发布时间：2022-04-18 09:24:05
开篇：写作不仅是一种记录，更是一种创造，它让我们能够捕捉那些稍纵即逝的灵感，将它们永久地定格在纸上。下面是小编精心整理的1篇力学性能论文，希望这些内容能成为您创作过程中的良师益友，陪伴您不断探索和进步。
1引言
近年来随着经济社会的发展和人们生活水平的不断提高，使得社会对物质产品消费不断提高，从而促进了作为商品重要包装形式的瓦楞纸板行业迅速发展，瓦楞纸板的需求量十分巨大。商品在流通过程中，瓦楞纸板这类纸质包装材料受到流通环境温度、湿度制约，其力学性质和动力学特性也直接受到环境的影响[1]。所以要求产品包装必须满足流通运输环境要求，保证产品的安全可靠性。在实际的流通运输环境下，引起瓦楞纸板力学性能变化的影响因素很多,温度和湿度的变化影响尤其显著,直接影响到瓦楞纸板包装物品的安全性和使用时限。王俊丽、李广生、肖文娟、程小琴等[2-5]通过在不同的含水率条件下瓦楞纸板力学性能的测定，得出瓦楞纸板的力学性能随纸板含水率的增加而下降。DongMeiWang[6]等人在不同温度下，研究温度对纸蜂窝夹层板的含水率的影响，结果表明瓦楞纸板的含水率随着温度的升高而下降；随着温度的变化，瓦楞纸板的含水率发生了变化，最终影响到瓦楞纸板的力学性能。在实际运输过程中，瓦楞纸板的力学性能在不同温湿度环境下的变化比较显著,但目前对瓦楞纸板在模拟运输环境下力学性能的研究却鲜有报道。当前，瓦楞纸板的种类繁多,不同类型的瓦楞纸板会有不同的力学性能。三层UV型瓦楞纸板的需用量非常大，已在精细产品、中小型和高档包装领域逐渐扩展，特别是在一些精密仪表、中小型家电、玻璃陶瓷器皿、医药、干鲜果品、饮料及礼品等的包装上体现得尤为明显。为了更好的解决三层UV型瓦楞纸板实际使用过程中出现的问题，为企业提供更多实际可行的借鉴方案，很有必要的对三层UV型瓦楞纸板的力学性能进行深入研究。
2材料与方法
2.1材料与仪器
实验材料：三层UV型瓦楞纸板，A型，克重为180g/cm2，南宁新大海纸箱厂。实验仪器：17-76型抗压强度测试仪，美国TMI仪器制造公司；LP-80U型恒温恒湿实验试验箱，广东宏展科技有限公司。
2.2实验方法
选择在流通环境下比较常见的温湿度。一般在车厢里面或集装箱内的温度为10℃-50℃，湿度为30%-80%。结合实验室相关条件，相对湿度选取40%、50%、60%、70%、80%、90%，100%的7个水平。温度选取20℃、25℃、30℃、35℃、40℃、45℃、50℃的7个水平。裁切100mm×25mm（长×高）的试样，试样采用GB/T22906.2-2008《纸芯的测定第2部分：试样的温湿处理》[7]进行试样温湿度处理。平压强度采用GB／T22906.9-2008《纸芯的测定第9部分：平压强度的测定》[8]；边压强度采用GB/T6546-1998《瓦楞纸板边压强度的测定法》[9]，粘合强度采用GB/T6548-2011，《瓦楞纸板粘合强度的测定》[10]。
3结果与讨论
3.1温湿度对瓦楞纸板力学性能的影响
3.1.1温湿度对瓦楞纸板平压强度的影响
不同湿度条件下，随着温度升高，各条曲线呈上下波动趋势，波动值在20℃-30℃和40℃-50℃范围内变化不大，在30℃-40℃范围内的变化大，说明三层UV型瓦楞纸板平压强度在温度为30℃-40℃时的影响大；引起这一变化的原因是在30℃-40℃时，在各相对湿度下，瓦楞纸板内的纤维之间容易散失水分，瓦楞纸板的含水率不高，纸板纤维间的氢键力作用比较大。相对湿度为80%时的曲线波动最大，说明温度对相对湿度为80%时的影响是最大的；相对湿度为100%时的曲线波动最小，说明当相对湿度达到最大值时，在各个温度条件下瓦楞纸板内的含水率都非常高，平压强度在此湿度下随着温度的变化比较小。当相对湿度为40%，温度在35℃-45℃时，瓦楞纸板的平压强度达到最大值，这是因为纸板内纤维之间的水分含量比较低，纤维之间的作用力比较大。不同温度时，当瓦楞纸板的相对湿度增加到70%-80%，瓦楞纸板的平压强度下降明显加快。影响瓦楞纸板平压强度主要因素是纤维的作用力，纤维间水分的含量直接影响着纤维间的相互作用力，当环境相对湿度增加到70%后，纸板纤维润胀达到最大程度，纤维间的氢键就会被破坏，使瓦楞纸板的平压强度下降。
3.1.2温湿度对瓦楞纸板边压强度的影响
不同湿度条件下，随着温度升高，各条曲线呈上下波动趋势，波动值在20℃-30℃范围内，变化大，在30℃-50℃范围内，波动值小。说明三层UV型瓦楞纸板边压强度在低温时容易受到温度变化的影响；引起这一变化的原因是当温度升高到25℃左右时，纸板纤维之间的作用力变小造成的；相对湿度为90%和100%时的曲线波动最大，说明在高湿度环境下，瓦楞纸板内随着温度的升高水分散失严重；从图可看出边压强度最大值范围出现在相对湿度为40%温度在35℃-45℃之间，这是因为在低湿高温的环境下，纸板内的水分含量低，水分对纸板结构力学造成的影响比较小，所以纸板结构力比较大。边压强度随着相对湿度的增大不断地变小。不同温度时，当瓦楞纸板湿度增加到80%，瓦楞纸板的边压强度下降更快，说明当瓦楞纸板的湿度到达80%以上时，瓦楞纸板的平压强度受湿度的影响加大，若湿度继续增加，瓦楞纸板就可能失效，在运输中就丧失了作为运输包装的保护产品的功能。
3.1.3温湿度对瓦楞纸板粘合强度的影响
不同湿度条件下，随着温度升高，各条曲线呈上下波动趋势，波动值在30℃-40℃范围内，变化比较大，说明三层UV型瓦楞纸板粘合强度对高温的影响是比较明显的，粘合强度主要的影响因素是粘合剂，在此温度范围内，水分的散失比较慢，导致粘合剂的含水量大，降低了粘合剂的粘合力。从图3还可以看出，随着湿度的增大，粘合强度都在不断下降。粘合强度的最大值范围出现在相对湿度40%，温度为40℃-50℃时，在高温低湿环境下，粘合剂的含水量比较少，粘合剂的粘合力比较大。当相对湿度大于70%时，三层UV型瓦楞纸板的粘合强度下降速率非常大，可能由于相对湿度大于70%时，水分增加较快，瓦楞纸板的粘合剂开始慢慢变软，粘合剂的粘合力不断下降，使得瓦楞纸板的粘合强度下降的速率变大。综合图1-图3所示，在温度为35℃-45℃的运输条件下，当相对湿度为40%时，三层UV型瓦楞纸板的三种力达到相对的最大值，在此条件下最适合物品的运输，可以更好的保护产品。对三层UV型瓦楞纸板力学性能影响比较大的是相对湿度，温度次之。
4结论
本文探讨了模拟流通环境中不同温度和湿度对三层UV型瓦楞纸板的力学性能的影响。研究表明，流通环境的相对湿度对瓦楞纸板的影响较大，温度对瓦楞纸板影响次之；当温度在35℃-45℃之间、相对湿度为40%的状态下，瓦楞纸板的力学性能达到最佳值，此时瓦楞纸板可以最大限度的保证产品的安全性。在运输流通环境下，保证相对湿度不超过70%，瓦楞纸板可以更好保护产品。但要探究其原因，还需要从微观层面，楞纸板的内在纤维的影响等因素进行深入研究，在未来的瓦楞纸板力学性能研究中需要结合结构力学，材料力学等进行细致地分析瓦楞纸板内在的影响因素，开展深层理论研究。
作者：黄剑宗 单位：广西大学轻工与食品工程学院
1试验材料及方法
试验原料为真空冶炼并锻造而成的锻坯，首先在锻坯上截取直径为4.0mm、长10.0mm的圆柱试样，采用热膨胀仪测得合金钢材料的A1和A3分别为710℃和930℃。采用二辊轧机将1200℃保温90min的锻坯热轧为厚度为3.0mm的热轧板，并对其依次进行酸洗、冷轧，最后得到厚度为1.2mm的双相钢冷轧薄板，其主要化学成分w(%)：0.10C、1.35Si、1.88Mn、0.007P、0.0056S，余量为Fe。在冷轧钢板上沿轧制方向截取长220mm、宽60mm双相钢试样，并进行连续退火试验。根据实验测得的A1和A3，确定退火温度分别为735、760、785、810和835℃。将试样加热至退火温度并进行保温处理，保温时间为6min，然后将试样冷却至685℃后淬火到240℃，保温12min后冷却至室温。对工艺参数不同的退火板取样，利用热场发射扫描电子显微镜及EBSD技术对其进行显微组织观察和相结构分析，并采用电子万能试验机对其力学性能按照国标要求进行测试。
2试验结果及分析
2.1显微组织
图1是退火温度为735、760、785、810和835℃时双相钢连续退火后的组织。可以看出，不同温度条件下的退火组织均为马氏体和铁素体，无明显差异。同时发现马氏体（硬相）呈凸起岛状，且均匀分布在铁素体（软相）的晶界上，形成了由软相和硬相组成的双相组织[4]。通过ImagesProPlu和彩色金相图片对不同退火温度下马氏体的体积分数进行定量分析，研究组织中的相构成[5]。统计数据显示，马氏体的体积分数随退火温度的升高由13.8%增加至19.7%，且马氏体岛尺寸增大。这是由于在退火过程中，奥氏体随退火温度的升高逐渐增多；同时，C元素以及其他合金元素的扩散率也增大，奥氏体的尺寸增大。大部分奥氏体组织在淬火处理后转变为马氏体，增加了马氏体的体积分数以及尺寸。由图1还可以看到，马氏体岛中心位置颜色较暗，而与铁素体交界区域出现了光亮圈。这是因为C元素的热扩散速率较大，使其在连续退火过程中扩散较充分，使铁素体与奥氏体中的碳浓度达到了平衡状态。而Mn元素在奥氏体组织中的扩散速率小于其在铁素体组织中的扩散速率，导致铁素体与奥氏体的交界区域成为富Mn区，而淬透性与Mn的含量呈正比例关系，不同淬透性导致其内部较暗，而与铁素体的交界呈现光亮圈。
2.2相结构
退火温度分别为735℃和785℃时，汽车用高Si双相钢材料连续退火后的EBSD图像如图2所示。（采用黑色标记残余奥氏体，其他颜色标记马氏体和铁素体）可以看出，不同退火温度条件下双相钢组织中均得到了分布于铁素体晶界上的粒状残余奥氏体组织。这是由于双相钢材料中Si元素的含量较高，在退火过程可促进铁素体中C元素向奥氏体扩散，提高了奥氏体相中的含碳量；同时在冷却过程中Si元素还可以对碳化物的析出起到抑制作用，降低了奥氏体相中的碳损失。高碳奥氏体相的Ms点较低，因此具有较高的热稳定性，在室温条件下稳定存在并被保留。经测量，残余奥氏体的晶粒直径均小于1μm，稳定性较高。图3给出了双相钢在760℃时退火后的透射照片。可以看出，部分残余奥氏体组织呈薄膜状，分布于板条马氏体组织中。薄膜状奥氏体由于尺寸较小，同时周围包裹了马氏体束，提高了其成核所需表面能，因此增加了其向马氏体转变的难度。
2.3力学性能
表1给出了不同退火温度下双相钢连续退火后的力学性能。可知，随着退火温度升高，试验钢抗拉强度呈现先升高后降低。这是由于当退火温度高于735℃后，马氏体的体积分数开始急剧增加，抗拉强度也随之大幅提高；当退火温度超过785℃后，马氏体的体积分数不再增加，但在冷却阶段生成的铁素体体积分数逐渐增加，相比原始铁素体，新生铁素体的含碳量较高，导致马氏体的含碳量下降，抗拉强度也随之降低。传统低Si双相钢材料的抗拉强度为630MPa时，伸长率为23.0%。相比之下，退火温度为785℃时高Si双相钢材料的综合力学性能较高，抗拉强度为702MPa时，伸长率为25.5%，均高于传统低Si双相钢。伴随退火温度的升高，试验钢的屈强比未发生明显变化，最大为0.58，最小为0.44。传统低Si双相钢材料的屈强比为0.47，相比之下，除735℃退火外，双相钢的屈强比较低，因此其成型性能较好。这是由于钢中的Si元素不仅可以降低铁素体中C元素的含量，还可以对冷却及时效过程中碳化物的析出起到抑制作用，使C元素聚集在奥氏体中；此外，由于新生铁素体出现的无沉淀区降低了双相钢的屈服强度，因此其屈强比也随之下降。
3结论
（1）在汽车用高Si双相钢在连续退火后，铁素体晶界上均匀分布有岛状马氏体和粒状残余奥氏体，这是由于Si元素在退火过程中促进C元素的扩散，在冷却过程中抑制碳化物的析出造成的。（2）随着退火温度的升高，双相钢的抗拉强度呈现先升高后降低。当退火温度为785℃时，高Si双相钢的综合力学性能均高于传统低Si双相钢，有利于改善双相钢的成型性能。
作者：莫树懂 单位：广西交通职业技术学院
1试验
1．1原材料
熟料：采用华新水泥厂的新型干法熟料（石膏外掺），其物理力学性能见表1；硬石膏：其化学成分见表2；脱硫渣：采用武钢的干法烟气脱硫渣，其化学成分见表3；粉煤灰：采用青山热电厂的二级粉煤灰；矿粉：取自武钢粉磨厂，其SO3含量为0．35％；标准砂：采用的标准砂是厦门ISO标准砂。
1．2方法
水泥标准稠度用水量、凝结时间和安定性检验按照GB／T1346—2001《水泥标准稠度用水量、凝结时间、安定性检验方法》［6］进行。水泥胶砂流动度按照GB／T2419—1999《水泥胶砂流动度测定方法》［7］进行。水泥胶砂强度按照GB／T1767l—1999《水泥胶砂强度检验方法》［8］进行。水泥胶砂干缩试验按照JC／T603—2004《水泥胶砂干缩试验方法》［9］进行。
1．3试验配合比
试验中控制熟料掺量为35％，矿粉掺量为30％，通过调节脱硫渣和硬石膏掺量，探讨了脱硫渣及硬石膏掺量的变化对复合水泥性能的影响规律。其中，在脱硫渣和硬石膏复掺试验中，脱硫渣与硬石膏中所含SO3比例为1∶1。
2结果与讨论
2．1硬石膏（未掺脱硫渣）对水泥性能的影响
从A－1到A－3的试验结果中可以看出：随着石膏掺量的增加，水泥标准稠度用水量逐渐增大；水泥的凝结时间有所延长，SO3含量的变化从3．0％～4．0％，水泥初凝时间增加近60min，终凝时间增加近30min；此外，每组水泥的初凝和终凝时间相差60min左右。作出水泥各龄期力学强度随石膏掺量变化趋势图，见图1。从图1中可知，该组水泥试样的3d和28d的抗折强度均随着硬石膏掺量的增加而逐渐增大，其抗压强度与抗折强度有着相同的规律。
2．2脱硫渣（未掺硬石膏）对水泥性能的影响
从B－1到B－3的试验结果中可以看出：随着脱硫渣掺量的增加，水泥的标准稠度用水量呈逐渐增大的趋势，水泥凝结时间也逐渐延长，同样，SO3含量的变化从3．0％～4．0％，水泥的初凝及终凝时间均增加近150min；此外，每组水泥的初凝和终凝时间差达到180min左右。与A－1到A－3的试验结果对比发现，SO3含量相同两组试验，掺脱硫渣的水泥试样的标准稠度用水量、初凝及终凝时间均要大于掺硬石膏的水泥试样，并且随着SO3含量的增加，水泥凝结时间延长的幅度也随之加大。当SO3含量都为3．0％时，两者初凝相差10min，终凝相差131min；SO3含量都为3．5％时，两者初凝相差25min，终凝相差137min；SO3含量都为4．0％时，两者初凝相差103min，终凝相差241min。由此可见，脱硫渣能够明显延缓水泥的凝结时间，并且其缓凝效果要强于硬石膏。脱硫渣对水泥的缓凝作用，增大了水泥初凝和终凝的时间间隔，并且合理掺量的脱硫渣对水泥的缓凝效果能满足相应规范对水泥凝结时间的要求。作出水泥各龄期力学强度随脱硫渣掺量变化趋势图，见图2。从图2中可知，该组水泥试样3d抗折、抗压强度随着脱硫渣掺量的增加先降低后增大，而28d抗折、抗压强度则逐渐增大，并且28d强度值比较接近，脱硫渣掺量从9．2％增加到13．7％，28d抗压强度提高了6．01％。但与A－1到A－3的试验结果对比可发现，相同SO3含量的两组试验，掺有脱硫渣的水泥试样的3d抗折、抗压强度均低于掺硬石膏的水泥试样。与A－1试样相比，B－1试样的3d抗折、抗压强度分别降低11．1％和10．9％；与A－2试样相比，B－2试样的3d抗折、抗压强度分别降低34．1％和40．2％；与A－3试样相比，B－3试样的3d抗折、抗压强度分别降低38．6％和43．2％；然而掺有脱硫渣的水泥试样28d抗压强度值却偏高，与A－1试样相比，B－1试样的28d抗压强度提高了36．2％；与A－2试样相比，B－2试样的28d抗压强度提高了32．8％；与A－3试样相比，B－3试样的28d抗压强度提高了18．6％。由此可见，与硬石膏相比，脱硫渣的掺入对水泥早期强度的发展不利，且随着脱硫渣掺量的增加，3d强度降幅增大；但脱硫渣有利于水泥后期抗压强度的增长。
2．3脱硫渣和硬石膏复掺对水泥性能的影响
从C－1到C－3的实验结果中可以看出：随着SO3含量的增加，水泥试样的标准稠度用水量逐渐增大，但水泥凝结时间相近，变化不明显，水泥初凝时间将近10h，终凝时间到达12h左右，水泥凝结时间明显偏长。由此说明脱硫渣与石膏复掺时会出现更强的缓凝效果，水泥凝结时间大幅延长。作出水泥各龄期力学强度随SO3含量变化趋势图，见图3。从图3中可知，该组水泥试样3d抗折、抗压强度随着SO3含量的增加先降低后增大，28d抗折强度逐渐增大，28d抗压强度却逐渐降低。但是，在相同SO3含量的情况下，与A组实验进行比较发现，其变化规律与B组和A组比较结果的变化规律相似，即C组水泥试样3d强度低于A组试样，但28d抗压强度仍然高于A组试样；与A－1试样相比，C－1试样的28d抗压强度提高了45．2％；与A－2试样相比，C－2试样的28d抗压强度提高了36．2％与A－3试样相比，C－3试样的28d抗压强度提高了13．2％。通过上述分析可知，脱硫渣和硬石膏进行复掺，使复合水泥的凝结时间大幅延长，其凝结时间已经不能满足复合水泥对凝结时间的要求，但其对水泥强度的影响规律和单掺脱硫渣的水泥类似。因此，两者复掺主要对水泥的凝结时间影响较大，可能是由于两者掺配比例不合理的原因。
