学反应,填充再生骨料表面的细微裂缝。 由于低浓度的渗透结晶溶液中,结晶分子较少,因而低浓度溶液的改善效果不如50%溶液的效果。 由于渗透结晶材料需要保持一定浓度的分子量,当溶液浓度过高时,反而不利于分子与骨料表面的反应。 最终,经过大量试验发现,当渗透结晶溶液的浓度为50%时,其对再生骨料的改善效果最为明显。
通过不同浓度处理过的再生骨料试块的受压破坏力值(图3)可知,再生混凝土试块的压力值与溶液浓度有密切关系。 随着溶液浓度的增高,混凝土试块的抗压强度也随之提高。 试块强度提高的最主要原因就是溶液中的分子与再生骨料表面原本硬化的水泥砂浆相结合,发生反应,产生性质类似骨料本身的结晶体,增强了骨料与骨料之间的连接强度;另一个原因是骨料自身性能的提高。 由此可见,渗透结晶材料对再生骨料性能的强化效果非常明显,具有较高的实际应用价值。
4 结论
(1) 采用渗透结晶材料处理再生骨料, 其材料表面强度可以得到强化,与不作处理的再生骨料相比较,再生骨料的品质得到较大提升。
(2) 渗透结晶材料对再生骨料处理后, 不仅骨料自身强度得到大幅提高,其所配制的混凝土试块的抗压强度同样也提高很多,混凝土的和易性也得到了改善。
(3)用渗透结晶材料处理后的再生骨料配制的混凝土,与天然骨料没有本质区别,其破坏形态与天然骨料混凝土没有差别。
渗透结晶材料的应用,与现有的再生骨料性能改善技术(如机械活化、酸液活化、化学浆液活化以及水玻璃溶液活化等)相比,具有耗能低,无污染,改善效果明显,且成本较低的优势。 该项目研究对于再生骨料在实际工程中的应用具有重要意义。
超声式蒸发器强化传热性能分析 篇2
在蒸发器中采用超声技术, 可以使液体表面产生蒸汽型喷雾, 即在液体表面产生一层雾化带, 因而蒸发表面积会大大增加, 另外喷雾可以造成液体与周围气体产生相对运动, 使湍动系数大大增加[1]。同时, 超声技术可以使液体产生超声空化, 这不仅造成液体内部之间非常剧烈的湍动, 使液体与周围气体压力差幅度加大, 而且降低溶液的表面张力, 从而降低了成核势垒, 促进了液体内部的能量交换, 使液体蒸发过程得以强化[2]。超声波对于防止和去除加热室内的结垢具有明显的效果, 从而进一步增加传热系数, 使液体蒸发过程得以强化。因此, 超声技术非常适用于糖类、黑液、石油等在蒸发过程中结垢严重的溶液浓缩[3,4,5]。
近年来, 国内外关于超声波在清洗、分离和防结垢方面的研究已有较多文献报道[6,7,8,9]。其研究表明, 由于超声波产生的“空化雾化作用”, 能够达到强化传热和防、除垢的目的。但是, 理论研究与食品液体的实际浓缩存在极大的差别, 其结果不能直接应用于食品工业中[10]。对于具体的蒸发溶液采用何种频率和功率的超声波才能达到最佳的强化效果、超声波产生的“空化现象”对蒸发溶液是否有影响等, 这些研究至今没有具体的相关文献报道[11,12,13]。从所查的文献[14]来看, 有研究者将超声源加入蒸发系统的汽液分离室内, 目的是提高汽液的分离速度, 缩短分离时间, 但无法防止加热室中物料的结垢, 从而无法强化传热。
本课题拟将超声源直接作用于蒸发器的加热室内, 可有效地减少垢层生成, 增加流体的湍流速度, 提高传热系数, 该研究未见公开的文献报道。
1 实验过程
1.1 研究方法简介
单因子评价法就是用蒸发性能最差的单项指标所属因素来确定综合蒸发性能, 即用单个因素对蒸发性能影响的实验结果对照其总体蒸发性能研究结果, 确定其蒸发性能的好坏。在所有影响其蒸发性能的因素中选取蒸发性能最差的一类作为其蒸发性能[15]。
1.2 实验设备及流程
实验设备主要包括超声蒸发器、蒸汽锅炉、离心泵、冷凝器及各种储罐等。超声蒸发装置实验流程如图1所示, 该流程主要由物料系统、蒸汽加热系统、二次蒸汽及冷凝系统和真空系统等组成。于其容量的2/3处, 过少则导致真空泵不能正常工作, 过多则容易造成水从水箱溢出。
实验第三步, 当收集锅炉蒸汽的冷凝水储罐内有冷凝水, 即生蒸汽产生, 二次蒸汽 (物料被蒸发后经冷凝器冷凝形成的冷凝水) 和浓缩液 (未被蒸发物料) 产量稳定时, 调节真空泵示数到设定值, 调节转子流量计到设定流量, 并时刻关注其读数。
1—进料预热罐2、9、10—离心泵3—转子流量计4—超声式蒸发器5—蒸汽锅炉6、11—真空表7—水箱8—冷凝器12、15、16—冷凝水储罐13、14—浓缩液储罐17—真空泵
实验开始之前, 先检查设备, 确认无误后, 开始进行实验。
实验第一步, 进行预热, 向蒸汽锅炉内注入冷水, 打开蒸汽加热开关将蒸汽加热到设定温度, 同时时刻注意蒸汽锅炉上的压力表示数, 使其不可过大以保证安全。同时, 将物料注入进料预热罐, 打开进料预热开关, 对物料进行预热。
实验第二步, 当蒸汽锅炉内蒸汽温度以及进料预热罐内物料温度达到设定温度并且相对稳定之后, 打开水箱进、出水阀门, 打开真空泵, 调节真空表压力到设定值, 打开进料阀。与此同时, 要时刻关注蒸汽锅炉上压力表示数以及水箱水量, 确保蒸汽锅炉内压强不能过大以保证安全, 水箱内水量要处
在此步骤中需要注意的是, 由于在真空体系中任何一个阀门的调大或调小都会对真空度造成较大影响, 进而对流量的大小产生影响, 导致实验结果的不准确。因此, 调节锅炉蒸汽出口阀门, 以保证蒸汽温度稳定在设定值, 确保实验结果的准确性;不断测量进料预热罐内物料温度, 适当加入冷水或热水以调节物料温度稳定在设定值, 以保证实验结果的准确性;当真空表示数和转子流量计示数调节到设定值并达到稳定, 蒸汽锅炉压力表示数显示正常并稳定, 水箱水量正常, 蒸汽温度、物料温度达到设定值并保持稳定时, 开始进行测量。同时, 切换二次蒸汽冷凝水储罐和浓缩液储罐并计时 (本实验设定的单因子实验时间间隔5 min) , 在实验测量中, 要时刻注意真空表示数、转子流量计示数、锅炉蒸汽温度、进料物料温度保持稳定在设定值, 水箱水量合适, 蒸汽锅炉压力合适, 以保证实验结果的准确和实验的安全。在测量中, 把暂时不用来收集二次蒸汽和浓缩液的储罐内部水排出, 以备紧接着下次测量用。在排出废水时, 要注意先关闭储罐真空阀 (保证试验中真空度的稳定) , 再慢慢打开储罐排空阀 (防止储罐内外压力差过大, 对储罐尤其是视镜处造成破坏, 减短储罐使用寿命) , 最后打开排水阀排水。排完水后, 要先关闭排水阀, 再关闭排空阀, 最后打开真空阀, 以保证试验中真空度的稳定。
