金属力学性能

金属力学性能（共11篇）

金属力学性能 篇1

纳米金属材料是由纳米级晶粒构成的三维固体材料, 与传统粗晶材料相比, 晶粒尺寸较小 (d<100nm) , 晶界比例较大 (30%~50%) , 晶界内原子数更多, 晶体缺陷密度更高。纳米金属材料独具的结构特征, 使其表现出的力学性能也与传统粗晶材料存在巨大差异。自问世以来就备受各国学者关注, 其中, 力学性能及变形机理一直是纳米金属研究中的焦点和热点。

1 力学性能

1.1 强度

实验研究发现, 纳米金属材料的强度为同类粗晶材料的2~7倍, 这与经典Hall-Petch (H-P) 模型得到的, 纳米金属屈服强度应提高20~30倍的计算结果相差甚远。根据现有研究结果可推断认为, 在建立“强度-晶粒尺寸”关系模型时, 可将晶粒尺寸分三类讨论: (1) 当d>100nm时, 符合H-P线性关系; (2) 当10nm≤d≤100nm时, 呈正H-P关系, 但斜率k减小; (3) 当d<10nm时, 情况较为复杂, 甚至可能出现反H-P关系, 即斜率k<0, 出现软化现象。这一推断结果虽然可解释部分特殊试验现象, 但晶粒尺寸处于纳米级时, 许多规律还不清晰, 有待深入研究探讨。

1.2 刚度

初期研究发现, 纳米金属材料的弹性模量较同类粗晶材料低15%~50%, 这源于样品中普遍存在的孔洞和裂纹所致。通过对Fe、Cu及Ni等无孔隙纳米金属的测试研究发现, 其弹性模量仍较同类粗晶材料略小, 且随样品中微孔隙的减少而提高, 随晶粒的减小而降低。这一规律与分子动力学模拟 (MD) 的实验结果完全一致。通过组织结构分析发现, 纳米金属材料的晶界和三叉晶界的体积分数较粗晶材料大, 同时, 实验检测结果显示, 晶界和三叉晶界的弹性模量约为晶粒内部的70%~80%。因此可以认为, 纳米金属材料弹性模量的降低与晶界比例增大有直接关系, 且金属材料弹性模量的结构不敏感性在晶体纳米尺度条件下仍然成立。

1.3 塑性

通过粉末冶金方法制备的纳米Cu (d<25nm) 伸长率不到10%, 而普通粗晶Cu在室温下的拉伸塑性变形可达60%。通过晶粒的细化, 金属材料塑性不但没有提高反而大大下降了, 这与以晶界扩散蠕变为主要变形机理的传统理论模型分析结果相差甚远。进一步实验研究发现, 当晶粒尺寸减小到30nm以下时, 伸长率大多小于30%。有学者认为, 这是由于在纳米金属材料制备过程中引入的空隙等缺陷, 使样品过早地发生脆性断裂, 而并非塑性断裂, 大幅度降低了材料塑性。据最新研究报道, 通过改进制备工艺, 减少缺陷并提高致密度, 虽然显著提高了纳米材料的延展性, 但相比同类粗晶材料仍存在一定差距。这充分说明了, 纳米金属的变形机理不同于普通粗晶材料, 可能是全新的。

1.4 超塑性

超塑性是指金属材料在特定条件下显现出无颈缩的超大塑性变形现象。较普通塑性变形而言, 超塑性变形除具有变形量大的特点外, 变形过程中无弹性形变, 加工成型后无回弹, 可在减少加工工序的同时大大提高加工精度, 这对零件的一次性加工, 尤其是对复杂零件的加工具有重要意义和价值。

研究认为, 金属材料的超塑性变形可能是晶界在高温下滑移造成的。而发生超塑性变形的金属材料, 在具备微细等径晶组织的同时, 变形温度需恒定的保持在0.5Tm (Tm为金属熔点) 以上。若以晶界扩散蠕变为主要变形机制, 根据晶界滑移理论模型可知, 通过减小晶粒尺寸可有效提高变形速率, 若保持应变速率恒定, 可极大地降低变形温度。但是, 在较高的变形温度下, 必然会引发晶粒长大及组织改变。若将晶粒尺寸减小至纳米级, 且应变速率保持恒定, 则有望大幅降低超塑性变形的温度。实验证明, 纳米金属超塑性变形温度随晶粒尺寸的减小而有所降低, 且在较大应变速率下也可进行, 但目前仍未见有常温下发生超塑性变形的报道。

1.5 疲劳

晶粒的细化被认为是提高工程材料疲劳强度的可能途径, 但至今为止, 相关研究鲜有报道。有学者通过对金属材料晶粒的不断细化, 研究了疲劳强度与疲劳裂纹扩展能力的变化趋势, 实验结果表明, 用电沉积法制备的纳米Ni (d=50-100nm) , 疲劳断裂特征与粗晶相似, 随着晶粒的不断细化, 疲劳强度有所提高, 但延展性及抗裂纹扩展能力有所降低。对纳米金属材料裂纹扩展的分子动力学模拟 (MD) 研究表明, 纳米空位在主裂纹前端的形成以及位错从裂纹尖端的发射是裂纹扩展的主要原因。对于均质纳米金属材料是否具有良好的抗疲劳性能有待进一步研究确认。

1.6 应变强化

应变强化效应主要源于运动位错的塞积。拉伸实验结果显示, 超细微粉冷压合成纳米Cu (d≈25nm) 的n值为0.15, 电解沉积法制取纳米Cu (d≈30nm) 的n值为0.22, 均低于粗晶Cu的0.3-0.35, 这与分子动力学模拟的计算结果基本吻合。可以看出, 纳米材料的应变强化效应较弱。有学者认为, 纳米金属材料的形变过程是由晶界滑移主导, 位错行为影响较小, 以至应变强化效应不明显。也有学者提出, 根据室温动态恢复机制, 纳米金属材料晶界内的位错密度始终处于饱和态, 从而使其具有低的应变强化速率。变形过程中, 位错的产生和消失都发生在晶界上, 就现有研究而言, 很难确定位错在纳米金属材料塑性变形中的作用。

2 变形机制

目前, 纳米金属材料的变形机理的研究主要通过以下途径来完成的: (1) 利用TEM和HRTEM观测变形过程中微观组织结构的变化; (2) 通过检测分析材料力学性能特征进行推断; (3) 进行MD及计算机模拟实验。诸多研究表明, 位错及蠕变等机理对纳米金属材料已不完全适用, 于是, 对其变形机理推断如下。

1) 位错运动主导的晶界滑移。研究表明, 影响电沉积法制取纳米Cu (d=80-100nm) 变形的主导因素仍然是晶界内的位错密度。同时, MD模拟实验显示, 在晶粒尺寸较大时, 晶界充当着不全位错源, 其塑性变形与粗晶材料相似。可推断认为, 对于一些晶粒尺寸较大的纳米材料, 塑性变形仍然主要由位错运动引起。

2) 无位错的晶界滑移 (黏性滑移) 。基于原子尺度对变形影响的MD模拟实验研究表明, 当晶粒尺寸降至临界值dc以下时, 晶粒内的位错堆积将消失, 材料在变形中无位错运动, 变形主要通过晶粒沿晶界的黏性滑移实现。通过TEM对纳米Au薄膜 (d=10-20nm) 变形过程的观察也证实了这一推断。

3) 晶体转动机制。计算机模拟理想纳米金属材料的变形实验显示, 在变形过程中存在晶粒的转动。这种晶体转动机制是通过晶界中的旋转位移偶极子来实现的, 旋转偶极子通过其中间的晶格转动引发塑性变形。同时, 旋转偶极子广泛存在于晶界中, 所以晶体转动机制也被认为是纳米金属材料重要的变形机制之一。

3 问题与展望

纳米金属材料拥有非常高的强度, 且延展性、疲劳强度、抗摩擦强度等性能均优于普通粗晶材料, 具有广阔且非常乐观的应用前景, 特别是作为结构材料的使用。然而迄今为止, 对纳米金属材料的变形机理仍没有成熟而统一的认识, 尚处于探索研究阶段, 面临许多方面的问题, 有待进一步研究解决。

(1) 材料的质量直接影响其力学性能, 因此, 开发先进制备技术, 获得大尺寸、无污染、全致密的纳米金属材料是研究认识其本征力学性能的关键。

(2) 对于纳米金属 (如Cu和Ni等) 材料的研究主要集中在fee结构上, 而对其他晶体结构 (如bcc、hcp等) 金属的研究较少, 对合金的研究也鲜有报道。

(3) 对于不同于粗晶材料的力学现象, 如强度、超塑性及应变强化现象等, 有待开展进一步的系统研究, 以揭示现象本质。

(4) 开发先进实验方法及计算机模型, 以追踪纳米金属材料疲劳裂纹的萌生及扩展等细节, 辅助研究提高材料疲劳性能的方法。

(5) 建立能够准确模拟纳米金属材料变形过程的理论模型, 加深对材料微观结构变化特征的理解, 有利于研究并完善其变形机理、指导实验优化材料力学性能。

根据现有研究推断, 对于纳米金属材料独特的力学性能, 可能是因为不同变形机理对其共同作用的结果。由此可知, 对纳米金属材料力学性能的深入研究需要多学科交叉集成, 涉及材料制备、微观结构表征、性能测试、理论模型的建立及计算机模拟等诸多方面。随着纳米材料制备技术的发展, 各类模型的不断完善, 变形机制的逐步揭示, 人们将会对纳米金属材料的力学性能有更全面、更深入的了解和认识。同时, 这将有效促进纳米金属材料的推广及应用。

摘要：基于对纳米金属材料的强度、刚度、塑性等力学性能最新研究进展的总结, 针对当前实验观测、理论计算和计算机模拟的研究结果, 分析了纳米金属材料的变形机理, 提出了力学性能研究中面临的问题, 并对未来研究的发展趋势作出了科学推断。对于纳米金属材料独特的力学性能, 可能是因为不同变形机理对其共同作用的结果, 根据晶粒尺寸及结构的不同, 其变形过程可能是由位错运动主导的晶界滑移、无位错的晶界滑移及晶体转动等机制共同决定的。

金属力学性能 篇2

生漆及漆酚金属聚合物的动态力学性能

测试了生漆及几种典型的.漆酚金属聚合物的动态力学性能,并从分子热运动角度解释了其分子结构与性能的关系.实验表明,生漆及漆酚钛、铝、硅、锡、钇、钼等金属聚合物分子中都存在可热交联的基团,在0～360℃范围,模量都在5.0×106Pa以上,大多数在107Pa～109Pa之间,均具有优良的耐热性能.

作 者：胡炳环 林金火 许晨 徐艳莲  作者单位：福建师范大学高分子研究所,福建,福州,350007 刊 名：高分子材料科学与工程  ISTIC EI PKU英文刊名：POLYMER MATERIALS SCIENCE & ENGINEERING 年，卷(期)： 19(6) 分类号：O631.2+1 关键词：生漆   漆酚金属聚合物   动态力学性能   热稳定性  

焊接应力对焊缝金属性能的影响 篇3

【摘要】综述了焊接应力的形成条件、影响其分布的主要因素，分析了焊接应力对焊缝金属性能的影响，对今后改善焊接应力的发展趋势进行了展望。

【关键字】焊接 应力 形成条件 工作性能

【中图分类号】TU758.11 【文献标识码】A 【文章编号】1672-5158（2013）04—0458-01

前言

焊接是低合金高强度钢能否实现其应用价值的最重要的加工手段。我国正处于高速、持续的发展时期，油气管线、储备原油球罐、大型公路桥梁、船舶军舰等大型结构、设备、设施等的建设都需要用到焊接技术。

焊接过程不均匀的加热和冷却使得焊缝及其附近金属产生非均匀的膨胀和收缩，从而产生焊接残余应力。焊接应力在一定的条件下会导致金属结构的断裂、对形状尺寸精度和疲劳强度产生极为不利的影响。由此对焊接应力的研究是焊接工艺的一个重要方向。本文综述了焊接应力的形成条件、影响其分布的主要因素，分析了焊接应力对焊缝金属的影响，对今后改善焊接应力的研究方向进行了展望。

1、焊接应力的产生

焊接构件在焊接过程中产生的内应力称之为焊接应力，焊接后残留在焊接构件内的焊接应力称之为焊接残余应力。焊接残余应力的形成，一般包括下列三个方面：

（1）直接应力，是由于不均匀加热而造成的，是焊接残余应力形成的主要方面，其取决于焊接构件加热和冷却时的温度梯度而表现出来的热应力。

（2）间接应力，是焊接前工序带来的应力，构件在轧制和冷拔后表面会产生拉伸应力，它与焊接产生的应力叠加，并对焊接后的构件的变形产生了附加的影响。

（3）组织应力，是由于组织变化而产生的应力，与材料的含碳量及材料的其他成分有关。

2、影响焊接应力分布的主要因素

焊接应力的产生和发展是在加热和冷却的工作条件下随材料的弹塑性应力应变变化的过程。影响焊接应力分布的主要因素有以下2个方面。

1.材料物理特性

温度的变化是决定焊接热应力、应变的重要物理特性，影响焊接温度场分布的主要因素是材料物理参量如热焓s、比热容c以及密度p.