2．4脱硫渣对水泥干缩性能的影响
为了研究脱硫渣对水泥干缩性能的影响，本次试验中选取A－1、B－1、B－2及B－3四组配比，测定了水泥砂浆的不同龄期的干缩率，试验结果见图4。从图4中可以看出，4组水泥试样的干缩率均随着龄期的增加而增大，在养护的初期阶段，水泥干缩率的增长速率较快，养护14d后，水泥干缩率的增长速率降低；比较A－1和B－1可知，在相同SO3含量的情况下，掺有脱硫渣的水泥试样在各龄期的干缩率均低于掺硬石膏的水泥试样；从B－1到B－3可看出，水泥试样各龄期的干缩率随着脱硫渣掺量的增加而降低。由此可见，脱硫渣的掺入能明显改善水泥的干缩性能，且随着脱硫渣掺量的增加，改善效果越好。
2．5脱硫渣对水泥缓凝及补偿收缩效应机理分析
脱硫渣中Ca（OH）2的含量较高，这使水泥在水化初始即形成Ca（OH）2的高度过饱和液相，对钙矾石生成影响最大的Ca2＋、OH－浓度与普通水泥相比要大的多，在水化初始形成钙矾石的诸离子的溶度积K即超过了形成钙矾石所需的临界值Ksp，钙矾石的析晶速率更快，晶体尺寸更小，生成更具有屏蔽作用的胶体状钙矾石覆盖在水泥颗粒表面，延缓了水泥特别是C3A的水化［10］。而CaSO3·1／2H2O与C3A体系在纯水中水化30min时即可生成胶体状的C3A·CaSO3·11H2O覆盖在C3A的表面，也可能造成C3A在开始之初水化延缓。由于脱硫渣中同时含有硫酸钙和亚硫酸钙这两种物质，可能由于两者的双重作用效果，使得脱硫渣的缓凝效果要强于硬石膏。袁润章等人研究了矿渣在不同介质下呈现出水硬活性的能力，矿渣通常只有在pH值大于12的碱性环境下才能呈现出一定的胶凝能力，同时CaSO4和Ca（OH）2共同作用下对矿渣的激发效果比Ca（OH）2单独激发的效果更加显著［11］。脱硫渣中含有大量的Ca（OH）2、CaSO4等活性激发组分，在大幅度提高水泥水化液相碱含量的同时，不仅可以促进矿渣和粉煤灰活性更早地被激发，还能大大提高矿渣和粉煤灰的二次水化反应程度，进而提高水泥后期强度增长率［12］。通过掺入脱硫渣能促进水泥水化过程中钙矾石晶体的生成，通过钙矾石的吸水肿胀和结晶膨胀作用来达到微膨胀的作用，显著改善水泥的收缩和抗裂性能。
3结论
a．脱硫渣与硬石膏相比，比表面积较大，需水量多。b．脱硫渣对复合水泥的缓凝效果要好于硬石膏，其缓凝时间能满足复合水泥对凝结时间的要求，脱硫渣能够取代硬石膏用做水泥缓凝剂。但将两者复掺时，复合水泥的凝结时间却大幅延长，其缓凝时间不能满足复合水泥对凝结时间的要求，两者复掺比列还需进一步研究。c．脱硫渣对复合水泥早期强度影响不利，却能提高水泥后期强度的增长率；在SO3含量相同时，B组水泥试样（脱硫渣掺量9．2％～13．7％）与A组相比，3d抗压强度下降10．9％～43．2％，而28d抗压强度提高了18．6％～36．2％。d．在合理掺量范围内，脱硫渣的掺入能明显改善复合水泥的干缩性能，且随着脱硫渣掺量的增加，改善效果越好。
作者：拓守俭 单位：武汉理工大学
摘要:研究了普通混凝土、聚丙烯纤维混凝、钢纤维混凝土及混杂纤维混凝土高温后的抗压强度、抗折强度及力学性能残余率的变化规律。结果表明，混凝土的力学性能随着温度的升高而逐渐降低;温度小于400℃时，聚丙烯纤维混凝土力学性能有所改善，温度大于400℃时，改善作用不明显;800℃时，钢纤维混凝土力学性能残余率都较高;混杂纤维混凝土抗压强度改善作用最显著，残余率最高。
关键词:高温；纤维；混凝土；力学性能
我国城市化水平的迅速提高，带动建筑业的飞速发展。房屋密集程度加大，高层超高层建筑越来越多，人口居住密度不断增大，建筑物发生火灾的概率明显加大。建筑物一旦发生了火灾，将给人民群众的生命财产和安全造成巨大的损失［1，2］。据统计，现阶段我国每年发生的火灾中，建筑火灾占火灾总数的一半以上，直接经济损失占火灾总损失的80%以上［3］。混凝土以其取材方便、制备简单、适应性强等特点，被作为结构的主导材料大量应用于土建工程中，并且还将会长期占据土木工程领域的主导地位。纤维混凝土是以混凝土为基体，以金属纤维或有机纤维增强材料组成的一种水泥基复合材料，最常见的纤维就是钢纤维、聚丙烯纤维及二者混杂使用［4～6］。掺入的纤维可以有效地克服混凝土抗拉强度低、易开裂、抗疲劳性能差等固有缺陷［7，8］。聚丙烯纤维混凝土、钢纤维混凝土及混杂纤维混凝土在工程中实际都有大量的应用，因此研究其高温后的力学性能变化十分有必要。研究普通混凝土、聚丙烯纤维混凝土、钢纤维混凝土及混杂纤维混凝土在高温后力学性能的变化及残余值，对火灾后建筑物的安全评定及加固提供指导。
1原材料及试验方法
1．1原材料
江西海螺P•O42．5普通硅酸盐水泥;江西德安碎石，5～20mm连续级配;赣江中砂，细度模数2．7，含泥量0．8%。聚丙烯纤维由长沙博赛特建筑工程材料有限公司提供，性能参数如表1所示：钢纤维来自浙江博恩金属制品有限公司，性能参数如表2所示。
1．2试验方法
抗压强度试件采用100mm×100mm×100mm模具成型，抗折强度试件采用100mm×100mm×400mm模具成型。1d后脱模，在标准养护室中养护至28d龄期进行相应测试。高温炉升温速度为10℃/min，分别升高至200℃、400℃、600℃和800℃，保持3h以保证试件内外温度一致，加热结束后自然冷却，7d后进行力学性能测试。
1．3混凝土配合比
以强度等级为C40混凝土为研究对象，研究其高温后力学性能的变化。配合比如表3所示，其中纤维量按照体积掺量掺入。
2结果与讨论
2．1纤维混凝土高温后抗压强度变化
普通混凝土及纤维混凝土在20℃、200℃、400℃、600℃和800℃后抗压强度值及抗压强度残余率如图1、图2所示。如图1所示，普通混凝土及纤维混凝土抗压强度值都随着温度的升高而降低，在相同温度条件下，各组混凝土抗压强度值的大小都呈现如下规律:普通混凝土＜聚丙烯纤维混凝土＜混杂纤维混凝土＜钢纤维混凝土。如图2所示，普通混凝土及纤维混凝土抗压强度残余率都随着温度的升高而降低，在相同温度条件下，各组混凝土抗压强度残余率变化规律与强度值变化规律有所不同:普通混凝土＜聚丙烯纤维混凝土＜钢纤维混凝土＜混杂纤维混凝土。这说明纤维混凝土较普通混凝土具有更高的耐高温性能。不同温度条件下，各组混凝土受温度影响也不尽相同。200℃时，普通混凝土抗压强度残余率为79%，而纤维混凝土都保持在85%～88%之间;400℃时，普通混凝土抗压强度残余率只有54%，纤维混凝土达到70%～73%;600℃时，普通混凝土和聚丙烯纤维混凝土的抗压强度残余率为38%左右，钢纤维混凝土和混杂纤维混凝土抗压强度残余率大于50%;800℃时，普通混凝土和聚丙烯纤维混凝土的抗压强度残余率为23%左右，钢纤维混凝土和混杂纤维混凝土抗压强度仍具有33%残余。普通混凝土随着温度的增加，都呈现出明显的强度损失;当温度小于400℃时，纤维混凝土都具有很高的抗压强度残余率，当温度大于400℃时，聚丙烯纤维混凝土抗压强度残余率显著降低;钢纤维混凝土和混杂纤维混凝土在不同温度条件下，都具有较高的抗压强度残余率。
2．2纤维混凝土高温后抗折强度变化
普通混凝土及纤维混凝土在20℃、200℃、400℃、600℃和800℃后抗折强度值及抗压强度残余率如图3、图4所示。如图3所示，各组混凝土抗折强度值都随着温度的升高而降低，在相同温度条件下，各组混凝土抗折强度值的大小与抗压强度具有相同规律，不同的是，钢纤维混凝土和混杂纤维混凝土的抗折强度明显高于普通混凝土和聚丙烯纤维混凝土。如图4所示，各组混凝土抗折强度残余率都随着温度的升高而降低;200℃、400℃和600℃条件下，各组混凝土抗折强度残余率规律相同:混杂纤维混凝土＜钢纤维混凝土＜普通混凝土＜聚丙烯纤维混凝土，温度为800℃时为:普通混凝土＜聚丙烯纤维混凝土＜混杂纤维混凝土＜钢纤维混凝土。钢纤维混凝土和混杂纤维混凝土的抗折强度在各个温度条件下都明显大于普通混凝土及聚丙烯纤维混凝土;聚丙烯纤维的掺入使得混凝土抗折强度略有增长，但不明显;钢纤维和混杂纤维显著增加了混凝土的抗折强度。在800℃条件下，钢纤维混凝土的抗折强度仍大于7MPa，与20℃时普通混凝土抗折强度相差不大(8．3MPa)。
2．3机理分析
混凝土及纤维混凝土在高温后力学性能发生明显变化，究其原因主要分为以下两方面:一是混凝土自身原因，另一个是不同种类纤维的理化性能不同。200℃时，自由水和物理结合水逸出，Aft发生分解，水化产物有所减少，水泥浆的热膨胀，会导致骨料水泥浆体界面处原始裂纹的发展，从而导致混凝土强度衰减［9，］。400℃左右时，水泥浆体中的水化硅酸钙和水化铝酸钙开始脱水，同时大量水蒸气的外逸冲刷和挤胀作用，又扩大了裂纹和孔隙，使水泥浆体中孔隙平均尺寸和微裂纹迅速增大，混凝土力学性能进一步降低。500℃时，水泥石中的氢氧化钙晶体受热分解，引起吸热反应，孔隙含量急剧增加［10］;硅质骨料中的二氧化硅晶体发生相而体积膨胀，骨料体积的增加使得骨料与水泥浆体之间的裂缝增大。600℃时，孔隙水完全失去，混凝土宏观破坏开始，因而其力学性能大幅下降，在600～700℃之间C－S－H凝胶分解［11］。800℃时石灰岩骨料膨胀、开裂，并产生二氧化碳气体，混凝土强度进一步降低。聚丙烯纤维熔点较低(168℃)，在高温下熔解而失去作用，但因其液态体积远小于固态所占空间，于是形成众多小孔隙，并由于聚丙烯纤维分散的均匀性及纤维细小且量又多，使得混凝土内部孔结构发生了变化，孔隙的连通性加强，为混凝土内部水分的分解蒸发提供了通道，从而缓解了由于水分膨胀所形成的分压，使内部压力大大降低，从而降低了水蒸气的冲刷和挤胀作用，降低裂纹的扩展［12］。因此在温度小于400℃时，聚丙烯纤维混凝土强度显著大于普通混凝土。钢纤维熔点高，自身力学性能受温度影响较小，另外，钢纤维的桥接作用和阻裂作用限制了混凝土在温度急剧变化和高温环境下产生的体积变化，减轻了混凝土内部微缺陷的引发和扩展，使混凝土在高温条件下表现出较好的力学性能［13］。
3结论
(1)混凝土及纤维混凝土的抗压强度、抗折强度及其残余率都随着温度的升高而降低。(2)纤维的掺入对混凝土高温力学性能具有改善作用，聚丙烯纤维在温度不超过400℃时改善作用显著，钢纤维在800℃时改善作用仍明显。(3)混杂纤维混凝土高温后抗压强度残余率最高。
作者：郑腰华 单位：江西铁建工程检测有限公司
摘要：本文利用复合微粉氮化硅和氧化铝对水泥净浆进行改性，研究了不同复合微粉氮化硅和氧化铝的掺量以及比例对水泥净浆的力学强度的影响。
关键词：复合微粉；水泥净浆；比例；掺量；力学强度
1研究背景
随着现代材料科学的进步，混凝土已逐渐向高强度、高性能、多功能和智能化方向发展，而水泥作为混凝土的主要材料之一，对其性能的改善，可以在很大程度上提高混凝土的性能。随着超细粉体领域研究的深入，应用微细粉对水泥材料进行改性的研究已经开始起步［1］。特别是近年来，人们在提高水泥硬化浆体的微观结构和性能方面做了许多改进性的工作。
2研究试验
试验所用原材料:P．O42．5普通硅酸盐水泥;Si3N4微粉;Al2O3微粉;水。
2．1试验方案
本试验在保持用水量不变的情况下，将复合微粉Si3N4和Al2O3按不同的比例(1:0、1:1、1:2、1:3、0:1)和不同的水泥取代量(0%、1%、3%、5%、9%)，配制水泥净浆试块，分别研究复合微粉Si3N4和Al2O3不同的比例和取代水泥量时，对水泥净浆的物理力学性能影响规律。净浆试验空白配比为:水泥500g，水140ml。
2．2试验方法
试验采用抗压强度为测试指标，分别测定Si3N4和Al2O3微粉以不同的比例和水泥取代量对水泥净浆的物理力学性能的影响。试件成型脱模后放入标准养护室养护至相应龄期，再分别测定其3d、7d和28d的抗压强度，并与空白试验作比较。
3试验结果
3．1单掺Si3N4对水泥净浆的抗压强度的影响
不同水泥取代量的Si3N4微粉的水泥净浆的3d、7d和28d抗压强度结果。
3．2单掺Al2O3对水泥净浆的抗压强度的影响不同水泥取代量的Al2O3的水泥净浆的3d、7d和28d抗压强度。
3．3掺加复合微粉Si3N4和Al2O3对水泥净浆的抗压强度的影响
(1)复合微粉Si3N4和Al2O3比例为1:1时，不同水泥取代量的水泥净浆的3d、7d和28d抗压强度。(2)复合微粉Si3N4和Al2O3比例为1:2时，不同水泥取代量的水泥净浆的3d、7d和28d抗压强度。(3)复合微粉Si3N4和Al2O3比例为1:3时，不同水泥取代量的水泥净浆的3d、7d和28d抗压强度。
(4)分析。当Si3N4和Al2O3的质量之比为1:2、取代水泥量为5%时，水泥石的早期和后期强度均达到最大，此时微粉的掺量和比例是复掺时的最佳掺量，其后期强度最高的原因，可以归纳为以下两点:(1)Si3N4在水泥石中起到微集料效应，填充在水泥颗粒之间，使水泥石结构密实。(2)Al2O3在碱性条件下，生成了铝胶，起到填充的作用，使水泥石结构更加的致密。随着水泥取代量的增加，当超过一定量时，其后期强度随着水泥取代量的增加呈现降低的现象，是由于复合微粉取代水泥超过一定量后，致使水泥水化产物的数量减少，且Al2O3水化生成了C－A－H固溶体，因此即使有Si3N4和铝胶的填充作用，不足以弥补由于水泥用量的减少和C－A－H固溶体而引起的水泥石强度的降低。
4结论
通过对复合微粉Si3N4和Al2O3在水泥中不同的取代量对水泥石力学强度试验的机理分析可以得出:(1)Si3N4微粉在水泥石中主要起到的是填充的作用，主要体现在提高水泥石的早期强度上。Al2O3微粉在水泥石中发生了反应，在早期主要生成铝胶，填充于水泥颗粒间，提高其早期强度。(2)当Si3N4和Al2O3微粉在复掺比例为1:2，取代水泥量为5%时，可以最大限度的提高水泥石的强度。此时，水泥石的强度要高于单掺Si3N4和单掺Al2O3的任何掺量的强度。此掺量即为复合微粉Si3N4和Al2O3的最佳掺量。
作者：楚菁苗 单位：中铁二十局集团第二工程有限公
摘要:以强度作为评价指标，选取硫酸钠、氯化钙、二水石膏三种激发剂进行了试验，分析了不同激发剂及其掺量对水泥基材料力学性能的影响，并得到了掺入激发剂水泥基材料的强度发展规律，结果表明:氯化钙的后期激发效果最好。
关键词:激发剂，水泥基材料，抗压强度
中图分类号:TU502 文献标识码:A
0引言
生产1t水泥熟料，将向大气排放1t二氧化碳，严重污染了大气环境。随着人类对环境保护愈加重视，建材工业也提出了发展生态型、绿色环保材料的目标。如何减少水泥基材料中的水泥用量，同时又能达到材料的使用强度要求，已成为建筑材料研究中的一个热点问题［1］。目前，粉煤灰作为一种工业废渣，在建筑材料方面得到了较为广泛的应用［2］。粉煤灰活性激发较为有效的方法主要有3种:1)物理活化，在机械粉磨破坏作用下，粉煤灰的玻璃体将更加分散，比表面积大幅增加，从而分子热运动加速，促进粉煤灰的水化;2)化学活化，即通过碱(石灰、水玻璃等)、硫酸盐(CaSO4，Na2SO4等)、氯盐等化学激发剂来激发粉煤灰的活性;3)热力激发方法，热力激发是指粉煤灰在蒸汽养护的水热条件下，使其硅氧四面体聚合体解聚成单聚体和双聚体［3，4］。相比其他激发方式，化学激发受场地和工艺条件制约影响小，是较为常用的激发方式。到目前为止，许多学者采用不同化学激发剂，进行了一些水泥砂浆和混凝土的化学激发试验，取得了许多成果。蔺喜强等认为单掺氯化钙对粉煤灰水泥砂浆的激发效果优于氯化钠等化学分析［4］。刘妍等认为硫酸钠对钛石膏—粉煤灰复合胶凝材料的激发效果较好，并根据其具体试验条件得到了最佳掺量［5］。从许多研究可以看出，对于同种化学激发剂的激发效果存在一些矛盾的结论。事实上，化学激发的效果和具体试验条件密切相关，一些文献中的矛盾应归因于不同的实验条件［6］。通常，最佳的激发措施和激发剂的掺量都要通过试验得到。本文拟通过选取不同激发剂，替代部分水泥用量，以强度作为评价指标，研究不同化学激发剂对水泥基材料力学性能的影响，为水泥基材料绿色环保化提供一定的试验依据。
1原材料与配合比
水泥:宁波市售海螺32．5级复合硅酸盐水泥(P．C32．5)，其物理力学性能指标见表1，化学成分指标见表2;粉煤灰为浙江宁波北仑港电厂生产的Ⅰ级粉煤灰(FA)，化学成分指标和物理性质见表2和表3;水:自来水;砂:普通河砂，细度模数为2．7，Ⅱ区级配合格。激发剂:硫酸钠、氯化钙、二水石膏。试验配合比见表4。为研究不同激发剂对水泥砂浆性能的影响，优选出较好效果的激发剂，选取硫酸钠、氯化钙、二水石膏作为激发剂进行了试验。采用标准砂，制作砂浆试件，来研究这几种激发剂对不同试块强度的影响。激发剂的用量按水泥用量的百分比来进行计算，分别为1%，3%，5%，试验配合比见表4。