实验第四步, 达到测量时间后, 同时切换二次蒸汽冷凝水储罐和浓缩液储罐阀门, 第一组实验结束。同时第二组实验开始, 第二组实验与第一组实验条件完全相同, 所以不用再次调节各阀门和表, 只需适当加以调整即可。排水方法同上, 收集并测量二次蒸汽、生蒸汽和浓缩液, 记录下实验数据。
2 实验结果与讨论
实验的设计采用了单因子评价法, 根据传热系数速率方程求出其传热系数, 从而比较其传热性能的大小, 看其对蒸发传热是否具有强化作用。本实验从改变进料温度、改变进料流量、改变进料温度与蒸汽温度的温差、改变超声功率的大小这4个方面分别对超声蒸发装置的传热性能进行了研究。
2.1 公式推导
在试验中分别测出二次蒸汽和浓缩液的体积, 利用公式 (1) 求出进料物料的质量。
式中m———进料物料的质量, g;
ρ——水的密度, g/cm3;
v——进料体积, 为二次蒸汽体积与浓缩液体积之和, m L。
物料的质量流量:
式中m———进料物料的质量, g;
Δt———每组实验的传热时间, s;
qm———流体的质量流量, kg/s。
热流量:
式中qm———流体的质量流量, kg/s;
Q———热流量, W;
r———汽化潜热, k J/kg。
传热系数速率方程:
式中Q———热流量, W;
K———总传热系数, W/ (m2·K) ;
A———传热面积, m2, 本实验装置A=0.3 m2;
Δtm———进料温度与蒸汽温度温差, ℃。
合并公式 (1) 、 (2) 、 (3) 、 (4) , 得到传热系数的计算公式为:
其中, 汽化潜热r由饱和水蒸气表查得。
2.2 不同进料温度的影响
本组实验通过改变不同进料温度以及有无超声对其传热性能产生的影响进行研究。其中, 稳定进料流量为60 L/h, 进料温度与蒸汽温度的温差稳定在50℃, 有超声时超声功率为0.8 W/m2, 进料温度从50~75℃每隔5℃测量1次。根据公式 (5) 计算出其传热系数。
不同进料温度时, 有无超声与传热系数的变化关系如图2所示, 表明了在上述条件下, 传热系数随进料温度变化的情况。随着进料温度的增加, 传热系数相应增大。因为随着温度的升高, 物料的黏度减小, 雷诺数变大, 物料的流动性能变好, 湍动程度加强, 因而其传热性能得到强化。加入超声后, 在进料温度较小时, 传热系数要比没有超声的时候大许多, 在进料温度55℃时, 传热系数减小, 到70℃时达到最小, 随着进料温度继续增大, 传热系数又有所回升, 但是传热系数在总体上比没有超声时要大, 这是因为加入超声以后, 湍动系数相应加大, 即增大了其传热系数。该实验表明, 在改变进料温度的情况下, 超声对蒸发器传热性能有一定的强化作用。
2.3 不同进料量的影响
本组实验通过改变不同进料流量, 以及有无超声对其传热性能产生的影响进行了研究。其中, 稳定进料温度60℃, 进料温度与蒸汽温度的温差稳定在50℃, 即蒸汽温度为110℃, 有超声时超声功率0.8 W/m2。进料流量从30~75 L/h每隔10 L/h测量1次。根据公式 (5) 计算出其传热系数。
不同进料流量时有无超声与传热系数的变化关系如图3所示, 表明了在上述条件下, 传热系数随进料流量变化的情况。随着进料流量的增大, 传热系数呈增大趋势, 有超声作用比没有超声作用的传热系数大。由于随着物料的质量流量增大, 即物料的流速增大, 使得雷诺数变大, 湍动系数变大。另外, 物料的速度增大使其当量膜厚减薄, 传热系数也将增大。而当加入超声时, 超声空化作用使流体质点杂乱程度加剧, 传热性能相应增强。该实验表明在改变进料流量的情况下, 超声对蒸发器传热性能有一定的强化作用。
2.4 不同传热温差的影响
本组实验通过改变不同温差, 以及有无超声对其传热性能产生的影响进行了研究。其中, 稳定进料温度60℃, 进料流量60 L/h, 超声功率0.8 W/m2, 进料温差从40~60℃每隔5℃测量1次。根据公式 (5) 计算出其传热系数。
不同温差时有无超声与传热系数的变化关系如图4所示, 表明了在上述条件下, 传热系数随进料温差变化的情况。随着进料温差的增大, 传热系数呈现出减小的趋势, 传热系数在有超声作用时比没有超声作用时大。因为随着温差的增大, 汽化核心数增加, 气泡长大速率加快, 致使大量气泡在加热表面汇合, 形成一层蒸气膜, 而热量必须通过此蒸汽膜才能传递到液体主流中去, 使传热系数下降。而加入超声以后, 超声产生强烈的振动, 使气泡破裂, 这就对蒸气膜的形成起到一定的阻碍作用, 因而对蒸发传热有强化作用。该实验表明, 在改变进料温差的情况下, 超声对蒸发器的传热性能有一定的强化作用。
2.5 不同超声功率的影响
本组实验通过改变不同超声功率, 对其传热性能进行了研究。其中, 稳定进料温度60℃, 进料温差50℃, 即蒸汽温度110℃, 进料流量60 L/h, 超声功率从0~1.5 W/m2每隔0.3 W/m2测量1次。根据公式 (5) 计算出其传热系数。