目前国内主要通过计算或测量焊接温度场来分析焊接应力、应变热弹塑性动态，陈楚等人对非线性的热传导问题进行了二维温度场有限元分析，并对脉冲TIG焊接以及局部干法水下焊接等温度场进行了实例分析。

2.相变时的比容变化

金属比容及性能在加热及冷却时随金属相变发生变化而变化，不同组织由于晶格类型不一样，其比容也不一样。一般情况下，钢材加热冷却不影响焊接残余应力；但当冷却速度很快或合金及碳元素增加时，在400℃以下条件奥氏体也能转变成马氏体，这种相变会引起比容变化，对焊接残余应力产生很大的影响。

3、焊接应力对焊缝金属的影响

3.1 残余应力对焊缝金属稳定性的影响

在外载荷作用下，材料实际应力是由荷载应力与残余应力的叠加组成，残余应力能使部分材料截面提前屈服而进入塑性状态。这会导致部分材料截面提前退出工作，材料有效截面减小，惯性矩下降，整体稳定性降低。

3.2 残余应力对焊缝金属结构刚度的影响

焊接残余应力会影响焊接材料的刚度，由于材料是实际应力是由荷载应力与残余应力的叠加组成，当实际应力到达材料屈服点时会使得材料发生塑性变形，造成结构的有效截面积减小，结构的刚度也因而降低。

3.3 残余应力对金属构件变形的影响

残余应力是一个不稳定的应力状态。当焊件受外力作用时会与残余应力相互作用，使构件局部区域呈塑性变形，截面内应力重新分布；当外力去除后，整个构件发生变形。所以，残余应力显著地影响构件加工后的精度。残余应力对构件变形的影响包括两个方面：一是构件抵抗静、动载荷的变形的能力，一是载荷卸除后材料变形的恢复能力。残余应力在这两方面对构件的影响相当大。

3.4 残余应力对焊件疲劳强度的影响

钢材在循环应力多次反复作用下出现的裂缝生成、扩展以致断裂破坏的现象称为钢材的疲劳。残余应力的存在使动荷载产生的应力与残余应力叠加后，应力幅值产生了变化，这将对结构抗疲劳的强度产生影响。因此，如应力集中处存在的残余拉应力较大，疲劳强度就会明显降低。应力集中系数越高，残余应力的影响越显著。因此，焊接残余应力对结构的疲劳强度有明显不利影响。

为验证焊接残余应力是否影响疲劳强度，Wilson、Newman、Navrotskii等分别对焊态及经应力释放的各种对接焊缝接头试件，在脉动拉伸循环载荷下进行了大量常幅疲劳试验。综合分析表明：少数情况下应力释放并未改善疲劳强度，多数情况下尽管疲劳强度有所提高，但提高幅度很小。日本国立材料科学研究所对焊接残余拉应力、应力比、材料拉伸强度等因素对角焊缝及对接焊缝接头的疲劳强度影响进行了深入的研究。其中，Ohtam等的试验研究同样证实了焊接残余应力对结构疲劳强度具有重要影响。

3.5 残余应力对裂纹扩展的影响

焊接构件在使用过程中如果长期承受循环载荷的作用，构件内部就可能产生裂纹，从而导致疲劳破坏.焊接残余应力作为初始应力附加于普通构件的断面上时，就会很容易产生裂纹，乃至断裂。焊接拉伸残余应力能使构件承受外应力的能力下降到很低的水平。

4、改善焊接应力的方法及趋势

金属力学性能 篇4

本文以面心立方(fcc)金属及合金为对象,侧重于评述nc-金属材料综合力学性能,如:强度、延展性提高方面的最新研究进展,包括强度、弹性、延展性、应变强化、应变速率敏感性、蠕变、疲劳、摩擦磨损性及变形机制等。

1 纳米晶材料的力学性能

1.1 强度

纳米化被普遍认为是材料获得超高强度的有效方法。因为对于普通多晶材料(d >1μm),其强度(或硬度)σ(H)随晶粒尺寸d的变化通常服从Hall-Petch关系:σ(H)=σ0(H0)+kd-1/2,用位错堆积理论可解释这一规律的存在。事实上,目前研究结果表明,nc-金属,尤其是高质量的nc-金属,随着d降低其硬度和强度有明显提高[2]。由不同方法制备的nc-Cu[3,4,5,6]、nc-Ni[7]、ncNi-W[8],当d>10nm时,其硬度和屈服强度随d-1/2的变化规律遵循H-P关系。但当d <10nm时,位错堆积理论已不再适合nc-金属,其变化规律有待进一步研究。

当d降低到某一临界值后是否仍遵循H-P关系,是一个颇具争议的课题。早期对nc-Cu的研究发现了反H-P关系,但这一现象被认为是由nc-材料中的微孔隙和缺陷造成的[4]。后来的研究发现,高质量的近乎无孔隙的nc-材料依然会呈现上述现象[9]。一些关于nc-Ni的研究也得到了类似的结果,提出其临界尺寸为7～15nm[9]。在计算机模拟方面,Schitz [10]提出,当Cu的晶粒尺寸降低到d=10～15nm时强度出现最大值,变形机制由位错堆积转变为晶界滑移。最近建立的模型[11,12]提出“最强尺寸”概念,当晶粒尺寸低于该值时将出现晶界剪切变形机制。如上所述,虽然已讨论过反H-P关系的存在,但是否确实存在这一“最强尺寸”,其是否为纳米金属的本征关系,实验论据并不充分。还有人提出[13],当晶粒尺寸低于临界值时,最有可能的是强度趋于平稳。出现以上争议的主要原因是,完全致密的、无污染的、均匀的、d <10nm的nc-金属很难制备。但可以肯定一些软金属,如Cu通过纳米化处理其强度可高达1GPa[2]。

1.1.1 纳米孪晶强化

对nc-金属增强的研究主要集中于高角度晶界。最近有研究表明,纳米生长孪晶(nt)可能是材料强化的另一种有效途径。孪晶间界(TBs)不但能阻碍位错运动从而有效增强材料[14],而且有助于保持材料的延展性和导电性。Lu 等[14,15,16,17]提出了材料力学性能与孪晶层间距(λ)尺寸之间重要的伴随关系,与nc-金属强度和晶粒尺寸d之间的关系非常相似。随着λ的降低和孪晶密度的增加,nt-Cu的强度逐渐提高,最终拉伸强度可达1068MPa,略高于上述nc-Cu的强度。

1.1.2 动态晶粒长大与强度降低

高纯nc-金属在拉伸实验中,随着时间的延长其强度会降低。出现这种现象主要是由于晶界上大量的残余能量会引起nc-金属晶粒尺寸分布的不稳定性,在变形过程中会通过应力趋于平衡。近期在nc-Cu[18]和nc-Al[19]的研究中确实发现了压痕诱发快速晶粒长大的现象。对nc-Cu而言,其硬度随保压时间延长而明显降低,在压痕附近观察到了晶粒尺寸的长大。除了上述压痕诱发晶粒长大以外,在其他变形方式下也发现了晶粒长大现象。如电沉积(ED)nc-Ni的高压扭转(HPT)诱发晶粒长大[20],nc-Ni-Fe合金的压缩诱发晶粒长大[21],nc-Al的拉伸辅助变形诱发晶粒长大[22]。最近,Zhu等[23,24]在考虑晶粒尺寸分布的前提下,尝试模拟硬度随时间演变的过程,从而全面地解释晶粒长大现象。

事实上,目前对低温下晶粒长大现象的研究还不够深入,仍有一系列重要问题亟待进一步的讨论和研究。如:(1)在塑性变形过程中,应力辅助晶粒长大对nc-材料全面力学性能的影响是什么?(除了上面讨论的强度的降低以外,延展性变化、疲劳行为等值得进一步研究)(2)nc-材料的初始微观组织,包括晶粒尺寸及分布、晶界能、杂质含量、缺陷和残余应力对其晶粒长大过程的影响是什么?(3)什么是诱发晶粒长大的关键条件(如:应力、应变、加载速率等) (4)推动晶粒长大的微观机制是什么?

1.2 弹性

nc-材料的弹性模量受其致密度的影响很大。有学者认为nc-材料弹性模量减小是由于孔洞和裂纹的存在,孔洞减小了外应力的有效受力面积,裂纹引起应力集中。试样中如果存在孔隙和裂纹,杨氏模量可降低很多[25]。无孔隙nc-Fe、Cu及Ni的测试结果显示其弹性模量比粗晶略小[26]。因此,有学者提出,其弹性模量的减小是由于晶界和三叉晶界体积分数比粗晶材料的大,而晶界区的弹性模量比晶粒内部的要小[27]。近期的研究主要是利用分子动力学模拟(MD)法建立一系列模型解释nc-材料的弹性行为[28,29]。Shamsutdinov等[28]用晶粒合并机制研究了nc-金属膜材料的弹性。他们提出,在外部应变作用下,晶粒在晶界处的合并与分离将改变膜的应力状态,从而使材料的有效杨氏模量降低。也有人认为[30]全致密nc-材料的弹性模量与粗晶材料相当。因此,若不考虑非本征因素,弹性模量的结构不敏感性在纳米尺度条件下仍然成立。

1.3 延展性

nc-材料能够成为有竞争力的新型结构材料,除了要具备高强度以外还需要具有好的延展性。但直到2004年,已有的研究结果表明[31,32],对大多数金属而言,即使是延展性很好的fcc金属,当晶粒尺寸降低到纳米尺度其延展性也很小。Koch[33]指出了制约纳米晶塑性的3个主要原因,即:制备过程中的缺陷(如:孔隙),拉伸失稳,裂纹形成或剪切失稳。

最近,在既具有高强度又具有高延展性的nc-材料方面的研究取得了令人振奋的进展。Youssef等[34]在低温球磨法的基础上采用原位固结法制得nc-Cu,该材料无孔隙,杂质量极少。其拉伸强度达了(791±12)Pa,最大伸长率达15.5%,该材料的延展性远远高于已报道的相近晶粒尺寸的其他nc-金属。利用该方法制备的ncAl-5%Mg合金(d=26nm)同样具有高强度、高延展性[35]。杂质量的明显降低是出现这一优良特性的主要原因。Li 等[36]不使用对材料延展性有害的电沉积添加剂,仍制备出了nc-金属和合金(nc-Ni ,d=44nm; ncNi-15%Fe,d=9nm)。nc-Ni的拉伸强度为1080MPa,最大伸长率为9%。nc-Ni-15%Fe的拉伸强度达到2300MPa, 最大伸长率为6%。Erb 等[37]同样采用电沉积法制得了nc-Ni-Fe,其延展性略优于文献[36]结果。上述研究结果表明,在尽量简化制备工艺的基础上确实可以制得具有高强度、高延展性的nc-金属。这一发现对nc-金属作为结构材料使用将具有重要的意义。

另外一种可获得高强度、高延展性nc-金属的方法是获得合适的晶粒尺寸分布[38,39]。晶粒尺寸分布可通过设计获得。比如,通过重结晶和二次重结晶的方法可制得晶粒尺寸双峰分布的Cu[39],使用不同粒度的粉末制得双峰分布的Al合金[40]以及通过添加其他材料获得三峰分布的Al基复合材料[41]。晶粒尺寸分布也可通过应力辅助晶粒生长在变形过程中原位获得[18,19]。同时,由于孪晶层间距(λ)不同,nt-Cu呈现出多重模态分布,这对于材料的延展性显然是很有益的。Chen [42]提出,降低应变速率可以提高材料的延展性。延展性、应变速率敏感性和变形机制是相互联系的,通过设计nc-金属结构从而提高延展性是可能的[15]。因此,如果将微观组织特征,包括不同尺寸的晶粒、孪晶、第二相颗粒、形变诱发相和非平衡晶界引入纳米组织基础体系中,就可以对nc-材料的强度和延展性进行改进和优化[43]。

变形处理也可能是提高nc-材料延展性的有效方法。Huang等[44]用累积叠轧焊法制备了nc-Al,材料强度有了显著提高,但延展性降低。在压轧接合后引入冷轧步骤可使材料发生适当变形,变形材料内位错源密度提高,延展性提高。Nikolay 等[45]采用高压扭转法(HTP)制备ncAl-2024合金,其室温下最大拉伸强度超过1GPa,在325℃下具有超塑性(伸长率为230%),超塑性变形后纳米晶的微观硬度值比粗晶(mc)高20%。如果能够制备同时具有高强度和高延展性的nc-材料,将为超塑性成形法制备复杂形状机器零件提供广阔的应用前景。

