纳米晶合金范文（精选9篇）
纳米晶合金 第1篇
镁合金是现有金属材料中密度最小的轻质结构材料, 在航空航天、汽车、电子、通讯等国防和国民经济领域具有极其重要的应用价值和应用前景[1,2,3]。然而, 镁合金的滑移系少, 塑性变形能力与塑性加工性能差, 为了突破镁合金的局限性而具有更广阔的应用前景, 改善镁合金的力学性能和成形性能是拓展镁合金应用领域和推动镁合金工业发展的关键[4,5]。
本文提出采用氢化-脱氢的方法制备纳米晶AZ31镁合金粉末。
2 结果与讨论
原始态、氢化态AZ31镁合金粉末的X-射线衍射图谱如图1所示。原始态AZ31镁合金合金粉末的特点是具有单一的镁基固溶相, 如图1 (a) 。与此对比, 在氢气氛下机械球磨60h后, 发现MgH2相和铝相的衍射峰, 而没有发现Mg相的衍射峰, 如图1 (b) , 这表明在机械力驱动下可以完全进行固-气反应:
其中M代表固溶在Mg中的Al和Zn, 由于Zn在AZ31镁合金中的含量仅仅为1%, 所以在完全氢化后即使Zn从固溶态中脱离出来也很难在X射线衍射图中发现, 这就是为什么氢化态镁合金的X射线衍射图谱中没有Zn的衍射峰的原因。
氢化态和脱氢态AZ31镁合金粉末的TEM照片和相应的电子衍射花样如图2所示。从图中可以清楚地看到, AZ31镁合金粉末完全氢化和脱氢后的晶粒大小都比较均匀, 氢化态晶粒平均尺寸为15nm左右, 脱氢后晶粒平均尺寸为45nm左右, TEM观察结果与前文所述XRD测试分析结果一致, 这些结果都可以证明本文最终获得AZ31镁合金粉末材料是纳米晶材料。
3 结论
研究结果表明, 利用氢化-脱氢反应制备具有纳米晶结构的AZ31镁合金粉末是十分可行的。
(1) 在氢气氛下机械球磨, Mg与H2发生化学反应, 生成平均晶粒尺寸为10nm左右的MgH2。
(2) 对氢化态AZ31镁合金粉末进行真空脱氢处理, 最终获得平均晶粒尺寸40nm左右的纳米晶镁合金粉末。
摘要：研究了AZ31镁合金粉末在氢化-脱氢过程中的组织结构与粉末形貌演变规律, 在350℃的条件下进行真空脱氢处理, MgH2转变为Mg, 获得晶粒尺寸约为40nm的纳米晶镁合金粉末。
关键词：纳米晶材料,机械球磨,氢化处理
参考文献
[1]Chen Z H.Magnesium Alloys (1st Edition) [M].Beijing:Chemical Industry Press, 2004.
[2]LUO A, et al.Magnesium castings for automotive applications[J].JOM, 1995 (7) :28-31.
[3]MORDIKE B L, EBERT T.Magnesium properties-applications-potentia[lJ].Mater Sci Eng A, 2001, 302 (1) :37-45.
[4]Pekguleryuz M O, Kaya A A.Creep Resistant Magnesium Alloys for Powertrain Applications[J].Advanced Engineering Materials, 2003, 5 (12) :866-878.
纳米晶合金 第2篇
（九）材料学院
1.新型纳米晶荧光材料及其应用技术（技术）
成果简介：
北京理工大学材料学院纳米光子学材料与技术实验室在致力于开发性能优异、绿色、实用的纳米晶发光材料研究。在国家“973”计划项目和自然基金项目的支持下，研制出一种基于铜铟硫（CuInS2）和铜铟硒（CuInSe2）的新型、绿色、低毒荧光纳米晶材料，已在白光照明、发光二极管、生物标记、太阳能电池等领域获得重要的应用，相关的材料制备和应用技术已申请了专利。
本项目所制备的新型纳米晶荧光材料性能优异，波长可在500-900 nm之间调控，荧光量子产率超过50%，可作为荧光材料用于白光照明二极管、电致发光器件、近红外生物标记以及低成本太阳能电池等领域，具有广泛的应用前景。该材料是使用我们自己发展起来的技术路线，具有成本低廉，合成路线绿色，可大规模生产等特点，已经在实验室已经实现其10g量级的制备，未来中试开发能够实现公斤级别的放大生产。
项目来源：973项目/自然科学基金项目
技术领域：新材料技术/信息技术/生物和医药技术/先进能源技术 应用范围：白光照明二极管、电致发光器件、近红外生物标记以及低成本太阳能电池等领域
现状特点：国内领先、国际先进 技术创新：新型材料、绿色合成路线 所在阶段：研发阶段/样机/小批量生产
成果知识产权：已经申请发明专利两项，发表学术论文4篇 成果转让方式：合作开发/技术许可
市场状况及效益分析：有望代替稀土荧光粉成为白光照明二极管的荧光粉材料；有望代替广泛使用的CdSe量子点，作为发光二极管和生物标记材料；有望成为“电子墨水”成为低成本的太阳能电池材料。
2.动脉大出血用快速止血材料制备技术（技术）
成果简介：
平时严重交通伤，战时火器伤，恐怖袭击，抢险救灾以及塌方、台风、地震、海啸、泥石流等自然灾害可能造成短时间内同时出现大批伤员。对这些伤员伤口的急救历来是创伤急救医学甚为关注的问题。由于不及时的止血，可能会导致伤员昏迷、休克甚至死亡的严重后果。
目前临床常用的止血材料主要适合于日常手术中的止血，但对大动脉剧烈喷射状出血止血效果欠佳。对这种类型出血的止血一直是医学研究中的难题。美国军方早在2003年伊拉克战争中就已将所研制的动脉出血用快速止血材料装备部队，并在2007年开发出了可快速止血的先进军装。我国进行此类产品目前仍是市场空白。本课题组对新型止血材料已经过多年的深入研究，目前材料性能稳定，价格低廉，止血效果突出。
本课题组根据功能高分子材料结构—性能相关性，设计、制备了对动脉喷射状大出血具有快速止血作用的新型止血材料。该材料在第三军医大学创伤、烧伤、复合伤国家重点实验室和军事医学科学院对本材料的止血性能进行了全面的试验。止血性能试验结果表明，该材料对动脉喷射状出血具有优异的止血效果，使用该材料后创面恢复情况良好，不会产生任何刺激作用,材料具有良好的生物相容性,性能明显优于目前常用的明胶海绵、海藻酸钙、云南白药等止血材料。第三军医大学创伤、烧伤、复合伤国家重点实验室对本材料的使用效果给予了高度评价，认为“此研究成果处于国内先进地位，具有很强的独创性”。 项目来源：自然科学基金项目，横向项目等 技术领域：新材料技术
应用范围：该类材料可制成止血粉、止血海绵、止血栓、止血绷带、喷雾剂等剂型。可用于临床手术，院外急救，家庭药房，装备军队等。 现状特点：国内领先 所在阶段：中试阶段 成果知识产权：发明专利申请
成果转让方式：技术转让或技术许可
市场状况及效益分析： 针对动脉大出血的快速止血材料具有较大的市场需求量。目前，美国已经将具有类似功能的快速止血材料装备于部队，但国内未见具体应用；国内临床手术用的较好的止血材料也多是Merocel、Ivalon等进口材料，但价格昂贵。本项目所制得的产品止血性能优异，制造成本低，具有良好的公益效益、经济价值和产业化前景。 图片展示：
表1 不同材料对新西兰白兔不同部位动脉出血的止血效果
股动脉
止血材料
止血时间/s 本研究成果 云南白药 明胶海绵 海藻酸钙 阴性对照 空白对照 34.00±8.43 84.00±58.92 50.50±13.83 80.00±48.99 62.00±18.74 69.00±28.85
止血率/%
90 100 90 100 100
止血时间/s 20.00±0.00 110.00±42.43 118.00±57.62 56.00±26.08 122.00±79.50 180.00±00.00
止血率/% 100 90 100 100 40 0
止血时间/s 23.00±6.75 41.50±14.92 35.00±13.33 41.00±21.83 107.00±43.47 154.00±35.34
止血率/% 100 100 100 100 100 40
脾脏
耳动脉
注：止血率指180s内止血成功率
A
B
C
D
新西兰白兔耳动脉止血后创面恢复情况
A手术后5min, B手术后7d, C手术后15d, D手术后20d 3.包埋缓释型功能高吸水性树脂（技术）
成果简介：
在高吸水性树脂的网络结构中包埋肥料、药物等功能性物质，可利用高吸水性树脂本身优异的网络结构获得良好的缓释效果，大大提高高吸水性树脂的功能，拓宽其应用范围。但传统的高吸水性树脂包埋技术将包埋与聚合、交联过程同步进行，由于聚合单体的强化学腐蚀性以及聚合过程的放热作用，极易对包埋物质的结构及功效造成破坏，使这些物质难以起到应有的应用效果。
本课题组近期新开发了一种温和、高效的包埋功能性物质的高吸水性树脂制备技术，此过程不会对各种需要包埋的功能性肥料或药物造成任何破坏作用，制备过程简单，制备好的树脂对包埋分子具有良好的缓释效果。
树脂饱和吸水倍率>800g/g，饱和吸生理盐水倍率>60g/g，对包埋的药物不产生破坏作用，具有良好的缓释效果。 项目来源：自然科学基金项目，横向项目等 技术领域：新材料技术
应用范围：采用此技术制备的功能性高吸水性树脂可在农业、医药等领域获得广泛应用。 现状特点：国内领先 技术创新： 所在阶段：中试阶段 成果知识产权：发明专利申请 成果转让方式：技术转让或技术许可
市场状况及效益分析： 该包埋型高吸水性树脂的制备方法独特，分子包埋效果好，制备过程温和、能耗小。采用此方法制备的高吸水性树脂可作为缓释型医疗吸收剂，也可作为农业中对肥料、农药的缓释制剂，具有很大的市场需求量。
4.新型高效稳定型壳聚糖衍生物络合碘杀菌材料（技术）
成果简介：
将功能性壳聚糖的改性产物（壳聚糖改性接枝共聚物，壳聚糖改性季铵盐衍生物等）与碘络合，制得新型高分子抗菌剂。该材料具有高效、安全的杀菌、抗病毒效果，成为新一代抗菌材料：
① 有效碘含量＞60mg/g，远高于目前市场使用的碘制品；