2制备与测试方法
按照各配合比和规范GB/T17671水泥砂浆强度检验方法进行试验，制作160mm×40mm×40mm的水泥砂浆试块，24h后拆模，并移入水池中进行室温下的浸水养护，到3d，7d，28d时对水泥砂浆试块抗压强度进行测试。
3试验结果与分析
3．1不同激发剂对抗压强度的影响
图1表示了各激发剂掺量均为1%时，3种激发剂对砂浆不同养护龄期时抗压强度的影响规律。由图1看出，掺加3种不同激发剂的粉煤灰水泥胶砂在3d和7d早期的强度均高于未掺加激发剂的空白样，但二水石膏对早期3d的激发效果不明显，氯化钙和硫酸钠的激发效果较好，分别提高了20%和16%。在28d时，各激发剂对强度增长的贡献较大。氯化钙的后期激发效果最好，比空白样高约5．7MPa，二水石膏的后期激发效果最小，仅比空白样高3．9MPa。上述3种激发剂对粉煤灰的激发作用大小为氯化钙＞硫酸钠＞二水石膏。这种现象应归因于粉煤灰的化学性质为弱酸性，主要成分是SiO2，Al2O3，其在碱性环境中OH－的作用下，粉煤灰颗粒表面的硅氧键和铝氧键断裂形成不饱和键，容易与水泥体系中形成的Ca(OH)2反应生成水化硅酸钙C-S-H和水化铝酸钙C-A-H等胶凝材料。然而粉煤灰火山灰反应所需的Ca(OH)2只有在后期才能较为充分地生成。这就是掺加激发剂试块的强度在早龄期略高于空白样，而水化后期强度比空白样有了很大的提高的原因。
3．2不同激发剂掺量对抗压强度的影响
对不同激发剂在不同掺量条件下的粉煤灰水泥胶砂强度进行了研究，根据表4的试验配合比成型试件进行测试，试验结果分别见图2～图4。图2表示了二水石膏对粉煤灰水泥胶砂抗压强度的影响。由图2中结果可知，在本论文研究的二水石膏0%～5%范围内，3d龄期时，各种二水石膏掺量的水泥胶砂试块抗压强度差别不大，均略高于基准空白胶砂，这说明在3d龄期时水泥胶砂的抗压强度提高不明显，起不到早期使水泥能够强度变快的作用。但随着龄期增加，掺二水石膏的胶砂强度增长较快，在28d时，掺1%二水石膏的水泥胶砂比基准胶砂强度提高22%。图3表示了硫酸钠对粉煤灰水泥胶砂抗压强度的影响。由图3可知，在本文研究的硫酸钠0%～5%范围内，3d龄期时，各种硫酸钠掺量的水泥胶砂试块抗压强度差别不大，均略高于基准空白胶砂，但可看出，随着硫酸钠掺量增大到5%，抗压强度相比1%和3%掺量时更低。随着龄期增加，掺硫酸钠的粉煤灰水泥胶砂强度增长较快，在28d时，掺1%硫酸钠的水泥胶砂比基准胶砂强度提高27%。图4表示了氯化钙对粉煤灰水泥胶砂抗压强度的影响。由图4可知，在本文研究的氯化钙0%～5%范围内，3d龄期时，相比前述的硫酸钠和二水石膏，各种氯化钙掺量的水泥胶砂试块抗压强度较高，可见氯化钙的早期激发效果更好;但亦可看出，随着氯化钙掺量增大到5%，28d抗压强度相比1%和3%掺量时更低，对于氯化钙而言，掺量不宜过高;随着龄期增加，掺氯化钙的粉煤灰水泥胶砂强度增长较快，在28d时，掺1%硫酸钠的水泥胶砂比基准胶砂强度提高32%。本文采用的激发剂对粉煤灰水泥胶砂的激发机理主要有以下几个方面，试验中所用激发剂主要成分为硅酸盐和硫酸盐，二水石膏的主要成分为二水硫酸钙，含有较多的钙离子，因此激发剂中的硫酸根离子在钙离子的作用下，可以与溶解在液相石膏中的氧化铝发生水化反应生成钙矾石(AFt)，与此同时，和水泥水化机理一样，激发剂中所含有的硅酸盐水化后也能够形成C-S-H凝胶，这些水化生成的钙矾石和C-S-H凝胶可以填充粉煤灰水泥砂浆中的孔隙和空隙，降低其孔隙率，使水泥砂浆更加致密，从而强度更高。从图2～图4的结果可以看出，各种激发剂的掺量存在极限，在给定的实验条件下有一个最佳掺量。这要归因于激发剂本身的组成与性质，其主要成分是盐，如果掺量过高，在粉煤灰水泥胶砂水化后期，激发剂会在试样表面以薄层结晶的形态析出，即激发剂中的硫酸盐成分会引起泛霜现象［7］。
3．3掺激发剂对粉煤灰水泥胶砂经济性的影响
根据本文的实验结果，在掺1%胶凝材料总量的激发剂时，以粉煤灰等量取代20%水泥配制的粉煤灰水泥砂浆，其力学性能(抗压强度)高于不掺激发剂的空白组试件22%～30%，明显优于空白组的抗压强度。相比水泥的价格，粉煤灰是工业废渣，非常廉价，本文采用的氯化钙激发剂的掺量很小，仅为1%。所以，选择合适的激发剂种类，掺加适量的激发剂，可以节约水泥20%，既能满足其力学性能要求，又是环保节能的绿色建材，且降低了建材的成本。
4结语
1)掺有激发剂的粉煤灰水泥胶砂早期强度均高于空白样，相比氯化钙，硫酸钠和二水石膏激发剂对粉煤灰早期活性的激发作用不明显;在水化28d时，各激发剂单掺对粉煤灰的激发作用大小为氯化钙＞硫酸钠＞二水石膏。2)各种激发剂在不同掺量的情况下，硫酸钠与二水石膏对粉煤灰的激发效果随着其掺量的增加而减弱，在1%掺量时最佳;氯化钙对粉煤灰的激发效果在其掺量为1%和3%时均较好，在5%掺量时反而抗压强度下降。3)氯化钙激发剂对粉煤灰活性的激发效果最好。这表明选择合适的激发剂种类，掺加适量的激发剂，可以节约水泥20%，既能满足其力学性能要求，又是环保节能的绿色建材，且降低了建材的成本。
作者：杨颖志 单位：中国铁路总公司广州铁路( 集团) 公司职工住房建设指挥部
摘要：文章介绍了紧固件用TB8棒材的生产流程，研究了热处理制度对TB8棒材力学性能的影响。结果表明棒材在750℃～830℃保温0.5h～2h，抗拉强度为800MPa～1000MPa，剪切强度大于570MPa；随后因时效温度的变化，分别可得到1100MPa、1200MPa、1300MPa不同强度级别的棒材。
关键词：紧固件；TB8钛合金；力学性能
TB8钛合金属亚稳定β钛合金，名义成分Ti-15Mo-3Al-2.7Nb-0.2Si，国外对应牌号为Beta-21S（UNSNumberR58210）。该合金具有优良的比强度、焊接性能、抗蠕变性能、高温抗氧化性能和耐腐蚀性能，同时经热处理可获得高强度。TB8钛合金可以在固溶状态和固溶时效状态下使用，固溶状态的使用温度为200℃，固溶后冷成型状态的使用温度为150℃，固溶时效状态的最高使用温度为550℃[1]。由于优异的综合性能，TB8钛合金已成为理想的航空航天紧固件用材料[2，3]，并拟纳入GJB2219《紧固件用钛合金棒（线）材规范》修订版中。规范中固溶制度为（780～810）℃保温（0.5～2）h，空冷；时效制度为（520～560）℃保温（8～12）h，空冷。文章通过研究热处理工艺对TB8紧固件用棒材力学性能的影响，为今后该合金的工业化制备及应用提供参考数据。
1棒材制备
由于TB8钛合金含有较多的Mo、Nb等β稳定元素，铸锭采用3次真空自耗电弧炉熔炼制备，铸锭规格为直径φ580mm，化学成分见表1。铸锭在β相区经多火次锻造后，制备为直径φ150mm、组织均匀的棒材坯料，并进行了表面机加工处理。采用金相法对TB8相变点进行测定，结果为810～815℃。随后成品棒材制备并未采用传统的精锻后轧制工艺，而是采用了效率更高的高速连轧工艺。分2次将φ150轧制为直径10mm的棒材，单只棒材重量约为25kg。
2热处理结果及分析
2.1固溶制度及力学性能
对制备的φ10mm棒材，截取试样后在780℃～850℃分别进行7组试样的固溶处理，温度间隔为10℃。因棒材规格小，固溶时间均采用0.5小时，冷却方式采用空冷。同时在相变点上及相变点下，分别选取800℃及830℃两个温度，固溶时间从0.5h～1.5h做了固溶试验，固溶时间间隔为0.5h。固溶处理的具体制度及性能见表2。
2.2时效制度及力学性能
选用800℃/0.5h.AC作为固溶制度，时效温度在460℃～620℃，时效时间为8.5h，进行了9组时效处理，时效温度间隔为10℃。同时在固溶及时效温度不变的前提下，对时效时间从6～12分别进行了时效处理，时间间隔为1小时。固溶处理的具体制度及性能见表3。
2.3热处理与力学性能的分析
由表2可以看出，连轧工艺生产的TB8棒材，在相转变点以上40℃范围内固溶，因固溶时间短，温度范围小，因此晶粒尺寸相对稳定，固溶温度对棒材的力学性能影响很小；在相转变点以下30℃范围内固溶，随着固溶温度降低，棒材强度有下降趋势，塑性逐渐上升，在此温度区间内力学性能并不会有显著变化。同时在相变点附件的温度区间内延长固溶时间，对于力学性能并不会显著变化。因此在工业化生产中，小规格棒材可适当减少固溶时间，有利于经济型。后期试验证明经800℃/0.5h.AC固溶处理的棒材试样，晶粒度评级为7级，剪切强度为620MPa；冷顶锻工艺中，锻后高度与锻前高度之比为1：3时，棒材表面无裂纹。完全满足航空紧固件用棒材的要求。由表3可知，时效温度对棒材力学性能影响显著，随着时效温度的降低，强度增加，塑性降低；但延长时效时间并不能对力学性能产生显著影响。通过调整时效温度，可以获得不同强度级别的棒材。
3结束语
（1）TB8钛合金固溶温度控制在相变点附近40℃内，强度和塑性可得到较好的匹配，强度Rm≥820，延伸率A≥15%，断面收缩率Z≥15%，且随着固溶的时间延长，强度及塑性不会有显著变化。（2）时效温度对TB8钛合金的抗拉强度影响显著，在（620-480）℃随着时效温度降低，强度提高，塑性降低。（3）对于连轧工艺生产的TB8钛合金紧固件用棒材，通过热处理可得到强度级别为1300MPa、1200MPa和1100MP的棒材。
作者：胡志杰 冯军宁 马忠贤 王田 单位：宝钛集团有限公司
摘要:为了验证热成型工艺对Q345R热轧钢板力学性能的影响，通过模拟成型热加工方法，采用正火处理Q345R热轧钢板，分析其力学性能和组织变化。结果表明，Q345R热轧钢板采用热成型工艺制备封头时，由于热成型过程中，轧制强化效果减弱，组织粗化、力学性能降低。因此Q345R热轧钢板不适合用于制作强度富裕度小的热成型封头。
关键词:力学性能;热成型;金相组织
Q345R钢板是由原来的16Mng、16MnR和19Mng组合并成的［1］，具有良好的综合力学性能和工艺性能。目前，Q345R钢板是我国用途最广、用量最大的压力容器专用钢板，广泛应用于辅机和化工容器壳体设计。封头是用热轧钢板热成型的，成型后是否需要重新热处理，在HG/T20584《钢制化工容器制造技术要求》标准的加工和成型中规定为:热轧状态使用的钢材，热加工后一般可在加工状态使用。Q345R在《GB713—2008锅炉和压力容器用钢板》中其热处理状态为热轧、控轧或正火。由于热轧钢板的经济性，特别是控轧热轧钢板，在容器设计中，如能满足要求，一般首选控轧热轧钢板。按封头成型的控制温度，一般分为冷成型和热成型。冷压变形后(旋压也是在冷态下进行的)，封头的硬度、强度增大，塑性、韧性降低，出现加工硬化现象;同时由于成型原因，冷成型时尺寸精度和减薄量相对于热成型要差。根据GB150—2011规定:对于碳钢、低合金钢，成型后减薄量大于10%且变形率超过5%的，应在成型后进行相应热处理，恢复材料的性能。对于热成型，由于加热可以提高材料的塑性、降低变形抗力;相比于冷成型，其减薄量要小，而且成型尺寸好，能很好地满足尺寸要求。由于封头尺寸大、板厚，变形抗力很大，不易变形，同时为保证封头环缝的对接尺寸，一般采用热成型。Q345R钢的临界温度点Ac3为850℃左右，正火温度为880～940℃［2］，封头热成型时，一般采用将封头板料加热至950～980℃，即既要保证原材料充分奥氏体化、又要避免温度过高，造成晶粒粗大从而损害其理化性能。根据Q345R钢的临界温度点及封头成型工艺的要求确定封头热成型的加热温度，温度的制度应尽量提高加热温度，便于封头的压制及成型，同时避免钢加热时导致过热发生。我们制定了Q345R控制热轧钢板制备封头热成型工艺的加热温度，通过模拟成型热加工方法，采用正火处理Q345R控制热轧钢板，分析其力学性能和组织变化，为封头的热成型生产提供参考。
1试验材料
实验采用压力容器专用的Q345R钢板，其屈服强度为340MPa，状态分别为:热轧、控轧或正火。伸长率大于21%(60mm以上为20%)，0℃的V型冲击功大于41J，本实验采用26mm厚热轧钢板。根据Q345R钢冷却临界点Ar3(约820℃)［2］，压制时加热一般分为950～980℃和900～930℃两种情况(即终压温度在Ar3以上和以下两种情况)，工艺图见图1。因此分别采用975、915℃对钢板进行正火处理，分析钢板的力学性能变化。采用模拟封头热成型的加热过程对钢板进行处理，具体工艺参数，见图1。采用拉伸试验机、冲击试验机检测模拟处理态钢板的力学性能;研究正火处理对模拟封头成型处理Q345R钢板力学性能的影响;采用光学显微镜观察材料的组织。
2试验结果与分析
表1为Q345R钢板原材料化学成分及力学性能，表中数值是2次实验的评价值，A、B组原材料为不同批次的供货材料，可见不同批次的原材料力学性能有一定的差异。表2为经过975℃正火后钢板的力学性能，与表1中的力学性能比较，正火使Q345R的屈服强度从430MPa降低到305MPa;抗拉强度从560MPa下降到505MPa。对比A、B组原材料的数据，可知B组的力学性能高于A组，根据原材料的元素含量可知，B组试样中C、Mn含量比A试样高，这是其力学性能差异的主要原因。表3为920℃正火后钢板的力学性能，从表3可知，在920℃正火后Q345R的力学性能比原材料状态也有较大的降幅，力学性能与975℃正火一致。对比表2和表3可知，降低正火温度对Q345R热轧钢板力学性能没有改善，也就是说，采用Q345R热轧钢板制作容器封头，不适合采用热成型工艺。图2为Q345R钢板的金相组织形貌图，其中图2(a)为热轧态，具有明显的带状组织结构，晶粒度细小均匀;图2(b)和2(c)为正火态。由图可知，与热轧态相比，正火态的组织变粗;随着正火温度的升高，组织粗化，975℃正火的组织明显比915℃的大。正火导致组织的粗化是强度、冲击功等力学性能下降的原因。从表1、表2、表3及图2可知，热加工对热轧板的金相形貌、力学性能具有较大的影响。图2(a)为热轧态组织，通过控制加热温度、轧制温度、变形制度等工艺参数，控制奥氏体组织的变化规律和相变产物的组织形态，达到细化组织，获得高的强度和韧性，如表1数据所示。其控制轧制温度、压下量、冷却速度、以及终轧温度等措施，使钢板的性能达到良好的强韧性配比。良好的力学性能是因为γ相和α相相晶粒尺寸之间的联系，α组织的细化主要通过γ晶粒细化而达到;在非再结晶区进行最后的压制，在再结晶温度以下的变形生成“螺旋式加工”的γ晶粒组织，形成较细的α晶粒。热轧钢板通过形变后获得了较高的屈服强度、较低的冲击转变温度、良好的冷成型性、特别是冷弯性能，改善了韧性和焊接性［3］。在容器封头成型过程中，正火在提高热轧板成型工艺性能的同时，也降低了控轧控冷热轧钢板的抗拉强度，降低80～120MPa;与钢板热轧成型相比，由于封头成型过程中变形力比热轧力小很多，变形量几乎可以忽略，并且随后的冷却控制也不如热轧钢板，这样导致热轧钢板正火后其晶粒度比原始态粗大，见图2(b)和2(c)。考虑到热处理的需要，适当提高了钢的碳当量，虽然会导致热轧后钢板的延伸率或冲击功有所降低，但延伸率或冲击功可以采用正火处理获得提高［4－7］。
3结论
在915～975℃之间对Q345R热轧钢进行正火热处理，会导致其组织变粗，拉伸强度、冲击功等力学性能降低;因此对于强度要求较高，屈服强度富裕度小于20MPa的封头不宜采用热轧态Q345R钢板进行热成型工艺生产。
作者：朱超兵 银润邦 王筱磊 单位：东方电气集团东方锅炉股份有限公司
摘要：采用准稳态流化床沉积工艺制备了各向同性热解炭涂层材料，利用X射线衍射、偏光显微镜、扫描电镜、透射电镜对所制备的涂层材料进行观察，并对其热处理前后的力学性能进行了测试．结果表明，该涂层材料结构均匀，孔隙较少，主要由直径约为0．5～1μm的类球形颗粒堆积而成，颗粒之间由片层状热解炭相连，材料内部只有乱层结构热解炭和β－SiC两种物相．此外，所制备的涂层材料还具有较高的纳米硬度和弹性模量，在热处理之后，材料的弹性模量保持不变，纳米硬度略有降低．
关键词：热解炭；微观结构；力学性能
引言
热解炭（Pyc）是气态碳氢化合物在热基体表面通过脱氢作用而形成的炭材料［1］．起初热解炭是作为核燃料的包裹材料，而随着研究的深入，热解炭不断被应用在航空、航天、电池、生物医学、机械等领域［2－4］．在生物医学领域，由于热解炭具有良好的生物相容性、化学惰性及优异的力学性能，特别是在加入硅之后，还具有较强的耐磨性，是制作人工心脏瓣膜的主要材料［5－6］．热解炭通常采用流化床沉积工艺制备，但由于沉积反应较为复杂并且各种参数相互影响，使得制备出的热解炭的质量难以控制，因此对热解炭的微观结构及性能的继续研究就显得很有必要．本文采用准稳态流化床化学气相沉（FBCVD）工艺制备出各向同性热解炭涂层材料，利用X射线、偏光显微镜、扫描电镜、透射电镜观察其微观结构，并利用纳米压痕仪测量了热处理前后的纳米硬度及弹性模量，同时对其微观结构与力学性能之间的关系进行了探讨．