1.4 应变强化

普通多晶材料由于运动位错的塞积出现了应变强化效应。nc-材料由于位错行为对变形过程的影响减小,应变强化效果不明显,在特定的应力条件下或对于理想纳米材料,应变强化效应可能消失。由等径角挤压法(EACP)制备的nc-材料均出现了弱应变强化行为[46],Champion [47]用固结法制得了nc-Cu(d=80nm),在塑性变形过程中未观测到任何的应变强化。用分子动力学模拟计算理想nc-Cu的σ-ε曲线显示,应变强化效应几乎不存在,这与模拟计算得到的变形过程中无位错行为相吻合,形变过程由晶界滑移主导[48]。Mayer[13]提出,由于室温动态恢复机制的存在,nc-材料晶界内的位错密度处于饱和态,从而使其具有低的应变强化速率。由于位错的产生和消失都发生在晶界上,所以位错在纳米材料塑性变形中的作用还不能确定。

1.5 应变速率敏感性

应变速率敏感性指数m(m=∂lnσ/∂ln瘙楏)在一定程度上代表材料的本征变形过程。m值越高材料延展性越好,甚至出现超塑性。对fcc金属而言,m值随着晶粒尺寸的降低而升高。对于bcc金属则出现相反的规律[13]。在nc-Ni纳米压痕实验[49]和拉伸实验[50]中,均发现了流变应力对变形速率的高度敏感性。Wei等[51]提出当晶粒尺寸低于临界值时m值会提高,Göken课题组[52]在对Ni(ED)的研究中得到了相似的结论,当Ni(ED)由粗晶降低到d=60nm时,应变速率敏感性基本不变,而当d=20nm时敏感性提高。M.Dao[53]将不同文献中nc-Cu的m与d的关系进行总结,结果表明,随着d值降低m值升高,降低到纳米尺度时m值升高明显。室温拉伸实验[54]显示,电刷镀nc-Cu的应变速率敏感性(m)为0.104,该m值大约是迄今报道的纳米和超细晶(ufc)金属最高m值的2.5倍。对于nc-金属(fcc)而言,m值升高主要是由于大量的晶界和亚晶界对位错运动的阻碍引起的。

1.6 蠕变

已有的研究结果表明,在nc-fcc金属中通常都能观察到蠕变[55,56,57,58]。晶粒尺寸越小蠕变开始温度越低,以致在室温下就可观察到蠕变,但关于蠕变机制仍存在争议。利用ED技术制备的nc-Cu[55]和nc-Ni[56]在室温下表现出明显的蠕变特征。Cai等[55]对20～50℃下nc-Cu(30nm)的拉伸蠕变性能进行研究发现,材料的稳态蠕变速率正比于有效应力σe=σ-σ0(σ为实际应力,σ0为初始应力),采用σe得到的蠕变速率与Coble蠕变速率相当。Blum[56]在298K、373K均发现了电沉积nc-Ni的蠕变现象,且其硬化指数(n)随着应力的降低明显降低,但仍高于Coble蠕变值。Yagi[57]认为,全致密的nc-Au、nc-Cu室温蠕变是由局部晶界滑移而不是晶界扩散机制(Coble蠕变)决定的。Grabovetskaya 等[58]研究了大塑性变形法制备的nc-Cu、nc-Ni的低温蠕变特性,发现其稳态蠕变速率与应力呈幂函数关系,主要原因是变形过程中形成了较大的局部变形剪切带,受晶界扩散控制的晶界滑移机制对材料整个变形的贡献很大。以上nc-金属均具有室温蠕变行为,但有些试验结果却并非如此。在惰性气体冷凝原位加压法(IGC)制备的nc-Cu、Pd及Al-Zr中发现其蠕变速率很小,比Coble蠕变关系的计算值低2～4个数量级[25]。卢柯[48]认为,这与样品的制备方法和微观结构有关。

高温变形可导致晶粒长大,因此很难得到微观结构变化对纳米材料本质蠕变行为的影响。Yamakov[59]在MD模拟基础上,通过对fcc-nc金属微观结构的调整使其具有均匀的晶粒尺寸和高能晶界,阻止了晶粒的伴随长大。研究发现,在高温、高应力下材料具有均匀的稳态扩散蠕变,且速率与Coble蠕变相当。一些研究者对接近真实状态的nc-材料的蠕变特性进行了尝试性研究。Estrin 等[60]在考虑晶粒伴随长大对蠕变影响的基础上对Coble 蠕变机制进行了修正。在对nc-Pd的MD计算模拟中[61],发现在晶粒明显长大之前,有伴随晶界滑移的Coble蠕变发生。

纳米材料蠕变特性的研究结论不一致,主要有以下原因:(1)无法制备无缺陷(孔隙与污染)的块体纳米材料,从而难以获得可靠的数据来解释其蠕变机制。(2)由于晶界体积分数及晶内缺陷(如:三叉晶界及四相结点)数量的明显增大,使蠕变机制变得更为复杂,进而使用于解释变形过程的数学模型的建立面临挑战。(3)纳米晶晶粒开始长大的温度较低,因此很难得到微观结构变化对本征蠕变行为的影响。

1.7 疲劳

晶粒细化一直都被认为是提高工程材料和合金疲劳强度的可能途径。目前,关于超细晶(ufc)材料的报道有限且主要集中于EACP法[62,63,64],涉及 nc-材料的研究则更少[63,64,65]。均质无缺陷的nc-材料是否具有优良的抗疲劳性能尚待进一步确认。

对全致密nc-金属疲劳性能的研究以电沉积法[63,64,65]为主。Hanlon等[63,64] 用ED法制备nc-Ni(d=20～40nm),研究了晶粒细化对疲劳强度和疲劳裂纹扩展的影响。结果表明,nc-Ni的疲劳强度高于粗晶,但晶粒细化会使抗裂纹扩展能力降低。因此,控制晶粒尺寸分布梯度可能有利于材料疲劳性能的提高。根据这一想法,对材料进行表面处理获得纳米膜层[66,67],材料的疲劳极限有了明显的提高。Cheng等[65]采用二级加载方法着重研究了电沉积nc-Ni和ufc-Ni的疲劳特性,并首次在nc-Ni中发现了裂纹的萌生和疲劳条纹。由疲劳断口组织分析发现, nc-Ni和ufc-Ni的疲劳断裂特征与粗晶相似,但随着晶粒尺寸的降低材料延展性降低。对nc-金属裂纹扩展的分子动力学模拟(MD)研究表明[68],裂纹扩展机制包括位错从裂纹尖端的发射和纳米空位在主裂纹前端的形成。Farkas 等[68]提出裂纹扩展速度是应力强度幅值(ΔK)的函数,与文献[63,64]中实验结果一致。

1.8 摩擦磨损

由于适合做摩擦磨损实验的纯nc-金属难以制备,因此关于nc-金属磨损性能的报道很少。最近,Han等[69]对电沉积nc-Cu和mc-Cu的干摩擦行为进行比较研究。结果表明,当载荷小于20N时,nc-Cu的耐磨性较高,且摩擦系数明显低于mc-Cu;当载荷为5～40N时,nc-Cu的磨损量通常低于mc-Cu。nc-Cu与mc-Cu之间抗摩擦性能的差别随着载荷的增加而缩小。nc-Cu摩擦性能较好与纳米组织的高硬度、低加工硬化速率以及磨损碎片易氧化有关。类似的结果也出现在Bellemare 等 [70]的研究中,同时他们建立了一个定量框架来评价nc-金属的摩擦滑动。

硬度(H)被认为是影响材料抗摩擦性能的最主要的性能,但实际上,H/E比值(E为杨氏模量)才是评价抗摩擦性更为合适的参数[71]。因此,目前研究的重点在于制备H/E相匹配的材料以获得高韧性,这对于材料在高载荷下摩擦和表面疲劳方面的应用至关重要。

2 变形机制

对nc-金属变形机制的研究主要是通过实验研究(尤其是TEM和HRTEM对微观结构的研究)和MD模拟完成的。对普通金属材料适用的位错与蠕变变形机理并不完全适用于nc-材料。局部(完全)位错与晶界滑移的相互作用是nc-材料(d=10～100nm)的主要变形机制。近年来,基于原子尺度的计算机模拟和实验观察的研究表明[13],对于一些晶粒尺寸较大的纳米晶体材料,其塑性变形仍然主要由晶内的位错引起,但随着晶粒尺寸降至临界值dc以下,晶粒内位错堆积停止[72]。多项计算模拟工作均演示了这一特征,它与实验中观察到的没有加工硬化效应或加工硬化效应明显降低相吻合,亦得到了TEM直接观察Au薄膜(d=10～20nm)的支持[48]。此时,占主导地位的是晶界内的塑性变形。如前所述,一些nc-材料在室温下的蠕变行为受晶界扩散控制[58]。Conrad[73]等发现,当d<50nm时,晶界滑移是纳米材料变形的主要机制。具有争议的反H-P关系的存在也归因于晶界滑移在变形中的主导作用[72]。Kim[74]最近提出,晶界滑移和晶界扩散机理密切相关,也许两者是是同一机理。但是,晶界滑移不能自发产生,需要联合其他的塑性变形机制。Fu[75]的计算结果证实了这一结论,在模拟计算过程中完全消除晶界的切变强度,将产生粘度为0的一层晶界层。据此,人们推断材料(以20nmCu为基础)的强度将降为0。但实际上,nc-Cu的强度仍约为原始强度的2/3。因此,可以认为晶界滑移对纳米材料塑性变形的贡献最多不超过1/3。

3 结束语

综上所述,nc-金属具有非常高的强度(一般是普通材料的5倍),且延展性、疲劳强度、抗摩擦性优于mc-金属。如果可以克服生产工艺上的障碍(如生产量和产品成本),高强度nc-金属作为结构材料使用的前景是非常乐观的。然而迄今为止,我们对于能有效提高和优化nc-金属力学性能的方法还没有充分认识。因此,在以下几个方面需要进一步研究:(1)材料的质量对材料的强度、延展性和疲劳性能产生了非常普遍的影响,制备出大尺寸、无空隙的nc-金属成为认识nc-金属本征力学性能的关键。(2)对fcc金属(如Cu和Ni)的研究较为详细和深入,而对其他晶体结构(如bcc、hcp)金属的研究较少,对可能用于工程实际的合金研究更少。(3)一些不同于粗晶的现象,如对应变速率和温度较高的依赖性、局部变形方式、加工硬化行为等,需要进行系统的研究以揭示其本质。(4)研究提高nc-材料疲劳性能的方法,开发实验方法追踪nc-金属裂纹的萌生和发展的细节。(5)建立能准确模拟变形过程中动态晶粒长大过程的模型,充分认识晶粒长大的现象并对其进行控制。(6)开发能够涵盖晶界特征(如:不同晶界角、预存缺陷、间隙杂质原子等)的机理性模型,建立能够指导实验从而优化材料力学性能的本征模型。

摘要：简要评述了提高块体纳米金属材料的力学性能的最新研究进展,包括强度、弹性、延展性、应变强化、应变速率敏感性、蠕变、疲劳和摩擦磨损性能;总结了优化其综合力学性能的研究结果;分析了其变形机理,并探讨了纳米金属材料力学性能研究的发展趋势。

金属材料性能及国家标准 篇5

为更合理使用金属材料，充分发挥其作用，必须掌握各种金属材料制成的零、构件在正常工作情况下应具备的性能（使用性能）及其在冷热加工过程中材料应具备的性能（工艺性能）。

材料的使用性能包括物理性能（如比重、熔点、导电性、导热性、热膨胀性、磁性等）、化学性能（耐用腐蚀性、抗氧化性），力学性能也叫机械性能。

材料的工艺性能指材料适应冷、热加工方法的能力。

（一）、机械性能

机械性能是指金属材料在外力作用下所表现出来的特性。

1、强度：材料在外力（载荷）作用下，抵抗变形和断裂的能力。材料单位面积受载荷称应力。

2、屈服点（бs）：称屈服强度，指材料在拉抻过程中，材料所受应力达到某一临界值时，载荷不再增加变形却继续增加或产生 0.2%L。时应力值，单位用牛顿 / 毫米 2（N/mm2）表示。