② 碘结合稳定，60℃下加热6h，有效碘含量降低比率＜3%，碘具有良好的缓释性；
③ 具有广谱的杀菌性能，对金黄色葡萄球菌、大肠杆菌、绿脓杆菌、粪肠球菌、肺炎克雷伯菌、白色念珠菌、淋球菌、单纯疱疹病毒及乙肝病毒有良好的杀灭效果，近期研究发现，对HIV、HPV病毒等均体现出杀灭作用；
④ 动物实验表明，该衍生物动动物皮肤及粘膜都不会产生任何刺激作用。⑤ 产品形式多样，冻干型制剂使用促进冻干新技术，可在极短的时间内迅速冷冻干燥成粉末状固体，易于与其它敷料一起混合后冷冻干燥定型；水溶性及油溶性碘络合物可分别与不同性质基体复合，制得多用途、多剂型的抗菌材料。 项目来源：自然科学基金项目，横向项目等 技术领域：新材料技术
应用范围：该类敷料，具有特别好的碘稳定性，具有很强的市场竞争力，在各类医疗器械、消毒制剂、药品中可广泛使用，具有良好的效果和优异的稳定性能。
现状特点：国内领先 所在阶段：中试阶段 成果知识产权：发明专利申请 成果转让方式：技术转让或技术许可
市场状况及效益分析：该类络合碘制品具有高的有效碘含量，高的碘稳定性，高的广谱杀菌性，低刺激性等优异特点，在高端抗菌医疗器械方面有很好的应用效果，具有广阔的应用前景。
5.廉价、高效的材料微、细观力学性能原位观察系统（产品）
成果简介：
对于各种颗粒、纤维增强复合材料，目前主要采用大规模的宏观力学实验寻找力学性能变化规律，进而为提高材料力学性能提供支持，实验繁杂，周期长，投入大。采用显微镜原位力学性能测试方法，对复合材料在各种外力作用下的破坏过程进行细观观测，有助于对填料、纤维的增强效果及其对复合材料力学性能的影响进行研究，进而探寻影响材料力学性能的主要因素，可大大节约开发成本，提高开发效率。但目前国内所具有的细观力学性能观测条件主要利用带有原位加载台的扫描电镜技术，该实验系统成本昂贵，国内仅有少数几家科研院所拥有此设备，主要适于科学研究，不适于企业、应用型研究单位的平时性能调配试验，不利于本实验技术的推广普及。
本课题组与分析设备企业联合开发，设计研制了满足企业、科研单位日常生产、研究所需的立体显微镜—原位细观力学观测—数据评价系统。利用此系统，可对材料在不同温度下（200℃~-70℃），在一定的外力作用下的细观破坏过程进行原位观测、数据分析和评价，发现影响材料力学性能的主要因素，进而对材料的力学性能的调整提供技术支持。此系统以立体显微镜代替扫描电镜，同时创新性地开发了原位拉伸系统的数据分析、评价功能，大大提高了分析研究水平。目前，此设备已完成了开发及试用，使用效果受到好评。在合作中，可根据企业、研究单位的具体测试需求进行设计与加工。 项目来源：973项目，横向项目等 技术领域：新材料技术
应用范围：该技术可应用于各种颗粒、显微增强复合材料的细观力学性能观测与评价，大大提高复合材料力学性能调节效率，促进企业、研发单位相关技术的提高。 现状特点：国内领先 所在阶段：样机
成果知识产权：发明专利申请
成果转让方式：合作开发/技术服务/技术转让/技术许可/合作办厂等 市场状况及效益分析：
该实验系统包括立体显微镜（材料表面细观变化的观测系统）—原位加载台及控制系统（实现准静态、可控、可测量加载）—数据分析及评价系统（对实验结果进行判定，指导力学性能调节）。该系统应用于力学性能调节等研究中，可大大节约研究成本，提高研究效率。
6.耐油膨胀型防火橡胶及防火捆扎带（产品）
项目简介：由北京理工大学阻燃材料研究国家专业实验室研发的耐油膨胀型防火橡胶及防火捆扎带，可应用于燃油、润滑油等环境中电线电缆火安全防
护。已通过20kg级工艺放大，材料厚度≤1.0 mm的耐火时间≥5 min（1200℃火焰）；热稳定性≥200℃；具有耐油、耐高温加速老化、耐冷热循环及良好的力学性能。
7.阻燃硬质聚氨酯泡沫塑料（产品）
成果简介：由北京理工大学阻燃材料研究国家专业实验室研发的阻燃硬质聚氨酯泡沫塑料，可广用于建筑外墙保温、管道保温及电冰箱隔热材料。该材料具有阻燃效率高、产烟量低、压缩强度高、导热系数低、等优点。密度6080 kg/m3；氧指数＞30%；垂直燃烧自熄时间＜10s、燃烧高度＜60mm；辐射热流50kW/m2下的峰值热释放速率＜170kW/m2。
8.赤泥复合阻燃剂开发和应用（产品）
成果简介：赤泥复合阻燃剂属于环保型无机阻燃剂，具有高效阻燃、低的热释放速率、低的产烟量及低成本的优势。可应用于阻燃聚乙烯、阻燃聚丙烯等通用塑料及乙丙胶等橡胶材料。在阻燃电缆料、铝塑复合板等领域有广泛应用前景。已建成1000t/a赤泥复合型阻燃剂试验线。
性能指标
赤泥复合阻燃剂性能指标
序号 1 2 检测项目 粒度 热分解温度
检测标准 GB/T 19077.1-2008 JY/T014-1996
阻燃PE性能指标
序号
检测项目
检测标准
检测结果 检测结果 ≤10µm ≥200℃ 2 3 4 热释放速率峰值 垂直燃烧等级 烟密度等级
GB/T 16172-2007 GB/T 2408-2008 GB/T 8627-2007
≤150 kW/m2 FV-0 级 SDR≤75 满足应用需求 拉伸强度及断裂伸长率 GB/T1040.2-2006
9.无卤膨胀阻燃PES热熔胶（产品）
本项目所研制的无卤膨胀阻燃PES热熔胶，具备优异的阻燃性能、良好的加工成膜性、环保、低烟。可应用于电子行业、服装行业等。 性能指标
1)阻燃PES热熔胶通过UL 94垂直燃烧V-0级； 2)具有良好的加工成膜性；
3)热熔胶膜厚度为0.5mm时，UL 94垂直燃烧通过VTM-0级； 4)热熔胶及其成膜后的力学性能及耐水洗性良好
10.新型多种肠溶包衣材料及生物纳米纤维制备（产品）
成果简介：本项目是系列纤维素基医用肠溶包衣材料及其纳米纤维的制造技术。首先以天然棉纤维素为原材料, 通过成熟技术制备pH敏感性智能材料羟烷基烷基纤维素醋酸琥珀酸酯(HPMCAS/HEMCAS)、羟烷基烷基纤维素邻苯二甲酸酯(HPMCP/ HEMCP)、羟烷基烷基纤维素醋酸邻苯二甲酸酯(HPMCAP/HEMCP)、羟烷基烷基纤维素偏苯三甲酸酯(HPMCT/HEMCT)等系列pH值（3.5-6.8）溶液敏感的功能材料，可作为肠溶包衣或特殊环境监测用材料。产品为白色、无臭无味的颗粒；不溶于水、酸性溶液，在pH4.0～6.8缓冲溶液中能溶解；不溶于己烷，但溶于丙酮/甲醇、丙酮/乙醇或甲烷/氯甲烷混合液；25℃/80%RH时，平衡吸湿量为11%。它不溶于胃液，但能在小
肠上端快速膨化溶解，故是肠溶衣的良好材料，常用浓度一般为7%～10%。其特点为成膜性好，溶解的pH较低（pH5.0～5.5以上），溶解速度快，理化性质稳定等。它是性能优良的新型肠溶性薄膜包衣材料，无味，不溶于唾液，故可用作薄膜包衣，口服应用本品安全无毒。本项目进一步是采用静电纺丝技术，通过对以上新型材料的共混后溶解形成溶液，得到不同直径的纳米级纤维，该纳米纤维可载不同的药物，实现在人体不同位臵缓释控释目的。 项目来源：自行开发 技术领域：生物医药 应用范围：医药辅料
技术创新：纤维素基肠溶包衣材料及其纳米纤维的制备。 所在阶段：中试
成果知识产权：发明专利：纤维素类固体肠溶包衣材料的沉析改进方法.2007103003604.3 成果转让方式：转让专利、技术合作、合资
市场状况及效益分析：静电纺丝纤维在组织工程、药物缓释、超敏感传感器、过滤材料等方面具有很大的潜在应用前景；薄膜包衣，形象美观，可进行企业标识或字体标识。从操作的标准化来讲，薄膜包衣技术也符合GMP的要求。
11.高品质低成本纤维素醚制备技术（技术）
成果简介：项目结合生产实际，从配方（含溶剂体系）、工艺、设备等三方面进行优化、设计、实验与反复分析，在长期研究的基础上，集成多项专利技术，设计了一条制造设备独到、布局合理、工艺及配方科学的大规模生产线，实现了多品种、高品质、低成本、低消耗的纤维素醚生产。极大提高了反应过程的效率和产品均匀性，降低消耗、减少污染，提高了产品的应用性能，如溶解性、透光率、抗酸性、抗盐性、抗酶变性能等。 项目来源：自行开发 技术领域：新材料
应用范围：适合于多种纤维素醚的制造，产品可用于石油开采、建材、食品、日用化工、航空航天和医药等多个工业领域。
技术创新：采用了连续增溶液浆法技术，提高了产品质量与生产能力，减少了污染，降低了成本。
所在阶段：产业化
成果知识产权：授权专利号ZL03104639.8；专利申请号200610078867.4。 成果转让方式：出让专利、技术合作、合资
市场状况及效益分析：采用连续增溶液浆法，提高了产品质量与生产能力，减少了污染，降低了成本；一线多用，适合于多种纤维素醚的制造。产品可用于石油开采、食品、医药和航空航天等多个领域。是“产、学、研”有机结合的楷模。 图片展示：
12.天然纤维素蒸汽闪爆改性及其在新型溶剂中溶解与绿色湿纺技术（技术）
成果简介：项目针对目前粘胶纤维工业生产过程存在的污染严重问题，采用自行设计的高压热蒸汽闪爆（Steam Explosion，简称SE）技术，在超分子水平实现对天然木纤维素快速、安全可靠、低污染物理改性并固化其构象，同时利用环保、廉价的新型纤维素溶剂体系，实现温和条件下纤维素的溶解，通过真空脱泡、充氮、喷丝、凝固等工艺的优化获得了纤维素纤维的绿色湿纺技术，丝性能达到或超过粘胶丝。 技术领域：工业材料 应用范围：粘胶纤维工业生产
技术创新：1）建立了可靠、高效、无污染的闪爆处理系统，自主创新，拥有专利（专利200310113788.9）；2）优化了绿色溶剂体系，实现闪爆纤维素溶解，得到可纺丝好的溶液体系，国内首创；3）新溶剂绿色纺丝技术，国内首创。
成果来源：国家技术创新项目计划，编号00BK127 经济、社会或军事效益：传统粘胶法成本约为21900元/吨；闪爆法19600元/吨，按5000吨/年算，前者税后利润2112万元/年，闪爆法可达2882万元/年。采用闪爆技术使木浆可高效率的溶解在新型溶剂体系，实现绿色纺丝技术，是湿纺领域一场技术革命。