1实验
1．1材料的制备
采用FBCVD工艺，以丙烷为前驱气体、硅烷为硅源、氩气作为载气和稀释气体、氧化锆作为床层粒子，以厚度为1．5mm、直径为25mm并经过抛光处理的高纯度石墨圆片为基体．利用高频感应加热炉圈将炉体加热到1250℃．床层粒子会在混合气体的吹动下，在炉内形成流态化．在高温下，丙烷发生热解反应，并沉积在石墨基体上，待沉积一定厚度后，停炉冷却至室温并出炉．
1．2微观结构观察方法
从石墨基体上割出热解炭涂层试样，并对各面进行研磨与抛光处理．利用D8DiscoverX射线衍射仪对样品进行X射线（XRD）分析；利用XPV－203E型偏光显微镜（PLM）对热解炭的光学特征进行分析；利用JSM－5610LV扫描电镜（SEM）对样品的断面形貌进行观察分析；样品经过机械减薄和离子减薄后，制成透射电镜所需样品，再利用FEITecnaiG2F30S－Twin型透射电子显微镜（TEM）观察样品的微观结构．
1．3力学性能测试
将沉积得到的热解炭样品重新放回沉积装置中进行热处理，热处理温度为1350℃，通入氩气进行保护，在保温1h后随炉冷却至室温并取出．采用MTS公司生产的NANOG200型纳米压痕仪分别对热处理前及热处理后的样品进行纳米压痕测试，所用压头为Berkovich三棱锥压头，最大压痕深度为2000nm．
2结果与分析
2．1微观组织结构观察
图1为热解炭涂层材料的XRD图谱．XRD图谱分析结果表明，所制备的热解炭涂层含有两种物相：乱层结构热解炭和β－SiC．观察热解炭的衍射曲线可以发现，（002）衍射峰较强但不尖锐，其余的衍射线较小且不明显，符合乱层结构的特征［7］．根据Bragg和Scherrer公式计算得到制备的热解炭涂层材料的石墨片层间距d002为0．3476nm，晶粒尺寸Lc为3．15nm．图2为热解炭的偏振光照片．图2中，较暗的部分为石墨基体，结构较为疏松，较亮的部分为沉积的热解炭．观察沉积的热解炭可以发现，在热解炭内部均匀地分布着一些形状不规则的闭合孔隙，这些孔隙的存在使得材料的密度降低．在用偏光显微镜观察抛光表面时，转动样品光线无明显变化，并且没有观察到十字消光线，表现出各向同性热解炭特征［8］．图3为热解炭的SEM照片，从图3中可以看出，热解炭样品的断面形貌呈现颗粒状结构，片层无明显的取向，符合各向同性热解炭的特征［9］．观察热解炭断面照片可以发现，所制成的热解炭主要由直径大约为0．5～1μm的类球形颗粒无序的堆积而成，并且相邻的类球形颗粒之间有部分的融并现象，在类球形颗粒无取向的堆积过程中，颗粒间形成了一些闭合孔隙，这些孔隙对材料的密度和力学性能有较大的影响［7］．另外，观察在制样时颗粒球被剥去而留下的凹坑可以发现，类球形颗粒是被片层状热解炭所包裹，并且片层状结构将类球形颗粒球紧密相连。图4为类球形颗粒的内部TEM照片．从图4（a）中可以看出，类球形颗粒内部有着更为精细的结构，它是由核－壳结构组成［9］．在其中心区域是直径约为50nm呈现多边形状的石墨多晶内核，为气固二相异质形核中心［10］．核是均匀地向四周进行生长，生长的层结构逐层向外推进，形成核－壳结构．图4（b）是壳结构高倍照片，从图4（b）中可以看出，壳层排列相对整齐，具有一定的取向性．
2．2力学性能测试
图5为热处理前后热解炭材料的载荷－位移曲线．从图5中可以看出，热解炭的加载和卸载曲线几乎完全重合，是典型的脆性材料性质［11］，在加载的过程中，涂层表面先是发生弹性变形，而随着载荷的增加塑性变形逐渐出现，卸载的过程是弹性形变恢复的过程．对于载荷－位移曲线，加载曲线的积分面积是作的总功，而卸载曲线的积分面积是弹性分量，塑性功部分就是加载曲线和卸载曲线包围部分的面积［12］，从图5中可以看出，热处理之后的塑性功略大于热处理前，这说明热处理后的热解炭在实验过程中发生了很小的塑性变形．图6为热处理对热解炭涂层的力学性能影响．从图6中可以看出，热处理前热解炭涂层的纳米硬度为5．0GPa，弹性模量为32GPa，再经高温处理之后，热解炭涂层的纳米硬度有所降低，减小到4．7GPa，而弹性模量保持不变，仍为32GPa．
3讨论
国内外文献中提出了很多CVD制备的热解炭沉积机理模型，主要有：分子沉积机理、液滴机理、固态粒子机理、黏滞小液滴机理等［13－15］．但由于热解炭的沉积过程极其复杂，各学者之间还没达成共识．本实验采用FBCVD工艺制备热解炭，热解炭的沉积一般主要包括以下几个步骤：1）热解．在高温下，丙烷气体发生热解，生成线性分子及芳香烃，然后经过一系列的反应生成大分子的稠环芳香烃（PAHS）；2）成核．随着热解反应的进行，当气相中出现饱和蒸汽压后，PAHS便会发生液化形成具有一定粘度的液滴；3）生长．液滴在生成以后，会通过与其他液滴发生融合及PAHS在其表面的加聚反应进行生长；4）炭化．在流态化的气氛中，当液滴碰撞到石墨基体，便会沉积到石墨基体上，并与先前沉积的热解炭发生部分融并，最后脱氢炭化形成热解炭固体颗粒．在液滴长大的过程中，当气相中生成的热解产物在碰撞到液滴之后，便会在液滴表面发生加聚反应，由于粘性液滴具有一定的流动性，加聚在液滴表面的热解产物便会以液滴为优秀发生重排，随着加聚反应的不断进行，会在液滴表面形成一层壳状结构并包裹着液滴，而后液滴就这样逐层往外生长，形成球状结构，在中心的液滴完全炭化后，形成多边形结构．最终形成如图4（a）所观察到的核－壳结构．在扫描电镜下，观察到样品断面形貌主要有类球形颗粒无取向的堆积而成，在颗粒球之间偶有孔隙存在，并且在类球形颗粒外面包裹着一层片层状结构热解炭．根据材料的结构特征，认为在本实验的沉积温度和浓度下，沉积主要是以类球形颗粒沉积为主，线性分子沉积为辅，当类球形颗粒沉积到基体上之后，会被线性分子所包裹，形成片层状结构，并将类球形颗粒紧密粘接到一起．由于类球形颗粒为主要的结构单元，在类球形颗粒沉积到基体上后会因颗粒间的相互连接而形成一些孔隙．材料的微观结构对其性能特性有着直接的影响．由于本实验所制备热解炭由类球形颗粒组成，所以宏观性能表现出各向同性，同时由于材料较为致密，孔隙少，石墨化程度低等因素使得材料具有较高的弹性模量和纳米硬度［7］．另外，弹性模量是材料内部原子结合力的一种度量［16］，原子结合能和配位数越高，键长越小，则弹性模量越大［12］．乱层结构炭是网平面二维有序而三维无序的堆积，而石墨是网平面三维有序的堆积，在经高温热处理后，乱层结构会向三维有序的石墨结构转变，层间距减小，层间作用力增大，弹性模量会随之增加．本实验的热解炭样品也经1350℃的高温热处理，但其热处理前后弹性模量保持不变，这是由于所制备的热解炭为各向同性热解炭，这类热解炭较难石墨化［8］，即使经过高温处理，其石墨化也很低．纳米硬度是材料对接触载荷承受能力的度量［17］，乱层结构碳的硬度相比于石墨结构大很多［12］，在经过高温处理后，包裹在类球形颗粒表面的片层状热解炭发生部分石墨化，结果导致热处理后样品的纳米硬度有所降低．
4结束语
本文采用FBCVD工艺制备出热解炭涂层材料，结果表明：制备的涂层材料只有乱层结构热解炭和β－SiC两种物相，主要由直径约为0．5～1μm的类球形颗粒无序堆积而成，材料呈现出均匀的各向同性结构，其中也均匀地分布些闭合孔隙．材料的纳米硬度为5．0GPa，弹性模量为32GPa，由于所制备的材料较难石墨化，在经过高温热处理之后，弹性模量基本保持不变，而纳米硬度略有降低．
作者：李威龙 张建辉 单位：杭州电子科技大学机械工程学院
摘要:碳纤维表面镀镍不但可以有效提高碳纤维与金属液间的浸润性，而且可以避免高温状态下金属铝与碳纤维发生界面反应。基于此，对PAN基碳纤维表面镀镍和镀镍碳纤维在高温下的力学性能进行研究，探究镍层对碳纤维力学性能的影响规律。研究结果表明:碳纤维表面的金属镍层致密、均匀，与碳纤维紧密结合，表面镀镍对碳纤维束的抗拉强度影响不大;高温状态下镀镍碳纤维与氧发生反应，形成孔状结构，导致镀镍碳纤维抗拉强度随着温度的升高而逐渐减小;高温真空处理后的镀镍碳纤维可以有效保持镀镍碳纤维的抗拉强度。
关键词:PAN基碳纤维;镀镍;高温;力学性能
金属基复合材料(MetalMatrixComposites，MMC)的研究起步于20世纪60年代，与树脂基复合材料相比，金属基复合材料除了具有高比强度、高比模量和低热膨胀系数等特点外，还具有耐高温、横向强度和刚度高、高导热与导电率、抗辐射等优点，因而受到国内外研究者的高度重视，在航空、航天、军事和汽车等领域显示出巨大的应用潜力［1-2］。目前，金属基复合材料有铝基、镁基、钛基、镍基、高温合金基和铜基等，增强纤维有碳纤维、硼纤维、碳化硅纤维和金属合金丝等。碳纤维力学性能优异且密度小，是目前可作为金属基复合材料增强相的高性能连续纤维中价格最便宜的一种，一般用于耐热、轻型结构材料的增强纤维［3-5］。碳纤维作为增强相时，首选石墨纤维，而选PAN基碳纤维作为金属基复合材料增强相的研究报道较少［6-7］。从降低碳纤维增强金属基复合材料的原材料成本的角度出发，通过对PAN基碳纤维进行适当处理后，将其作为增强相加入金属基体，制备材料性能要求不是很高的金属基复合材料，可能是一种不错的选择，非常有利于碳纤维增强金属基复合材料在民用领域的推广应用。制备纤维增强金属基复合材料的方法有很多种［8-9］，如加压铸造法、液态金属浸渍法、粉末冶金法、扩散粘接法和超声波焊接技术等，但无论采取何种方法制备金属基复合材料，都会使碳纤维处于高温状态，为此，碳纤维的高温力学性能，将直接影响碳纤维增强金属基复合材料的最终力学性能［10］。碳纤维与铝液间的浸润性及界面结合强度是得到高性能复合材料的前提条件。表面镀镍的碳纤维可以有效提高碳纤维与金属液间的浸润性，而且可以避免高温状态下金属铝与碳纤维发生界面反应，生成脆性相。因此，本文选取PAN基碳纤维作为研究对象，首先对其进行表面镀镍处理，然后研究镀镍碳纤维在室温、高温有氧和真空高温加热状态下的拉伸力学性能，探索镍层对碳纤维力学性能的影响规律，为PAN基碳纤维在金属基复合材料中的推广应用提供理论基础。
1碳纤维表面镀镍
在碳纤维增强铝基复合材料中碳纤维表面与金属基体润湿性差，并且高温下与铝发生化学反应，直接影响铝基复合材料的最终力学性能。采用表面金属化方法可有效改善碳纤维与铝基体间的界面结合问题。目前，对纤维进行表面金属化处理的方法有:化学气相沉积法、物理气相沉积法、电镀和表面喷涂等。本文实验中的PAN基碳纤维均购自天津飞荣达科技有限公司。利用该公司提供的电镀技术对12K国产普通PAN基碳纤维进行表面镀镍处理。利用电子显微镜对镀镍碳纤维的横截面进行观察，如图1所示，图中发亮部分为镍层，金属镍层组织致密、均匀，镍层与碳纤维结合较好，碳纤维横截面并非标准圆截面，镀镍碳纤维单丝直径8．4μm，镍层厚度0．7μm．
2镀镍碳纤维拉伸性能试验
利用高低温拉伸试验机和真空加热炉对12K镀镍碳纤维复丝分别进行了室温拉伸、高温有氧条件下拉伸和真空800℃加热后室温拉伸，加载速率均为0．5mm/min．
2．1镀镍碳纤维室温拉伸试验
碳纤维束和镀镍碳纤维束在室温(20℃)拉伸作用下的力-位移曲线分别如图2所示。选取力的最大值除以纤维束的横截面面积，得到纤维束的最大应力值，相应的结果见表1．对比图2中各条曲线，可知:(1)镀镍碳纤维束的拉伸曲线波动明显，未镀镍碳纤维束拉伸曲线比较光滑;镀镍碳纤维束在加载上升段时，每次波动中基本包含两次小波动。出现此现象的主要原因是:在拉伸作用下，纤维束中每根纤维的长度很难保证完全相等，相对较短的纤维首先发生断裂，因而出现了加载过程中的波动现象。对于镀镍碳纤维束中的每根单丝，由于碳纤维的弹性模量远远高于镍层的弹性模量，所以碳纤维承受大部分载荷，镍层仅仅承受很小部分的载荷。结合图3可以看出，在变形量相同的条件下，首先镍层发生断裂，然后纤维丝断裂，这主要是由于镍层的抗拉强度较低且塑性较差所引起的。(2)由表1可以看出，在常温条件下镀镍碳纤维束的抗拉强度(1112．52MPa)与未镀镍碳纤维束的抗拉强度(1134．24MPa)基本相近，说明碳纤维表面镀镍对碳纤维束抗拉强度的影响不大。
2．2镀镍碳纤维高温有氧条件下的拉伸试验
为了研究氧气对镀镍碳纤维束的抗拉强度的影响，分别在300℃、400℃、500℃和600℃对12K镀镍碳纤维束进行高温拉伸性能试验。采用进行多次拉伸实验，并对实验结果取平均值的方法，以保证实验数据的有效性和合理性。镀镍碳纤维束在不同温度下进行拉伸实验，得到纤维束的最大应力值，相应的结果见表2，分析表2可知:(1)随着温度的升高，镀镍碳纤维束的抗拉强度逐渐减小。在600℃时，镀镍碳纤维束的平均抗拉强度为21．51MPa，已经不具备承载能力。主要原因是高温条件下，首先是镍层与氧反应，随后是碳纤维本身与氧发生化学反应，烧损后的碳纤维呈现多孔结构，如图4所示。这种多孔状的结构用手一捻纤维变成粉末。(2)与常温下的镀镍碳纤维的抗拉强度相比，Fig．4Theporousstructureofcarbonat600℃在300℃、400℃、500℃和600℃条件下，所对应温度的抗拉强度下降的百分比分别为22．63%、36．89%、54．01%和98．07%．结果表明:PAN基碳纤维与氧发生化学反应，导致镀镍碳纤维束的抗拉强度减小，温度越高，抗拉强度越小。所以在高温状态下，应尽量避免与氧气接触。
2．3镀镍碳纤维真空高温加热后的拉伸试验
为了研究真空下高温加热对镀镍碳纤维束的抗拉强度的影响，利用FJL560Ⅱ型超真空磁控与离子束联合溅射设备，对镀镍碳纤维束进行800下的真空处理，保温时间20min，真空下自然冷却，然后在常温下进行拉伸实验，其实验结果见表3.观察表3可知:(1)与600℃有氧条件下的镀镍碳纤维束相比，在真空条件下，镀镍碳纤维经历了800℃的高温，其室温下的抗拉强度平均值仍然保持在900MPa以上。由图5可以看出没有出现蜂窝状结构，而且镍层表面变得更加致密。真空状态可以有效保持镀镍碳纤维的抗拉强度，发挥其增强相的作用。(2)800℃真空处理后的镀镍碳纤维的抗拉强度减小了18．44%．主要原因可能是由于碳纤维及镍层本身的缺陷在高温热处理过程中残余热应力增大所导致的。结果表明，高温真空处理后的镀镍碳纤维可以有效保持镀镍碳纤维的抗拉强度。所以，在利用碳纤维作为增强相制备金属基复合材料时，应尽可能的保持其真空状态，或者采用吹惰性保护气体的方法。
3结论
(1)利用电镀法对PAN基碳纤维进行表面处理，所得金属镍层组织致密、均匀，与碳纤维结合良好，镍层改善了碳纤维对金属液的浸润性、防止界面反应，表面镀镍对碳纤维束的抗拉强度影响不大。(2)高温有氧条件下，首先是镍层与氧反应，随后碳纤维本身与氧反应，形成蜂窝状结构，使得镀镍碳纤维抗拉强度随着温度的升高而逐渐减小;到600℃时，碳镀镍碳纤维已经不具备承载能力。(3)高温真空处理后的镀镍碳纤维可以有效保持镀镍碳纤维的抗拉强度，发挥其增强相的作用。因此，利用PAN基碳纤维作为增强相制备金属基复合材料时，应尽可能的保持其真空状态，或者采用吹惰性保护气体的方法。(4)对于真空800℃加热后的镀镍碳纤维来说，虽然是无氧条件，但其抗拉强度仍然减少了18．44%，可见提高PAN基碳纤维的质量尤为重要。
作者：晋艳娟 杨昆 李盛静 张柱 杨雪霞 单位：太原科技大学 应用科学学院
1材料与方法
1.1钓钩拉伸实验
选取一系列环形钩与圆形钩进行拉伸实验，测试钓钩的结构强度，确定钓钩刚开始出现塑性变形时的拉力值A(精确到0.01kN)。拉力实验机性能参数如表1。实验方法:(1)用钓钩专用夹具分别固定好钓钩的上下两端，并分别挂到拉力机的上下受力点;(2)启动开关，按合适的速度(100mm/min)将钓钩拉伸至完全变形;(3)读出显示器上拉力的数值，记录拉力值A。
1.2钓钩有限元模型的建立