3、抗拉强度（бb）也叫强度极限指材料在拉断前承受最大应力值。单位用牛顿 / 毫米 2（N/mm2）表示。

4、延伸率（δ）：材料在拉伸断裂后，总伸长与原始标距长度的百分比。5、断面收缩率（Ψ）材料在拉伸断裂后、断面最大缩小面积与原断面积百分比。

6、硬度：指材料抵抗其它更硬物压力其表面的能力，常用硬度按其范围测定分布氏硬度（HBS、HBW）和洛氏硬度（HKA、HKB、HRC）

7、冲击韧性（Ak）：材料抵抗冲击载荷的能力，单位为焦耳 / 厘米 2（J/cm2）.（二）、工艺性能

指材料承受各种加工、处理的能力的那些性能。

8、铸造性能：指金属或合金是否适合铸造的一些工艺性能，主要包括流性能、充满铸模能力；收缩性、铸件凝固时体积收缩的能力；偏析指化学成分不均性。

9、焊接性能：指金属材料通过加热或加热和加压焊接方法，把两个或两个以上金属材料焊接到一起，接口处能满足使用目的的特性。

10、顶气段性能：指金属材料能承授予顶锻而不破裂的性能。

11、冷弯性能：指金属材料在常温下能承受弯曲而不破裂性能。弯曲程度一般用弯曲角度 α（外角）或弯心直径 d 对材料厚度 a 的比值表示，a 愈大或 d/a 愈小，则材料的冷弯性愈好。

12、冲压性能：金属材料承受冲压变形加工而不破裂的能力。在常温进行冲压叫冷冲压。检验方法用杯突试验进行检验。、锻造性能：金属材料在锻压加工中能承受塑性变形而不破裂的能力。

（三）、化学性能

指金属材料与周围介质扫触时抵抗发生化学或电化学反应的性能。14、耐腐蚀性：指金属材料抵抗各种介质侵蚀的能力。、抗氧化性：指金属材料在高温下，抵抗产生氧化皮能力。>> 返回 金属材料的检验 金属材料属于冶金产品，从事金属材料生产、订货、运输、使用、保管和检验必须依据统一的技术标准--冶金产品标准。对从事金属材料的工作人员必须掌握标准的有关内容。

我国冶金产品使用的标准为国家标准（代号为 “ 国标 ”GB“"）、部标（冶金工业部标准 ”YB“、一机部标准 ”JB“ 等、）企业标准三级。

（一）包装检验

根据金属材料的种类、形状、尺寸、精度、防腐而定。

． 散装：即无包装、揩锭、块（不怕腐蚀、不贵重）、大型钢材（大型钢、厚钢板、钢轨）、生铁等。

． 成捆：指尺寸较小、腐蚀对使用影响不大，如中小型钢、管钢、线材、薄板等。

． 成箱（桶）：指防腐蚀、小、薄产品，如马口铁、硅钢片、镁锭等。4 ． 成轴：指线、钢丝绳、钢绞线等。对捆箱、轴包装产品应首先检查包装是否完整。

（二）标志检验

标志是区别材料的材质、规格的标志，主要说明供方名称、牌号、检验批号、规格、尺寸、级别、净重等。标志有；

． 涂色：在金属材料的端面，端部涂上各种颜色的油漆，主要用于钢材、生铁、有色原料等。

． 打印：在金属材料规定的部位（端面、端部）打钢印或喷漆的方法，说明材料的牌号、规格、标准号等。主要用于中厚板、型材、有色材等。7 ． 挂牌：成捆、成箱、成轴等金属材料在外面挂牌说明其牌号、尺寸、重量、标准号、供方等。

金属材料的标志检验时要认真辨认，在运输、保管等过程中要妥善保护。

（三）规格尺寸的检验

规格尺寸指金属材料主要部位（长、宽、厚、直径等）的公称尺寸。8 ． 公称尺寸（名义尺寸）：是人们在生产中想得到的理想尺寸，但它与实际尺寸有一定差距。

． 尺寸偏差：实际尺寸与公称尺寸之差值叫尺寸偏差。大于公称尺寸叫正偏差，小于公称尺寸叫负偏差。在标准规定范围之内叫允许偏差，超过范围叫尺寸超差，超差属于不合格品。

． 精度等级：金属材料的尺寸允许偏差规定了几种范围，并按尺寸允许偏差大 小不同划为若干等级叫精度等级，精度等级分普通、较高、高级等。11 ． 交货长度（宽度）：是金属材料交货主要尺寸，指金属材料交货时应具有的长（宽）度规格。

． 通常长度（不定尺长度）：对长度不作一定的规定，但必须在一个规定的长度范围内（按品种不同，长度不一样，根据部、厂定）。

． 短尺（窄尺）：长度小于规定的通常长度尺寸的下限，但不小于规定的最小允许长度。对一些金属材料，按规定可交一部分 ” 短尺 “。14 ． 定尺长度：所交金属材料长度必须具有需方在订货合同中指定的长度（一般正偏差）。15 ． 倍尺长度：所交金属材料长度必须为需方在订货合同中指定长度的整数倍（加锯口、正偏差）。

规格尺寸的检验要注意测量材料部位和选用适当的测量工具。

（四）数量的检验

金属材料的数量，一般是指重量（除个别例垫板、鱼尾板以件数计），数量检验方法有：

．按实际重量计量：按实际重量计量的金属材料一般应全部过磅检验。对有牢固包装（如箱、合、桶等），在包装上均注明毛重、净重和皮重。如薄钢板、硅钢片、铁合金可进行抽检数量不少于一批的 5%，如抽检重量与标记重量出入很大，则须全部开箱称重。

．按理论换算计量：以材料的公称尺寸（实际尺寸）和比重计算得到的重量，对那些定尺的型板等材都可按理论换算，但在换算时要注意换算公式和材料的实际比重。

（五）表面质量检验

表面质量检验主要是对材料、外观、形状、表面缺陷的检验，主要有： 19 ．椭圆度：圆形截面的金属材料，在同一截面上各方向直径不等的现象。椭圆度用同一截面上最大与最小的直径差表示，对不同用途材料标准不同。20 ．弯曲、弯曲度：弯曲就是轧制材料。在长度或宽度方向不平直、呈曲线形状的总称。如果把它们的不平程度用数字表示出来，就叫弯曲度。21 ．扭转：条形轧制材料沿纵轴扭成螺旋状。

．镰刀弯（侧面弯）：指金属板，带及接近矩形截面的形材沿长度（窄面一侧）的弯曲，一面呈凹入曲线，另一面对面呈凸出曲线，称为 ” 镰刀弯 "。以凹入高度表示。23 ．瓢曲度：指在板或带的长度及宽度方向同时出现高低起伏的波浪现象，形成瓢曲形，叫瓢曲度。表示瓢曲程度的数值叫瓢曲度。24 ．表面裂纹：指金属物体表层的裂纹。

．耳子：由于轧辊配合不当等原因，出现的沿轧制方向延伸的突起，叫作耳子。

．括伤：指材料表面呈直线或弧形沟痕通常可以看到沟底。27 ．结疤：指不均匀分布在金属材料表面呈舌状，指甲状或鱼鳞状的薄片。28 ．粘结：金属板、箔、带在迭轧退火时产生的层与层间点、线、面的相互粘连。经掀开后表面留有粘结痕迹，叫粘结。

．氧化铁皮：氧化铁皮是指材料在加热、轧制和冷却过程中，在表面生成的金属氧化物。

．折叠：是金属在热轧过程中（或锻造）形成的一种表面缺陷，表面互相折合的双金属层，呈直线或曲线状重合。

．麻点：指金属材料表面凹凸不平的粗糙面。

．皮下气泡：金属材料的表面呈现无规律分布大小不等、形状不同、周围圆滑的小凸起、破裂的凸泡呈鸡爪形裂口或舌状结疤，叫作气泡。

表面缺陷产生的原因主要上由于生产、运输、装卸、保管等操作不当。根据对使用的影响不同，有的缺陷是根本不允许超过限度。有些缺陷虽然不存在，但不允许超过限度；各种表面缺陷是否允许存在，或者允许存在程度，在的关标准中均的明确规定。

（六）内部质量检验的保证条件

金属材料内部质量的检验依据是根据材质适应不同的要求，保证条件亦不同，在出厂和验收时必须按保证条件进行检验，并符合要求，保证条件分； 33 ．基本保证条件：对材料质量最低要求，无论是否提出，都得保证，如化学成份，基本机械性能等。

．附加保证条件：指根据需方在订货合同中注明要求，才进行检验，并保证检验结果符合规定的项目。

．协议保证条件：供需双方协商并在订货合同中加以保证的项目。36 ．参改条件：双方协商进行检验项目，但仅作参考条件，不作考核。金属材料内部质量检验主要有机械性能、物理性能、化学性能、工艺性能、化学成分和内部组织检验。机械性能、工艺性能第一部分已介绍，这里只对化学成分和内部组织的检验方法的原理及简单过程做概括介绍。

（七）化学成分检验

化学成分是决定金属材料性能和质量的主要因素。因此，标准中对绝大多数金属材料规定了必须保证的化学成分，有的甚至作为主要的质量、品种指标。化学成分可以通过化学的、物理的多种方法来分析鉴定，目前应用最广的是化学分析法和光谱分析法，此外，设备简单、鉴定速度快的火花鉴定法，也是对钢铁成分鉴定的一种实用的简易方法。

．化学分析法：根据化学反应来确定金属的组成成分，这种方法统称为化学分析法。化学分析法分为定性分析和定量分析两种。通过定性分析，可以鉴定出材料含有哪些元素，但不能确定它们的含量；定量分析，是用来准确测定各种元素的含量。实际生产中主要采用定量分析。定量分析的方法为重量分析法和容量分析法。

重量分析法：采用适当的分离手段，使金属中被测定元素与其它成分分离，然后用称重法来测元素含量。

容量分析法：用标准溶液（已知浓度的溶液）与金属中被测元素完全反应，然后根据所消耗标准溶液的体积计算出被测定元素的含量。

．光谱分析法：各种元素在高温、高能量的激发下都能产生自己特有的光谱，根据元素被激发后所产生的特征光谱来确定金属的化学成分及大致含量的方法，称光谱分析法。通常借助于电弧，电火花，激光等外界能源激发试样，使被测元素发出特征光谱。经分光后与化学元素光谱表对照，做出分析。

．火花鉴别法：主要用于钢铁，在砂轮磨削下由于摩擦，高温作用，各种元素、微粒氧化时产生的火花数量、形状、分*、颜色等不同，来鉴别材料化学成分（组成元素）及大致含量的一种方法。

（八）内部质量检验

常见的内部组织缺陷有：

．疏松：铸铁或铸件在凝固过程中，由于诸晶枝之间的区域内的熔体最后凝固而收缩以及放出气体，导致产生许多细小孔隙和气体而造成的不致密性。41 ．夹渣：被固态金属基体所包围着的杂质相或异物颗粒。42 ．偏析：合金金属内各个区域化学成分的不均匀分布。43 ．脱碳：钢及铁基合金的材料或制件的表层内的碳全部或部分失掉的现象。

另外，汽泡、裂纹、分层、白点等也是常见的内部组织缺陷，对内部组织（晶粒、组织）及内部组织缺陷的检验办法常用有： 44 ．宏观检验：利用肉眼或 10 倍以下的低倍放大镜观察金属材料内部组织及缺陷的检验。常用的方法有断口检验、低倍检验、塔形车削发纹检验及硫印试验等。

主要检验气泡、夹渣、分层、裂纹晶粒粗大、白点、偏析、疏松等。45 ．显微检验：显微检验又叫作高倍检验，是将制备好的试样，按规定的放大倍在相显微镜下进行观察测定，以检验金属材料的组织及缺陷的检验方法。一般检验夹杂物、晶粒度、脱碳层深度、晶间腐蚀等。

．无损检验：无损检验有磁力探伤、萤光探伤和着色探伤。磁力探伤用于检验钢铁等铁磁性材料接近表面裂纹、夹杂、白点、折叠、缩孔、结疤等。萤光探伤和着色探伤用于无磁性材料如有色金属、不锈钢、耐热合金的表面细小裂纹及松孔的检验。

浅议无机非金属材料中的抗菌性能 篇6

关键词：无机非金属材料；抗菌性能；抗菌机理

所谓的抗菌就是一种抑制细菌滋生的性能，将细菌杀死或是几乎达到无菌状态被称为杀菌。然而，并不是说一切具备抗菌功效的使用材料对人们的生活都是有利而无害的，例如，一些有机材料在抗菌方面具有时效短的特点，从一定程度上来说，对人体会造成负面影响。相反，无机材料具有抗高温的特点，在抗菌方面具有持久性，不会对人体造成危害，可以促进人体健康。因此，对无机非金属材料的抗菌性能研究势在必行。

1 无机非金属材料中的抗菌机理

抗菌类材料的作用和微生物之间的关系，与微生物与自然环境的关系相似。抗菌材料的抗菌性能主要是通过进行毒性化解体现的，从总体上看，其抗菌机理主要表现在以下几个方面：第一，可以通过其内部的相关因素进行作用，从而破坏细胞膜。第二，可以改变蛋白质的结构或是部分环节，破坏其合成。第三，可以对微生物细胞的细胞壁产生干扰，从而阻止它和四肽交联进行结合，使微生物的细胞壁无法发挥应有的保护作用，直接造成细菌死亡。第四，通过阻止微生物遗传信息进行复制，直接阻止核酸合成。