不同功率与传热系数的关系如图5所示, 表明了在上述条件下, 传热系数随超声功率变化的趋势, 随着超声功率的增大, 传热系数呈现增大的趋势, 当超声波功率达到1.2 W/m2时, 传热系数达到最大值, 之后略有减小。这是因为: (1) 超声可以在液体表面产生一层雾化带, 增大了蒸发表面积, 同时也增大了湍动系数; (2) 超声使液体产生超声空化, 这既造成了液体内部之间非常剧烈的湍动, 又降低溶液的表面张力, 促进其内部能量交换, 使蒸发过程得以强化; (3) 超声波的防止结垢和除垢功能较明显, 亦能增加传热系数。该实验表明, 超声功率越大, 对蒸发器的传热性能的强化作用越明显。
3 结论
通过实验, 对超声源直接作用于蒸发器加热室, 得出了以下结论:
(1) 进料温度越大、进料流量越大和超声功率越大, 则传热系数K越大, 蒸发传热性能越强。
(2) 进料温度与蒸汽温度的差值越大, 则传热系数K呈现减小趋势, 即蒸发传热性能呈现减弱的趋势。
(3) 在改变进料温度的情况下, 增加超声比不加超声对蒸发性能效果更好。加入超声后, 在进料温度较小时, 传热性能强化效果明显, 随着进料温度的增大, 传热性能强化效果相对较弱。
(4) 在改变进料流量以及改变进料温度与蒸汽温度的温差两种情况下, 加入超声均比不加超声的传热性能要强。
性能强化 篇3
关键词：机械镀锌,强化时间,镀锌层,平整度,致密度,硬度,孔隙率,物相组成,耐蚀性
0 前 言
机械镀锌中的强化是在金属锌粉、各种化学添加剂添加完成、镀层增厚结束后, 向滚筒内添加少量水 (或不添加水) 继续保持滚筒转动一段时间, 以提高锌镀层的致密度, 改善其外观的一个重要工序。对于垫片等结构简单的零件, 强化可明显提高锌镀层的光泽性, 因而有强化为水抛光之说[1]。目前, 关于强化时间的长短在机械镀锌工艺中并没有严格的规定[2,3,4,5,6]。在实际生产中, 有的机械镀锌工艺不强化, 有的设有强化, 其时间的长短对锌镀层外观质量影响有何差别, 是否会引起锌镀层内的扩散或合金化, 至今未见报道。本工作设置不同的强化时间, 研究机械镀锌强化时间对锌镀层质量及组织的影响。
1 试 验
1.1 基材处理
基材为Q235圆形平垫片, 内外径及厚度分别为ϕ (外) 36.6 mm, ϕ (内) 13.0 mm, 3.0 mm, 每组试验用量为50个。
基材前处理包括脱脂、除锈。将工件在箱式电阻炉内加热到100～200 ℃, 保温20 min, 去除表面的油脂、蜡等污物;然后在盐酸、硫酸复配液中酸洗除锈, 混合酸溶液中水、硫酸、盐酸的体积比为7 ∶2 ∶1。
1.2 机械镀锌
加料 将前处理后的基材与玻璃珠按3 ∶1体积比放入JDX60 - Ⅱ机械镀锌机的滚筒中, 加入适量的水。玻璃珠由ϕ 2.0～3.0 mm, ϕ 1.0～2.0 mm, ϕ 0.5～1.0 mm 3种规格构成。
镀锌 向滚筒内加入适量的浓硫酸, 调整镀液的pH值为1～2, 加入0.8 g 锡盐 (SnCl2) 和18 g 活性金属锌粉, 滚筒转动5 min。
锌镀层增厚 向滚筒内添加8 mL保持性活化剂 (主要由聚乙二醇、OP乳化剂等复配而成) , 30 mL沉积性活化剂 (主要由钠盐、磷酸盐、铵盐构成) ;分2次添加活性锌粉, 每次加入9 g, 时间间隔为3～5 min;在镀层增厚过程中保持镀液的pH值为1～3。
强化 锌镀层增厚完毕向滚筒内加入适量清洁自来水将镀筒内镀件和玻璃珠介质覆盖, 镀筒继续转动一段时间。将强化时间分别设为0, 5, 15, 60 min, 对应的锌镀层试样分别为1, 2, 3, 4号, 厚度为40 μm。
卸料、烘干 倾倒出镀筒内镀件, 与玻璃珠分离 (玻璃珠回用) 。镀件在低于100 ℃的箱式电阻炉内烘10～20 min, 去除表面水分。
1.3 性能检测
采用PXSⅢ型体视显微镜观察锌镀层的表面平整度及光泽性。
采用HR - 45型 TRUENESS表面洛氏硬度计检测4种锌镀层的硬度, 随机取5点测试取其平均值。
采用重量法测定锌镀层的致密度。试验溶液:3.5 g 甲基四胺 (C6H12N4) + 500 mL浓盐酸 (ρ=1.19 g/cm3) + 500 mL蒸馏水。采用FA1004N型万分之一电子天平称重, 按GB/T 1839-2003进行操作。
镀层的致密度用相对密度ρ表示:
undefined
式中 α ——修正系数, 考虑到镀层的形成过程, 首先在基体表面沉积一层厚约2～5 μm的Zn - Sn层, 它不容易完全溶解去除, 部分残留下来, 根据金属锡在锌镀层中的含量估算, 取1.02
d ——镀层的密度, g/cm3
d理 ——纯锌层理想的密度, 7.14 g/cm3
m ——锌镀层单位面积质量, g/m2
δ ——锌镀层的厚度, μm
m1 ——锌镀层溶解前的质量, g
m2 ——锌镀层溶解后的质量, g
A ——试样的表面积, mm2
采用铁试剂法检测锌镀层的孔隙率, 试剂:10 g铁氰化钾 + 20 g氯化钠 + 1 000 mL蒸馏水。先除尽镀层表面的污物, 蒸馏水清洗后用滤纸吸干;将洁净的滤纸浸入试液, 提起贴在镀层的表面, 10 min后揭下;检查滤纸上蓝褐色斑点数目N, 计算镀层的孔隙率。
η (孔隙) undefined (个/cm2) (2)
采用D/MAX - RC型X射线衍射仪 (Cu Kα靶, 管压40 kV, 管电流80 mA, 石墨单色器) 分析镀层的物相组成。
采用中性盐雾试验法对比检测4种镀层的耐腐蚀性能, 按ASTM B-117执行。试验条件:YWX/Q - 750型盐雾腐蚀试验箱, 5%NaCl溶液, 沉积量为1.8 mL/ (80 cm2·h) ;盐雾箱内恒温35 ℃, 连续喷雾24 h为一个周期;一个周期后变换镀件在盐雾箱中的位置, 以消除位置因素的影响。
2 强化时间对锌镀层的影响
2.1 表面质量