经市场调研，14/0号圆形钩(线径4.5mm)为需求量最大的金枪鱼钓钩，选取3.4寸环形钩(线径4.5mm)作为对照组。钓钩各部位的名称如图1，两种钓钩各部分的尺寸见表2。对两种钓钩运用UG软件建立三维实体模型(图2)。钓钩有限元网格模型的建立钓钩为小型不规则构件，为提高求解效率，在不影响分析结果的前提下，对钓钩的轴头、倒刺、尖芒部位的部分尺寸进行适当简化，如简化尖芒的外形尺寸，倒刺的定位基准等。钓钩材料为马氏体不锈钢Cr13，密度ρ=7750kg/m3，弹性模量E=217GPa，泊松比μ=0.27，抗拉强度1000MPa，屈服强度850MPa［9］。安全系数取1.3，许用应力为650MPa。根据钓钩实体模型及结构力学特性，采用四面体与六面体结合的方法(钓钩是非规则件)对钓钩结构进行自动精细网格(尺寸为0.5mm×0.5mm)划分。综上建立圆形钩和环形钩的有限元网格模型(图3)。钓钩的边界条件与加载方式钓钩在海水中由支绳在轴头孔处拴住，当鱼咬上钩时，锋利的尖芒迅速刺穿鱼体的上颚，伴随鱼体在海水中的剧烈挣扎，鱼体的上颚会沿钓钩的轮廓移动，在此过程中，钓钩主要受鱼体作用力和支绳张力作用。由于支绳属柔性体，钓钩可以绕轴头孔任意转动和移动，因此在有限元分析时轴头孔处可以看作铰链约束。当鱼体的挣扎使支绳和干线绷紧时，支绳、轴头孔和金枪鱼施加于钓钩的咬钩力在同一条直线上，钓钩受到的外力最大，在此位置进行建模，分析钓钩的应力、强度和变形。为了便于计算，假设此时支绳、钓钩以及咬钩力均处于竖直位置。支绳绷紧后，不再考虑支绳的伸长，钓钩在轴头孔处沿竖直方向的位移假设为0。由于鱼体咬钩的随机性，咬钩力的作用点可以在靠近倒刺下方的前弯至钓钩受力张紧时竖直位置最低点间的圆弧AD上(图4)。为了比较咬钩力作用点不同对钓钩强度的影响，确定钓钩产生最大应力时施力点的位置，对该段圆弧均匀选取4个点A、B、C、D(图4)，分别施加相同的载荷，选取产生最大等效应力的点作为后续分析时鱼体施加给钓钩的载荷作用点。
1.3钓钩有限元分析求解
将实验中建立的钓钩网格模型导入有限元分析软件ANSYS中的结构静力分析模块中，通过施加载荷、设置边界条件，然后进行静力学结构分析得到钓钩的等效应力云图和变形云图，从等效应力图中可以看出应力分布规律以及最大应力的大小和位置，标出最大应力以此进行强度分析。受力变形云图可导出总变形云图及沿X、Y、Z方向的变形云图，从变形云图中可看出钓钩各部位的变形程度及变形分布规律、最大变形量的大小及位置，以此来确定变形率。按下列公式计算变形率:δ1=X轴最大变形量/钩宽×100%δ2=Y轴最大变形量/尖高×100%若计算出的变形率超过12%，则钓钩失去使用价值［10］。钓钩在海水中主要受鱼体作用力F和干线张力T作用(将钓钩与支绳部分等效为一点)。鱼上钩后干线张力的大小随鱼体作用力的变化而变化(图5)。
2结果
2.1钓钩的拉伸试验结果
钓钩拉伸试验测得一系列环形钩与圆形钩的拉力值(表3)。通过实验数据对比，可得:(1)钓钩随着线径增大，其能承受的拉力也逐渐增大。说明钓钩线径与强度呈正相关关系。(2)同线径环形钩能承受的最大拉力大于圆形钩15.80%～29.40%，说明环形钩的结构强度要优于圆形钩。(3)通过观察拉伸实验过程，可知钓钩主要的变形区域集中在钩弯处，由于钓钩的材料属于超塑性材料，其伸长率可超过25%，硬度超过159HB［9］，所以钓钩的失效形式主要为变形率过大(超过12%)，钩弯拉平，尖芒外凸，失去使用意义。但实验过程中钓钩未出现断裂。
2.2钓钩有限元分析结果
钓钩施力点位置的确定按照实验加载方案对圆形钩施加拉力650N后得到的计算结果如表4。在A点，也就是假设支绳、钓钩以及咬钩力均处于竖直位置时的最低点。环形钩与圆形钩结果类似。圆形钩有限元分析对圆形钩最低点处施加650N拉力得到等效应力分布云图，(图6)圆形钩的最大等效应力出现在钓钩后弯处，应力分布区域从钓钩钩底一直延伸至轴头处，轴头孔处存在应力集中，等效应力值为620MPa，小于等效应力的最大值。尖芒、倒刺、钓钩前弯及轴头顶端区域受到的应力很小。钓钩后弯内侧受拉应力，外侧受压应力，两侧应力分布相似，圆形钩等效应力最大值为636.68MPa，其值较大，这是由于假设鱼体咬钩力是作用于钓钩最低点的一个集中力，实际作业中，鱼体咬钩力因鱼嘴具有一定宽度，是一个分布力，应力值会较小。此时，钓钩不会变形，这与当拉力是650N时才开始出现塑性变形的结果(表4)较为接近。因此，圆形钩基本满足强度设计要求。最大值在圆形钩后弯圆弧中心偏上处，且应力分布随着后弯应力最大值点向圆弧两侧逐渐减小，最小值在尖芒下端，由此可看出，外载荷主要由圆形钩后弯部分来承担，约占整体应力的86.00%。图7为其总变形云图及沿X、Y、Z方向的变形云图，圆形钩整体变形集中在钩弯处，而鱼体拉力亦主要由钩弯承受，因此钩弯是钓钩的主要受力区域，也是产生变形甚至失效的主要区域。钓钩整体最大变形出现在钓钩前弯外侧。钓钩整体最大变形量，在X、Y和Z轴的最大变形量，X轴和Y轴变形率见表5。由表5得出钓钩的主要变形集中在X轴方向。最大变形率为11.1%，接近12%，基本满足钓钩力学性能设计要求［10］。
2.3环形钩有限元分析
对环形钩于最低点处分别施加650N的拉力得到等效应力分布云图(图8)。在与圆形钩承受相同载荷650N的情况下，环形钩的等效应力最大值为557.25MPa，小于圆形钩。说明环形钩的结构强度优于圆形钩。图9为对其施加850N拉力所得到的等效应力分布云图。在850N的拉力作用下，最大等效应力出现在环形钩后弯圆弧中心偏上处，等效应力最大值为629.94MPa，与钓钩材料的许用应力接近，与实验结果接近，基本满足强度设计要求。应力分布特征与圆形钓钩类似，轴头与钩轴连接处存在应力集中，而尖芒、倒刺、钓钩前弯及钩柄顶端区域几乎不受力。应力分布随着后弯最大值点沿钓钩轴线向轴头、尖芒处逐渐减小，最小值在尖芒下端，由此可看出外载荷主要由环形钩后弯承担，约占整体应力的83.00%。图10为环形钩总变形云图及沿X、Y、Z方向的变形云图，环形钩的变形特征与圆形钩相似，钩弯和钩轴是环形钩整体变形最集中的区域，钩弯是环形钩的主要受力区域，也是产生变形甚至失效的主要区域。钓钩整体最大变形出现在钓钩前弯外侧。钓钩整体最大变形量，在X轴、Y轴和Z轴的最大变形量，X轴和Y轴的最大变形率见表5。由表5可看出环形钩的主要变形集中在X轴方向。最大变形量均未超过12%，基本满足钓钩刚度性能设计要求［10］。有限元分析结果从有限元分析中可以得出:(1)圆形钩与环形钩的力学性能基本满足设计使用要求，在线径相同的条件下，承受相同载荷时，环形钩X、Y轴最大变形率比圆形钩分别小3.00%和0.21%，说明环形钩的强度更高，抗变形能力更强。(2)圆形钩与环形钩的主要受力区域都在钩弯处，分别占86.00%、83.00%，轴头与钩轴连接处皆存在应力集中，最大变形都出现在钓钩前弯外侧，而尖芒、倒刺及钩柄顶端区域受到的力很小，因此钩弯的设计对钓钩整体性能的影响至关重要。(3)14/0号圆形钩可承受的最大拉力为650N，已经超过了50kg大眼金枪鱼所能产生的动拉力(450N)，说明该钓钩已能满足使用要求。但在实际捕捞作业中，可能有更大的渔获，如大眼金枪鱼最大可达138kg，对应的动拉力是1250N，这时，钓钩的强度已经不够，故需增加钓钩的强度或更换更大尺寸的钓钩。
2.4圆形钩的结构优化
优化后的圆形钩有限元分析对圆形钩，其具体优化方案:(1)对钩柄、钩弯进行压扁操作，将其原有的圆形截面压扁成近似于长方形的截面，其压下率(压下量与轧件轧制前的宽度之比)为15%。(2)适当增大钓钩前弯的圆弧曲率，原前弯曲率半径为14mm，现增至16mm。钩轴采用圆弧过渡以避免应力集中。采用与上述分析类似的步骤，按照优化方案，重新对14/0号圆形钩建模，然后导入ANSYS软件进行分析，求解后的等效应力如图11。求解后得到的最大等效应力值为613.64MPa，小于优化前的最大等效应力值636.68MPa，说明在用料相同的情况下，强度提升了3.60%。有限元分析初步证实上述优化方案可以有效提升圆形钩的结构强度。优化后的圆形钩拉伸实验选取14/0号圆形钩(线径4.5mm)和结构优化后的14/0号圆形钩进行拉伸实验，针对实验中的两种措施分别测试相应可承受的最大拉力值，拉力A为增大圆弧曲率后的拉力值，拉力B为压扁操作后的拉力值(表6)。实验数据对比发现:优化后的圆形钩较优化之前抗拉强度分别提升了4.60%、10.80%，其结构强度较之前有了提高，在应对金枪鱼的主要捕捞群体(10～50kg)方面能满足使用要求，但在应对超大型金枪鱼(超过100kg)时强度欠缺。
3讨论
3.1钓钩的力学性能及优化
经过有限元分析与实验研究可得:环形钩的部分力学性能(强度和刚度)优于圆形钩，但圆形钩亦满足正常的使用要求，钓钩线径与抗拉强度呈正相关关系。钩弯是主要受力及变形区域，其设计对钓钩整体性能的影响至关重要。钓钩的主要受力区域在后弯处，轴头孔下端存在应力集中。适当增加钓钩钩弯的圆弧曲率并对表面进行压扁处理、钩轴采用圆弧过渡可避免应力集中，压扁操作有效增大了惯性矩，根据材料力学理论，材料一定的条件下(弹性模量不变时)，惯性矩越大，抗弯刚度越大，钓钩的承载能力也越强。通过钓钩拉伸实验证实，上述措施可有效提升圆形钩的力学性能。结合钓钩拉伸实验结果与软件分析的钓钩力学性能，环形钩虽然部分力学性能优于圆形钩，但其结构容易造成鱼体死亡，会威胁海龟等保护动物的生存，而圆形钩是良好的生态保护型钓钩，可降低对海龟等保护动物的兼捕，满足生态保护等要求［12］，且其力学性能基本满足使用要求。Cooke等［12］分析得出圆形钩是有效的保护型钓钩。Andrew［13］通过实验对比得出，在延绳钓渔业中使用圆形钩可降低海龟的死亡率。Hall［14］研究表明，与传统环形钩相比，金枪鱼延绳钓渔业中使用圆形钩使海龟的钓获率下降44%～88%。戴小杰等［15］通过实验证明使用环形钩确实会引起海龟的兼捕。由此可初步认定，圆形钩相对于环形钩而言，可以减少海龟等的兼捕，有效保护濒危物种，是良好的生态保护型钓钩，是今后钓钩发展的趋势，在尺寸相同的条件下，圆形钩的强度虽比环形钩低，但仍能满足使用要求，在延绳钓作业中可放心使用，但在钓大型金枪鱼时需选用大尺寸钓钩。
3.2展望
钓钩的偏角对渔获的捕获率、伤害和死亡率产生影响［16－19］。因此，具有偏角的钓钩的力学性能研究势在必行。另外，有学者指出大号圆形钩能防止海龟的误捕，但小号圆形钩和传统的环形钩对海龟的钓获率没有实质性区别［20－21］。
作者：马骏驰 袁军亭 宋利明 单位：上海海洋大学工程学院 上海海洋大学海洋科学学院
目前火力发电厂广泛使用的汽轮机组主要有亚临界、超临界和超超临界三种，汽轮机的安全稳定运行对保障电厂安全具有重要的现实意义。螺栓是汽轮机上广泛使用的紧固件，螺栓的质量对汽轮机能否安全运行至关重要。由于GH4145合金在980℃以下具有良好的耐腐蚀和抗氧化性能，800℃以下具有较高的强度，700℃以下具有良好的抗蠕变性能，540℃以下具有良好的抗松弛性能［1］，故这种合金已被广泛用于制造亚临界机组汽轮机汽缸、主汽门、法兰等部件的紧固螺栓，而且目前对于600MW以上的超(超)临界机组也开始使用该材料制作的紧固螺栓，其最高使用温度可达677℃(见《火力发电厂高温紧固件技术导则》DL/T439-2006)。GH4145螺栓的显微组织在服役过程中(高温、高应力作用下)会发生变化，造成其性能下降［2］。关于GH4145合金在700～870℃之间的组织、性能演变规律已有一些研究报道［3-5］，但这种合金在超(超)临界工况(服役温度为566和600℃)下的组织、性能演变规律还未见报道。因此，本文拟对GH4145合金在超(超)临界机组服役温度(566℃)下组织和性能的演变规律进行研究，以便为保障超(超)临界机组的安全运行提供试验和理论依据。
1试验材料及方法
试验材料为国产GH4145合金，其冶炼方法为真空感应炉熔炼+电渣重熔，具体化学成分见表1。首先对直径为60mm的试验合金轧制棒材进行标准热处理，即固溶处理(1130℃/2h/空冷)+双时效处理(845℃/24h/炉冷+705℃/20h/空冷)。然后分别将其在566℃时效100、300、500、750和1000h。将时效后的材料线切割成10mm×10mm×10mm的试样，采用不同型号的砂纸对平行于棒材纵截面的试样表面进行打磨，并经机械抛光后，在15gCuCl2+100mLHCl+100mLC2H5OH溶液中侵蚀30～60s，制得用于观察显微组织的试样。采用20%H2SO4+80%CH3OH溶液对上述打磨试样进行电解抛光(电解电压为20V，时间为20s)，然后在150mLH3PO4+10mLH2SO4+15gCrO3溶液中对其进行电解侵蚀(电解电压为5V，时间为3s)，制得用于观察析出相的试样。利用光学显微镜观察试样的显微组织，利用ZEISSSUPRA55场发射扫描电子显微镜(scanningelectronmicroscope，SEM)观察试样中的析出相，利用Photoshop软件采用截线法测定试样的平均晶粒尺寸，利用Image-ProPlus软件采用面积法分别测定试样中大、小晶粒的平均尺寸。综合利用Photoshop和Image-ProPlus软件测定试样中析出相的平均尺寸和体积分数。采用普通布氏硬度计(型号:XHB-3000，压头直径:5mm，施加载荷:7.355kN)按照国标GB/T231.1－2002中的规定测量所有时效试样的布氏硬度。按照国标GB/T228.1－2010、GB/T4338－2006和GB/T229－2007中的规定分别对未时效、时效500和1000h的材料进行室温与高温拉伸以及室温冲击试验。拉伸试样直径为5mm，标距为25mm;冲击试样尺寸为55mm×10mm×5mm，缺口类型为V型。
2试验结果与讨论
2.1高温时效过程中GH4145合金显微组织的演变
2.1.1显微组织试验合金在566℃时效不同时间后的显微组织如图1所示，可以看出，未时效和时效不同时间后的试验合金均由等轴晶组成，且晶内有孪晶和带状夹杂物存在。晶粒大小不太均匀，存在着尺寸相差较大的大、小两种晶粒，随时效时间的延长，晶粒尺寸无明显变化。对566℃时效不同时间试样的平均晶粒尺寸、较小和较大晶粒的平均尺寸分别进行统计，结果如图2所示。试验合金的平均晶粒尺寸、较小和较大晶粒的平均尺寸随时效时间变化的规律基本相同，时效初期(时效时间小于100h)随着时效时间的延长，合金的平均晶粒尺寸、较小和较大晶粒的平均尺寸均逐渐增大，而后趋于稳定，基本保持不变。2.1.2γ'强化相据报道［4-5］，GH4145合金中的析出相主要为γ'强化相和碳化物，图3显示出了标准热处理后试验合金中析出相的形貌。可以看出，除γ'强化相外，在晶界和晶内均存在着形状和尺寸不同的碳化物。断续地分布于晶界上的碳化物呈不规则的长条状，尺寸相对较小;随机分布于晶内的碳化物呈较规则的多边形状，尺寸相对较大，为一次碳化物。对这些碳化物进行EDS(energydispersivespectrometry)能谱分析，结果表明:无论是晶界碳化物还是晶内一次碳化物，其中Nb和Ti的含量均明显高于基体(见图4)，说明这些碳化物均为含Nb、Ti的碳化物。此外，试验合金中γ'强化相的形状和尺寸也不尽相同，弥散分布于晶内的近似立方形的γ'相尺寸较大，其平均尺寸约为97.5nm;在这些大γ'相之间以及在晶界和晶内一次碳化物周围分布的近似球形的γ'相尺寸较小，前者的平均尺寸约为39.6nm;后者的平均尺寸约为20.7nm。时效过程中镍基合金中γ'相的形状变化序列一般是:小球形大球形立方形二隅体或八隅体［6-7］。对于γ'相与基体之间错配度较小的合金，析出初期界面能是控制γ'相形状的主要因素，故刚析出的γ'相呈球形且与基体共格;随着γ'相的长大，弹性应变能逐渐增大，当其达到一定值后，γ'相就会从球形转变成立方形，其与基体间的界面也会变为半共格或非共格界面，因为在此过程中弹性应变能的减少大于界面能的增加，系统总能量会降低。此后，弹性应变能成为控制γ'相形状的主要因素。为了降低系统的弹性应变能，立方形γ'相会通过在自身不同部位发生回溶而分裂，最终变成二隅体或八隅体形状。试验合金中尺寸较大的近似立方形的γ'相是在双时效前期析出的，此时充足的γ'相形成元素和足够的时间使其可以充分长大，当其尺寸长大到一定值后便由球形转变成了立方形。而大尺寸γ'相之间的小尺寸γ'相则是在双时效后期或冷却过程中形成的，它们因其周围基体不能在较短时间内提供足够的γ'相形成元素而不能充分长大，因而尺寸较小，仍保持球形。由于晶界和晶内碳化物均为含Nb、Ti的碳化物，这些碳化物的析出必然会使其周围基体中Nb、Ti的含量降低，又由于Nb、Ti是γ'相形成元素，它们的贫化必然会推迟γ'相的析出和长大，因而晶界和晶内碳化物周围的γ'相尺寸较小，呈球形［8］。由于标准热处理态试验合金中的γ'相都是在双时效过程中形成的，故均为二次γ'相［9］。566℃时效不同时间后试验合金中γ'强化相的形貌如图5所示。可以看出，时效后尺寸较小的球形二次γ'相的形状无明显改变;部分尺寸较大的立方形二次γ'相发生了分裂，但直至时效1000h，分裂过程也未完成，故在时效试样中未能观察到二隅体或八隅体的γ'相。对时效试样中各种二次γ'相的尺寸和体积分数进行统计，结果表明:与标准热处理态相比，时效试样中各种二次γ'相的平均尺寸和体积分数均变化不大，尺寸较大的近似立方形的γ'相的体积分数保持在22%左右。但是，当时效时间达500h后，合金中出现了尺寸更加细小(平均尺寸约为12.3nm)的球形三次γ'相，且随着时效时间的进一步延长，其平均尺寸和体积分数均逐渐增大，分别从时效500h后的12.3nm、0.8%增加到了时效1000h后的14.2nm、1.49%。此外，566℃时效1000h后，试验合金晶界和晶内碳化物的形状与尺寸均无明显变化。