1.1 活性氧化抗菌机理

对于银离子来说，其活性氧中存在的抗菌机理表现为：高氧化状态下的银还原势很高，在光、抗菌剂、水或者空气的作用之下，生成银离子的活性氧，其氧化还原性能很强。从整体上来说，脂作为细菌细胞表膜中的重要组成部分，大部分为磷脂。以磷酸基、磷酸胆碱为主要成分的相关极性基团是构成质分子的主要成分，集中分布于细胞的内外两侧，其核心部分是疏水尾部，它主要是疏水基因组成的。中脂肪酸直接关系着细胞膜的细胞性质。在此基础上，将抗菌材料和相应的微生物进行接触或是在固定的范围中逐渐接近，此时抗菌材料会形成自由基并对细胞膜进攻，产生具有持久性的抗菌作用[1]。

1.2 银离子缓释杀菌机理

银离子在进行杀菌作用的过程中会逐渐释放出一种Ag+，并且快速地和细胞产生作用，从而使细胞中的活性酶降低其原有的活性，从而实现抗菌功效。这是因为，Ag+对浓度的要求比较低，在浓度很低的情况下，它就可以直接破坏细胞，从而达到长时间的抗菌功效。

2 无机非金属抗菌材料的发展新动向

对于无机非金属材料的发展新动向成为了目前我国抗菌材料研究中的重要课题，对于其进一步的发展与应用具有重要的现实意义，下面从多功能陶瓷材料和功能制品、稀土和粘土纳米复合、稀土和复合磷酸盐、稀土和纳米氧化钛四个方面对无机非金属材料的发展新动向进行深入探究。

2.1 多功能陶瓷材料和功能制品分析

抗菌材料的发展方向集中体现在多功能、全方面上，也就是把天然矿物质之中的多种属性和稀土元素相融合，可以进一步制作出功能全面、性能强、抗菌效果好的使用材料，使这种环保材料在抗菌方面不仅具有持久性，还具有远红外线以及活化水等多种对人体健康有益的使用功能。在目前和将来的环保、橡胶、陶瓷等行业具有无限发展前景[2]。

2.2 稀土、粘土纳米复合无机抗菌材料分析

还可以将金属离子和一些粘土材料进行相互作用，从而使其性能逐渐增强。首先，可以大大减少或避免抗菌材料产生色变的可能性。其次，可以有效减低抗菌离子记性团聚的可能性，使其均衡分布，更加全方位产生抗菌效果。最后，可以使抗菌离子充分产生缓释功能和效果，从而提高抗菌能力的时效性[3]。

2.3 稀土和复合磷酸盐无机抗菌材料分析

对于稀土与复合磷酸盐无机抗菌材料的发展不但能够大大减少抗菌材料的贵金属含量，还可以从根本上避免抗菌材料产生色变，与此同时，还能够减少抗菌材料的生产成本[4]。另一方面，抗菌无机抗菌材料可以在一定的可见环境下产生很多自由基，能够在一定程度上提高无机抗菌材料的抗菌性能。

2.4 稀土和纳米氧化钛无机抗菌净化功能材料

从我国目前的相关研究成果看来，稀土纳米里的某些物质可以通过与紫外线进行作用，从而产生自由基，这样就可以在室内光线作用下形成抗菌效果。抗菌功效方面的研究对于我国目前和未来社会室内装修起到了至关重要的作用，随着现代社会人们环保意识的不断提高，无机抗菌材料必定会推动我国环保事业的进一步发展[5]。

总结：

随着我国国民经济的不断增长，社会生产和人们生活水平得到了很大提高，人们的健康意识日益增强，对各种材料的抗菌功能提出了更高的要求，无机非金属材料作为抗菌材料中的一种得到了广泛关注与应用，在我国社会各项事业当中发挥了至关重要的作用，为我国的社会经济建设、健康环保事业的发展做出了突出贡献，本文对无机非金属材料中的抗菌机理和发展新动向进行了深入探究，不足之处还望指正，希望可以为抗菌材料研究贡献绵薄之力。

参考文献：

[1]林宗寿.无极非金属材料工学[M].武汉理工大学出版社，2010，1（02）：120-123.

[2]陈泉水，郑举功，任光远等.无机非金属材料物性测试[M].化学工业出版社，2011，03（05）：145-148.

[3]王大博，孙艳艳.浅谈我国无机非金属材料的应用于发展[J].黑龙江科技信息，2012，02（05）：245-246.

[4]梁金生，王静，金宗哲等.无机非金属材料的抗菌性能[J].山东陶瓷，2012，06（15）：236-239.

[5]李梅，王庆瑞，杨晓宇.抗菌材料的发展及其应用[J].化工新型材料，2012，10（04）：156-158.

金属力学性能 篇7

一、案例教学的重要性

1.“金属力学性能”课程教学目的及其案例概述。

“金属力学性能”课程主要通过学习有关金属及合金的力学性能知识, 使学生能比较深入地理解金属力学性能的本质及其与外在服役条件和内部组织结构之间的关系, 从而能动地加以改变, 并能根据力学性能正确地评定和选用金属材料, 同时还能运用力学性能试验作为研究金属材料及热处理工艺的有力工具。教学要求如下:①通过服役分析, 确定材料的力学性能指标。②了解材料力学性能的物理意义、测试方法及其应用领域。③掌握材料的成分组织与力学性能的关系, 并建立失效分析的基本方法。④通过习题库的学习, 以及在线测试系统的测试, 巩固与加强所学知识。⑤通过案例教学及其研讨、实验教学等, 促使学生分析问题与解决问题的能力得到提高。教学过程中结合主要课程内容, 我们设置了包括“如何提高汽车的碰撞性能”、“航母甲板的耐磨性”、“如何提高大型船板的耐蚀性”及“如何提高大型钢板的冲击性能及韧脆性转变温度”等八个教学案例, 其中“如何提高汽车的碰撞性能”教学案例为课程主要实施的案例。2009年以来, 我国已稳居全球汽车产销第一大国的宝座连续7年, 汽车的用户群体乃至整个社会越来越关注资源、能源危机和安全、环保等问题。因为我们发现汽车就像一把双刃剑, 在带给我们大家现代化便捷生活的同时, 也为我们带来了诸如环境污染、能源危机和安全隐患等负面影响。其中大家最为关切也最直接、最显著的问题是安全问题。为此, 世界上很多国家都制定了实车碰撞试验法规, 所有新车上市前都要强制进行相应的碰撞试验。目前世界上实车碰撞试验法规主要有美国的FMVSS和欧洲的ECE两大体系, 其他国家如日本、加拿大、澳大利亚等国家的法规大多是参照上述两个法规体系制定的。我国的国家标准委员会2006年初发布的《汽车侧面碰撞的乘员保护》标准 (GB20071-2006) 及《乘用车后碰撞燃油系统安全要求》 (GB20072-2006) 7月1日起正式实施。侧碰标准中明确规定, 所有M1类车型 (9座 (以下) 4轮 (以上) 载客机动车辆) 和N1类车型 (最大设计总质量≤3.5吨的4轮 (以上) 载货机动车辆) , 都必须满足侧碰的强制性规定。而在后碰标准中则规定, 所有M1类车型都必须满足后碰强制性规定。那些不能够达标的车辆都将被禁止销售。由于欧洲的强制认证方式与我国的认证方式相似, 与美国FMVSS法规相比, 欧洲ECE法规在测试方法、碰撞角度等方面都更符合我国国内的检测条件和实际情况, 也更易实施, 所以我国确定以欧洲ECE碰撞法规为借鉴基础, 依据我国情况进行了一些修改, 在清华大学汽车碰撞试验室和中国汽车技术研究中心碰撞试验室进行了大量的碰撞试验, 才最终确定了我国实车碰撞试验法规的内容。碰撞特性已经是公众的关注热点。汽车的撞击行为恰好属于我们的《金属力学性能》课程的冲击性能研究范畴, 两者有强相关性。因此, 《金属力学性能》课程教学中, 教师团队非常注意检索碰撞相关最新资料, 提取信息, 搜集照片和视频, 并提炼素材, 制作成图文并茂的碰撞案例教案, 在冲击性能章节教案中引入了一些或触目惊心或生动有趣的汽车碰撞图文和案例, 这些汽车碰撞案例在先前的教材和教案中并未涉及。源于生活、高于生活是我们学到的课程理论知识。

2. 案例教学对提高学生综合素质的重要性。

“金属力学性能”课程的案例源于工业生产中的难题, 因此具有强烈的针对性和指向性, 学生在案例的分析与探讨过程中, 学生间彼此尊重、倾听和沟通、团体合作互动的意识获得发展, 从而激发学生探究科学的兴趣, 这在学生的成长过程中及其对提高学生综合素质会发挥重要作用。

3. 案例教学对教师的重要性。

“金属力学性能”原有教材缺乏鲜活的工程实践案例, 教材与教参的变化也往往跟不上新材料、新技术的发展, 需要不断地充实新的内容, 特别是需进行案例教学的实践, 以保持课程的先进性与应用性;并且原来的实践教学环节也暴露出不足:金属材料力学性能以往的实验课包含在理论课之中, 实验课程在较大程度上依附于理论课, 往往变成了理论的验证课, 不利于综合性、设计性实验的进行, 不利于培养学生的综合能力和创新探索意识, 也需要进行改革。

在“金属力学性能”课程教学改革的实施过程中, 由于课程的理论性强, 难度较大, 因此许多教师会产生困惑, 导致理论与实践脱节, 从而影响教学质量。通过案例教学形式, 有效地把理论学习与教育教学实践紧密结合起来, 成为沟通理论与实践的桥梁。同时, 教师不断进行案例的凝练、分析和写作案例教学教案的过程是一个加强工程实践与理论有机结合, 主动学习和进一步提高理论水平的过程, 这种任务驱动型的学习, 使教师能不断内化理论并落实到自己的教育教学实践中。

二、搞好案例教学的几点思考

1. 案例教学特点。

“金属力学性能”课程的案例全部来源于工程领域, 具有真实性、生动性, 同时又富有挑战性。案例教学中, 教学团队凭借自身的科研积累和学科知识底蕴, 呈现给学生一个个生动的案例, 从实际案例中引出问题、分析问题、理出解决问题的思路。同时总结理论, 灵活运用理论去解析案例。这样, 教学的趣味性大大增强, 可以大大激发和提高学生自主的学习兴趣, 同时使学生尽早接触并了解工程实践场景, 了解工作实际的方方面面, 培养学生发现问题、分析问题和解决工程问题的能力。

2. 案例教学的直观性和具体性。

案例直观性。案例来源于实践, 具有真实性;同时它又是从科研和生产实践中搜集, 经过筛选、提炼后的成果。典型案例能更准确、更全面地反映实际。生动的案例, 凭借灵活的教学方法, 从实际案例中总结和深入理解理论知识, 同时运用理论知识分析案例, 能大大提高学生的学习兴趣, 促进师生间的互动交流。它比一般教学方法灵活、生动得多。案例具体性。即案例所涉及的每一个问题都是十分具体的, 分析问题、解决问题的思路和整个教学过程让学习理论知识具体化到案例剖析的过程中。

3.“汽车碰撞”案例教学的实施效果。

结合案例教学发现, 案例的引入, 讨论、互动和层层递进的分析、总结, 整个过程大大激发了学生自主学习专业基础知识的积极性和主动性。以课程中关于冲击性能这一章节的案例教学实践为例, 我们引入“汽车碰撞”案例。尝试结合安全节能的时代主题, 在讲清基本理论知识的基础上, 通过讲解汽车碰撞法规的演变过程, 引出冲击问题, 以一场场车祸的照片、视频作为案例, 让学生全神贯注于学习知识, 积极开动脑筋思索。在案例中了解冲击能量、能量吸收、应变速率、惯性对冲击特性的影响等。让学生在案例中了解不同材料的吸能特性、抗撞击零件的选材要点, 冲击性能的测试评价方法和不同材料的数据分析比较结果等。通过车祸案例的解析, 同学们对金属的冲击性能知识点的理解就比纯粹从教材上学习容易得多, 体验也深入得多了。

金属围护系统保温性能研究 篇8

使用的建筑材料相同时, 通过构造设计, 可以优化围护系统的导热系数, 达到节能的目的。本文以现场复合的双层彩色钢板中间夹100 mm厚保温棉的金属围护系统为例, 对金属屋面系统的保温性能进行了研究。