强化时间试样不同, 锌镀层表面的平整度和光滑度也不同, 1～4号试样的表面形貌见图1。分析可知, 4种强化时间均能获得覆盖完整的锌镀层, 并均具有一定的光泽度: 1号表面分布有少量的隆起点状物;2号表面存在少许点状隆起物, 只是尺寸变小, 镀层表面凹凸不平;3号表面有少量细小的点状隆起物, 表面凹凸现象减弱;4号表面也存在少量的细小点状隆起物, 但较平整。由此可见, 随着强化时间的增加, 锌镀层表面的点状隆起物逐渐变小, 镀层逐渐变得平整。这是由于随着强化时间的延长, 水和玻璃珠对锌镀层表面的揉搓作用不断增强, 不会对原有镀层造成破坏, 并且能使镀层表面的细小隆起物变得较为平整。因此, 强化时间越长, 镀层的表面会越平整、光滑。
2.2 致密度和硬度
1～4号锌镀层的相对密度分别为76.0, 79.5, 81.2, 94.5%。图2显示, 随着强化时间的增加, 1～4号锌镀层的相对密度逐渐增加, 变得更加致密。这种机械镀锌层的结构不能用传统的金属晶体学进行解释, 在晶体结构中, 面心立方和密排六方是原子填充晶胞最紧密的排列方式, 致密度达74%。在机械镀锌层中, 金属锌颗粒不能视为原子刚球, 因为镀层中的锌颗粒并非等径, 锌颗粒在机械镀层形成过程中为塑性变形体。所以, 机械镀锌层是粒径不等的金属锌粉的组合体, 镀层形成时, 这一组合体的致密度变化不以锌粉颗粒的塑性变形为主, 而是以锌粉颗粒间的相互流动为主;随着强化时间的增加, 锌镀层表面受到冲击介质小载荷多次冲击作用的时间延长, 其中锌粉颗粒之间的相互摩擦和流动更加频繁, 锌粉颗粒间空隙的受迫压缩、分割更加明显, 进而造成空隙体积变小, 锌粉颗粒组合更加紧密, 使锌镀层的致密性得以提高[7,8,9,10]。随着锌镀层致密度的提高, 其表面受到冲击介质的压应力也有所增加, 宏观表现出表面硬度增加 (见图3, HR15T表示采用147.1N总负荷和直径1.588 mm淬硬钢球压入器求得的硬度) 。
2.3 孔隙率
对镀层反复检验, 滤纸表面没有出现蓝色斑点, 即镀层孔隙率为零, 说明1～4号均具有足够的致密度。这是因为在金属锌粉颗粒形成镀层的过程中, 同时发生着锌粉颗粒的流动、空隙的压缩、分割及变形;锌粉颗粒镶嵌时基本形成的镀层 (相当于1号镀层) , 可视为不等径混合锌粉构成的镶嵌体, 并具有足够的致密度, 镀层中不存在连通空隙;继续增加强化时间, 镀层的致密度会有所增加, 连通空隙的存在几率会更小。
2.4 物相组成
图4为1～4号锌镀层和原始锌粉的XRD谱。分析图4可知, 1～4号锌镀层中均包括锌、锡、铁3种单质, 没有化合物或固溶体。机械镀锌层的形成过程是在
室温下进行的, 即使增加强化时间 (如增加到60 min) , 冲击介质的冲击作用也只能使锌镀层表面的锌粉产生一定的残余压应力, 造成表面硬度有所增加, 但远达不到机械能助渗的条件[11,12]。所以, 机械镀锌强化时间的增加对镀层的物相组成基本没有影响, 也不会产生化合物、固溶体等合金相。
2.5 腐蚀性能
表1为1～4号锌镀层中性盐雾腐蚀试验的结果。从表1可以看出, 4种锌镀层的耐盐雾腐蚀性能均达到了相关标准的要求, 出现红锈的时间相差不大, 只有2号稍长一些, 这与机械镀锌层表面不平整 (与电镀锌层相比) , 厚度检测存在少许误差有关。所以, 机械镀锌过程中增加强化时间并不能提高锌镀层的耐腐蚀性能, 即强化时间长短对锌镀层的耐腐蚀性能没有影响。
3 结 论
(1) 在机械镀锌过程中, 增加强化时间一定程度上可以提高锌镀层的平整度、致密度、表面硬度, 但并不意味着机械镀锌时可以采用较长的强化时间来获得表面平整度较好的锌镀层, 因为机械镀锌层的质量受多方面的影响, 如镀层厚度为30～50 μm时, 整个加工过程一般需要30～60 min, 增加强化时间, 会影响生产率, 当机械镀锌层厚度较厚时 (如60～100 μm) , 不宜采用较长的强化时间, 否则会导致锌镀层的脱落。
(2) 工件的形状、尺寸和质量也决定是否可以延长强化时间, 较重、较大、有尖角的工件宜采用较短的强化时间, 延长强化时间工件之间易产生剧烈的碰撞或划擦, 进而造成锌镀层脱落或划伤。
(3) 增大强化时间对锌镀层的孔隙率、物相组成、耐腐蚀性能没有影响。
参考文献
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性能强化 篇4
1 弥散强化铜的制备方法
弥散相三氧化二铝 (Al2O3) 加入到铜基体中的方法主要由原位合成制备法和非原位合成制备法 (又称强制外加法) 。所谓原位合成制备法是通过铝与氧发生化学反应在铜基体内合成具有强化作用的弥散相三氧化二铝, 用这种方式添加强化相要比直接添加强化相有很多优点, 铜和三氧化二铝之间接触面较清晰, 加入的弥散相粒子细小, 弥散相在合金中均匀分布。原位合成制备法是目前国内外市场上制备弥散强化铜主要的方法。
原位合成制备方法有一下四种:
1.1 内氧化法
在氧气不充足的条件下氧化剂氧选择性地与加入的极少量铝发生氧化反应生成三氧化二铝的方法称为内氧化法, 此法是目前制备弥散强化铜合金的主要方法, 提供氧化剂氧和控制过程是这种制备方法的关键问题。也就是说我们如何使铜和铝最终转换成Cu-Al2O3合金。目前内氧化法仍有很多问题, 比如Al2O3对基体铜粉的烧结存在较强的阻碍作用, 要制备三氧化二铝铜合金生产成本还较高, 产品质量较差, 这些都是需要克服的问题, 这也使得该合金的应用范围还有限。为克服这些不足, 国内外研究这种合金材料的科研机构和高校都做了大量工作, 努力改进了制备工艺路线, 路线可概括为:铜铝合金熔炼→制粉→制氧源→混料→等静压热处理→冷加工检测→成品。
1.2 反应球磨制备法
在球磨的过程中两种或两种以上金属或合金通过发生化学反应制备出所需合金材料的方法称为反应球磨制备法。用反应球磨制备法制备氧化铜铝合金就是铜铝两种金属在球磨过程中通过化学反应合成弥散相粒子。
球磨方法制备的弥散强化铜优点如下:
弥散相颗粒尺寸细小、界面洁净、分散均匀;铜基体晶粒在球磨中得以细化, 粒度细小将近几十纳米;过程控制技术是球磨反应制备法的关键, 若过程控制不恰当不仅会带来杂质, 还会严重影响合金的性能。这里特别指明球磨反应过程采取热激化反应和机械活化反应相结合的方式消耗能量大, 需用时间短。
1.3 混合合金法
混合合金法是两种或两种以上金属采取措施转变成液态经混合后, 再经快速冷却过程, 最后得到所需材料的方法。最早使用混合合金法制取三氧化二铝强化铜合金的是美国麻省理工学院的研究者们, 时间大约是上世纪90年代。采用该法的优点是制备技术先进、生产成本低、生产的材料性能好等。
1.4 反应喷射沉积法
弥散相粒子经化学反应合成, 合金成型采用反应喷射沉积的一种方法称为反应喷射沉积法。传统制备过程有晶粒大、制备过程复杂、氧化情况严重等不足, 这种喷射法克服了这些不足, 但是该种方法仍有很多不足之处, 需我们继续改进。
2 国内外弥散强化铜合金的生产情况
弥散强化铜的工业生产历史悠久, 最早是采用内氧化法生产的美国SCM公司, 该公司在生产技术成熟后, 即投入了生产, 随后一些国家开始进行研究学习制备。早期制备的弥散强化铜合金是比较松散的, 其致密性根本达不到要求, 制备过程中参数不好控制, 控制不好强化相就很容易出现粗化现象, 而且氧和铝反应也很不完全, 这样导致合金中未参与反应的固溶元素会增多, 从而显著降低氧化铝铜合金的电导率、强度、硬度等物理性能。上世纪九十年代以来, 由于市场的需求, 制备强化铜合金的工艺不断改进, 制备技术不断开发, 市场出现多种制备工艺制备的弥散强化铜合金产品。制备方法虽然有很多种, 但是目前内氧化法已经成为强化铜制备的主要方法。
3 氧化铝铜合金材料的应用领域
最初使用弥散强化铜合金是用作电极, 后又被加工用作焊接, 例如用作焊接钢板, 组装点焊电池极片、电子电器元件, 用作大兴船舶锚链焊接中用作闪光焊电极。
另外氧化铝强化铜合金还用在导电装置中, 还用作引线用, 比如白炽灯的引线、二极管的引线;在某些焊接中有时需要大电流, 一般铜导线电缆不能满足要求, 就用这种强化铜合金。另外一些电器开关的触头、一些热交换器的配件、制作模具的材料都是用的这种合金。随着氧化铝强化铜原位合成工艺的不断改进和研究的不断深入, 氧化铝铜合金目前已在电子行业、精密仪器、国防科技等应用较多。
弥散强化铜合金在高科技领域也有很多应用, 如热核实验反应堆, 特种装备和高科技领域可以用在热核实验反应堆, 电动汽车、高速机车等方面。
弥散强化铜合金因性能优良, 应用领域将越来越广泛。但是目前因为这种合金材料生产仍处在孕育阶段我们国家因发展较晚, 而且我们还需在加工工艺、制备成本及技术服务方面不断突破。
4 结束语
本研究主要阐述了弥散强化铜合金几种原位合成方法及目前国内外研究情况和合金材料的应用概况。用原位合成法制备的合金材料物理性能比非原位合成的合金优良, 正是由于氧化铝铜合金材料和金属铜相比具有这么多优良性能, 才使得这种合金材料成为世界各国研究的热点, 也正是由于这种合金材料性能优良, 才使得其具有很大的生产潜力, 而且前途光明。尤其我国由于这种合成制备技术时间较短, 设备、工艺、技术相比其他国家还不成熟还不完善, 所以以后我们不论在理论方面, 还是在实验研究方面及生产制备过程方面, 都会需要人们进一步探索。
参考文献
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性能强化 篇5
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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性能强化 篇6
S280新型超高强度不锈钢采用低碳马氏体相变强化和时效强化叠加, 性能优异, 可代替现有AerMet100, 300M钢用作飞机起落架材料[1~3]。起落架零件的失效多为疲劳失效, 常在零件表面起裂[4,5], 需进行表面强化以提高其使用寿命[6~10]。目前的研究主要从超高强度不锈钢的成分、组织结构和热处理工艺等方面解决其失效问题, 对S280超高强度不锈钢的表面喷丸强化工艺涉及较少[1,2,3,11]。本工作对其喷丸强化工艺进行研究。
1 试验
1.1 试材成分及力学性能
试材S280超高强度不锈钢的成分 (质量分数, %) :0.13C, 12.00Cr, 14.00Co, 2.00Mo, 4.00Ni, 1.00W, Fe余量。力学性能:抗拉强度1 920 MPa, 屈服强度1 500 MPa, 延伸率14%, 断面收缩率66%, 断裂韧性120 MPa·m1/2。
1.2 喷丸工艺
在KXP-3000气动式喷丸机上, 按照HB/Z 26, 分别采用铸钢丸S230及陶瓷丸Z300对S280不锈钢试样进行喷丸强化, 具体参数见表1。
1.3 测试分析
采用FTS-i120触针式表面粗糙度仪测试喷丸前后的S280试样的粗糙度。采用电解抛光法逐层减薄, 并在X-3000型X射线应力分析仪上测定喷丸强化试样残余应力沿层深的分布:Cr Kα靶, (211) 衍射面, 交相关定峰法, 准直管直径为3 mm, 管电流6.9m A, 电压30 k V。在室温下进行应力集中系数为2的疲劳试样旋转弯曲疲劳试验测试喷丸强化前后的S280试样的疲劳寿命:最大应力为620 MPa, 应力比为-1, 若循环次数大于1×107未断则停止试验。使用FEI QUANTA600型扫描电镜 (SEM) 观察试样的形貌。
2 结果与讨论
2.1 喷丸处理对试样表面形貌及粗糙度的影响
S280钢及其不同工艺喷丸强化后的试样的表面SEM形貌见图1。由图1可以看出, 喷丸后试样原始表面的加工刀痕已被完全覆盖, 同时可见明显的弹坑。