2.2高温时效过程中GH4145合金力学性能的演变
对566℃时效不同时间后的试样进行布氏硬度测量，结果如图6所示。随着时效时间的延长，合金的硬度逐渐增加。这是由于时效500h后合金中析出了三次γ'强化相，且随着时效时间的进一步延长，三次γ'相的数量逐渐增多。当时效时间超过750h后，合金的硬度已超出电力行业标准DL/T439－2006《火力发电厂高温紧固件技术导则》中规定的上限值331HBW。因此，GH4145合金螺栓在使用过程中容易出现硬度超标的问题。对未时效和566℃时效500、1000h的试样进行室温和高温(566℃)拉伸试验，结果如图7所示。随着时效时间的延长，无论是室温还是高温拉伸，合金的强度指标(屈服强度、抗拉强度)均逐渐增加，而塑性指标(断后伸长率、断面收缩率)却略有下降。比较室温和高温拉伸试验结果可知，高温下合金的强度指标均低于室温;而塑性指标却高于室温或与室温相当。对未时效和566℃时效500、1000h的试样进行室温冲击试验，结果如表2所示。可以看出，随时效时间的延长，合金的冲击吸收功变化不大。
3结论
1)标准热处理态下试验合金由等轴晶组成，且晶内有孪晶和带状夹杂物存在。晶粒大小不太均匀，存在着尺寸相差较大的大、小两种晶粒。566℃下，随着时效时间的延长，时效初期合金的平均晶粒尺寸、较小和较大晶粒的平均尺寸均有所增大，而后趋于稳定，基本保持不变;2)标准热处理态下试验合金中存在着形状和尺寸不同的二次γ'相，弥散分布于晶内的近似立方形的γ'相尺寸较大，在这些大γ'相之间近似球形的γ'相尺寸较小，在晶界和晶内一次碳化物周围聚集分布的近似球形的γ'相尺寸最小。566℃下，随着时效时间的延长，部分尺寸较大的立方形二次γ'相发生了分裂;当时效时间超过500h后，合金中还析出了尺寸更加细小的球形三次γ'相，且随着时效时间的进一步延长，其平均尺寸和体积分数均逐渐增大;3)566℃下，随着时效时间的延长，试验合金的塑性指标略有下降，冲击吸收功变化不大，而硬度和强度逐渐增高，因此，GH4145合金螺栓在使用过程中容易出现硬度超标的问题。
作者：单位：
由于高密度油粘度大，所以抽采难度很大，一般采用热力开采。利用注入蒸汽的热量使高密度油温度升高，易于流动，便于开采。开采过程中，套管被固定在井筒中处于约束状态，不能自由膨胀和收缩，在注入高温高压蒸汽阶段套管由于受热膨胀和受约束而承受很大的压应力，停注采油时，由于降温收缩松弛而承受很大的拉应力，套管反复承受高的拉-压应力而极易损坏［1-3］。针对热采油开采的环境，国内外该类产品的开发思路大体一致，即通过合理的钢种成分设计，使得套管材料具有高温强度高、在工况温度下强度下降小、热稳定性能高、抗挤毁强度高的特点。国内已经开发的注蒸汽热采套管有TP90H、TP100H、TP110H、TP120H等，材质为Cr-Mo系钢［4-10］。虽然能够满足热采管的使用工况，但Mo的加入使Cr-Mo系钢种生产成本较高，因此，为降低成本，笔者提出以Mn替代Mo，即Cr-Mn钢，这种新型石油套管钢属P110钢级，按客户要求，其设计标准性能要求为:抗拉强度≥862MPa，屈服强度758～880MPa，伸长率≥20%，0℃下的纵向冲击性能≥48J，硬度要求≤HRC30。本文主要研究不同回火温度对该新型石油套管钢力学性能的影响，为该新型钢管在高密度原油开采中的推广应用提供可靠依据。
1实验材料及方法
采用连铸法生产铸坯，经穿孔、轧管、定径后，生产出规格为177.8mm×10.36mm的钢管，变形比为6.7。在箱式电阻炉中进行调质热处理实验，调质热处理工艺参数为:920℃淬火，保温60min后水冷，570～620℃回火，保温120min后水冷，具体调质热处理工艺参数如表1所示。采用CMT5305型微机控制电子万能试验机，根据GB/T228－2002标准进行室温拉伸试验，对热处理后的试料加工成规定尺寸的管状拉伸试样，每组试验做3个试样取平均值。用TH320型全洛氏硬度计测定热处理后试样表面硬度，压头为金刚石，载荷为150kg，取3次试验的平均值。采用ZOOM6045型显微镜观察试样的显微组织。采用300J冲击试验机对每组3个试样进行冲击试验，并采用EVOMA18型电子扫描显微镜观察试样的断口形貌。
2结果与分析
2.1回火温度对材料力学性能的影响
为了确定该新型石油套管钢的调质热处理工艺，对不同回火温度下材料的力学性能进行了研究。图1为不同回火温度下材料的抗拉强度和屈服强度。由图可知，随着回火温度的提高，材料的抗拉强度和屈服强度均降低，但基本能够达到设计标准性能要求(抗拉强度≥862MPa，屈服强度758～880MPa)，仅当回火温度为620℃时，其强度值未达到设计标准性能要求。这是由于随着回火温度的升高，元素扩散速度加快，扩散越充分，伴随着马氏体的分解，残留奥氏体的转变，渗碳体的聚集长大以及铁素体的回复再结晶，使淬火导致的晶格畸变能越小，位错密度降低，从而使强度下降。图2为不同回火温度下材料的伸长率和硬度，其中箭头向左黑色实线表示该钢种设计的标准伸长率要求，即≥20%;箭头向右黑色虚线表示该钢种设计的标准硬度要求，即≤30HRC。由图可知，随着回火温度的提高，材料的伸长率呈上升趋势，而硬度随之下降，且当回火温度为570℃时，硬度超过标准硬度要求，当回火温度为620℃时，伸长率刚刚满足最低标准要求。这是因为随着回火温度的升高，马氏体转变越充分，通过元素的扩散，晶界的迁移，马氏体转变为回火索氏体，从而使材料的硬度下降，韧性提高，伸长率增大。采用冲击试验测定不同回火温度下各试样的冲击功表征材料的冲击韧性，图3为不同回火温度下分别进行3次冲击试验的冲击功柱状图，黑色实线表示该钢种设计标准冲击功要求，即≥48J。由图可知，冲击韧性总体变化趋势是随着回火温度的升高，冲击韧性增加，且当回火温度为570℃和580℃时，冲击功未达到标准要求。由图2可知，随着回火温度的升高，材料的韧性增加，因此相对应，材料的冲击功增加，冲击韧性增强。图4为调质处理(回火温度600℃)后材料进行冲击试验后的断口形貌。由于所配制的材质以Cr和Mn为主要合金元素，从元素构成方面看，材质具有严重的高温回火脆性。由于杂质元素在原奥氏体晶界上的聚集，隔断晶界的连贯性，导致回火后晶界强度降低，因而采用回火保温后水冷的方式。水冷的冷速较快，使杂质元素失去了向晶界扩散的动力而来不及聚集，因而获得的晶界表面较为纯净，结合强度高。由图4可知，试样断口韧窝面积大，脆性面积小，二次裂纹数量减少，表面发现少量夹杂物，如图4(b)所示，夹杂物的尺寸约为8μm。综上所述，该新型石油套管钢的调质热处理工艺为:淬火温度920℃，保温时间60min，水淬，然后在590～610℃回火，保温时间120min，回火保温后进行水冷。通过该调质工艺处理的试样其性能满足钢种设计标准要求。
2.2调质处理后材料的显微组织
图5为试样经调质处理后(淬火温度920℃，保温时间60min，水淬，然后在600℃回火，保温时间120min，回火保温后进行水冷)的显微组织。经过调质处理后，由于淬火时原奥氏体晶粒较为细小，回火后组织比较致密。原奥氏体晶粒轮廓下的马氏体组织在回火温度下，经过长时间的保温，发生碳元素的扩散，碳化物的析出，晶界的迁移，以及出现碳化物的聚集。因此，调质处理后试样的组织以细小铁素体为主，在铁素体基体上弥散分布着细粒状碳化物，形成回火索氏体［11-12］，碳化物的弥散分布提高了铁素体基体的强度和韧性，使得回火组织具有优良的力学性能。
3结论
1)通过研究不同回火温度下试样的力学性能，较适宜的调质热处理工艺为:920℃保温60min水淬，590～610℃保温120min回火后水冷;2)经优化后的调质工艺处理后，钢种的各项力学性能指标为:抗拉强度882～916MPa，屈服强度798～813MPa，伸长率21%～22%，硬度26.2～27.8HRC，冲击功53～83J;3)调质后得到的组织为回火索氏体，即在铁素体基体上弥散分布着细粒状碳化物，碳化物的弥散分布提高了铁素体基体的强度和韧性，使得回火组织具有优良的力学性能。
作者：曹晶晶 李河宗 李阳 赵文武 单位：河北工程大学机电工程学院
建筑施工对建筑的防水性能有较高的要求，为了使防水施工取得更好的结果，应该选用合适的防水卷材。现在防水工程中常用的防水卷材有沥青防水卷材、高分子防水卷材、防水涂料等，这些防水卷材中沥青防水卷材使用范围最广。沥青防水卷材进行物理力学性检测可以对沥青防水材料的性能做出良好的反映。下面是对沥青防水卷材检测中的力学性能的检测分析。
1影响沥青防水卷材力学性能检测的因素
1.1仪器设备的影响
沥青防水卷次检验中会用到多种仪器设备，这些仪器设备会对检测的结果产生一定的影响。需要使用的仪器设备有拉力机、不透水仪、电热恒温箱等。沥青防水卷材检测中用到的拉力机的测量范围应该是0-1000N，如果拉力机的测量范围大于这个规定值，那么检测的精度就得不到保障。如果测量范围小于这个规定，测量程就满足不了实际要求。检测中使用的不透水仪对测量结果也有一定的影响，不透水仪在使用的过程中密封性应该保持良好，保证其可以长时间承受压力。在检测过程中如果不透水仪存在漏水的情况，那么其就不能保持在规定的压力内，从而影响到不透水仪的检测结果。电热恒温箱也是检测中的一个必备装置，电热恒温箱在使用过程中应该有热风循环装置，运用此装置来保证箱内温度的均衡，保证试件可以均匀受热，如果受力不均匀则会对最终检测结果造成影响。
1.2取样和制样的影响
取样和制样是沥青防水卷材料检测中的重要步骤，取样和制样过程中也极容易对检测结果造成影响。取样时应该选取尺寸、卷重、外观等均合格的产品中选出一卷，纵向上截取50cm，横向上截取250cm作为试验件[1]。选取试验品时要保证沥青防水卷材的表面没有孔洞、裂缝、麻面、露胎等情况，如果出现有这些情况会影响到最终检测的准确性。制样过程切取拉力试件时应该保证切口的垂直整齐，防止切口出现坡口的情况，坡口的情况一旦出现会使最终的检测结果或者偏高或者偏低。如果切口出现不整齐的情况，试件的边缘会出现不平滑的现象，会导致检测结果偏低。另外样品的卷头和边缘的材质在生产的过程中会出现疏松、不匀的现象，这样的情况会对沥青防水卷材的透水性、柔度和耐热性产生一定的影响。
1.3试验条件的影响
沥青防水卷材具有较好的感温性，在检测的过程中容易受到外部环境温度的影响，这也要求式样应该放在干燥的地方，温度保持稳定。一些试验显示在不同的温度下开展试验，沥青防水卷材的检测结果会出现差别，在纵向和横向上温度高的试样所能承受的拉力较小。另外在试验的过程中对试样进行不透水性试验时所采用的水应该是蒸馏水或者洁净的淡水。如果选用了含有较多杂质的水来做试验会导致水中所含的杂质与试件的覆盖层发生反应，使试件的抗渗透性有所下降，同时水中所含的杂质也会阻碍水的自由渗透，导致检测结果最终出现偏差。
2沥青防水卷材力学性能的检测
沥青防水卷材力学性能检测中延伸率的检测是一项重要内容，断裂延伸率可以把拉伸试验后试件完全断开作为断裂延伸率的判断指标，也可以把试件沥青层出现空洞、裂缝等时的伸长率作为断裂延伸率的判断标准。在测量的过程中对试件所处的状态要加以注意，有时试件断裂时所用的拉力不一定最大，当运用最大的拉力时试件也不一定断裂，因此试件测试必须在规定的状态下记行，防止测得的延伸率不准确。对沥青卷材做拉伸实验时断裂在夹具20mm内时试件就应该作废，应该重新取样进行试验。试件进行检测时试件会经常从夹具处断裂，这容易出现内部胎基整体滑移的现象。对于这种情况可以采用缠绕式夹具或者在卷材的两端处缠绕上胶布来增加夹具接触处的摩擦阻力，这样可以有效避免类似问题的产生。检测中一般不同种类的沥青防水卷材有着不同的检测标准，所以在检测的过程中就应该根据防水卷材的种类选好相应的标准。对于同一种卷材的试件而言，不同的规格型号，其物理力学性能的指标也不尽相同。这也要求检验人员在监测的过程中认真区分这些不同的卷材[2]。在很多情况下由于送检单位对卷材的种类了解不清楚，出现了将试样品种填错的情况，这就导致了在检测过程中检测标准运用错，导致最后检测结果出现了不准确的情况。沥青防水卷材进行拉力检测时加荷速度会影响到最终的测试值，如果加荷速度快，测试值则会偏高，反之，测试值就会偏低。因此拉伸速度应该保持在标准所规定的测试速度范围内。
3结语
沥青防水卷材作为防水工程的重要材料在防水工程中发挥了重要的作用。沥青防水卷材的力学性能的检测是对其总体性能的一个反映，应该采取切实措施保证力学性能检测的准确性。对于影响检测结果的因素要努力加以避免，采取正确的方式进行法检测，保证最终检测结果的准确。
作者：夏力哈尔·阿山哈孜 单位：新疆省伊犁州产品质量检验所
随着汽车工业的飞速发展，安全、能耗和环境问题越来越受到各国的关注。为了节约能源并且减少汽车尾气排放，先进高强度汽车用钢的开发是主要研究方向［1］。近年来，美国科罗拉多矿校JohnSpeer教授提出了一种新型热处理—Q＆P工艺［2-5］，成为高强度汽车用钢研究的热点。该工艺通过先奥氏体化退火再淬火至Ms～Mf温度得到一定量的马氏体和残留奥氏体，再在稍高于Ms温度控制C元素从马氏体向残留奥氏体配分，最后淬火得到富集C的残留奥氏体和马氏体的复相组织。由于残留奥氏体的相变诱发塑性(TRIP)效应故Q＆P钢具有良好的综合力学性能。Q＆P工艺的关键是通过设计合理的成分、制定合理的退火工艺来获得一定量并且具有合适稳定性的残留奥氏体［6］。Q＆P工艺按退火温度分有完全奥氏体化Q＆P工艺和两相区Q＆P工艺，前者室温组织为残留奥氏体+马氏体，后者为铁素体+残留奥氏体+马氏体。本实验通过两相区Q＆P退火工艺，在传统Q＆P钢成分基础上添加适量Nb和Ni来提高其力学性能。Nb具有细化晶粒的作用［7］，而Ni是强烈的稳定奥氏体元素［8］，并且Mn钢热轧板室温组织马氏体含量较多，冷轧易出现边裂现象，另外Ni的固溶强化比Mn低，冷轧容易进行，同时添加Ni能改善钢的耐蚀性，故采用少量Ni取代部分Mn。本文模拟连续退火工艺对实验钢在不同退火温度下的显微组织和力学性能进行了对比和研究。
1实验材料与方法
实验用钢采用50kg真空感应炉熔炼，化学成分如表1所示。采用Thermo-Calc软件进行热力学计算实验钢的相变点，其Ac1、Ac3、Ms点温度分别为650、726和170℃。实验钢浇铸成锭并锻造成100mm×60mm×40mm的锻坯，锻坯经1200℃保温1h后热轧，开轧温度1150℃，经五道次轧制，终轧温度为870℃，卷取温度为660℃。热轧板经酸洗除磷后冷轧，冷轧压下率为50%，得到厚度为1.5mm的冷轧板。Q＆P热处理工艺示意图如图1所示。先将实验钢在两相区奥氏体化退火，然后淬火至160℃，接着在400℃进行配分处理，最后淬火至室温。连续退火工艺在ULVACCCT-AY-Ⅱ型板材退火模拟试验机上进行，退火温度分别为650、670、690和710℃。根据国标GB/T228.1－2010，将热处理后的钢加工成50mm标距的标准拉伸试样，并在室温下进行拉伸试验，对每种状态的拉伸试样进行两次拉伸测试，性能指标取其平均值。退火后钢板的金相试样经机械抛光和4%硝酸酒精侵蚀后，在ZEISSAX10光学显微镜(OM)和QuantaFEG450热场发射环境扫描电镜(SEM)下观察其显微组织形貌和各相的形态分布。EBSD技术用于决定残留奥氏体相分布，高分辨率EBSD图片在步长为50nm放大倍数为10000×条件下获得，并用HKLChannel5软件进行数据处理。
2实验结果及讨论
2.1退火温度对组织的影响
实验钢经两相区Q＆P工艺之后的显微组织如图2所示。其显微组织由块状铁素体+残留奥氏体/马氏体混合组织组成。其中，白色组织为铁素体，深色组织为块状残留奥氏体/马氏体。从图中可以看出，晶粒尺寸达到了亚微米级别，光学显微镜的分辨尺度下很难辨认组织的细节与状态。随着退火温度的升高，白色区域逐渐减少，深色区域逐渐增多。图3为实验钢Q＆P处理后的SEM照片。经历两相区退火后，从图中可以看出，深色块状下凹区域为铁素体，细小的碳化物弥散分布在铁素体基体上，白色块状为马氏体或残留奥氏体。在650℃退火时，由于刚到Ac1温度，马氏体/残留奥氏体组织很少，组织中存在大块的冷轧变形的未再结晶区和弥散的未溶碳化物颗粒;高于Ac1退火时，随退火温度升高，未再结晶区和碳化物逐渐减少，马氏体/残留奥氏体逐渐增加。当退火温度为670℃时，形变基体的再结晶程度增加，同时有块状马氏体/残留奥氏体组织增多，说明退火温度已经处于两相区的温度范围;当退火温度为690℃时，超细化的马氏体/残留奥氏体弥散的分布在基本再结晶的基体上，同时未溶解的渗碳体已经很少;当实验钢在710℃退火时，基体中基本不存在碳化物。