1 工程保温设计与实际效果间差异的研究

实际工程中, 有保温要求的金属围护系统通常会采用图1所示的构造形式。这种构造形式适用于钢结构围护系统, 即在梁间用檩条作为围护系统的龙骨, 将金属屋面板及保温材料固定在檩条上, 以实现屋面系统的基本功能。屋面构造自上而下依次为:压型金属屋面板 (带屋面支架) →100厚玻璃丝棉保温层 (容重16 kg/m3) →檩条→压型金属板屋面底板。

在工程设计中, 选用上述构造形式时, 需对屋面传热系数 (即保温能力) 进行计算。计算依据:玻璃丝棉厚度δ=0.1 m、容重=16 kg/m3时, 玻璃丝棉导热系数λ=0.058 W/ (m·K) ;又纤维保温材料传热系数修正系数α=1.2, 则工程设计中选用上述屋面构造时单层或多层材料组成的屋面围护系统本体热阻Rj=δ/λ/α=0.1/0.058/1.2=1.437 m2·K/W, 围护系统总热阻R0=Rp=Rn+Rj+Rw=0.115+1.437+0.043=1.595 m2·K/W, 围护系统传热系数K1=1/R0=1/1.595=0.627 W/ (m2·K) 。式中:Rn———内表面换热阻 (m2·K/W) , 取0.115 m2·K/W;Rw———外表面换热阻 (m2·K/W) , 取0.043 m2·K/W;Rp———围护系统各层材料总热阻 (m2·K/W) 。

按照设计要求, 在市场上购得“河北亨达”玻璃丝棉保温材料, 并对其主要性能指标进行检测 (表1) , 以检验工程保温实际效果与理论效果之间是否存在差异。

根据表1中的数据, 计算得出“河北亨达”玻璃丝棉的导热系数λ=1.52×0.049 2=0.074 8 W/ (m·K) , 则该屋面构造的实际传热系数K2=λ/δ=0.074 8/ (0.049 2×2) =0.76 W/ (m2·K) (注:用直接测得的保温棉传热系数进行计算, 无需再用修正系数进行修正, 也不再计入表面传热阻) 。

比较屋面构造传热系数设计值K1与实际值K2, 两者关系为:K2[0.76 W/ (m2·K) ]>K1[0.627 W/ (m2·K) ]。可见, 由于实际工程中使用的保温棉大都存在负公差, 按其真实性能进行计算, 得到的传热系数K2无法达到设计要求。这种情况一方面需要对建材市场进行整顿, 另一方面需在材料进场验收时严把质量关, 以保证建筑围护系统保温效果达到设计预期效果。

为检验实际工程保温真实效果与设计效果之间存在的差异, 采用相同的保温棉制成1.5 m×1.5 m的合成屋面试件, 并采用热箱法对试件进行检测, 得到屋面试件的传热系数K3=0.781 W/ (m2·K) 。比较屋面构件传热系数实测值K3与材料计算传热系数K2, 两者关系为:K3[0.781 W/ (m2·K) ]>K2[0.76 W/ (m2·K) ], 但两者数值比较接近。以上结果表明, 通过检测保温材料性能计算得到的屋面保温效果与实际屋面的保温效果接近。考虑到一些不良因素造成的保温性能折减等情况, 只要选择与设计要求相符的保温材料, 并留有一定余量, 实际屋面的保温效果基本可以达到设计要求。

2 改变安装方式提升保温性能

众所周知, 空气热导率比组成围护系统的其他材料的热导率小, 为提高围护系统的传热阻, 寒冷地区围护系统内常用增加空气间层来减少传热量。空气间层传热是对流和辐射换热的综合过程, 对流换热强度与间层厚度、间层设置方向和形状以及密闭程度等因素有关。在金属围护系统中, 由于檩条断面尺寸往往大于保温棉厚度, 可将保温棉拆分成两层, 分别铺设在檩条上下两侧, 形成一个空气间层, 提高系统的保温性。

空气间层热阻值目前难于用理论公式求得, 故工程上常按表2所载取值。当空气间层厚度相同、构造相同时, 热流由上向下的空气间层热阻值最大, 竖向空气间层次之, 热流由下向上的空气间层热阻值最小。此外, 当空气间层超过一定厚度 (约4 cm) 后, 由于传热空间增大, 反而易于空气的对流换热, 热阻值几乎不随厚度增加而增大。

根据上述理论, 对图1中的围护系统构造进行改进, 将一层100 mm厚的保温棉分隔成两层50 mm厚的, 并分别安装在檩条的两侧 (在檩条处形成一个空气层) , 改进后的屋面构造自上而下依次为:压型金属屋面板 (带屋面支架) →50 mm厚玻璃丝棉保温层 (容重16 kg/m3) →檩条→50 mm厚玻璃丝棉保温层 (容重16 kg/m3) →压型金属屋面底板 (图2) 。

在工程设计时, 图2中屋面构造的上层保温棉传热阻R1=δ/λ/α=0.05/0.058/1.2=0.718 m2·K/W, 下层保温棉传热阻R3=δ/λ/α=0.05/0.058/1.2=0.718 m2·K/W。由空气间层厚度d=6 cm, 查表2得到空气间层传热阻R2=0.181 m2·K/W (此围护系统为屋面, 但由于试验设备限制, 构件为竖向放置, 因此间层位置为垂直) , 故保温层各层材料总热阻Rp=R1+R2+R3=1.617m2·K/W, 围护系统总热阻R0=Rn+Rp+Rw=0.115+1.617+0.043=1.775 m2·K/W;围护系统传热系数K4=1/R0=1/1.775=0.563 W/ (m2·K) 。

按照图2所示屋面构造形式, 采用实际采购的“河北亨达”玻璃丝棉保温材料进行计算, 得到该屋面构造上层保温棉实际传热阻R1=δ/λ=0.049 2/0.074 8=0.658 m2·K/W, 下层保温棉实际传热阻R3=δ/λ=0.049 2/0.074 8=0.658 m2·K/W。以选择合理柱距下常用的冷弯薄壁C型钢C160作檩条为例, 除去两侧各50 mm厚的保温棉, 空气间层厚度d=6cm, 则空气间层实际传热阻R2=0.181 m2·K/W (为与试验相对应, 间层位置选择为垂直) , 故围护系统各层材料实际总热阻Rp=R1+R2+R3=1.551m2·K/W;围护系统实际传热系数K5=1/R0=1/1.551=0.645 W/ (m2·K) 。

采用相同保温材料, 按图2所示屋面构造制成的1.5 m×1.5 m的合成屋面试件, 采用热箱法测得其传热系数K6=0.524 W/ (m2·K) 。

比较设计值K4、材料计算值K5与屋面构件实测值K6, 其相互关系为:K6[0.524 W/ (m2·K) ]

比较图1中屋面实测传热系数K3与图2中屋面实测传热系数K6, 两者关系为:K6[0.524 W/ (m2·K) ]

3 保温材料表面覆铝箔提升保温性能

同样的保温材料, 只要采取不同的安装方式 (一层保温棉变为两层保温棉) , 就可以提高整个围护系统的保温性能。下文将继续对保温材料进行探究, 以近一步提高材料的利用效率。

分析表2中的数据可以发现, 如果在空气间层的材料表面覆上铝箔, 使空气在接触保温层表面时的辐射热有了反射作用, 阻止热传导进入保温棉, 便可提高空气热阻值。一般情况下, 工程中应用的纤维状保温棉都覆有一层有一定抗拉强度的膜材, 起保护保温棉、避免保温棉断裂或受潮而失去保温效果的作用。因此, 对有节能保温要求的围护系统, 只需选择铝箔作为覆膜, 并将两侧铝箔的覆膜方向都朝向空气间层, 就会形成一个有热反射能力的空气间层 (图3) , 实现不增加任何成本的同时, 增加空气间层的热阻、提高围护系统的保温性能。完善保温材料后的屋面构造自上而下依次为:压型金属屋面板→50 mm厚玻璃丝棉保温层 (容重16 kg/m3, 铝箔覆膜朝室内) →檩条→50 mm厚玻璃丝棉保温层 (容重16 kg/m3, 铝箔覆膜朝室外) →压型金属屋面底板。

在工程设计时, 图3中屋面构造的上层保温棉传热阻R1=δ/λ/α=0.05/0.058/1.2=0.718 m2·K/W, 下层保温棉传热阻R3=δ/λ/α=0.05/0.058/1.2=0.718 m2·K/W, 当空气间层厚度为6 cm时, 由表2得知空气间层传热阻R2=0.705 m2·K/W, 故保温层总热阻Rp=R1+R2+R3=2.141 m2·K/W, 围护系统总热阻R0=Rn+Rp+Rw=0.115+2.141+0.043=2.299 m2·K/W, 围护系统传热系数K7=1/R0=1/2.299=0.435 W/ (m2·K) 。

比较保温棉不带铝箔层的屋面传热系数设计值K4与保温棉带铝箔层的屋面传热系数设计值K7, 两者关系为:K7[0.435 W/ (m2·K) ]

4 热桥对保温性能的影响

轻型钢结构装配式外围护系统需要檩条 (或墙梁) 作为装配式屋面板 (或墙板) 的支撑, 支撑部位保温材料被挤压或被隔断都会导致局部导热系数突然增大, 产生热桥效应。热桥效应的后果除了使外围护系统局部热阻变小、增加传热量、削弱围护系统保温性能外, 还会导致室内表面或围护结构内部产生冷凝水, 设计中应充分考虑其对系统热阻削弱的影响。从金属板屋面红外成像测得的屋面温度分布图可以看出 (图4) , 屋面温度最高的部位也正是屋面檩条所在的区域。在这些区域里, 保温棉被挤压后失去了大部分热阻, 导致屋面整体保温性能下降。

事实上, 热桥是金属围护系统中大量存在且不可避免的, 并且也是不可忽视的。削弱热桥效应较好的办法是在檩条 (或墙梁) 靠室外一侧加设硬质隔热块或柔性隔热带。隔热块需具有一定抗压强度, 用防热桥的自攻螺钉通过金属压条固定在檩条或墙梁上 (图5, 通常用于保温要求高的建筑物) ;隔热带通常是具有双面粘结能力的聚氨酯泡沫条, 在安装外侧保温棉前将隔热带粘贴在檩条 (或墙梁) 外侧, 安装简便 (图6, 通常用于保温要求不是很高, 或是通过计算其热损失后也符合节能要求的建筑) 。需要注意的是, 隔热块和隔热带通常用B1级材料制作而成, 在应用时应考虑建筑构造的整体防火性能。

防止热桥也可以采用多层保温结构, 连接固定点错向铺设来实现, 这种构造可最大程度缩小热传递路径面积 (图7) 。

5 结论

1) 保温材料物理性能应与设计值相符。若围护系统保温设计不存在问题, 但保温材料的选择出现偏差, 也会影响整个屋面系统的保温性能;保温材料的容重、厚度对整个围护系统保温效果也有一定的影响, 实际工程设计前应对保温材料性能进行检测, 严把质量关。

2) 围护系统实际传热系数K值比保温计算传热系数K值大, 设计中应留有余量 (如适当增加保温材料的厚度等) 。

3) 构造中设置有效空气间层, 能提高金属围护系统的保温能力。同样厚度的保温棉, 分成两层分别铺设在檩条 (或墙梁) 的两侧, 削弱热桥效应, 增加一层空气间层, 既不增加任何材料成本, 又可以极大地减小整个系统的传热系数。

4) 在结构龙骨上增设隔热块或隔热带, 可以有效消除热桥效应, 提升金属围护系统的保温隔热性能。参考文献:

参考文献

金属力学性能 篇9

1 实验

1.1 实验材料

HWH53-20环氧树脂胶黏剂,湖北昊为涂料涂装有限公司;室温固化剂:主剂和固化剂采用4∶1比例混合,湖北昊为涂料涂装有限公司;基体金属:Q235普通碳钢;KH-560硅烷偶联剂,南京和福化工厂。

1.2 试样制备

按照国标GB7124—86的测试方法,将厚度为2mm±0.1mm的基体金属切割成100mm×25mm的长条状金属片。

实验前金属基体表面经360#,600#,1200#砂纸逐级打磨,去离子水冲洗,吹干,用丙酮除油。打磨后的金属试片先进行硅烷处理,即放到硅烷液中浸泡2min,然后在150℃固化1h。环氧胶黏剂与固化剂按4∶1 的比例均匀混合后,均匀地刷涂在带硅烷膜的金属试片表面上,涂敷面积(12.5±0.5)mm×25mm,两片金属试片按此长度单搭粘接,以重物压上,确保粘接牢固,制成胶黏剂粘接的单搭试样(图1) 。胶黏剂在室温25℃,相对湿度30%条件下充分干燥,固化时间24h。用垫片粘接试样另外两端,保证拉剪时对试样施加均衡载荷。每个数据点测试5个平行试样,然后取平均值。