未喷丸的S280钢试样的表面粗糙度为0.282μm;1, 2, 3号喷丸强化试样的表面粗糙度分别为1.137, 1.316, 0.602μm。可见, 喷丸后粗糙度均有所增加。表面粗糙度直接影响材料的疲劳性能。喷丸强化能够有效改善材料的疲劳性能是因为其引入了残余压应力, 改善了材料组织、表面微观形貌与粗糙度。
2.2 喷丸处理对试样残余应力分布的影响
不同工艺喷丸强化的S280钢的残余应力分布见图2;4个特征参数 (表面残余应力σsr, 最大残余应力σmrs, 最大残余应力对应深度δm以及残余应力场深度δ0) [12]见表2。
由图2和表2可知:3种工艺强化的试样的表面残余应力σsr分别为-647.4, -616.9, -731.4 MPa, 采用铸钢S230喷丸时随着喷丸强度的增大逐渐减小;3种喷丸试样的最大残余应力σmrs则较为接近 (-900 MPa左右) ;采用铸钢S230喷丸时最大残余应力对应深度δm和残余应力场深度δ0随着喷丸强度的增大而增大;陶瓷弹丸是一种新型喷丸介质, 相比于传统的铸钢丸, 其硬度更高, 冲击能量传递性更好, 表面质量更好, 陶瓷丸喷丸的试样粗糙度较低, 但陶瓷丸易碎, 不适于较大强度喷丸, 所用喷丸强度较低, 因此产生的残余压应力场深度δ0较浅。
喷丸残余应力的实质是由弹丸冲击, 使表面层发生弹塑性形变和硬化, 约束次表面弹性形变而产生的内应力。随着喷丸强度的增大, 塑性形变加剧, 造成表面屈服而发生残余应力松弛, 因而表面残余压应力随喷丸强度的增大而减小。喷丸时弹丸流不断撞击金属表面并使其表层发生循环弹塑性变形, 喷丸的最初阶段表面会依据材料的特性发生循环硬化。当喷丸时间达到饱和或表面覆盖率达到100%时, 材料的表层循环硬化变形趋于稳定状态, 此时最大残余压应力也将达到定值。改变喷丸强度只能改变最大残余压应力对应的位置, 并不能改变最大残余压应力的数值。另外, 喷丸强度越大, 喷丸能量越大, 导致喷丸强化影响层加深, 使残余应力场深度增加。
2.3 喷丸处理对试样疲劳寿命的影响
S280钢及其不同工艺喷丸后的平均疲劳寿命见表3。由表3可知:S280钢的疲劳寿命为5.75×104次;经过强化后, 疲劳寿命均有大幅度的提高, 1号试样疲劳寿命为4.88×106次, 2号试样1.00×107次疲劳测试下未发生断裂, 而3号试样疲劳寿命为2.47×105次。喷丸过程中形成的弹丸坑引起表面的粗糙度增加, 将形成局部的应力集中, 为喷丸弱化因素。喷丸强化引入的表面残余压应力场对改善疲劳性能非常有利, 属于强化因素。试样经过喷丸强化后, 表面层发生了强烈的冷塑性变形使晶格畸变加剧, 位错密度增加, 亚结构细化, 从而提高了试样的表面强度和硬度, 同时喷丸产生的有利的残余压应力场不仅可以抑制疲劳裂纹的萌生, 还可以增加裂纹的闭合效应来减小疲劳裂纹的扩展速率, 这是残余压应力强化的主要机理[13,14]。
图3是S280钢及其不同工艺喷丸强化后的疲劳断口的SEM形貌。由图3可以看出:喷丸前后的试样疲劳裂纹源均在表面;喷丸后试样的疲劳裂纹源是单源, 未喷丸的试样疲劳裂纹源为多源 (见图3a中A, B处) 。因疲劳裂纹在表面萌生, 表面层的残余应力对疲劳性能的影响较大。残余拉应力的存在会降低疲劳强度, 而残余压应力的存在可提高疲劳强度。喷丸强化可产生一定深度且数值较大的残余压应力场, 当表面层承受外加交变载荷时, 强化层内的残余压应力会降低外加交变载荷中的拉应力水平, 即可降低“有效拉应力”, 从而可提高疲劳裂纹萌生的临界应力水平[15], 使得强化试样的疲劳寿命得到大幅度提高。2号试样疲劳寿命最优, 说明较大喷丸强度对提高S280新型超高强度不锈钢的疲劳寿命更为有利, 但对于铸钢丸喷丸工艺, 喷丸强度太大容易造成材料表面微观裂纹。
3 结论
(1) S280钢经喷丸强化后疲劳寿命大幅度提高;而铸钢丸较大强度喷丸对疲劳寿命的提高更为有利, 残余压应力场深度约为300μm, 最大残余压应力约为-900.0 MPa。
性能强化 篇7
本工作采用上浆法在纤维表面引入CNTs,在制备的多尺度复合材料界面处强化构建过渡层,采用短梁剪切和弯曲的方法测试复合材料的力学性能,并采用力调制原子力显微镜和扫描电镜的线扫描功能表征复合材料界面结构的变化。为了进一步说明界面增强机制,在含有CNTs的复合材料固化成型前,借助超声装置对界面处的CNTs进行分散处理,以弱化界面过渡层,以求从反向证实该过渡层结构在提高复合材料界面及力学性能方面的重要作用。
1 实验材料及方法
1.1 实验材料
羟基化短切多壁碳纳米管(CNTs),纯度95%,长度为0.5~2μm,外径为20~30nm,羟基含量为1.76%,四川成都有机化学所;商用T700S碳纤维,12K,1.78g·cm-3,日本东丽;环氧树脂JC-02A型及促进剂改性咪唑,常熟佳发化学有限责任公司;固化剂甲基四氢邻苯二甲酸酐,温州清明化工有限公司;丙酮,分析纯;乙醇,分析纯。
1.2 实验过程
1.2.1 碳纤维上浆处理
为了排除原有上浆剂对碳纤维的集束作用,便于CNTs进入纤维束内部,将商业碳纤维(commercialCF)放入索式提取器中,用丙酮清洗,回流24h后放入真空烘箱中干燥。将一定量的CNTs分散在乙醇中并超声处理2h,制备0.3mg·mL-1的上浆剂。采用自制的上浆装置对除浆后的裸纤维(virgin-CF)进行上浆处理,如图1所示。将裸纤维在浆槽中浸润后,通过一个张力器将多余的浆料去掉,再经过加热炉烘干,最后以一定的速度将纤维束卷绕。重复上述过程5次,得到5次上浆处理的碳纤维(sized-CF)。多次上浆的目的是为了提高CNTs在纤维表面分布的均匀性。
1.2.2 制备碳纤维/环氧树脂复合材料