13.北京市建筑干混砂浆综合技术及质量控制体系研究（服务）
成果简介：本项目是采用独特的首创工艺—“连续增溶液浆法”在同一条生产线上生产多种高质量的非离子型纤维素醚（主要是混合醚）和其交联产品。 应用范围：产品可广泛用于建筑用新型保水材料，功能性涂料成膜剂、增稠剂、乳化剂和稳定剂。
创新点：项目要将“制备工艺规范化、产品多样化和系列化、品种功能化”。同时针对市场需求，开发多种配方，以满足高质量、高难度施工环境用水泥浆料、干混砂浆、砂灰浆料、石膏和建筑染料配制。确定、规范建筑材料行业纤维素醚的行业标准。
经济、社会或军事效益：发展干混砂浆是节约资源、保护环境、提高建筑工程质量、实现文明施工和促进建筑施工现代化的重要技术，本项目利用自主的知识产权优势，替代美国、日本、德国和南韩产品，提高我国建筑材料的产品粘度、凝胶点、保水性、透明性、缩短生产周期。
14.天然高分子基医用植物胶囊（产品）
成果简介：传统胶囊囊壳基本由动物明胶构成，其易失水硬化、吸潮软化，遇醛类易交联，再加上国际穆斯林、犹太教和素食协会等特殊文化人群的抵制，使植物胶囊成为传统胶囊优选的替代产品。但国产的植物胶囊骨架材料——羟丙基甲基纤维素(HPMC)性能不达标。本技术解决了植物胶囊专用医药级HPMC研发、应用，及其胶囊母料复配技术与加工成型难题。胶囊的制备充分利用现有明胶生产设备与条件，在不改动或少改动胶囊加工设备的前提下，调整溶液浓度、成型工艺，控制烘干温度、风速、时间来调整胶囊的形
状、厚度及透明度、脱模性能与切割性能。
关键技术： 1）植物胶囊用HPMC的控制技术；2）凝胶互补协同增效优化技术；3）低成本的植物胶囊的加工成型技术。
经济、社会或军事效益：植物胶囊符合当今崇尚自然的消费群体的需求，对制药、保健品企业而言，采用区别于传统动物源性胶囊的植物胶囊，为产品区分和品牌价值提升提供了更多可能性，且成为国内药品和保健品出口的绿色通道。
图片展示：图1 植物胶囊加工用0号胶囊轴针照片
15.纳米纤维素衍生物层层自组装胶囊研究（技术）
成果简介：微胶囊技术现已广泛应用于生物医药，环境保护，日用化工，农业科学及航空航天等领域，随着应用范围的扩大，开发新技术与新方法制备微胶囊，使其具有更精确可控的结构成为微胶囊技术发展的重点课题之一。 技术特点：本研究采用了具有优越生物相容性和低生物毒性的天然聚电解质，羧甲基纤维素（CMC）和壳聚糖（CS），以三聚氰胺甲醛胶体微球为模板，在其表面交替组装CMC与CS，制成具有纳米核壳结构的粒子。通过调节组装条件控制聚电解质多层膜囊壁结构。通过盐酸熔解去除模板，得到中空微胶囊。得到的膜材料具有优越的控制释放能力，在药物控制释放，环境保护、纳米反应器及生物医用材料等方面具有广阔的应用前景。
16.硝化棉氮量及其分布均匀性快速测试系统（产品）
成果简介：目前硝化棉（NC）生产厂家对其质量的监控主要是采用各种方法测定其含氮量，而人们在应用过程中发现，不仅是NC的含氮量，而且氮量分布的均匀性也是影响其一系列工艺和应用性能的重要指标之一。但一直以来缺乏一套能够在工业上应用的快速、准确、有效地表征NC氮量分布均匀
性的指标和测试方法。北京理工大学纤维素技术研发中心与四川北方硝化棉公司联合，研制出一套在国内外首创的NC硝化均匀性质量快速分析仪。该系统以偏光显微镜为核心部件，同时集成了现代CCD、角度传感器和计算机硬软件，是目前国内外唯一能够同时测得NC含氮量和氮量均匀性的科学手段。
项目来源：合作开发 技术领域：其他高新技术
应用范围：适用于硝化棉生产及以硝化棉为原料的军用火炸药或民用涂料、塑料厂。可以实现在线检测、实时监控，为生产调控和应用提供依据。 所在阶段：产业化
成果知识产权：发明专利：一种测定硝化棉含氮量与氮量均匀性的方法.200710119614.1 成果转让方式：技术许可、技术合作、出让专利
17.小口径人工血管制备（产品）
成果简介：心血管疾病已经成为人类死亡率最高的疾病之一，人工心血管的制备及介入治疗是治疗心血管疾病的有效手段。小口径血管的制备在人工血管领域是一个很大的难题，我们采用自己独特的技术路线，采用生物相容性良好的天然丝素蛋白材料为基本原料，经过改性，解决了丝素蛋白易溶于水及脆性问题，制备出力学性能达到手术缝合要求及体内血流膨胀及收缩要求的小口径血管，通过改性大大提高其抗凝血性能。 项目来源：自行开发 技术领域：新型材料、生命
技术特点：该小口径丝素血管在狗的颈动脉血管替代实验中表明：管材具有良好的缝合性能和与动物血管的顺服性；不存在血液渗透现象；管材在体内具有良好的抗凝血性能；缝合手术完成半年，经过对血管进行血管造影和流量测定，确定血管在体内没有堵塞现象。动物实验组织病理切片结果标明：材料较完整；组织有完整纤维囊包裹，外层明显胶原化，内层异细胞为主；细胞成分少，细胞成分以淋巴、单核细胞为主，偶见中性粒细胞，未见异物巨细胞；血管内腔面有薄层纤维结缔组织。目前动物实验最长时间已达22个月，畅通率达到100%。 所在阶段：小规模生产 成果知识产权：发明专利申请
成果转让方式：共同开发 图片展示：
18.超薄钢结构防火涂料（产品）
成果简介：普通钢结构在540度左右，就损失了它的结构强度,就算是混凝土结构，在600度以上高温也迅速损失其强度。采用防火涂料对钢结构进行防火保护，可将钢结构的耐火极限从0.25小时提高至2.0小时以上。根据钢结构的不同型式、不同部位以及相应的耐火极限要求，应选用不同类型的钢结构防火涂料加以涂覆保护。根据钢结构防火涂料的施工技术规范要求（CECS 24:90标准），对外观装饰性要求较高的钢结构（主要指轻钢结构的梁、网架和屋架），一般选用薄涂型的膨胀型钢结构防火涂料加以保护，尤其是选用可刷涂施工的超薄型钢结构防火漆或防火乳胶漆（涂层厚度<3毫米）。
项目来源：自行开发 技术领域：新型材料
应用范围：电厂、油田、发电机组车间、输电线路的铺设底层、电缆、石油管道、钻井平台等。
现状特点：该项技术提高了涂料的环境友好程度，同时提高耐火的极限。预计建设部几年内计划要取消环氧类涂料的使用。我们将使用目前国际上推崇的丙烯酸或氨基树脂系列；耐火体系选择中排除卤系元素，涂层遇火时烟密度低，无任何有毒气体产生，大大提高对环境的友好程度。
技术创新：最终产品通过国家级别的性能测试，耐火极限在1-2小时。涂料不燃、不爆、无毒、无污染、环境友好度高。施工方便，防火阻燃效果突出，同时使涂料具有良好的装饰效果。理化性能优越：粘接性好、干燥快、抗潮、耐水和耐冻融性好。 所在阶段：小规模生产
成果转让方式：技术转让、合作开发、合作建厂
市场状况及效益分析：目前建筑多采用轻钢结构框架，按国家技术标准，普通钢结构防火涂料的涂层厚度在5mm-3mm，而超薄钢构件防火涂料的涂层厚度为1.5mm-3mm，超薄钢结构防火涂料必将是防火涂料的发展趋势。 成本投资估算：涂料产品成本预计在11000-14000元/吨
19.CdS/PAMAM纳米材料的制备及潜指纹显现技术（技术）
成果简介：本项目以聚酰胺-胺型树形分子（PAMAM）为模板制备了粒径可控、颜色可调的CdS/PAMAM量子点溶液，该溶液具有较高的荧光强度；应用于潜指纹识别时选择性吸附能力优异，发光量子点沉积在纹线上，小犁沟没有吸附（图1）；尤其对胶带粘面潜指纹具有非常理想的显现效果，可以通过室温反射和紫外可见荧光两种形式成像，具有较广的适应性；对陈旧指纹的显现效果良好，大大提高了使用范围。该显现液在公安部物证鉴定中心、北京市公安局等实战部门进行了实际应用，均取得很好的效果，一致认为其操作简便、显现潜指纹效果好，达到了国际先进水平。 知识产权：该项目申请国家发明专利1项。
应用范围：该溶液具有较强的荧光性能和靶向作用，在癌细胞显现等领域也具有较大的应用前景。
20.高性能二次电池及相关能源材料、技术
成果简介：项目获国家973、863计划支持，获得国家科技进步二等奖1项、省部级科技一等奖3项，发明专利20余项。 技术领域：新型材料
应用范围：能源环保，新材料 所在阶段：小规模生产，试生产阶段
纳米晶合金 第3篇
纳米晶合金材料与晶态合金材料相比,其物理、化学以及机械性能等方面都有着显著优化,此种因素使得纳米晶合金在电力领域中的应用日趋广泛［１］。纳米晶合金是一种新型材料,其工频铁损仅仅是硅钢材料的30%左右,因此采用纳米晶合金材料替换传统硅钢作为电力互感器的铁芯材料能够有效降低空载损耗, 基于此,采用纳米晶合金材料替换传统硅钢片材料的相关研究逐渐增多。本文就纳米晶合金材料性能展开分析,并对纳米晶合金铁芯与传统硅钢片铁芯在电力互感器中的应用进行对比,从而探析纳米晶合金铁芯在电力互感器中的运用价值。
1纳米晶合金材料铁芯的制备工艺
纳米晶合金材料又称非晶材料,人们日常中所接触的材料大致可分成晶态材料与非晶态材料。如果材料的原子成规律性排列,那么此类材料就称为晶态材料;相反地,如果材料原子以非规律性的方式排列,那么则称之为非晶态材料,即纳米晶合金材料。通常来说金属的原子都是以有序形式排列,因此都为晶态材料,而金属在高温熔化时,内部原子十分活跃,但随着冷却的进行,原子活性会随之下降,慢慢地恢复到规律性排列的晶态材料形式,但如果加快这一冷却过程,金属原子来不及恢复到正常的规律性排列就被凝固住, 最终就会成为非晶态的纳米晶合金材料［２］。通常纳米晶合金材料的制备工艺采用的是人工加快冷却进程, 实现超级冷凝固的方式,将熔化状态的高温金属水喷射在高速旋转状态的冷却辊上,金属水以百万℃/s的冷却速度进行急速冷却,最终在不足1/1 000s的时间内,将1 300 ℃高温金属水急速降至200 ℃以下,最终成为纳米晶合金材料。
2纳米晶合金材料铁芯在电力互感器中的运用
2.1纳米晶合金铁芯在电力互感器运用中的性能优势
同等磁密度的条件下,采用纳米晶合金材料制成的电力互感器铁芯其损耗仅仅是硅钢材料的30%左右,而励磁功率仅仅是硅钢片材料电力互感器铁芯的50%,电阻率却高达硅钢片的3倍以上。此外纳米晶合金材料在制备过程中因没有铸锭、热轧及冷轧等工序,节省了加工程序与加工过程中的能源耗损,由此可见纳米晶合金电力互感器铁芯无论是在经济效益还是在性能及环保等方面都是极具应用价值的。