硅烷处理方法:将甲醇、KH-560硅烷偶联剂与去离子水按85∶10∶15的体积比混合,用乙酸将溶液pH值调节在4～6.8之间,水解48h,制成硅烷溶液。打磨好的试样在硅烷溶液中浸泡2min,后在150℃下固化1h。

1.3 实验方法和目的

试样分为两组:一组直接测试静态拉伸剪切强度,另一组先对其施加一定周次的疲劳循环载荷(但粘接接头未发生断裂),再对疲劳后的试样进行静态剪切拉伸,测试其剩余强度,目的是研究疲劳对胶接接头粘接强度的影响。实验测试温度均为24℃左右。疲劳实验在SCHENCK-63型电液伺服疲劳试验机上进行,应力比为0.1,循环频率2Hz,波形为正弦波。疲劳实验是恒位移控制,施加的疲劳载荷为最大静载的25%,对其做了500,1000,5000,10000,20000次疲劳循环,载荷为5.2N。静态拉伸剪切实验在MTS810材力试验机上进行,试件的拉伸速率为0.02mm/s,试件变形用电子引伸计测量,测量应力-位移曲线。疲劳试样每个实验点有7个平行试样,静拉试样每个实验点有5个平行试样。

2 实验结果及分析

疲劳后的胶接接头应力-位移曲线如图2所示。界面处胶黏剂的断裂是韧性断裂,存在明显的屈服现象,发生了塑性变形。从图2可知,试样经历较少周次(500次)的疲劳载荷后,塑性变形大,随着载荷周次的增多,剪切位移逐渐减小,但都发生了塑性变形。这是因为经硅烷处理后,硅烷在界面处起到了连接胶黏剂和金属的桥梁作用。硅烷水解后生成硅醇,硅醇发生缩合其头部与金属表面OH-形成氢键,尾部与胶黏剂形成化学键合[1](图3)。硅烷偶联剂在界面处形成立体网状交联结构(图4)。当某个支链断裂时,整个网状结构仍能连接胶黏剂和金属,所以界面处为韧性连接 。

图5为硅烷处理试样分别进行500, 1200, 5000, 10000, 20000次循环的疲劳破坏后的剩余强度。从图5看出对试样进行低周疲劳后(500次),剩余强度比未疲劳试样的剪切强度明显降低;随着疲劳循环次数的增加,剩余强度呈上升趋势,甚至高于静拉强度。对于这种现象,可以认为是产生裂纹和发生分子取向共同影响的结果。低周疲劳后剩余强度降低是因为低周疲劳循环使界面处和胶黏剂本体内产生了裂纹,再对其静态拉伸(测量剩余强度)时,剪切力导致裂纹进一步扩展,粘接接头断裂。有文献表明[2]经多次疲劳循环后界面处胶黏剂与金属之间形成裂纹,导致韧性降低,从而伸长率降低。

静态拉伸过程中,界面处的裂纹是应力集中点,裂纹的生成分担了部分张应力。随着拉力变大胶黏剂本体内生成的裂纹不断扩展,扩展到一定程度与界面处裂纹连通,导致粘接接头断裂(图6a)。而疲劳过程中,尽管循环次数增多,疲劳载荷不变不足以使裂纹继续扩展[3],产生了大量小裂纹而不是少量大裂纹。疲劳后再进行拉伸,扩展众多的小裂纹比扩展少数大裂纹需较多的能量[4],最终裂纹贯穿整个粘接接头,此时的裂纹贯穿路径变长(图6b),需要更多的能量,从而使界面处的剩余强度逐渐提高[5]。

(a)疲劳前静态拉伸时在界面和胶黏剂本体内裂纹扩展 ;(b)疲劳后裂纹扩展导致粘接失效

(a) crack produced at interface and in bulk adhesive by shear and tension before fatigue; (b)interface failure by crack extension after fatigue

另有文献表明[6],随着循环次数的增加,胶黏剂中的热塑性增韧剂在拉伸过程中发生分子取向,阻止裂纹的扩展。取向方向的抗张强度显著提高,至少高出2倍多,有的甚至高出5倍。而分子取向方向与剪切强度测试中的拉伸方向一致,其结果导致剪切强度提高。同时金属及胶黏剂间由于硅烷偶联剂的连接提高了弱界面层的粘接强度,以致于界面不会由于施加了最大载荷而立即失效[7]。图7为硅烷处理试样先疲劳后静态剪切破坏断面,可以看出断面基本是界面破坏。

图8为硅烷处理试样静拉破坏的应力-位移曲线,该曲线为胶接接头中胶黏剂本体和界面共同作用的结果,图9是把图8叠加结果进行分解,为界面和胶粘本体各自的应力-位移曲线。分解之后的界面剪切模量高于胶黏剂本体。根据Bikerman[8]提出的理论,如果没有弱界面层的存在,界面粘接力a12与被粘物及胶黏剂的内聚力a11,a22应当服从下列几何平均关系: a12≈( a11a22) 1/2。基于上述假设,各种粘接体系在没有弱界面层的情况下,处于良好湿润状态的界面粘接力a12必然介于胶黏剂层的内聚力a11和被粘物内聚力a22之间。根据切变模量公式:

undefined

式中:G为切变模量;F为材料受到的剪切力;A0为粘接面积;θ为材料受到剪切力时发生偏斜的偏斜角。从公式(1)看出剪切模量与承受的剪切力成正比。所以界面处模量高,模量越高刚性越大。

(a)500次疲劳;(b)5000次疲劳;(c)10000次疲劳;(d)20000次疲劳

(a)500 cycles;(b)5000 cycles; (c)10000 cycles; (d)20000 cycles

粘接接头静态平均剪切强度为20MPa左右(图5),此时发生胶黏剂本体屈服(如图9A处所示),断面应为内聚破坏。但实际上粘接体系即使在良好湿润的条件下,仍会出现界面破坏[9]。对此,Bikerman认为是弱界面层的作用所致。当剪切强度降低时,大多数情况下发生界面破坏。因为界面处模量高,伸长率低,极易断裂。所以静拉破坏为内聚破坏和界面破坏的混合破坏(图10)。

(a)平行试样1;(b) 平行试样2;(c) 平行试样3;(d) 平行试样4

(a)sample 1; (b) sample 2; (c) sample 3; (d) sample 4

3 结论

(1)由于硅烷分子特殊的空间立体网状结构,使得硅烷处理的胶接接头界面处剪切破坏为韧性断裂。

(2)经过一定循环的疲劳载荷后,胶接接头的剩余强度随着疲劳循环次数的增加而增大,表明一定周次的疲劳有利于提高接头的粘接强度。

(3)硅烷处理试样静拉破坏的断面为界面破坏和内聚破坏组成的混和破坏,而对其施加一定次数的疲劳载荷后再拉断,胶接接头断面为界面断裂。

参考文献

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金属力学性能 篇10

为了减少污染、节约能源,汽车车身结构广泛采用轻量化的铝合金[1]。铝合金和镀锌钢板的热物理性能存在巨大的差异,采用常规的熔化焊焊接时,焊接性较差,易萌生裂纹,焊接接头组织不均匀,存在较大的残余应力,且焊缝中易生成大量硬而脆的Al-Fe金属间化合物[2],严重影响了接头的力学性能和使用性能。

国内外很多学者对铝合金和镀锌钢薄板的连接进行了探索性的研究,其方法主要是熔钎焊连接。焊接过程中,低熔点的铝合金薄板熔化,同时镀锌钢板保持固态,通过熔融状态的铝合金在镀锌钢板表面润湿铺展形成搭接接头,从而实现两者之间的连接。

冷金属过渡(cold metal transfer,CMT)技术作为一种新型的异种金属焊接方法,具有焊接质量好、焊接热输入低、无飞溅起弧、焊接变形小、无焊后清理工作等优点,良好的搭桥能力使得焊接过程操作容易,其特殊的熔滴过渡形式使得其在异种金属焊接中体现出了较大的优势[3]。笔者采用CMT焊接方法对铝合金和镀锌钢板进行焊接试验,研究铝合金和镀锌钢板的熔钎焊工艺、焊接头组织特征、焊接缺陷及力学性能。

1 试验材料、设备及方法

1.1 试验材料

试验所用材料为变形铝合金6061和冷轧热镀锌钢板HDG60,其物理性能如表1所示。焊接试板变形铝合金和镀锌钢板的尺寸均为200mm×100mm×1mm,焊接时选用的焊丝为直径1.2mm的ER4043(Al Si5)。

1.2 试验设备

本试验中对铝合金和镀锌钢板进行搭接焊所采用的试验设备为Fronius公司生产的TPS3200系列数字化CMT焊机。

1.3 试验过程

焊前,先用砂纸和钢丝刷将铝合金试件表面的氧化膜去除,再用丙酮去除铝合金和镀锌钢板上的水渍和油污,最后对清洗后的铝合金进行碱洗和酸洗。将表面处理干净的试板组合成搭接接头(铝合金板在上,镀锌钢板在下)。焊枪施焊方式为“前推”(前进方向与倾角相反)方式,夹角为135°,焊接形式如图1所示。焊接过程中,焊接电流为45A,电弧电压为10V,送丝速度为3.0m/min,焊接速度为5.14mm/min,焊接起始电流为55A,收弧电流为40A,采用氩气保护,氩气流量为20L/min。

焊后切取铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面,用不同腐蚀剂分别对镀锌钢的一侧和铝合金焊缝一侧进行腐蚀。采用OLYMPUS GX51金相显微镜、JSF-6700F型扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDAX)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头的显微组织进行观察和分析。

同时为了检测铝合金和镀锌钢板异种金属熔钎焊接头的力学性能,室温(20℃)环境下,在WDW-100D的微机控制电子式万能试验机上进行静态拉伸试验,测量接头的抗拉强度。焊接接头力学性能试验按照GBT2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》进行,焊件接头上沿垂直焊缝方向切取拉伸试样,保证焊缝处于试样中部。拉伸速度为1mm/min,拉伸试样尺寸如图2所示。

2 试验结果及分析

2.1 焊缝成形与接头形貌

通过焊接参数的优化,得到了成形美观的焊缝。焊接试样的焊缝表面成形如图3所示,接头的正面成形美观,接头表面形成连续均匀、无飞溅、窄而低的鱼鳞状焊缝,从焊接接头的背面可以看到镀锌钢板颜色略有变化,这表明其镀锌层烧损较少,有利于保持镀锌钢板的抗腐蚀性。

采用金相显微镜和SEM对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面进行观察,如图4所示(由于显微镜镜头所限,图4由3张照片拼接而成)。试验结果表明,接头形貌为典型的搭接接头。据熔钎焊接方法的特点,由于6061铝合金的熔点仅为610℃,而镀锌钢板的熔点为1535℃,所以在电弧的作用下只有上层金属(铝合金)熔化,而下层金属(镀锌钢板)没有熔化或只有微熔。接头由钎焊接头和熔焊接头组成。钎焊接头是实现铝钢钎焊连接的主要部分,主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区,以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢母材组成。熔焊接头由焊缝(熔化区)、焊接热影响区及6061铝合金母材组成。

2.2 界面区显微组织特征

在CMT熔钎焊过程中,由于Al-Si钎料的熔点较低(为577℃),钎料在电弧温度下将迅速达到熔点。当温度高于铝合金的熔点时,固态镀锌钢板和液态铝合金相互作用。铁与铝形成金属间化合物的速度远远大于液体铝合金向镀锌钢板表面扩散的速度及金属间化合物的溶解速度,所以铝铁扩散过程以反应扩散为主[4]。根据FeAl二元合金相图,铁铝相互作用可形成α-Fe、α-Al固溶体及Fe3Al、Fe Al、Fe Al2、Fe2Al5、Fe Al3及Fe Al6等一系列金属间化合物,其中,Fe3Al基合金和Fe Al基合金有着优异的抗氧化、抗硫化性能以及较高的比强度和中温强度[5]。由于铁铝金属间化合物的生长系数的不同,在电弧钎焊的作用下,并不是所有的金属间化合物均能形成和长大。