采用树脂传递模塑成型技术(RTM)制备复合材料,具体流程:先清理RTM模具,并将模具内可以接触到树脂的地方涂覆脱模剂,然后将commercial-CF,virgin-CF及sized-CF沿纤维轴向放入模具的槽中,碳纤维的体积分数控制在45%左右,装填好碳纤维后封装模具。将环氧树脂、酸酐固化剂和促进剂按质量比100∶70∶1混合搅拌均匀,放入60℃的真空干燥箱中预热0.5h,以降低树脂的黏度,然后将树脂混合物取出并倒入储料槽中。连接模具及储料槽,利用真空泵先后对储料槽及模具进行抽真空处理,然后通过一定的压力(0.1MPa)将储料槽中的树脂压入模具中。注料结束后,将模具放入烘箱中,以梯度升温的方式对复合材料进行固化处理,加热过程为90℃/3h,120℃/3h,150℃/5h。固化完成后,待模具冷却至室温,打开模具,取出样品,分别得到commercial-CF/EP,virginCF/EP,sized-CF/EP复合材料。为了从侧面证明界面过渡层对改善复合材料界面性能的重要作用,在sized-CF/EP复合材料固化成型前,将灌注树脂后的模具放入超声场中,以促进碳纤维表面的CNTs向周围树脂中分散,固化后得到sized-CF/EP-ultrasonic复合材料。最后对得到的样品进行筛选,舍弃表面有明显不平及含有富树脂区域的试样。
1.3 测试表征
分别按照JC/T773—2010和ASTM D790—03标准,在万能强力机(Instron3369)上对复合材料进行剪切和弯曲测试;采用扫描电镜(Hitachi S-4800)对经过不同处理的碳纤维表面及复合材料断面进行观察。观察前需对样品喷金以增加其导电性;采用扫描电镜的配套设备X射线能量色散谱仪(JEOL JSM-5900LV)的线扫描功能表征复合材料界面处的碳元素含量变化;采用原子力显微镜(CSPM 5500)的力调制模式表征复合材料界面处相对模量的变化。为了排除因复合材料截面不平造成的误差,将复合材料样品截面用Cr2O3水分散液抛光,并用丙酮超声清洗,最后在烘箱中干燥。
2 结果与讨论
2.1 纤维表面形貌的变化
图2是碳纤维清洗前后和上浆处理后的SEM表面形貌图。从图2(a)中可以看到,commercial-CF表面比较光滑,但会有一些聚合物及杂质。清洗后(图2(b)),聚合物及杂质减少,纤维表面出现些许竖纹。对清洗后的碳纤维5次上浆处理后(图2(c)),大量的CNTs较为均匀地附着在碳纤维表面,这说明通过多次上浆在碳纤维表面引入碳纳米管的方法是有效的。
2.2 复合材料的界面及力学性能
纤维复合材料的层间剪切强度(ILSS)是反映其界面性能的重要指标[24]。图3为不同复合材料的IL-SS。可知,virgin-CF/EP相比commercial-CF/EP下降了1.6%,这是因为CF表面的原有浆料有改善树脂对纤维浸润的作用[25]。而纤维表面上浆CNTs处理后,sized-CF/EP的ILSS值(76.68MPa)相比virginCF/EP(67.54MPa)提高了13.53%,说明CNTs与树脂形成的界面增强区域能起到传递应力并延缓裂纹扩展的作用[14]。然而在含CNTs的复合材料固化前引入超声场,使得sized-CF/EP-ultrasonic的ILSS值相比sized-CF/EP下降了7.33%。这是因为超声场产生的空化作用虽然能提高树脂对纤维的浸润[26],但是同时也促进了CNTs向周围树脂中分散,削弱了CNTs对界面处基体的增强作用,弱化了纤维与树脂基体之间的界面过渡层,导致界面应力传递能力下降。
图4和图5分别是不同复合材料的弯曲应力-应变曲线和弯曲性能图。在图4中可以看出,在复合材料的弹性变形阶段,应力与应变有明显的线性特征,随后复合材料达到其弯曲强度最大值,纤维相继断裂,材料破坏。从图5中可以看出,弯曲强度的变化趋势与ILSS值的变化趋势(图3)是一致的,说明界面性能也对复合材料的弯曲强度有重要影响。碳纤维上浆处理后,sized-CF/EP的弯曲强度(903.20MPa)相比vir-gin-CF/EP提高了12.88%,而sized-CF/EP-ultrasonic复合材料的弯曲强度相比sized-CF/EP却有所下降。另一方面,复合材料的弯曲模量则呈现不同的变化趋势,sized-CF/EP-ultrasonic的弯曲模量值较超声处理前略高。这是因为弯曲模量既受界面性能的影响,也受树脂基体模量的影响。由于被分散开的CNTs对树脂基体有增强作用[27],基体的刚度增大,使得复合材料整体的弯曲模量也有所提高。
2.3 复合材料的断面
图6是复合材料剪切断面SEM图。如图6(a)所示,virgin-CF/EP的断面平整,纤维表面光滑而干净,说明未经处理的CF和树脂的界面结合力较弱。上浆引入CNTs后,纤维表面及周围的树脂变得粗糙(图6(b)),这是因为界面过渡层的引入减少了界面应力集中,有助于应力的均匀传递及裂纹的偏转,使得复合材料的破坏从树脂基体内部出现,这种变化证实了界面性能的改善[28]。而对于sized-CF/EP-ultrasonic(图6(c)),纤维表面留有的CNTs量明显减少,说明了超声对界面处CNTs的分散作用。从图6(b),(c)可以看到短切的CNTs都“躺”在纤维表面,且少见CNTs拔出的情况,这说明在本实验中CNTs对界面性能的提高主要是由于界面过渡层的良好应力传递作用,而由CNTs拔出造成的能量消耗[29,30,31]作用则次之。
观察纤维复合材料弯曲断口纤维的拔出状态,是判断纤维与树脂界面结合力的方法之一[11,32]。弯曲测试时,试样的下表面呈现拉伸破坏,纤维与树脂脱粘,纤维发生抽拔现象。图7是复合材料弯曲断面SEM图。从virgin-CF/EP复合材料的断口(图7(a))来看,纤维拔出现象十分明显,且分层也较为严重,说明T700S碳纤维与环氧的界面结合性能较差。而在复合材料的界面处引入CNTs后(图7(b),(c)),纤维与树脂的分层得到有效遏制,但是纤维在树脂中拔出的现象只是稍有缓解,这是因为在本实验中纤维、CNTs和树脂间并没有化学键合的作用,短切CNTs对表面光滑的碳纤维的锚固作用也有限,实验中强化构建的界面过渡层的主要作用是在基体和增强体间传递载荷,而在阻止纤维拔出方面的作用并不明显。