2.2纳米晶合金铁芯在电力互感器应中存在的不足
非晶体合金铁芯的工作磁密为1.4T,低于硅钢片的1.76T,且叠片填充因素通常在0.75~0.8之间,相对较小,大约为硅钢片电力互感器铁芯的85% 左右［３］。且此种材料的铁芯厚度较小,脆性高,不利于加工,热稳定性也相对较差,如果局部过热,且超出其承受范围,则可严重影响导磁性能,此外纳米晶合金铁芯必须以惰性气体保护并在磁场条件下进行退火操作。
3纳米晶合金铁芯在电力互感器中的运用优化
纳米晶合金铁芯在电力互感器中的运用优势在于其低耗损性能与相对低廉的价格,通过前文分析不难看出,纳米晶合金铁芯具有良好的应用前景,为进一步提升纳米晶合金铁芯的应用效果,以下对其在电力互感器中运用的优化技术展开分析,具体如下。
3.1分布式搭头技术
以往纳米晶合金铁芯采用的是每套带材组数固定形式的搭头结构,以铁芯窗口宽度来确定组数,搭头呈几条直线的形态进行排列,直线条数即为组数,这种传统搭头模式无法将整个铁芯磁通有效集中,造成空载耗损,加大空载电流,并形成较大的运行噪声,此外铁芯搭头尺寸也相对较大,造成铁芯偏高［４］。针对这一情况,笔者建议采用分布式搭头铁芯结构,这种结构是将铁芯搭头以分布式形态进行排列,如图1所示。
1,2,4-内外纳米合金材料;3-纳米合金铁芯叠片;5,6,7-第一套叠片;8,9,10,11-第二套叠片
图1中,1、2、4为内外纳米合金材料,对纳米合金铁芯叠片3起固定作用,5、6、7是第一套叠片系统,8、 9、10、11是第二套叠片系统,并以此类推。采用分布式搭头技术,每套纳米晶合金的组数会和铁芯叠片的厚度一同增加,搭头以分布式的方式排列,提升了磁通分布的均匀性,防止磁通波形发生改变,也大大改善了纳米晶合金电力互感器铁芯的励磁功率以及空载能耗等性能,此外经此种技术改良后,铁芯搭头的侧尺寸可有效减小,同时也就相应地缩减了互感器的尺寸,减少了成本。分布式搭头应注意的是,两端搭头末段的连线和水平方向需保持约45°的夹角,如果夹角过小,则可使搭头部分形成弯角,从而影响纳米晶合金互感器铁芯的性能。
3.2温度场磁场双重热处理技术
纳米晶合金电力互感器铁芯中的应力问题,是影响其运行过程中磁性能的重要因素之一,因此为了提高铁芯的应用性能,需要采用热处理技术消除应力。 纳米晶合金材料的电力互感器铁芯在急速冷却、卷取、 带材切割以及运输等过程中容易因出现应力而影响其运行性能,因此必须采取相应处理措施［５］。首先将铁芯加热到不高于晶化温度的较高温度下,并保温一段时间,之后冷却出炉,根据纳米晶合金带材的区别,具体的加热工艺也不尽相同,通常在300℃~400℃,将铁芯温度升至预先设定温度之后,根据铁芯的尺寸差异,冷却速率也有所不同,通常为5℃/min~10℃/min。
此外为了能够有效强化应力消除效果并减少铁芯励磁功率,还可在热处理的过程中施加纵向磁场,具体操作为采用一根较长的铜质电缆线,将其穿过铁芯,在直流电的作用下即可有纵向磁场生成。
4结束语
纳米晶合金材料的电力互感器铁芯因其空载能耗低,节能效果显著,并能满足现阶段较高的精度要求, 随着我国纳米晶合金材料的量产,此种材料的电力互感器铁芯势必会不断普及。此外,在推广应用纳米晶合金材料的同时,还需要不断优化技术手段,改善现有性能上存在的不足,从而使此种材料在电力互感器中的运用价值最大化。
摘要：首先就纳米晶合金铁芯材料性能展开分析,并对纳米晶合金铁芯与传统硅钢片材料的电力互感器铁芯进行对比,从而探析纳米晶合金铁芯在电力互感器中的运用价值,并对纳米晶合金铁芯在电力互感器中的运用关键技术展开探讨,为相关专业人士提供参考。
纳米晶合金 第4篇
采用喷射共沉淀法制备了ZnGa2O4纳米晶.XRD、SEM和TEM结构分析结果表明,喷射共沉淀法制备的Zn-Ga2O4纳米晶颗粒细小均匀,形状完整.与化学共沉淀法相比,粒子尺寸明显减小,小于10nm,同时ZnO杂相峰消失.分析了喷射共沉淀法的机理,并对实验结果进行了解释.
作 者：焦正 刘锦淮 边历峰 钱逸泰 作者单位：焦正,钱逸泰(中国科学技术大学化学系,安徽,合肥,230061)
刘锦淮,边历峰(中国科学院合肥智能机械研究所,安徽,合肥,230031)
纳米晶合金 第5篇
关键词：纳米晶,Al-Mg合金,多模态,塑性
Al-Mg系合金 (5XXX) 由于比强度高、成形性好、焊接性好、抗冲击性和耐腐蚀性好等一系列优点[1], 被广泛应用于航空航天、舰艇船舶和军用车辆 (尤其是水陆两用战车) 等领域[2]。近年来随着使用要求的不断提高, 对Al-Mg合金的强度也提出了更高的要求。然而, 利用传统的制备方法和强化工艺很难使Al-Mg合金的强度获得突破性的提高。令人欣慰的是, 近年来出现的纳米晶金属材料[3]由于具有晶粒尺寸小, 缺陷密度高 (材料中晶界所占体积分数较大) 等组织结构上的特殊性, 使得这种材料具有很多传统粗晶金属材料所无法比拟的优异性能, 如更高的强度和硬度等[4]。因此, 将传统Al-Mg合金纳米化随之就成了提高该材料强度的有效途径之一。
在纳米晶体材料中, 组织的稳定性对于材料的综合性能至关重要。纳米晶体材料中大量的晶界处于热力学亚稳态, 在适当的外界条件下将向较稳定的亚稳态或稳定态转化[5]。纳米晶体材料一旦发生晶粒长大, 即转变为普通粗晶材料, 失去其优异性能。而传统Al-Mg合金的强化方式一般为固溶强化和应变强化[6], 是一种不可热处理强化的合金, 也就是说该合金性能的提高并不依靠高温下的热处理 (析出相强化) 来实现。因此, Al-Mg合金经纳米化后无需进行高温下的热处理, 从而使纳米晶体结构最大限度地保留下来, 最大程度地保持其优异性能。
通常情况下, 块体纳米晶金属材料的制备方法包括深度塑性变形法 (等通道角挤压和高压扭转变形) [7]、电沉积法[8]、非晶晶化法[9]和粉末冶金法[10]等。由于Al和Mg都是化学性质较为活泼的金属, 在空气中易氧化[11], 因此很难制备出尺寸较大、晶粒细小的块体纳米晶Al-Mg合金。值得注意的是, 近年来出现的低温球磨粉末冶金法是一种新颖有效的块体纳米晶金属材料制备方法[12], 它在传统机械球磨过程中引入液氮 (或液氩) 等惰性低温介质, 在减少粉体材料氧化的同时, 也有效抑制材料的回复和再结晶, 从而快速实现晶粒细化。因此, 目前已见报道的纳米晶AlMg合金的制备大多采用低温球磨粉末冶金法[13,14,15,16,17,18,19,20,21,22]。
目前, 关于低温球磨制备纳米晶Al-Mg合金的研究主要集中于国外。其中, 美国加利福尼亚州立大学的Lavernia教授带领的团队对Al-Mg系 (以5083为主) 纳米晶铝合金开展了一系列的研究[13,14,15,16,17,18,19,20,21,22]。大量研究结果表明, Al-Mg合金经纳米化后强度得到明显提升, 但塑性都普遍较低[13,14,23]。为了改善纳米晶AlMg合金的低塑性, 匹配材料的强度和塑性, 从而获得高性能的纳米晶Al-Mg合金, 国外提出了多种思路和方法来进行优化, 并开展了大量的验证试验。其中, “多模态” (多尺度微观组织) 概念的提出使得纳米晶Al-Mg合金强度和塑性的高匹配成为可能。以下简要介绍国外有关高性能纳米晶Al-Mg合金的研究进展。
1 传统纳米晶Al-Mg合金的不足
纳米材料的力学性能显著区别于粗晶材料。在室温条件下, 大多数晶粒尺寸小于25nm的纳米金属具有较低的伸长率, 通常低于2%, 且随着晶粒尺寸的减小而降低[24]。相关研究也表明[13,25], 纳米晶体材料由于本身晶粒尺寸小, 容纳位错能力有限, 因此位错运动较少, 加工硬化现象明显, 导致材料的塑性和韧性较差。而结构材料必须具备一定的塑性才能满足工程应用的需求。通常情况下, 满足工程应用需求的金属结构材料的伸长率要求至少为7%~8%[14]。因此, 纳米晶Al-Mg铝合金的低塑性 (<2%) 限制了其工程化应用。综上所述, 低塑性和低韧性是纳米晶Al-Mg铝合金的固有属性, 也是限制其工程化应用的瓶颈。
2 高性能纳米晶Al-Mg合金的研究
针对传统纳米晶Al-Mg合金的不足, 国外就如何提高纳米晶Al-Mg合金的塑性和韧性, 实现其强度和塑性的高匹配, 提出了多种方法 (包括组织优化、成分优化等) 来进行优化, 并开展了大量的验证试验。
2.1 组织优化
20世纪末, 美国加州大学的V.L.Tellkamp教授和E.J.Lavernia教授[15]采用Union Process 01-HD attritor装置将5083铝合金雾化粉体 (化学成分为:4.4Mg, 0.7Mn, 0.15Cr, 余量Al, 质量分数/%) 置于液氮中进行低温球磨, 制备出了晶粒尺寸约为24nm的纳米晶5083铝合金粉体。经过真空除气、热等静压和挤压后, 纳米晶粉体被加工成大尺寸的块体样品, 其晶粒尺寸约为34nm。在ASTM E8的标准下, 对该块体纳米晶5083铝合金进行了室温拉伸试验 (性能数据见表1) 。结果发现, 与工业5083铝合金 (5083-O8和5083-H3438) 相比, 纳米晶5083铝合金 (n-5083) 的屈服强度和抗拉强度得到明显提高, 而其伸长率却没有下降。针对这一奇特的现象, V.L.Tellkamp给出了解释, 认为纳米晶5083铝合金塑性的保持可能与材料在制备过程中产生的粗晶区 (晶界滑移) 有关。
基于文献[15]的研究结果, 国外专家提出了“纳米晶铝合金中少量粗晶的存在有利于强度和塑性的匹配”的假说[12], 并开展了大量的试验进行验证。其中, 最为普遍采用的制备方法是在铝合金球磨粉体中掺杂雾化粉体来作为初始的粉体材料, 经固结后获得具备双模态 (Bi-modal) 微观组织特征 (纳米晶区中包含亚微晶区) 的块体铝合金材料[13,14,16]。