2.2.1 中心界面区组织

对焊后接头的中心界面区反应层进行组织观察和能谱分析,对结合面不同部位进行线扫描和点分析,如图5所示。试验结果表明,焊后接头界面形成了一种亮灰色的致密新相,其平均厚度为3~5μm,形貌与母材大不相同。新相厚度小于文献所讲的临界厚10μm[6]。且该新相沿着熔化区呈针状生长。靠近反应层的镀锌钢板一侧,晶粒得到了一定的细化,这是由焊接热输入量不是很大造成的。从图5可以观察到Fe、Al元素从镀锌钢板→钎接界面区→熔焊焊缝金属有一个明显的渐变过程,分别呈下降和上升的趋势,而其他元素基本保持不变。这是Fe、Al元素向对方基体母材扩散的结果,其中,Al元素向镀锌钢板一侧扩散更为明显。在根据Fe-Al二元合金相图和表2可知,镀锌钢板母材Mn含量较高;靠近镀锌钢板一侧生成的铝铁金属间化合物为Fe3Al;近熔化区一侧生成的金属间化合物为Fe Al3;中间区的金属间化合物为Fe2Al5;熔化区下部靠近钎焊结合面的亮白色的为固溶体;焊缝熔化区主要为α-Al在熔池金属凝固过程中,达到共晶温度时,熔池金属发生共晶反应并在枝晶边界生成细密的(α-Al+Si)共晶,新生成的(α-Al+Si)共晶体附着在熔化区的铝基体上。另外,通过能谱发现,界面区没有Zn元素,这是由于电弧的温度较高,而Zn的挥发温度仅有906℃,所以在接头形成过程中镀锌钢板上的Zn主要起稳定电弧、润湿铺展、引领焊缝成形的作用,最后大量的锌形成富锌区,使得结合界面区基本上不含Zn元素。整体而言,由图5和表2可知,沿着镀锌钢板→钎焊结合面→焊缝熔化区这条路径上,相分布变化趋势为α-Fe固溶体、Fe3Al、Fe Al3、Fe2Al5金属间化合物、α-Al+Si共晶。

2.2.2 过渡界面区组织

从图6可以观察到,焊接接头过渡界面的反应层为2~3μm的致密生成相,这是因为这一区域电弧的加热温度有所降低,从而使得过渡界面区反应层的平均厚度小于中心界面区的平均厚度。通过能谱发现,如表3所示,靠近钢一侧的亮灰色的化合物层为Fe Al2,中间层灰色的化合物为Fe Al3,靠近熔化区的化合物为富铝的化合物。

2.2.3 富锌区组织

焊接过程中,由于电弧边缘温度较低,焊缝中只发生熔化没有挥发的锌以及镀锌钢板上的锌被保留下来。保留下来的锌引导熔融的焊丝和部分熔化的铝合金母材在镀锌板表面铺展,在熔化的铝合金的推动下,在接头的一侧富集形成富锌区,如图7所示。富锌区是由亮灰色树枝状晶体和枝晶间的黑色物质组成的网状结构,由于锌原子的半径比铝原子的半径小,故在一定程度上阻止了铁铝间相互作用,并且由于电弧边缘温度较低,在富锌区与钢之间几乎没有反应层,如图7所示。铁铝间不能生成致密的化合物层,而是生成了絮状的结构,根据能谱分析结果(表4),该絮状结构为Fe-Al-Zn三元化合物相;由铝锌二元合金相图可知,亮白色的为铝锌α固溶体,图7b中亮白色规则的几何形状相为Al-Si固溶体。

2.3 焊接接头缺陷及形成

铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头的缺陷主要为气孔和缩孔,并且这些缺陷主要集中于焊缝熔化区上部,如图8所示。气孔大多数集中在熔化区的上部及其边角区域,气孔的直径一般约为50μm。气孔形成的原因可能有两个:一是,铝合金母材和焊丝表面的氧化膜焊前清理不彻底,导致焊件表面容易吸附水分、油脂等污染物,焊接过程中该污染物受热分解产生气体(氢气、氧气等),焊缝冷却过程中没有及时逸出而形成了气孔;二是,由于锌的熔、沸点较低,高温电弧使得中心部分的锌挥发,而CMT焊接方法焊接过程中热输入量较低,焊缝的形成时间短,不足以使全部的锌蒸汽从焊缝中逸出而形成了气孔。

在焊接过程中,靠近熔化区一侧的近热影响区中的低熔强化相受热熔化,液态的低熔强化相在晶界处聚集,随后冷却析出。而在冷却的过程中,若液态的强化相在晶界处填充不充足,则在焊后热影响区很容易形成“缩孔”。

综上所述,在铝合金和镀锌钢板CMT法的焊接接头中存在气孔、缩孔等焊接缺陷,但由于这些焊接缺陷主要存在于熔化区的上部,所以对焊接接头的性能影响较小。

2.4 焊接接头力学性能试验

由接头力学性能试验可知:焊缝的拉伸试样断在热影响区,断后的试样宏观形貌如图9所示。焊接接头的最大承载力为5.13k N,抗拉强度可达204MPa,其载荷位移曲线如图10所示。

3 结论

(1)焊接接头由钎焊接头和熔焊接头两部分组成。钎焊接头主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢板母材组成;熔焊接头主要由熔焊接头焊缝、焊接热影响区及铝合金母材组成。

(2)CMT熔钎焊接头中心界面区化合物层的宽度大约为3~5μm,反应层为致密的Fe2Al5金属间化合物层;过渡界面区反应层的宽度为2~3μm,在靠近熔化区的一侧有灰色的絮状物,其成分为富铝的固溶体,在靠近钢一侧致密的灰色物质为Fe Al2金属间化合物层;富锌区是由树枝状晶的铝锌α固溶体和枝晶间的残留铝所组成的网状结构。

(3)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头进行横向拉伸试验。试验结果表明:断裂发生在热影响区,断裂部分有颈缩现象,焊接接头的抗拉剪强度为204MPa。

参考文献

[1]Zhang H T,Feng J C,He P,et al.The Arc Character-istics and Metal Transfer Behavior of Cold Metal Trans-fer and Its Use in Joining Aluminum to Zinc-coatedSteel[J].Materials Science and Engineering A,2009,499(1/2):111-113.

[2]刘中青,刘凯.异种金属焊接技术指南[M].北京:机械工业出版社,1986.

[3]杨修荣.超薄板的MIG/MAG焊——CMT冷金属过渡技术[J].电焊机,2006,36(6):5-7.

[4]石常亮,何鹏,冯吉才,等.铝/镀锌钢板CMT熔钎焊界面区组织与接头性能[J].焊接学报,2006,27(12):61-64.

[5]杨思一,吕广庶,陈惠民,等.Fe3Al金属间化合物性能特点及熔制工艺研究[J].材料导报,2000,8(3):340-343.

金属纳米膜的局域力学性质 篇11

过去十几年,纳米技术迅速发展,人们对纳米膜、纳米管等许多纳米结构也进行了广泛的研究。对于这些纳米结构,一些实验[1,2,3,4]研究表明由于尺寸效应使其相对于体材料变硬,而另外一些实验[5,6,7,8]则得到了相反的结论,也有一些实验[9,10,11]表明小尺寸效应对纳米结构的杨氏模量并没有明显影响。理论研究方面,基于经典连续介质理论发展了半连续理论[12,13]、表面Cauchy-Born模型[14,15]、修正的薄板理论[16]等,这些理论模型将总能量加入了表面能项来描述纳米材料的尺寸效应。与试验结果一样,这些理论模型也得到了不一致的结果。1990年F. H. Streitz[17]发现纳米膜的杨氏模量与相应体材料的杨氏模量不同,此后对纳米膜的力学性质做过大量的研究[18,19,20,21,22] 。这些研究表明在通常情况下的体材料可以忽略的表面效应对纳米膜来说是不可忽略的,而这种效应有时会使得材料变硬,有时则使得材料变软。因此,了解使膜变软变硬的作用机制是有必要的。

本研究采用应力涨落公式[23,24]结合分子动力学的方法模拟计算了不同温度下两类不同势模型(多体势与两体势)的纳米膜的局部弹性常量。其中两体势用的是Lennard-Jones(L-J)势[25],多体势是采用的紧束缚势的二阶矩近似模型(TB-SMA)[26]。此外还采用了一种解析方法与应力涨落方法零温的结果进行比较,得到了相同的结果。结果表明L-J势纳米膜表面软于内部,而TB-SMA纳米膜则在次外层出现了变硬的情况。两种模型都随着温度的升高而变软。

1 理论与方法

1.1 涨落公式

对于各向同性的系统,由应力涨落方法[23]:

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式中:V0、T、Ns分别为体系的体积、温度和原子数目,kB为玻尔兹曼常数,Pij为 微观的应力张量(见式(12)),rab为a、b原子间的距离,Pa、ma则分别是原子的动量与质量,Utot为系统总能量;Cfluijkl是涨落项,来源于在特定温度下热运动的统计涨落,对系统的弹性有负作用;Ckinijkl为动能项,可以理解为理想气体运动的贡献。CBornijkl为Born项,是原子间相互作用势的贡献,中括号表示平均值。

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undefined (3)

1.2 纳米膜模型与分子动力学模拟

考虑一个N层的fcc纳米膜,每层M个原子,总的原子数为Ns=M×N。x、y、z轴分别对应[100]、[10]、[1]面晶向。x轴、y轴取周期性边界条件,膜的2个自由面垂直于z轴。这样体系的总能量就可以写为:

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每一层的能量为:

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式中:Ea为第a个原子的能量,En为第n层的总能量,En a为第n层的第a个原子的能量。这样第n层的局部弹性常数可表示为:

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(7)

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(8)

式中:undefined、undefined、undefined、undefined等分别代表第n层的应力、体积、弹性常数、弹性常数波恩项等。

膜总的弹性常数表示为:

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每层的体积undefined采用文献[19]中的定义:相邻两层原子平分它们之间的空间,而最外层占据的体积为其与次外层平分空间的2倍。

对于体系能量,两体势模型采用的是L-J势:

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式中:D、r0为参数,在这里采用文献[27]给出的L-J fcc晶体模型。多体势模型采用的是TB-SMA势:

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(11)

式中:参数ξ、A、p、q及r0由实验数据拟合得出[27]。

在此模型下建立了一种自由的包含500个原子的10层纳米膜。首先在等温等压条件(NPT系综)下进行分子动力学模拟,得到膜的总应力为零时的构形;然后固定体系的体积与总能量进行分子动力学模拟,记录体系出现的状态并由式(6)得到局域弹性常数。

1.3 解析方法

采用1.2节中给出的模型,由于膜沿x-y面是对称的,因此在x方向与y方向的晶格常数相同设为a,而在z轴方向膜是不均匀的,第n层的厚度设为cn,则总能量可以表示为:

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En为第n层中的原子平均能量。当纳米膜处于平衡态时,其构型应该是一能量最低态,应有:

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求解此方程组便可得到纳米膜的构形a、c1,…cn。第n层的弹性常数可由晶格动力学理论给出:

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而通过计算可以得到此式实际为应力涨落公式中的波恩项。

2 结果与讨论

图1、图2对比了两种作用势解析方法与分子动力学方法极低温度下得到的体积分布(结果分别由应力涨落方法及解析方法得出)。两种方法得到的结果一致,因此,两种处理过程是等价的。图3、图4中两种方法给出的局域弹性常数也是相同的(结果分别由应力涨落方法及解析方法得出)。在低温时涨落公式中只有Born项起作用,因此式(14)与Born项是等价的。

图5为不同温度下L-J纳米膜的局域弹性常数。随着温度的升高膜变软,膜外层要软于内层。这是由于外层自由面处较少数量的原子配位减少了对原子的约束,导致原子更易移动而使膜变软。而随着层数的增多,总的弹性性质趋向与体材料相同,这与Pablo等的结论一致[25]。

图6为TB-SMA膜几种温度下的结果。与L-J膜不同,局域弹性常数是上下波动的,而且次外层要比其它层高得多,最外层则要比其它层软得多。根据文献[19,29]的解释,实际上在膜表面附近影响膜硬度的有两种作用:使得膜变硬的电子重分布以及前面提到的使膜变软的原子配位数的减少。多体势模型中包含了两体势中没有的电子重分布的作用,在这两者的共同作用下多体势膜局域弹性分布出现了上下波动的现象。

3 结论

通过分子动力学模拟及能量求极值等方法得到了纳米膜的局域弹性常数。由于尺寸效应,两体势膜与多体势膜力学性质与体材料相比都有明显的不同。两体势膜的内部硬外部软,且总体要软于体材料,而多体势膜局域弹性常数随层数的分布则有一个明显的上下波动,次外层要明显硬于其它层,最外层最软。这种现象可以认为是膜表面附近电子的重分布与原子配位数减少相互作用的结果。由于多体势的这种特点,可能导致纳米膜硬于或者软于体材料,且两种膜都随着温度的升高而变软。

摘要：应力涨落法是一种研究材料力学性质的有效方法。采用应力涨落法和一种解析方法计算超低温纳米膜的局域弹性常数并分别以Lennard-Jones(L-J)势和紧束缚势二阶矩(TB-SMA)近似为例,比较了两体势与多体势模型的不同。两种方法的结果都表明膜表面软于内部,而多体势(TB-SMA)模型膜中的次外层是最硬的。对比不同温度下应力涨落方法得到的结果,发现随着温度的升高两种势模型的纳米膜都会变软。