2.4 复合材料的界面结构
本工作中碳纤维表面呈化学惰性,因此并不能和表面的CNTs形成化学键合,此外,从复合材料断面图来看,大多数碳纳米管都“躺”在纤维表面,难以与周围的树脂及纤维形成机械铆合。因此,用化学键及啮合理论并不能解释本实验结果。在复合材料成型过程中,碳纤维表面上的部分CNTs会脱落到周围的树脂中,形成不同于纤维和基体的界面结构,针对此种情况,采用力调制AFM和扫描电镜的线扫描功能分别表征了复合材料界面相的相对模量和碳元素的分布情况。
图8是力调制AFM扫描得到的复合材料截面相对硬度面分布图及相应的线分布图。力调制成像是研究材料表面不同硬度(刚度)和弹性区域的技术。探针在扫描的过程中,样品阻止了微悬臂的振荡并引起它的弯曲。在相同作用力条件下,样品刚性区域对探针产生更大的阻力,随之微悬臂的弯曲就越大。微悬臂形变幅度的变化就是对样品截面相对刚度的测量。在本工作中,复合材料截面的硬度分布是用电压值间接表示的,电压值越大,刚度越大,反映在力调制图上就越亮。在virgin-CF/EP力调制图(图8(a-1))上,可以看到明显的纤维轮廓,说明纤维和基体的硬度差异很大。从对应的硬度分布曲线上(图8(a-2)),可以看到一个大约200nm厚的界面相,这可能是由virgin-CF表面细微的粗糙度(图2(b))引起的。而界面中含有CNTs的复合材料,力调制图中纤维的轮廓变得模糊(图8(b-1)),界面层厚度增大到1.23μm,且从基体到纤维相对硬度值逐渐增大(图8(b-2)),暗示了CNTs在界面相中呈梯度分布,这种被强化了的梯度界面层结构能起到均匀传递应力,进而提高复合材料界面性能的作用[14,33,34]。然而,在含有CNTs的复合材料固化前加入超声场,会使得CNTs分散到基体中,破坏CNTs在界面相中的梯度分布,模量梯度变化的结构也被破坏(图8(c-1),(c-2)),因此,界面应力传递能力又再次下降,sized-CF/EP-ultrasonic的性能相比sized-CF/EP出现了下降。这种变化证实了CNTs增强纤维周围树脂形成的界面过渡层对提高复合材料界面性能的重要作用。
为了进一步表征复合材料界面相结构,采用SEM的配套设备X射线能量色散谱仪(EDS)的线扫描功能来表征复合材料界面相中碳元素含量的分布情况。图9为复合材料截面SEM图及对应的碳元素含量线分布曲线。对于virgin-CF/EP,由于CF中碳含量高,而基体的碳元素含量较低,因此沿图9(a-1)中直线方向,碳元素含量出现了骤变(图9(a-2))。而对于sized-CF/EP,沿直线方向界面处的碳元素含量是逐渐减少的(图9(b-2))。这是因为在成型过程中,树脂的浸润作用使得CF表面的部分CNTs扩散到周围树脂中,使得CNTs呈梯度分布,从而导致界面层的碳元素含量呈梯度分布。加入超声场后,超声场促进了碳纤维表面的CNTs向周围基体中分散,界面处CNTs含量减少,因此碳元素含量从纤维到树脂又出现了骤然变化(图9(c-2)),界面过渡层被破坏。从碳元素含量分布曲线的变化来看,CNTs的加入使sized-CF/EP的界面厚度增大到了1.59μm,而sized-CF/EP-ultrasonic的界面过渡层厚度与virgin-CF/EP几乎相当,这和力调制AFM的测试结果是相吻合的。
图9复合材料截面SEM图(1)及对应的碳元素含量线分布曲线(2)(a)virgin-CF/EP;(b)sized-CF/EP;(c)sized-CF/EP-ultrasonic Fig.9 SEM images of composites cross-section(1)and the corresponding curves of carbon element content distribution(2)(a)virgin-CF/EP;(b)sized-CF/EP;(c)sized-CF/EP-ultrasonic
3 结论
(1)在使用上浆法制备的CF/CNTs/EP多尺度复合材料中,CNTs能通过增强纤维周围树脂形成界面过渡层,该过渡层具有一定厚度且模量、碳元素含量呈梯度分布。引入CNTs后,复合材料的ILSS及弯曲强度相比上浆处理前分别提高了13.54%和12.88%。该界面过渡层有助于均匀传递应力,减少应力集中,进而提高复合材料的界面性能。
(2)在含CNTs的复合材料固化成型前加入超声场,促使纤维表面的CNTs向周围树脂中分散,会弱化界面过渡层,进而导致界面应力传递能力下降,所制备的复合材料的ILSS及弯曲强度相比未超声处理的复合材料分别下降了7.33%和5.34%,这从侧面证实了该界面梯度过渡层对改善复合材料界面及力学性能的作用。
摘要：采用上浆的方法将碳纳米管(CNTs)引入到碳纤维表面,制备CF/CNTs/环氧多尺度复合材料。相比上浆处理前,复合材料的层间剪切强度及弯曲强度分别提高了13.54%和12.88%。采用力调制原子力显微镜及扫描电镜的线扫描功能对复合材料界面相精细结构进行分析。结果表明:CNTs的引入在纤维和基体间构建了一种CNTs增强环氧树脂的界面过渡层。该界面过渡层具有一定厚度,且其模量和碳元素含量呈梯度分布。在固化成型前对含有CNTs的复合材料进行超声处理,促使碳纤维表面的CNTs向周围树脂中分散,发现复合材料的界面过渡层被弱化,其层间剪切强度及弯曲强度较超声处理前分别下降了7.33%和5.34%,验证了CNTs强化的界面过渡层对于提高复合材料界面性能的重要作用。