早期, 美国加州大学欧文分校的D.Witkin等[13]通过低温球磨、热等静压和挤压制备了块体纳米晶Al-7.5Mg (体积分数/%, 下同) 合金, 其室温拉伸性能见表2。作为对比, 传统5083铝合金 (粗晶) 的拉伸性能也在表中给出。与传统5083铝合金相比, 块体纳米晶Al-7.5Mg合金的屈服强度 (641MPa) 和抗拉强度 (847MPa) 得到显著提高, 但其塑性大幅降低, 伸长率仅为1.4%。为了改善此类材料的塑性, D.Witkin采用在球磨粉体中掺杂雾化粉体的方法制备了含雾化粉体质量分数分别为15%和30%的双模态Al-7.5Mg合金, 其室温拉伸性能亦见表2。结果发现, 与全部由球磨粉体制备的纳米晶Al-7.5Mg (单一模态) 相比, 由球磨粉体掺杂雾化粉体制备的双模态Al-7.5Mg合金的塑性得到明显提升, 其强度虽有所降低, 但仍远远高于传统5083铝合金的强度。
在D.Witkin等[13]的工作基础上, 2004年美国加州大学戴维斯分校的B.Q.Han等[14]又通过低温球磨、冷等静压和挤压制备了含雾化粉体体积分数分别为15%, 30%和50%的双模态5083铝合金。在这种双模态铝合金的微观组织中 (见图1) , 既存在着晶粒尺寸为100~300nm的纳米晶区域, 又有来自于原始雾化粉体、晶粒尺寸为0.5~1μm的亚微晶区域。此外还发现, 随着雾化粉体 (粗晶) 体积分数的增多, 对应块体材料的塑性也得到大幅提高, 而其强度却未见明显下降 (见图2) , 这一结果与D.Witkin等[13]得出的结论相一致。
上述两组试验在一定程度上很好地证实了“纳米晶铝合金中少量粗晶的存在有利于强度和塑性的匹配”的假说, 同时也可预测纳米晶铝合金中多尺度微观组织的存在将会更进一步匹配材料的强度和塑性。低温球磨过程中, 铝合金粉体材料由于受到球磨介质 (磨球、搅拌轴等) 的强烈撞击, 其内部显微组织发生了严重的塑性变形, 因此经过不同球磨时间得到的粉体材料的微观组织、晶粒形貌和晶粒尺寸等都是不同的[26]。因此, 是否可以将经过不同球磨时间得到的Al-Mg合金粉体材料按照一定比例混合, 再经固结后获得具备“多尺度微观组织”特征的块体材料, 从而更进一步匹配材料的强度和塑性, 国外在这方面也开展了相应的验证试验。
同样是加州大学戴维斯分校的Z.H.Zhang等[16]将5083铝合金雾化粉体 (球磨时间0h) 和经不同球磨时间 (2, 4, 8h) 得到的粉体按照一定比例混合 (见表3) , 经真空除气、冷等静压和挤压后制备了具备多尺度微观组织 (纳米晶区200~300nm, 亚微晶区和带状组织0.6~2μm) 的Al-Mg合金, 其拉伸性能亦见表3。与传统5083铝合金和单一模态的纳米晶5083铝合金相比 (见表2) , 这种含有多尺度微观组织的AlMg合金的强度和塑性得到了更好的匹配。
以上三组验证试验的研究结果表明, 在不大幅度牺牲材料强度的前提下, 纳米晶铝合金的低塑性和低韧性可以通过在纳米晶区内引入 (掺杂) 亚微晶区来得到改善, 即形成所谓的“多尺度微观组织” (纳米晶、亚微晶以及带状组织等共存) , 如图3所示[16]。这一结论可以通过“裂纹搭桥” (crack bridging) 和“界面剥离” (interface delamination) 的理论[14]来更好地解释。图4给出了双模态微观组织中裂纹的萌生和扩展过程的示意图。含有双模态微观组织的铝合金材料在拉伸载荷的作用下, 微裂纹最先在硬度较高的纳米晶区域内萌生并沿着晶界扩展 (见图4 (a) ) 。当微裂纹在扩展过程中遇到了晶粒尺寸较大的亚微晶, 亚微晶区和纳米晶区的界面剥离使得裂纹钝化, 在一定程度上阻止了裂纹的扩展 (见图4 (b) ) 。随着拉伸载荷的进一步施加, 更多的位错聚集在亚微晶区并产生新的滑移面, 最终使得亚微晶区发生颈缩变形直至穿晶断裂, 并在拉伸断口上留下了韧窝 (见图4 (c) ) 。综上所述, 含有双模态微观组织的铝合金材料在拉伸过程中, 亚微晶区和纳米晶区的界面剥离, 以及亚微晶区的颈缩变形和穿晶断裂, 带来显著的能量损耗, 从而使材料塑性明显提升。
双模态Al-Mg合金的研究结果证实, 在铝合金球磨粉体 (纳米晶) 中掺杂雾化粉体 (亚微晶) 作为初始粉体材料, 确实可以实现最终块体材料强度和塑性的匹配。基于这一结论, 是否可以在双模态Al-Mg合金中加入一定量的硬质颗粒 (如B4C, SiC等) 制备成三模态 (Tri-modal) 的铝基复合材料, 来进一步提高合金的性能, 国外在这方面也开展了相应的研究工作。
(a) 微裂纹在纳米晶区萌生并沿晶界扩展; (b) 亚微晶区使裂纹钝化并抑制其扩展; (c) 亚微晶区发生穿晶断裂并在断口上留下韧窝 (a) microcracks nucleate in the nanostructured regions and propagate along grain boundaries; (b) the CG regions retard crack propagation by the crack blunting and interface delamination; (c) transcrystalline rupture generates on the CG regions and dimples left on the fracture surface
2005年, 加州大学戴维斯分校的J.C.YE等[27]首先将5083铝合金雾化粉体与B4C颗粒 (质量分数为20%) 混合均匀, 并置于液氮中进行低温球磨。球磨结束后取出粉体, 再与等质量的5083铝合金雾化粉体混合均匀, 经冷等静压和挤压后制备了Al-5083/B4Cp三模态铝基复合材料 (其中B4C颗粒、粗晶Al-5083和纳米晶Al-5083的质量分数分别为10%, 50%, 40%) 。在该复合材料中, 可以观察到纳米晶区和亚微晶区交替分布, 且B4C颗粒在纳米晶区中均匀分布 (见图5) 。此外, 在室温下的压缩性能测试中, 该材料表现出极高的屈服强度 (1065MPa) , 但伸长率较低。经退火后, 材料的伸长率提高至2.5%, 强度没有明显的降低。J.C.YE等认为, 由于基体 (5083铝合金) 与强化相 (B4C颗粒) 间的界面结合力较强, 三模态铝基复合材料中外加载荷的传递就像一场“接力赛”, 从亚微晶区传递到纳米晶区, 又从纳米晶区传递到B4C颗粒上。最终, 大部分的外加载荷主要由B4C颗粒来承受, 使得材料拥有极高的屈服强度。
(a) 平行与挤压方向; (b) 垂直于挤压方向 (a) parallel to the extrusion direction; (b) perpendicular to the extrusion direction
上述三模态铝基复合材料Al-5083/B4Cp的超高强度 (1065MPa) 引起了广泛关注和极高兴趣。2009年, 同样是E.J.Lavernia教授的团队成员Y.Li等[28]通过三种机理模型 (Hall-Petch, Orowan和Taylor) 定量地计算了四种微观组织 (粗晶、超细晶、纳米晶和B4C) 及四种强化机理 (细晶强化、弥散强化、位错强化和复合强化) 分别对该复合材料Al-5083/B4Cp[27]强度的贡献, 计算结果见图6。
2.2 成分优化
除上述组织优化设计的方法外, 尽量减少外来杂质来保证材料的纯度也是提高纳米晶Al-Mg合金塑性的有效方法之一。传统的低温球磨方法是将铝合金粉体和液氮的混合浆料一同加入到球磨罐中进行球磨。2006年, 北卡罗莱那州立大学的K.M.Youssef等[29]通过改进后的低温球磨设备 (通过在球磨罐外层流动的液氮来冷却球磨过程, 而不是将液氮和粉体一同加入到球磨罐内) 制备了强度和塑性匹配性极高的纳米晶Al-5.%Mg (原子分数) 合金 (屈服强度620MPa, 极限抗拉强度740MPa, 伸长率8.5%) 。与传统低温球磨制备的纳米晶Al-Mg合金相比, K.M.Youssef等通过优化后的低温球磨工艺原位 (in-situ) 固结制得的纳米晶Al-5%Mg合金, 两者的强度相当, 但后者拥有更高的塑性。分析认为, 这种强度和塑性的高匹配主要归因于改进后的球磨工艺可以有效地减少外来杂质及人工效应物 (artifacts) 的掺入, 从而生成纯度极高的纳米晶Al-Mg合金。
2.3 其他方法
另据相关研究报道, 铝基复合材料的塑性还可通过细化强化相颗粒的尺寸来进一步提升。最近, 加州大学戴维斯分校的Z.H.Zhang等[30]通过低温球磨、热等静压和挤压制备了纳米B4C颗粒增强的铝基复合材料 (Al 5083/5%B4C (体积分数) ) 。其中, 强化相B4C颗粒尺寸为38nm。结果发现, 与微米颗粒增强相相比, 纳米颗粒增强相在强度提升和抑制晶粒长大方面效果更明显。
综上所述, 多模态铝基复合材料和纳米颗粒增强的复合材料在材料塑性提升以及强韧性配合等方面都有积极意义。可以预测, 通过整合并集中这两种材料的优势, 制备出纳米颗粒增强的多模态铝基复合材料有望进一步提升传统纳米晶Al-Mg合金材料的综合性能。
3 结束语
目前, 有关高性能纳米晶Al-Mg合金的研究主要集中于国外, 国内研究相对较少。现将该领域的一些研究进展和未来的发展趋势归纳如下:
(1) 在不显著牺牲材料强度的前提下, 纳米晶AlMg合金的低塑性和低韧性可以通过在纳米晶区内引入 (掺杂) 亚微晶区来得到改善, 即形成所谓的“多尺度微观组织” (纳米晶、亚微晶以及带状组织等共存) 。
纳米晶合金 第6篇
关键词：电沉积,非晶-纳米晶,Ni-Mo合金,碱性镀液,Mo含量,结构
0 前 言