2.2退火温度对力学性能的影响
图4为不同退火温度下实验钢工程应力应变曲线。实验钢在弹性变形结束后，出现了不同的加工硬化现象，当退火温度为650℃以及670℃时，实验钢拉伸曲线的塑性变形阶段呈现出双曲的特征，即曲线在塑性变形的初期即开始出现局部变形，拉伸曲线逐渐下降，随后又产生一定的加工硬化，拉伸曲线逐渐上升，直至断裂;当退火温度为690℃时，应力应变曲线出现了吕德斯类型台阶，这与局部应变有关，应变局部存在于狭窄的变形带中［11］，当应变约为0.09时，由于应变积累到一定程度，残留奥氏体发生马氏体转变产生加工硬化出现了第一个台阶，当应变积累达到约0.23时，实验钢发生失稳断裂。当退火温度达到710℃时，出现了明显的加工硬化现象，这主要是因为710℃时钢中残留奥氏体含量较多，残留奥氏体相变产生TRIP增塑效应的结果，之后应力应变曲线呈锯齿状，这称为PLC效应，直至失稳断裂。退火温度为650、670和690℃时，随温度升高，断后伸长率逐渐升高，抗拉强度和屈服强度逐渐降低，这是因为随退火温度升高铁素体回复再结晶程度增大，且渗碳体逐渐减少。图5不同退火温度Q＆P钢的力学性能Fig．5MechanicalpropertiesofthesteeltreatedbyQ＆Pprocessatdifferentannealingtemperatures图5是实验钢不同退火温度条件下力学性能对比。从图看出，随退火温度升高，抗拉强度有下降的趋势，但变化幅度不大，而断后伸长率呈现先上升后下降的趋势，且在690℃达到最大，峰值为23.5%。由图中可知，退火温度为690℃时，强度和塑性达到最佳结合，强塑积最大，达到28GPa•%。
2.3残留奥氏体的XRD测量结果
采用X射线衍射技术对不同退火温度处理后样品中残留奥氏体含量进行了测定。不同温度下的XRD谱如图6所示。由图中可见，退火温度为650℃时，几乎没有残留奥氏体峰，随退火温度升高，残留奥氏体相对衍射强度逐渐增大且(200)γ和(211)γ峰基本以相同比例增加而铁素体峰却逐渐较弱。这主要是因为退火温度升高，两相区得到的残余奥氏体增多，在随后的淬火和配分中，C配分稳定的奥氏体含量大于奥氏体分解或相变的量。留奥氏体体积分数逐渐升高。退火温度为650℃时，奥氏体中碳含量最大，这主要是因为此时残留奥氏体含量较少，因此TRIP效应不明显导致塑性较差，说明此时残留奥氏体体积分数是影响塑性的主要因素。退火温度在650℃以上时，残留奥氏体碳含量先升高后降低，在690℃时达到最大，这和图5断后伸长率表征结果趋势一致，说明当退火温度在Ac1以上时，残留奥氏体中碳含量是影响塑性的主要因素。
3残留奥氏体增塑效应分析
残留奥氏体在Q＆P钢中至关重要，其体积分数、化学成分、尺寸、形貌、以及位置都是影响残留奥氏体稳定性的因素。残留奥氏体对塑性有3个效应，一个是TRIP效应，另一个是阻碍微裂纹扩展(BMP)效应，最后是残留奥氏体吸收位错(DARA)效应［12］。图8是通过HKLChannel5数据处理软件得到的FCC相和BCC相分布结果。图中灰色和黑色是由于位错密度等缺陷导致的衬度不同所致，其中灰色为铁素体，黑色为位错密度高马氏体，蓝色块状为残留奥氏体，绿色线条代表2°～15°晶界，一般认为是亚晶界，黑色线条为＞15°晶界，一般认为晶界。从图中可以看出，随着退火温度的升高，残留奥氏体的比例逐渐增高，到710℃时，达到最大，这是由于随退火温度升高，退火时两相区奥氏体含量逐渐升高，相当一部分被保留在室温成为残留奥氏体。但是由于710℃时，残留奥氏体块较大且分布不均匀，导致残留奥氏体稳定性下降，因此此温度下塑性较差。而690℃时，残留奥氏体尺寸相近且均匀弥散分布于铁素体基体上，由图7可知，此时奥氏体碳含量也相对较高，因此，残留奥氏体也相对稳定，塑性最好。
4结论
1)实验钢在传统C-Si-Mn钢成分基础上，添加适量Nb和Ni，得到了亚微米级别的晶粒尺寸，并且在室温获得了大量稳定存在的残留奥氏体;2)采用两相区Q＆P工艺处理，得到了块状铁素体+块状马氏体+残留奥氏体组织。基体为铁素体，随着退火温度增加，残留奥氏体含量逐渐增多，且残留奥氏体晶粒逐渐增大;3)不同退火温度下实验钢表现出不同的力学性能，在690℃退火时，得到最佳的力学性能。其强度为1195MPa，断后伸长率为23.5%，强塑积达到28GPa•%。
作者：苗丹阳 唐荻 赵征志 丁然 单位：北京科技大学冶金工程研究院
过去的几十年我国工业迅速发展的同时，增大了对矿产资源的需求量。而矿产资源开采及选别过程中产生了诸如煤矸石、铁尾矿类大量的工业危险固体废弃物［1］，大量废弃物的堆存带来的诸如土壤、空气和水体污染等一系列的问题。长期以来我国的一次能源消耗中70%来自煤炭。大量的煤炭开采、选别过程中产生了占原煤产量10%～15%煤矸石［2］，大多数的煤矸石被露天堆放在陆地上，2014年统计数据表明，我国煤矸石的堆存量已经达到50亿吨，占地约1.2万公顷［3-4］。而钢铁行业发展中产生的铁尾矿在工业固体废弃物中的比例也越来越大，来自金属矿山的尾矿堆存超过120亿吨，铁尾矿占到了其中的1/3［5-6］。我国煤矸石和铁尾矿的堆存总量接近100亿吨，已经成为一个紧迫的环境问题，因此对它们进行资源化利用是相当必要的。国内外许多研究机构、生产企业对煤矸石和铁尾矿的资源化利用进行了研究与报道，可大多数研究、应用集中在制备传统的低附加值建筑材料如水泥［7］、砖［8］。微晶玻璃具有高耐磨性、耐腐蚀强和机械性能高的细粒度多晶材料［9-10］，被广泛的关注和应用。通常煤矸石和铁尾矿的矿物组成为长石和石英［11-12］，主要化学成分为Fe、Al、Si等，以及其它的Na、Ti等次要与元素，这些矿物和化学元素是制备微晶玻璃所必需的条件。同时，煤矸石和铁尾矿组分中SiO2含量可以达到70%，相比较粉煤灰、高岭土和红柱石等工业废料和矿物质，可以成为低成本的硅源生产微晶玻璃。本文采用熔融法浇铸制备微晶玻璃，同时分析微晶玻璃的结晶行为、微观结构和性能，为研究煤矸石和铁尾矿制备CaO-MgO-Al2O3-SiO2系微晶玻璃提供理论依据和技术基础。
1实验原料与方法
1.1实验原料
实验选用房山煤矸石(煅烧后)和山西灵丘铁矿尾矿，其化学成分列于表1。由表1可知，煤矸石、铁尾矿原料中SiO2及Al2O3组分总计为79.35%和62.40%，原料中含有的TiO2，为微晶玻璃晶体成核提供了条件。煤矸石煅烧后其矿物成分以石英和钙长石为主，伴有少量白云母、赤铁矿，铁尾矿的矿物成分以石英为主，伴有角闪石、斜长石等。为改善微晶玻璃使用性能和工艺性能，在煤矸石和铁尾矿主要原料的基础上，加入化学分析纯二氧化硅与氧化铝纯作为成分调整剂，NaNO3与Sb2O3化学分析纯作为澄清剂加入，调质后的基础玻璃的化学成分见表1。
1.2实验方法
1.2.1材料的预处理原状煤矸石经预先破碎至－2mm后烘干至含水率在1%以下，用装料量为5kg质量级配为钢球60kg、钢锻40kg的SM500mm×500mm试验用球磨机粉磨，控制磨后细度为0.08mm方孔筛筛余10%以下，用CD-1400X型马弗炉经750℃煅烧3h去除原料有机杂质。1.2.2微晶玻璃的制备实验将一定配比的原料与成分调节剂、澄清剂等原料置于刚玉坩埚，而后置入CD-1700X型马弗炉，在1500℃下充分融化、澄清，保温180min。将均一的熔浆体浇铸成12cm×12cm×4cm的正方体大块并迅速放入650℃的晶化炉保温2h，以1℃/min降至室温以消除玻璃内应力。在马弗炉内升温至1450℃，并保温4h充分澄清、均化。将均一的熔浆体浇铸成12cm×12cm×4cm的正方体大块并迅速放入650℃的晶化炉保温5h，以1℃/min降至室温以消除玻璃内应力。将上述玻璃大块切磨成6mm×10mm×40mm长条试块。分别置于不同的核化温度(680、720、760、800)℃和核化时间3h、晶化温度(920、960、1000、1040)℃和晶化时间1h条件下，进行强度测试。实验所用的强度测试方法按照GB/T6569－2006《精细陶瓷弯曲强度试验方法》进行。DSC分析采用差热分析仪(STA409C/CDNetzschGertebauGmbH，selb);XRD分析仪为M21X超大功率X射线衍射仪，额定管电压20～60kV，最大额定电流500mA;SEM分析所用仪器为聚焦离子束场发射扫描电子显微镜。
2结果与讨论
2.1热分析与组成
差示扫描量热法(DSC)能够精确的测定物质与热量有关的物理化学反应，为微晶玻璃的核化和晶化温度的确定提供了重要依据［13］。将1500℃熔融的煤矸石铁尾矿微晶玻璃浆体急冷水淬，制备成水淬渣，经过烘干、破碎、研磨至74μm基础玻璃粉末进行DSC分析。图1为煤矸石铁尾矿基础玻璃的热分析曲线，从图1中可见DSC曲线上有2处明显的与热相关的反应:即745℃的吸热反应和917℃的放热反应。745℃的吸热峰是转变温度，不是核化吸热，而是在热处理中基础玻璃粉末吸热发生软化变形后微观结构重排引起的。实际上，玻璃转变温度为700～800℃温度区间。为了讨论微晶玻璃制备中核化温度的影响，选择核化温度为680、720、740和760℃。917℃处尖锐的放热峰，为玻璃的析晶放热反应，为了讨论微晶玻璃制备中晶化温度的影响，选择晶化温度为900、940、980和1020℃。
2.2核化温度对微晶玻璃结构和性能的影响
玻璃的主晶相的种类和数量被原料成分控制，而玻璃的结构和性能受热处理工艺制度影响［14］。为了优化玻璃的热处理温度，将微晶玻璃在680、720、740和760℃下核化3h，所得的不同核化温度微晶玻璃X射线衍射结果如图2所示。图2曲线(1)中经核化后的微晶玻璃试样，在2θ=26.48°、29.66°与43.22°处显示有晶体小峰，其主晶相为普通辉石(Ca(Mg，Fe，Al)(Si，Al)2O6)，说明玻璃试样中已经有部分晶核的形成。此外，由于XRD谱中含有数目众多的毛刺小峰，说明微晶玻璃中含有一定数量的玻璃相。曲线(2)～(4)中，玻璃试样经720、760和800℃核化保温3h后，微晶玻璃试样析出晶相种类均为普通辉石，但是随温度从720℃升高到800℃，衍射峰呈现逐渐增强趋势，说明析出的普通辉石晶相数量有变化，曲线(4)中经800℃的核化处理后的微晶玻璃试样，其主晶相衍射峰最强。图3为微晶玻璃经1%HF溶液腐蚀、清洗、干燥并喷碳处理，经用扫描电子显微镜对核化后(680、720、740、760℃)保温2h的4组样品进行了SEM和EDS分析图。从图3的SEM中可以观察到微球状颗粒析出，且随着核化温度的升高，微球状颗粒的分布越来越均匀，致密度也相应的提高。从图3(a)中可以看出，核化温度为680℃时开始出现微晶玻璃的单粒状晶体，也出现了几个粒径较大的球状晶粒，晶粒尺寸约为200nm，其中还存在少数晶粒为30～40nm不等的小晶粒，这些微晶粒的出现，预示着试样结晶的开始。对粒状晶体1进行EDS半定量分析，并结合图2的XRD分析可知，该晶体为普通辉石。图3(b)中经720℃核化处理后，微晶玻璃的晶粒开始变小而且均匀化，晶粒尺寸为30～100nm，视域中可见个别形貌清晰的晶粒凝聚的现象，图中左上角的团簇由若干个30～40nm晶粒凝聚而成约100nm微晶粒，同时在右下角区域可见粒径在100nm以下的微球粒。经760℃核化后的微晶玻璃中出现纳米级别的微晶粒数量增多，遍布于整个视域中，晶粒大小更加均匀，晶粒尺寸为50～100nm，图中可见个别粒径较大的晶粒，由若干个30～40nm晶粒团簇凝聚而成，其粒径约200nm。800℃核化后的SEM图3(d)中，可以观察到晶粒比较典型的凝聚成团的现象，晶粒呈现大量凝聚，纳米级的晶粒边界开始消失［14］。由于弯曲强度离散性小，准确可靠，而且试样容易制备，因而弯曲强度作为考察微晶玻璃强度的主要指标之一［15］。将经过核化保温的4组微晶玻璃试样，以5℃•min－1升温速率匀速升温至900℃后，晶化保温1h，分析核化温度对弯曲强度的影响。经过测得的数据，得到不同的核化温度对微晶玻璃弯曲强度影响的关系图4。从图4中可以看出，在晶化温度为900℃保温1h条件下，试样的弯曲强度呈现为随着核化温度的升高，核化温度为760℃的微晶玻璃试样强度最大，达到204.32MPa。随着核化温度的进一步提高，微晶玻璃的弯曲强度减小，当核化温度达到800℃时，微晶玻璃试样弯曲强度下降到156.47MPa。结合图3可知，随着核化温度的升高，微晶玻璃的晶粒数量呈增大趋势，致密度提高，且晶粒分布越来越均匀，虽然有大量细小均匀的晶粒产生，但微晶玻璃内仍有大量连续的玻璃体存在(由图2可知)，微晶玻璃材料的破坏通常是沿着晶界玻璃体进行的，由于基体内玻璃体的存在断裂强度较大，所以微晶玻璃的弯曲强度较低［16］。760℃核化处理后，微晶玻璃基体内晶粒明显增多，其内部玻璃体减少，玻璃体的连续被打破，晶粒间分布均匀致密，此时微晶玻璃有最大的弯曲强度值。而800℃核化后，微晶玻璃内部的微观组织出现缺陷，这可嫩由于过高的核化温度使得晶粒凝聚、重熔导致微晶玻璃内部过大的组织应力而出现微裂纹，从而使微晶玻璃的弯曲强度下降［16］。
2.3晶化温度对微晶玻璃结构和性能的影响
为了确定微晶玻璃优化的热处理温度，将基础玻璃试样在760℃下核化3h，然后在900、940、980和1020℃晶化处理1h，所得微晶玻璃试样的X射线衍射结果如图5所示。由不同的晶化温度得到的XRD可以看出，在900、940、980和1020℃晶化温度下得到的主晶相为普通辉石(Ca(Mg，Fe，Al)(Si，Al)2O6)。在2θ角等于30°和35°时，XRD曲线中有非晶相引起的比较平缓馒头峰，这说明微晶玻璃试样中不仅存在普通辉石的晶态结构，同时也有未完全结晶的非晶成分，馒头峰整体比较平缓，说明晶化处理后的微晶玻璃析晶情况良好。随着晶化温度从900℃升高到1020℃，主晶相普通辉石的衍射峰呈现逐渐增强趋势，曲线(3)中微晶玻璃试样在980℃的晶化处理后，主晶相衍射峰最强，当晶化处理温度升高到1020℃时，曲线(4)中的晶体衍射峰减弱。图6为经900、940、980和1020℃晶化处理后的微晶玻璃试样的SEM图。试样经过核化后，通过晶化处理能够使数目众多的晶核形成。经过900℃晶化处理的图6(a)中，有大量形貌接近于圆形形态的晶粒生成，一些晶粒尺寸30～50nm的晶粒团聚在一起，排列紧密，同时视域中左上角还存在一些尺寸约100nm的晶粒，晶体排列相对疏松。随着晶化温度的升高，940℃晶化处理的图片6(b)中可以观察到晶粒比较典型的凝聚成团的现象，大量尺寸约100nm的晶粒之间排列紧密，晶粒间的边界相对于图6(a)晶粒尺寸增大，其形状更趋向规则化且结构致密。这对提高微晶玻璃的物化性能有利，是比较理想的晶化处理结果。与图6(b)相比较，图6(c)中尺寸约100nm的晶粒间相互接触，但晶粒边界清晰可见，图中区域出现两块大的晶粒凝聚，晶粒间的边界开始消失。在图6(d)中，试样随着温度的升高的延长，在整个空间内出现了晶粒的大量凝聚，在团簇体中的某些区域，已经观察不到纳米晶粒的边界，部分晶粒已发生重熔。图7为晶化后的微晶玻璃试样与弯曲强度的关系。可以看出，随着晶化温度的升高，弯曲强度值呈现先增大而后降低的趋势，在980℃时弯曲强度的最大值达到236.63MPa。当晶化温度为1020℃时，弯曲强度下降到199.27MPa。微晶玻璃的力学性质不仅受晶体粒晶(材料构成)的影响，还受到的气孔、裂纹、微应力，玻璃相和自身空隙等的大小、分布、形状和分布状态等因素影响。如将这些影响因素，可以认为，微晶玻璃的粒晶越小，成核密度越大，则强度越高。结合图6可知，随着晶化温度的升高，微晶玻璃试样形成晶粒数量逐渐增多，晶体含量增加，且晶粒分布越来越均匀，致密度提高。在980℃晶化处理后，微晶玻璃基体内产生了大量细小均匀的晶粒，整体析晶状况良好，此时微晶玻璃有最大的弯曲强度值。而1020℃晶化后，微晶玻璃内部的微观组织出现缺陷，发生了晶粒回收的重熔现象，导致晶体内部结构产生了缺陷，试样的弯曲强度反而降低。
3结论
1)利用煤矸石和铁尾矿为主要原料，可以制备具有优异机械强度的CaO-MgO-Al2O3-SiO2体系微晶玻璃，其主晶相为普通辉石(Ca(Mg，Fe，Al)(Si，Al)2O6);2)通过热处理制度对微晶玻璃结构和性能的研究可知，煤矸石铁尾矿在最佳热处理制度为:760℃核化3h，晶化温度980℃，保温1h的条件下，可制备抗弯强度为236.63MPa的微晶玻璃;3)随热处理温度升高，煤矸石铁尾矿微晶玻璃主晶相的种类没有改变，但其衍射峰呈现先增强后减小的趋势。同时，微晶玻璃的弯曲强度会提高，但热处理温度过高内部就会出现晶粒凝聚、重熔导致微晶玻璃内部过大的组织应力而出现微裂纹，从而使微晶玻璃的弯曲强度下降。