镍基合金因具有优异的化学活性,在氯碱工业中得到了广泛的应用[1,2,3,4,5,6],而Ni-Mo合金是催化活性较高的二元合金[7,8],具有极大的应用价值。Ni-Mo合金的析氢活性与其表面结构有关[9,10,11,12]。作为电极材料,非晶态合金具有较高的表面自由能和良好的化学活性,但其脆性大、稳定性差且易转化,影响电极寿命;纳米晶合金具有相对较高的稳定性,但晶体缺陷较多、催化活性寿命较短[13]。酸性溶液中获得的Ni-Mo合金镀层具有较大的内应力,且电流效率较低[14]。因此,本工作采用碱性镀液制备非晶与纳米晶混合结构Ni-Mo合金层,探讨了钼酸盐浓度、柠檬酸盐浓度、镀液pH值、温度以及电流密度等对镀层Mo含量、结构及表面形貌的影响。
1 试 验
1.1 基材前处理
基材为纯度99.9%的紫铜片,前处理过程:金相砂纸打磨1 200号砂纸磨蒸馏水洗丙酮除油蒸馏水洗10%H2SO4酸洗蒸馏水洗活化(10%HCl+5%HNO3,5 min)蒸馏水洗。
1.2 镀层制备
电沉积阴极为处理过的紫铜片基材,工作面积10 mm10 mm,非工作面用环氧树脂绝缘;阳极为纯度99.99%的纯镍板。阴阳极面积比1 ∶4,相隔2.5~3.0 cm平行插入液面下5~6 cm处。
镀液配方及工艺参数:20.0 g/L NiCl26H2O,40.0 g/L NiCO32Ni(OH)24H2O,0~19.2 g/L Na2MoO42H2O,48.0~96.0 g/L Na3C6H5O7H2O,20.0 g/L NaCl,2.8 g/L糖精,24.0 mL/L NH3H2O,20.0 g/L添加剂[1.0 g/L抗坏血酸(C6H8O6)和0.3 g/L十二烷基硫酸钠(C12H25NaO4S)],pH值8.0~12.0(用5%的柠檬酸溶液调节),电流密度4~14 A/dm2,温度25~60 ℃,时间60 min。
1.3 检测分析
采用弯曲试验检测镀层与基底之间的结合力。用老虎钳将薄片镀件弯曲0~60°,镀层若不开裂、不剥落则结合力为优;有微裂纹、不剥落结合力为良;裂纹明显但尚不能剥下结合力合格。
用Philips X’pert MPD Pro型 X射线衍射仪(XRD)分析镀层结构,采用Cu Kα靶,扫描速度4 (°)/min。晶粒尺寸用Scherrer公式计算,Scherrer常数取0.89,入射波长为0.154 0 nm。以合金成分相组成为100,对镀层进行晶态线性拟合,依照晶态相峰强的面积确定所占比例,估算形成合金的结晶度[15],计算式如下:
undefined
式中 SA晶态相峰面积,cm2
SB 非晶态拟合相峰面积,cm2
k 修正系数,一般取1
用XL30ESEM扫描电子显微镜(SEM)观察合金镀层表面微观形貌,并用其配置的能谱仪(EDS)测定镀层Mo含量。
采用CHI660C型电化学工作站测试电沉积过程的极化曲线。采用三电极体系,工作电极为镀层合金电极,参比电极为饱和甘汞电极,辅助电极为铂电极,室温(25 ℃),扫描速度5 mV/s。
2 结果与讨论
2.1 Na2MoO42H2O浓度对镀层的影响
2.1.1 对Mo含量
48.0 g/L Na3C6H5O7H2O,pH值9.7,电流密度6 A/dm2,35 ℃时,镀液中 Na2MoO42H2O浓度对镀层Mo含量的影响见表1。
由表1可知,随着镀液中Na2MoO42H2O浓度的增大,镀层中Mo含量逐渐增加,但当Na2MoO42H2O浓度超过9.6 g/L后镀层Mo含量增加的速度明显减缓。随着MoOundefined浓度增加,溶液中自由移动的离子增多,钼镍金属与溶液中的柠檬酸根和氨根离子形成配位化合物[NiMo6O24H4]4-,[NiMo6O24H4(NH3)2]4-,[Ni(NH3)4(H2O)2]2+和[Ni(NH3)6]2+,在电流作用下分解成[NiC6H5O7(NH3)2]-以及钼酸盐配位化合物,镍原子电位较正首先被还原,钼元素受诱导而被还原成低价阳离子,因而形成的[Ni][Mo]原子团簇中被诱导共沉积的钼原子相对增多,使镀层中的Mo含量相对增加。当MoOundefined含量过高时,金属离子间形成的原子团簇太大而不易解离,被还原的速度变慢,因此镀层中Mo含量增加的速度减缓。
2.1.2 对结构
不同Mo含量的镀层的XRD谱见图1。
不含钼的镀层的衍射曲线具有晶态结构的特征,在衍射角约44°处出现底部较宽的衍射峰,为Ni的(111)晶面衍射,在衍射角约75°处出现的明显宽化的矮峰为Ni的(220)晶面衍射。由于晶粒细化导致衍射峰明显宽化,用Scherrer 公式计算Ni(111)晶面晶粒尺寸约为84.3 nm。
当镀层中Mo含量为11.62%时,在衍射角43°,51°,74°附近分别出现了不等高的衍射峰,衍射强度相对较弱。对镀层进行晶态线性拟合,结晶度为78.72%,即非晶态含量约为21.28%。对衍射峰进行物相分析,结果表明镀层形成了NiMo(2θ≈44°,51°)和Ni4Mo(2θ≈51°,74°)物相。NiMo合金为面心立方结构的置换固溶体,由于钼的原子半径为镍原子的1.24倍(>12%),两者只能形成置换固溶体[16],且引起镍原子晶格畸变。NiMo合金的晶粒尺寸为24.6 nm。Mo原子分布不均匀时,少量Mo原子聚积区可能导致原子晶格畸变严重,破坏晶体的长程有序性,在局部形成非晶态合金。镀层Mo含量越大,非晶态合金的比例就越高。从衍射谱与晶态线性拟合结果看,含钼11.62%的镀层为由纳米晶和非晶构成的混合结构,以纳米晶结构为主。
含钼21.81%的镀层在衍射角42°附近出现底部明显宽化的“馒头包”状衍射峰,衍射强度明显减弱。从衍射曲线看,衍射峰已不同于晶态强烈的衍射峰,具有非晶态合金的衍射特征。NiMo合金具有形成非晶态合金的能力,晶态线性拟合计算含钼21.81%的镀层的结晶度为39.23%,即非晶态含量约为60.77%,说明该镀层以非晶相为主,含部分晶体结构,计算NiMo合金的(111)晶面晶粒尺寸为11.2 nm。
当镀层Mo含量增至23.35%,25.76%时,镀层的结晶度分别为15.09%,21.11%,镀层表现为非晶与纳米晶的混合结构,并非完整的非晶态合金结构,与文献报道的含钼23%~25%的镍钼合金结构为完全非晶并不一致[12]。一方面由于组元构成是形成非晶态的必要条件,而不是充分条件,电镀规范条件会影响非晶态合金的形成;另一方面对于完全非晶态合金的检测手段不够严谨,从XRD谱难以断定。尽管目前对非晶态结构的物理描述已经较为清晰,但要准确测定电沉积合金层是否是完全非晶态还是很难,而晶态线性拟合方法的误差将随着镀层非晶态含量增大而增大。
2.1.3 对表面形貌
图2为不同Mo含量镀层的表面SEM形貌。由图2可知:不含钼的镀层由分散的、大小不一的颗粒组成,呈散沙状分布,表面较粗糙,颗粒间界面呈现“沟壑”状,结合不紧密,表观颜色为亮白色;含钼11.62%的镀层表面颗粒均匀,每个颗粒中又有很多细小的颗粒,貌似“花菜”状;随着镀层Mo含量增加,镀层形貌发生了较大变化,表面颗粒突出减少,每个颗粒表面仍然分布着一些细小颗粒,镀层表面形貌变化可能与非晶态合金的形成有关。进一步提高镀液中Na2MoO42H2O浓度,镀层表面从灰白变灰黑,反而不平整。
2.1.4 对极化曲线
镀液中Na2MoO42H2O浓度分别为0,4.8 g/L时电沉积过程的极化曲线见图3。从图3可以看出:随着MoOundefined的加入,极化峰电流增大,峰电位负移,表明电沉积过程所需要的过电位增大,消耗的电能增加;镀液中不含MoOundefined时,极化曲线上除了H的峰外,另有2个峰位a和b,分别对应Ni(OH)2的解离和Ni2+的还原峰;加入MoOundefined后,峰位增多,峰值电流增大。Mo的电位较负,在电沉积过程中需要较高的能量,只有当电流密度超过Mo离子的极限电流密度时,Ni原子才发生电沉积。MoOundefined的引入,减缓了Ni2+的还原速度,峰电位增大。从极化曲线中峰位电流值判断MoOundefined的还原属于多步还原过程,在e处对应Mo4+峰位,d处为Mo3+的峰位[17]。由此可以看出,电沉积Ni-Mo合金镀层时,沉积金属原子在形成的过程中电压值具有延迟效应,同时宽化的电压区间为金属原子的进一步沉积提供了时间。随着沉积时间的延长,当金属原子覆盖在基底表面时,电压与电流的波动值较小,表现出基质金属元素平缓的界面特性。随着时间的延长,形成合金完全覆盖基底金属后,电流峰值基本稳定,变化趋势与Ni镀液基本一致。
2.2 Na3C6H5O7H2O浓度对镀层Mo含量和结构的影响
配位剂仅为柠檬酸盐时,镀层薄、脆性大,与基底的结合力弱,沉积效率低。当镀液中添加一定浓度的氨水时,电流效率增大,镀层厚度增加,Mo含量提高。以柠檬酸盐作为主配位剂,氨水作为辅助配位剂,10.0 g/L Na2MoO42H2O,pH值9.7,电流密度6 A/dm2,35 ℃时,不同浓度Na3C6H5O7H2O获得的镀层的Mo含量和结晶状态见表2。
从表2可以看出:随着柠檬酸根浓度的增加,镀层Mo含量先增后减,结晶状态逐渐由纳米晶到非晶而后变成微晶。溶液中游离的柠檬酸根、铵根浓度受溶液酸碱性影响很大,配位能力越高的金属离子所需柠檬酸根、铵根浓度越小,生成的配位离子[NiC6H5O7]-,[Ni(NH3)6]2+也越稳定。柠檬酸根对镍离子的配位能力比对钼离子的强。因此当溶液中含有少量柠檬酸根时,即可发生将镍离子掩蔽起来的配位作用,促进钼酸根的配位浓度增大,即增多的柠檬酸根将破坏Ni2+和MoOundefined形成的簇状离子[NiMo6O24H4]4-[18,19],与MoO2形成[MoO2-NiC6H5O7][20]配位离子,促进金属Mo的还原,当钼原子含量达到一定范围时,两者易形成非晶态合金。当柠檬酸根浓度超过一定值后,其与氨、金属离子容易形成较大的原子团簇[NiC6H5O7(NH3)3]-,[NiH6Mo6O24C6H5O7]7-[21],在溶液中不易解离,同时造成阴极极化严重;而较小配位离子[NiC6H5O7]-的解离促进Ni的还原,从而使得镀层Ni含量增加、Mo含量降低。被还原原子数量减少,生成的晶粒在电流作用下易长大,且原子分布不均匀,表现为合金结构的晶体学特征。当柠檬酸钠浓度更高时(96.0 g/L),过多的C6H5O73-与MoOundefined易于形成短程无序的“原子团”[MoO4(H3C6H5O7)]2-[20],在溶液中不易解离,影响钼原子的还原效率,使得非晶态的形成更加困难。
2.3 pH值对镀层质量和结构的影响
表3为10.0 g/L Na2MoO42H2O,64.0 g/L Na3C6H5O7H2O,电流密度6 A/dm2,35 ℃时,不同pH值镀液电沉积的合金镀层的质量和结构。
从表3可以看出:pH值在10.0左右时,镀层的表面质量较好,具有一定的厚度,且为非晶与纳米晶的混合结构。溶液pH值对柠檬酸根浓度的影响很大,pH值越大,溶液中游离的柠檬酸根浓度也越大。溶液中少量柠檬酸根即可将镍离子掩蔽起来。少量的OH-将影响配位剂柠檬酸根的配位能力和配位离子(金属阳离子)的形成速度,又容易与金属阳离子形成碱性氢氧化物,成为金属沉积的结晶核心,在电流作用下迅速沉积,加快金属原子的还原速度;同时影响金属原子的正常生长方向和织构的形成,促进结构内杂乱无序组织的形成,易于形成非晶与纳米晶的混合组织。OH-大量存在,将与金属离子形成沉淀,减少金属-C6H5Oundefined的形成,影响金属元素间的诱导能力,从而阻碍金属原子的还原。同时,氢氧化物沉淀与金属原子和基底之间的结合力也较弱,易于脱落。被还原的金属原子在长大的同时受到外界的影响相对减少,易于形成晶态结构,而在含Mo高的微区,一定量的Ni,Mo原子比则促进局部非晶态结构的形成。
2.4 电流密度对镀层Mo含量和形貌的影响
图4和图5分别为10.0 g/L Na2MoO42H2O,64.0 g/L Na3C6H5O7H2O,pH值10.0,35 ℃时,不同电流密度电沉积的镀层的Mo含量及表面SEM形貌。
由图4可以看出,随着电流密度的增加,镀层Mo含量先增加后减少。由图5可以看出:电流密度较小时,镀层表面较平整,由大块颗粒组成,每个大块颗粒含有很多小颗粒;随着电流密度的增大,表层大块颗粒逐渐增大,颗粒间的结合减弱,出现明显的边界。小电流电沉积条件下,阴极附近的离子可以迅速补充,沉积速度较为平缓,Ni,Mo元素的诱导效应增强;随着电流密度的增大,镀层Mo含量相对增加,电流密度的增大加快了金属的沉积速度,同时增大了溶液中自由离子移动速度,而钼酸根形成的配位化合物团簇半径较大,移动相对较慢;当电流密度达到一定值后,Mo原子的还原速度增加缓慢,镀层表面高低起伏变得明显,表面变得粗糙;当电流密度进一步增大,阴极析氢明显增强,析氢与阴极气泡的形成阻碍了金属离子的还原速度,半径较大的钼酸根配位化合物更难以到达阴极表面,被还原的Mo原子将减少。阴极附近电解液中金属离子的大量消耗和大量析氢,使得镀层表面更加粗糙,较大的电流密度也促进毛刺的生长,使镀层的表面质量恶化。
2.5 温度对镀层Mo含量的影响
图6为10.0 g/L Na2MoO42H2O,64.0 g/L Na3C6H5O7H2O,pH值9.7,电流密度6 A/dm2时,镀液温度对镀层Mo含量的影响。
从图6可以看出,镀层Mo含量随着温度的升高先增加后降低。温度较低时,镀液中离子的移动速度较慢,活动能量较低,扩散程度较低,钼离子在阴极的浓度较低,被诱导共沉积的钼原子含量较低;随着温度的升高,离子的扩散速度增大,金属离子的活动能量增大,使得阴极-溶液界面上金属离子浓度增加,金属原子的还原效率增加,同时Ni2+迁移速率对温度变化较敏感[22],被诱导沉积的钼原子增多[20],镀层中钼原子含量升高;镀液温度过高,溶液中的离子活动程度更大,在阴极停留的时间缩短,阴极表面原子被还原程度降低,镀液不稳定,且钼元素很容易受到氧化,不利于钼的析出。
35 ℃制备的合金镀层的XRD谱见图7。去除其他影响因素,衍射峰强度较弱,底部明显宽化,对镀层进行晶态线性拟合,结晶度约为12.19%,计算其(111)晶面晶粒尺寸为14.6 nm,镀层结构为非晶和纳米晶的混合相。
3 结 论
(1)镀层Mo含量随镀液钼酸盐浓度的增大而增加,随柠檬酸盐浓度增加、镀液温度升高、电流密度增大先增加后降低,pH值对镀层结构有显著影响。
(2)镀层Mo含量在21.00%~26.00%时,镀层为非晶与纳米晶的混晶结构,非晶态相含量在60%以上。
纳米晶合金 第7篇
纳米材料是20世纪的新型材料,由于其晶粒细小,所以纳米材料具有独特的尺寸效应、表面效应及宏观量子效应, 使其在化学、物理、医药等研究领域备受瞩目,成为现代科学的研究热点之一[1,2,3]。目前对纳米材料的研究主要集中在纳米晶体材料的制备方法、结构与性能以及其应用等方面[4], 电化学腐蚀方向也取得了一些有意义的成果[5,6,7,8,9]。Zerger W等[10]研究了磁控溅射技术制备的纳米晶Fe-8Al合金涂层的腐蚀电化学行为,发现合金表面钝化膜的形成使纳米晶Fe- 8Al合金耐蚀性能比同成分的微晶材料明显提高。Yousef Kh M S等[11]研究了铁在0.5mol/L的NaOH溶液中的腐蚀行为,发现在原有基体上覆盖纳米Zn涂层,提升了铁的耐腐蚀性。F.Rosalbino等[12]研究分别掺杂In、Bi、Cu的Sn- Ag合金在0.1mol/L的氯化钠溶液中的腐蚀行为,发现铜的添加增强了Sn-Ag焊料合金的耐蚀性,此外,铜含量从0.8%增加到6.7%可极大地提高Sn-Ag焊料的耐腐蚀行为。 刘伟华[13]研究了铸态Cu-40Ni合金在中性含Cl-介质中的腐蚀电化学行为,结果表明,随着Cl-浓度的增加,合金的腐蚀电流密度增加,电荷传递电阻减小,腐蚀速度加快。孟国哲等[14]研究了磁控溅射技术制备的纳米晶Fe-10Cr合金涂层在0.05mol/L H2SO4+0.25mol/L Na2SO4溶液中的钝化性能,发现纳米化后,材料更容易钝化,合金表面钝化膜中电流密度明显下降,合金的化学稳定性增强。诸如此类,现在国内外在纳米方面的研究多集中在表面纳米化及纳米涂层等方面,而对块体尤其是块体纳米晶三元复相合金腐蚀性能的研究还是相对较少。
金属Cu和Ag具有良好的导电性、导热性、延展性,但硬度较低,金属Cr是应用较广的钝性元素,常见于不锈钢[15,16],三者制成合金具有重大的实际意义和科研意义。机械合金化法是制备纳米粉末的常用方法,Benjamin J S等[17]将合金粉末在球磨机中运转研磨一定时间,通过机器产生的机械能使混合粉末不断细化和扩散实现合金化从而获得纳米级粉末。热压法是将纳米合金粉末制成纳米块体合金的有效方法之一,目前已成功制备了Ag-Ni等纳米晶块体合金[18]。本实验采用机械合金化法通过真空热压技术制备了纳米晶Cu-20Ag-20Cr块体合金,研究了其在H2SO4溶液中的腐蚀行为,并与粗晶Cu-20Ag-20Cr块体合金对比,研究了晶粒纳米化对其腐蚀电化学行为的影响。
1实验
1.1块体Cu-20Ag-20Cr合金的制备
1.1.1粗晶Cu-20Ag-20Cr块体合金的制备
将粒径约为200μm的纯Cu、纯Ag和纯Cr粉末按照一定的比例混合,放入球磨罐中,抽真空充入氩气,在球磨机上球磨0.5h,之后装入直径为2cm的石墨模具中放入真空热压炉中,在700 ℃、压力95.5 MPa下热压10min,通过排水法测得合金具有较高的致密度,达到理论值的97%。
1.1.2纳米晶Cu-20Ag-20Cr块体合金的制备
制备过程与粗晶Cu-20Ag-20Cr合金粉末相似,但球磨时间延长至60h。采用X-ray衍射法测定球磨60h之后的粉末晶粒尺寸约为20nm,经过热压之后块体合金的晶粒尺寸为46nm。
1.2电化学测试
把制备的粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金切割成面积为0.8cm2的长方形试片,分别焊接上导线,并用牙托粉密封,只留出一个工作面,然后用1000号砂纸打磨至表面光滑。动电位极化曲线由美国EG&G公司生产的PAR273电化学测试仪完成,扫描速度为2mV/s,其腐蚀电化学参数用Cview2软件进行拟合。交流阻抗谱由美国EG&G公司生产的PAR273和M5210组成的电化学综合测试仪完成,频率范围为0.01Hz~100kHz,其数据由Zview2软件进行处理拟合。
2结果与讨论
2.1粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的显微组织
图1(a)是粗晶Cu-20Ag-20Cr合金的显微组织,可以看出合金由三相组成。经EDX分析可知,合金实际平均组成为Cu-24.13Ag-23.16Cr;亮色相是富Ag的 α相,其平均成分为Cu-94.28Ag-2.47Cr;暗色相是富Cu的β相,其平均组成成分为Cu-2.96Ag-0.58Cr;黑相则是富Cr的γ相,其平均组成成分为Cu-0.15Ag-99.79Cr。
图1(b)是纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的显微组织,可以看出合金也由三相组成。经EDX成分分析可知,合金实际平均组成为Cu-26.14Ag-23.93Cr;亮色相是富Ag的 α相, 其平均成分为Cu-90.16Ag-4.96Cr;暗色相是富Cu的β相, 其平均成分为Cu-33.05Ag-16.97Cr;黑色相是富Cr的γ相, 其平均成分为Cu-0.62Ag-97.51Cr。
从图1可以明显看出,粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金基体都由β相组成,亮色的α相以网状的形成存在,而黑色的γ相以孤立的颗粒形式存在,纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金显微组织较粗晶Cu-20Ag-20Cr合金均匀。