作者：王长龙 梁宝瑞 郑永超 刘世昌 杨建 单位：北京科技大学土木与环境工程学院工业典型污染物资源化处理北京市重点实验室 河北工程大学土木工程学院 清华大学材料科学与工程学院先进材料教育部
乙烯-醋酸乙烯共聚物(EVA)具有良好的耐冲性和耐应力开裂性，在较宽温度范围内有良好的柔韧性，在日常生活中应用相当广泛，但其氧指数仅为19，极易燃烧，且燃烧产物含有一氧化碳，所以对其进行阻燃研究一直是个热门课题[1-3]。目前我国常用的阻燃剂有卤系阻燃剂和无机阻燃剂，由于卤系阻燃剂燃烧时会释放大量烟雾和有毒气体，目前已逐渐被限制使用。无机系阻燃剂具有安全性好、无毒、对环境影响小、应用面广且原料丰富等优点，在市场上所占份额日益增加[4]。氢氧化铝与氢氧化镁是无机系阻燃剂中用量最大的两种[5]，Mg(OH)2是一种添加型高抑烟阻燃剂,具有很好的抑烟效果，但其在有机材料中的分散性和相容性较差，无法直接用作阻燃剂[6]；而铝化合物阻燃剂必须经过大量的填充，才能起到阻燃效果，从而影响了材料的力学性能[4]。水滑石是一种层柱状双金属氢氧化物（简称LDHs），既兼具了Mg(OH)2和Al(OH)3的优点，又客服了各自的不足[7]。LDHs层间含有CO32-和结晶水，层板上有大量羟基，添加到聚合物中的镁铝水滑石阻燃剂受热分解时，放出的二氧化碳和水能稀释可燃气体浓度并隔绝氧气的进一步侵入，从而减弱火势，达到阻燃的目的[8]。而分解产生的MgO和Al2O3可形成隔热层；同时受热分解时吸收大量的热量，降低燃烧体系的温度。由此可见，LDHs具有阻燃、消烟、填充等多种功能，是一种发展前途广阔的阻燃剂新品种[9]。本文主要通过微波晶化法合成含有不同层间阴离子插层组装的锰镁铝水滑石，与EVA混合制备水滑石含量分别为5%和20%的复合材料，并对复合材料进行阻燃性能和力学性能的测定。
1实验部分
1.1微波晶化插层法制备锰镁铝水滑石
称取5.8g硬脂酸于加入100mL蒸馏水的四口瓶中，在70℃、氮气保护条件下溶解。待完全溶解后，用10mL1.0mol•L-1的Al(NO3)3，39.5mL1.0mol•L-1的Mg(NO3)2及1.0mL0.5mol•L-1的Mn(NO3)2的混合溶液进行滴定，控制滴定速率，使其约1h完成，最后用1.2mol•L-1的NaOH溶液调节pH值为7~8。在70℃下晶化1.5h。最后，将反应浆液倒入干净的大烧杯中，在微波炉中微波30min。微波后的浆液经洗涤，抽滤，干燥，粉碎及过筛之后获得硬脂酸插层的锰镁铝水滑石粉末。采用同样的方法获得硼酸、十二烷基硫酸钠及碳酸根插层的锰镁铝水滑石粉末。其中，碳酸根插层时用Na2CO3和NaOH的混合碱液代替NaOH溶液进行滴定，无需进行氮气保护。采用混合阴离子溶液进行插层的时候，方法与上面相似。将5.8g硬脂酸、6.0g硼酸、6.0g十二烷基硫酸钠一起溶于蒸馏水中，分别用1.2mol•L-1的NaOH溶液和混合碱液进行滴定，以下步骤与上面方法相同。分别获得混合阴离子插层不含CO32-锰镁铝水滑石粉末和混合阴离子插层含CO32-的锰镁铝水滑石粉末。以上晶化法合成的碳酸根插层锰镁铝水滑石，硼酸根插层锰镁铝水滑石，硬脂酸插层锰镁铝水滑石，十二烷基硫酸根插层锰镁铝水滑石，硼酸根、十二烷基硫酸根、硬脂酸根混合插层锰镁铝水滑石，硼酸根、十二烷基硫酸根、硬脂酸根、碳酸根混合插层锰镁铝水滑石，本文分别简写为：LDHC、LDHB、LDHC18、LDHC12、LDHM3、LDHM4。
1.2改性水滑石与EVA制备复合材料
本实验采用转矩测量仪混料，设定温度为150℃，转速60r•min-1,将各种阴离子插层锰镁铝水滑石样品按5%、20%的比例添加到EVA28中，混合后加入到转矩测量仪，混合时间为10min。出料后立即压板，防止产生过多气泡，影响测定结果，取出后压片，热压温度为135℃，热压时间为2min，压力10MPa；之后再冷压，阻燃系数测定板厚为3mm，力学性能测定板厚为1mm，压板后用模具切割出各种尺寸的样条，供性能测试。
1.3FT-IR测定
FT-IR分析技术已广泛应用于获取水滑石层间阴离子、结晶水及层中晶格氧振动及杂质的有关信息。实验所用仪器为美国生产的Avatar360型FT-IR红外分光光度计，测定波数范围为400~4000cm-1。
1.4XRD测定
实验所用仪器为日本理学生产的D/MAX2200VPC型X射线衍射仪，Cu_Kα辐射源，辐射源，管电压40kV，管电流30mA。
1.5氧指数测定
实验所用仪器为江宁县分析仪器厂生产的JF-3型氧指数测定仪。参照GB/T2406-1993的方法测定氧指数，氧指数样条尺寸：长120mm，宽6.5mm，厚3.0mm。根据实验需要设定氧气瓶、氮气瓶气压为0.4MPa，根据实验需要设定氧气、氮气的流量，待各部分气压气流稳定后将标记好长度的样品放入燃烧池，点燃，记录时间，不断调整氧气氮气的百分比，使得样品燃烧的时间恰好为3min，记录氧气百分比。
1.6力学性能测定
此性能测试采用微机控制电子万能试验机，仪器设定为大变形非金属测定，试样速度为50mm•min-1,标距25mm，将样品装入仪器，上下固定牢靠，测定结束后，保存测量结果，调出数据。
2结果与讨论
2.1FT-IR分析
由图1可以看出，产物均在3460cm-1附近出现层中-OH的氢氧键伸缩振动峰[10]，这是由于水滑石层间含有大量的羟基。由于样品表面吸附和层间空隙插入了一定数量的H2O，因此，在1634cm-1附近出现结晶水的-OH的弯曲振动峰。从红外谱图可以看出LDHC表面吸附或晶格层间插入的水分子含量最多。波数1562cm-1处为硬脂酸的C=O键不对称伸缩振动峰，波数为1236cm-1出现的吸收峰均为十二烷基硫酸根离子的S=O伸缩振动峰，1365cm-1的吸收峰属于碳酸根中C-O的面内弯曲振动特征峰。从红外谱图(a)分析可知，本实验成功地将碳酸根插层到锰镁铝水滑石。从红外谱图(d)分析可知，本实验成功地将硬脂酸根插层到锰镁铝水滑石。在(e)谱图中的波数1090cm-1、1038cm-1附近的吸收峰为SO42-的特征吸收峰[11]，由此可知，本实验成功的将十二烷基硫酸根插层的锰镁铝水滑石。在(f)谱图中的波数1012cm-1、850cm-1处的吸收对应B-O键的伸缩振动[12]，由此可知，本实验成功地将硼酸根插层到锰镁铝水滑石。在谱图(b)、(c)中，既含有波数1090cm-1、1038cm-1附近SO42-的特征吸收峰，又含有波数为1562cm-1C=O键不对称伸缩振动峰。所以，可以认为在混合组装插层时，成功地将十二烷基硫酸根和硬脂酸根同时插层到锰镁铝水滑石。
2.2XRD分析
由图2可看出，六种插层组装的水滑石均表现出反映水滑石的层状结构(003)、(006)和(012)晶面的特征衍射峰和反映层板结构的(110)晶面的特征衍射峰[13]，说明均成功合成出了锰镁铝水滑石；此外，相比于谱图2(a)，其他谱图的(006)晶面衍射峰位置向小角度偏移，而(110)晶面附近的衍射峰位置没有发生变化，说明不同阴离子插层进入层间后，引起了层间距的变化，并没有影响水滑石层板结构。2(d)和2(e)的(003)衍射峰不明显，说明无机相的长程有序结构被破坏，LDH片层被剥离分散形成层离型结构[14]。从图2还可看出碳酸根插层锰镁铝水滑石(LDHC)基线低且平稳，衍射峰峰型窄而尖且无其他杂质峰，表明晶面生长的有序程度最高，结晶度好，晶相单一。
2.3阻燃性能分析
极限氧指数（LOI）是指在规定条件下，试样在氧、氮混合气流中，维持平稳燃烧所需的最低氧气浓度，以氧所占的体积百分数表示。LOI的大小表示了材料相对的燃烧难易程度。从表1可以看出，六种类水滑石/EVA复合材料的氧指数较纯EVA28都有一定程度的提升，5%LDHB掺杂后提升最低为0.7%，而掺杂20%LDHC后EVA的阻燃性能提升最高，达到6.5%，说明各种阻燃剂对EVA均有阻燃作用。类水滑石受热分解时，由于吸热，会降低EVA表面温度，释放出的水蒸气能稀释可燃气体浓度；同时，由于类水滑石特殊的层状结构赋予其较大的比表面积，可以吸附EVA燃烧过程产生的微粒和有害气体，从而起到消烟作用；分解产生的氧化镁、氧化铝、氧化锌等残余物形成隔热层，并隔绝空气中的氧气，从而起到阻燃作用。除了LDHC12-EVA复合材料外，其他复合材料是均随着水滑石含量的增大而呈增大的趋势，LDHC12-EVA复合材料随着水滑石含量的增大而呈减小的趋势，原因是由于层间插入的十二烷基硫酸根中含有大量碳氢硫，起到了助燃的效果。含量为20%的LDHC-EVA极限氧指数最高，是由于其含有的水分子数量最多，吸热释放的结晶水最多。
2.4力学性能分析
实验所用仪器为深圳市瑞格尔仪器有限公司生产的微机控制电子万能试验机，拉伸速率为50mm/min，间距为25mm。从表2可以看出，复合材料的断裂拉伸强度较纯EVA28均有所提升，掺杂5%LDHC后EVA断裂拉伸强度最高提升12.14MPa，掺杂20%LDHM3后EVA的提升幅度最小，为0.64MPa，掺杂5%LDHC12后EVA的断裂伸长率提高282.1%；随着水滑石含量的升高，复合材料的力学性能有所下降，这主要是由于添加量较高时水滑石在EVA基体中分散性较差，影响了EVA分子之间的结合力，从而对其力学性能产生不利影响；添加量为20%时，LDHM4-EVA的断裂伸长率最小为933.3%，较EVA28下降6.3%，下降幅度较小，可能是因为结晶度增加，对拉伸强度有好处，但结晶程度太高，则会导致断裂伸长率的降低。各类复合材料在提高阻燃效率的同时，它们的机械性能并没有出现明显下降的趋势，所以可以作为良好的阻燃剂。
3结论
1）通过傅立叶红外光谱分析可证明，该实验成功地将硬脂酸、十二烷基硫酸根、硼酸根插层到水滑石层间。同时，LDHM3和LDHM4的谱图相似，基本相同，并没有因为碳酸根的加入有明显变化，所以可以得出结论：硬脂酸、十二烷基硫酸根对水滑石的的插层能力比碳酸根更强。2）XRD谱图分析可表明，插层的水滑石的特征衍射峰与碳酸根型水滑石相比发生明显的小角度偏移，说明硬脂酸、十二烷基硫酸根、硼酸根等阴离子成功的插层到水滑石层间。3）氧指数分析可看出，六种类水滑石/EVA复合材料的氧指数较纯EVA28都有一定程度的提升，掺杂20%LDHC后EVA的阻燃性能提升6.5%，阻燃效果明显。除了LDHC12-EVA复合材料外，其他复合材料的氧指数分别随着水滑石添加量的加大而呈增大的趋势，但是增幅较小。LDHC12-EVA复合材料随着水滑石添加量的加大而呈减小，原因可能是层间插入的十二烷基硫酸根是有机离子，起到了助燃的效果。4）力学性能测试数据分析表明，水滑石的添加量对复合材料的力学性能有一定影响，掺杂5%LDHC后EVA断裂拉伸强度提升12.14MPa，断裂伸长率较EVA28也提高147.3%，而即使掺杂量达到20%，EVA的力学性能也没有受到显著影响，所以相比容易影响材料力学性能的Mg(OH)2和Al(OH)3而言，锰镁铝水滑石可作为良好的阻燃剂。
作者：张晓璐 丁彤 王丽丽 马智 单位：天津大学化工学院 东北林业大学理学院
热机械加工工艺在工业部件制造中有着及其重要的作用，其不仅可用来获得预期的加工工件形状，还可得到预期的材料微观结构及织构演变。相比其他强化机制，晶粒细化是唯一一种可以同时提高材料强度和韧性的机制。因此，细化晶粒成为热机械加工工艺的重要研究目的。细化晶粒有很多优点，包括:(1)避免添加贵重的合金元素，从而减少成本，促进再循环;(2)无需额外的固溶时效热处理工艺来提高强度，从而降低了制作消耗;(3)提高了金属的可焊性;(4)为二次加工提供适当温度下的高应变速率超塑性［1－2］。大塑性变形被认为是制备超细晶化材料的重要工艺，因此对大塑性变形制备高性能的金属和合金的工艺参数和流程路线进行了大量的研究，等径角挤压(ECAP)、高压扭转变形(HPT)、多向锻(MAF)以及累积叠轧焊(ARB)等大塑性变形工艺随之被开发。然而，这些工艺中的复杂模具形状限制了其应用范围，因此只能适用于实验室规模。尽管多向锻(MAF)及累积叠轧焊(ARB)具有可开发且适用于大规模工业生产的应用前景，但是由于其自身的间歇批生产工艺，限制了效益最优化。另外，累积叠轧技术只能应用于板材的生产，极大地限制了其应用［3－6］。目前，大塑性变形细化晶粒工艺主要应用于低强度、低塑性的单相金属或合金，然而KumarP等［7］对高强度双相合金的大塑性变形工艺也进行了研究。采用大塑性变形工艺来得到高强度珠光体双相钢的晶粒细化，并分析了对硬度的影响规律。综上所述，大塑性变形工艺可以通过超细化晶粒来显著提高力学性能。铸态钛合金通常要经过一系列热机械加工流程，β相的体积分数会随温度的升高而增加，从而影响合金的力学性能。同时，温度对晶体织构的产生也有重要的影响。温轧作为一种有效细化晶粒的途径可制备高强度低弹性模量的钛合金。HaoYL和ZhangZB等［8－9］通过热模锻和温轧研究Ti－24Nd－4Zr－8Sn合金的晶粒细化过程，并分析了细化晶粒对力学性能的影响。韩雄伟等对钛合金等通道转角挤压时工艺参数进行了数值模拟分析及优化处理，并分析了不同条件下材料的微观组织［10］。考虑到温轧工艺对材料组织性能的综合影响，本文研究目的是通过多道温轧工艺制备超细晶化的Ti－6Al－4V合金，同时研究了工艺参数对组织、力学性能的综合影响，获得较优的轧制工艺。
1实验过程及数据
实验所用原始材料是热锻后直径为Φ150mm的两相Ti－6Al－4V合金棒材，其标定化学成分如表1所示。从原始棒材截取45mm×45mm×200mm的板坯，分别在650，700和750℃下进行温轧，总压下量约92%，总应变为2.6。在轧辊机上多道间歇加热的槽纹轧辊上进行轧制。经过每道轧辊时，板坯旋转1/4圈，从而改变90°的轧制方向，最终，合金经过水淬来保持高温下的组织。沿长度方向取标距为25mm、直径为Φ6.25mm的圆棒作为拉伸试样。试样经过抛光后，用凯勒试剂腐蚀后进行金相观察。采用电子背散射衍射(EBSD)技术测试显微织构，并通过TSLOIM6软件采集分析晶粒取向数据。
2实验结果及分析
2.1显微组织演化
如图1中Ti－6Al－4V合金的扫描电镜下和光学显微镜下所示，原始材料中α相的平均晶粒尺寸为15μm。图2为Ti－6Al－4V合金在650，700和750℃下，均匀累积应变为2.6时的多道次温轧后的合金微观结构。由图2可见，与单一相结构相比，初始微观组织中包含(α+β)双相结构，在轧制过程中将获得完全不同的结果。轧制后的层状双相板材试样中，β几乎不可见。不同轧制温度下，可观察到完整的β相碎片及其在α相中的均匀分布。650℃下，β相非常细小，且均匀分布在试样的横断面上，如图2a所示。随着轧制温度的升高，β相的尺寸呈单调递增的趋势，如图2c和图2e所示。为进一步观察微观组织演化过程，采用EBSD对材料不同成形阶段的相组织进行分析，如图3所示。由图3a、图3c和图3e可分析出变形过程中沿边界部分β相的分布情况。对比两相比例不难发现，随着成形温度的不断升高，β相所占比重逐渐降低，具体数据为650℃占16.9%，700℃占8.8%，750℃占2.2%。α钛的平均晶粒尺寸在3种成形温度下分别为0.25，0.36和0.53μm。IPF图同时显示，大部分α晶粒方向分布在{1011}轧向。
2.2织构演变
不同成形条件下α相的织构演变过程如图4所示。在＜1010＞面沿轧制方向形成一定的丝织构，且随着成形温度的升高，织构强度逐渐降低。图4中清晰地表现出650℃时大多数晶粒具有沿＜1010＞面的取向，但随着成形温度的不断升高，一些晶粒会向＜2110＞方向旋转。
2.3力学性能
图5为Ti－6Al－4V在不同温度下进行多道次温轧所获得的力学性能比较。由图5可以得出，多道次温轧可很大改善该种钛合金的力学性能，最大的屈服强度为1191MPa。650℃、伸长率为10%时的抗拉强度为1299MPa。换言之，多道次温轧时，在无任何塑性指标损失的情况下，抗拉强度提高了50%，屈服强度提高了47%。
3结论
(1)通过多道次温轧工艺，可获得Ti－6Al－4V钛合金的超细晶棒材，且目前已获得直径为Φ12mm的Ti－6Al－4V棒材，材料的长度可达几米，甚至更长，可为具体的工业应用提供了非常好的试验基础。(2)轧制工艺可提高材料的力学性能，如抗拉强度提高50%，屈服强度提高47%。650℃时可获得的抗拉强度为1300MPa，屈服强度为1200MPa。(3)通过多道次温轧工艺，可获得平行于轧制方向的丝织构，且通过改变工艺参数，可对α相的织构进行控制。
作者：凌敏 单位：贵州理工学院 材料与冶金工程学院