2.2粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的腐蚀行为
2.2.1开路电位
粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金在不同浓度H2SO4溶液中自腐蚀电位随时间的变化曲线(E-t)如图2所示。在0.05mol/L Na2SO4溶液中,粗晶Cu-20Ag-20Cr合金和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的自腐蚀电位分别为16 mV和29 mV,向0.05mol/L Na2SO4溶液中加入0.02mol/L H2SO4溶液后,自腐蚀电位分别降低至-46mV和10mV,负移程度较大,这说明加入H+后加剧了合金的腐蚀倾向。随着H2SO4浓度的不断增大,粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的自腐蚀电位虽有下降,但降低幅度较小。
图2粗晶Cu-20Ag-20Cr(a)和纳米晶Cu-20Ag-20Cr(b)在不同浓度H2SO4溶液中的自腐蚀电位随时间变化曲线Fig.2 Free corrosion potential vs time curves of coarse grained Cu-20Ag-20Cr(a)and nanocrystalline Cu-20Ag-20Cr(b)alloys in H2SO4solutions
图3粗晶Cu-20Ag-20Cr(a)和纳米晶Cu-20Ag-20Cr(b)在不同浓度H2SO4溶液中的动电位极化曲线Fig.3 Potentiodynamic polarization curves of coarse grained Cu-20Ag-20Cr(a)and nanocrystalline Cu-20Ag-20Cr(b)alloys in H2SO4solution
2.2.2动电位极化曲线
粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金在不同H2SO4浓度溶液中的动电位极化曲线如图3所示。根据动电位极化曲线,在Corroview系统中拟合后得到塔菲尔斜率、腐蚀电位等腐蚀电化学参数,如表1和表2所示,可见随着溶液中H+浓度的升高,合金腐蚀电位降低,这与图2所得出的结果一致。
图4粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金在不同浓度H2SO4溶液中的腐蚀电流密度比较Fig.4 The comparison of corrosion current densities of coarse grained and nanocrystalline Cu-20Ag-20Cr alloys in H2SO4solutions
在中性Na2SO4溶液中,粗晶Cu-20Ag-20Cr合金的腐蚀电流密度为0.339mA/cm2,纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的腐蚀电流密度为1.612 mA/cm2,当溶液中加入0.02 mol/L H2SO4后,粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的腐蚀电流密度分别增大到73.308mA/cm2和96.356 mA/cm2,这表明粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的腐蚀电流密度随H+的加入而增大,且两者的电流密度变化幅度较大,腐蚀加快。 同时H+浓度从0.02mol/L增加到0.05mol/L的过程中, 粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的腐蚀电流密度均变化不大,这表明两种合金在酸性介质中的耐蚀性较好。粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金在不同浓度H2SO4溶液中的腐蚀电流密度比较如图4所示。由图4可见,晶粒细化后,Cu- 20Ag-20Cr块体合金的腐蚀电流密度变大,活性溶解增强, 腐蚀速度加快,这主要是由于晶粒细化后,合金表面活性原子数量增多,活性原子浓度升高并且大量晶界的存在也提供了更多可供离子自由传输的通道,因此合金的活性溶解速度加快,合金的耐蚀性下降。
粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金在0.50 mol/L H2SO4溶液中出现了钝化现象,粗晶Cu-20Ag-20Cr合金维钝电流密度I维=1.82×10-2mA/cm2,纳米晶Cu-20Ag- 20Cr合金维钝电流密度I维=4.90×10-3mA/cm2。纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金维钝电流密度较粗晶合金小,这表明晶粒细化后,合金的钝化性能得到改善,稳定性增强。
2.2.3交流阻抗谱
粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金在不同浓度H2SO4溶液中的交流阻抗谱如图5所示,其等效电路图如图6所示,由Zview系统拟合得出的相关参数如表3和表4所示。
从图5中可以看出,两种Cu-20Ag-20Cr合金的交流阻抗谱均在高频处呈连续的圆弧,在低频端出现了“扩散尾”, 随着溶液中H2SO4浓度的逐渐增大,在低频区出现的直线段所占比例逐渐增大,说明随着溶液中H2SO4浓度的逐渐增大,Warburg阻抗将变得越来越重要,即腐蚀过程主要由传质控制。同时发现:(1)在高频区的容抗弧的圆心在实轴上方并且常相位角元件不为0,说明在合金的腐蚀过程中伴随着弥散效应;(2)向中性Na2SO4溶液中加入0.02mol/L H2SO4后,发现阻抗明显变小,但随着H2SO4溶液浓度的继续增大,阻抗变化不大,这与动电位极化曲线一致;(3)在低频区显示出斜率接近1的直线线段,说明Warburg阻抗在腐蚀过程中占主导地位,即离子在钝化膜-溶液界面的传质过程对腐蚀起主要控制。
3结论
(1)随着溶液中H2SO4浓度不断增加,粗晶Cu-20Ag- 20Cr和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金发生腐蚀时的自腐蚀电位负移,但幅度较小。
(2)向中性Na2SO4溶液中加入0.02mol/L H2SO4,发现腐蚀电流密度明显增大,但随着H2SO4溶液浓度的继续增大,腐蚀电流密度变化不大。晶粒细化后的Cu-20Ag-20Cr块体合金的腐蚀电流密度变大,活性溶解增强,腐蚀速度加快;当H2SO4的浓度为0.50mol/L时,两种Cu-20Ag-20Cr合金均发生了钝化,纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金表面形成钝化膜时的维钝电流密度明显小于粗晶Cu-20Ag-20Cr合金, 晶粒细化后,合金的钝化性能得到改善,稳定性增强。
摘要：利用机械合金化法通过控制球磨时间分别制备出粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金粉末,采用真空热压法分别制备了粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr块体合金。使用PAR273与M5210电化学综合测试仪通过测定两种Cu-20Ag-20Cr合金在不同浓度H2SO4溶液中动电位极化曲线和交流阻抗谱(EIS)等研究了晶粒细化对其腐蚀电化学行为的影响,发现随着H2SO4溶液浓度的增大,粗晶和纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金的自腐蚀电位负移;向中性Na2SO4溶液中加入0.02mol/L H2SO4,腐蚀电流密度明显增大,但随着H2SO4溶液浓度的增大,腐蚀电流密度变化不大。晶粒细化后,Cu-20Ag-20Cr块体合金的腐蚀电流密度变大,活性溶解增强,腐蚀速度加快;当H2SO4的浓度为0.50mol/L时,两种Cu-20Ag-20Cr合金均发生了钝化,纳米晶Cu-20Ag-20Cr合金表面形成钝化膜时的维钝电流密度明显小于粗晶Cu-20Ag-20Cr合金,表明晶粒细化后,合金的钝化性能得到改善,稳定性增强;在H2SO4溶液中,两种Cu-20Ag-20Cr合金的交流阻抗谱均在高频处呈连续的圆弧,在低频端出现了“扩散尾”,在中性Na2SO4溶液中容抗弧的曲率半径最大,加入H2SO4溶液后,容抗弧的曲率半径显著变小,随着H2SO4溶液浓度的增大,容抗弧曲率半径的大小变化不大。
染料敏化纳米晶太阳能电池 第8篇
应用范围
从远期看, 光伏发电将以分散式电源进入电力市场, 并部分取代常规能源;从近期看, 光伏发电可以作为常规能源的补充, 解决特殊应用领域, 如通信、信号电源和边远无电地区民用生活用电需求, 从环境保护及能源战略上都具有重大的意义。目前, 全世界太阳能电池的生产厂不下几百家, 已有100万套光伏系统在运转, 2000年, 全世界太阳电池的产量达到287.7MW, 累计安装量已超过1300MW, 预计到2030年, 光伏发电在世界的总发电量中将占到5%～20%。光伏发电在许多应用领域都被证明其技术是成熟的, 在经济上是合算的。分析表明, 在目前光伏电站有效系统功率与输电距离的比值小于100瓦/公里时, 建光伏电站较常规电网延伸供电经济。因此, 阳光发电是解决我国边远地区和特殊领域供电的重要途径。我国是个发展中国家, 地域辽阔, 有许多边远省份和经济不发达地区。据统计, 目前尚有约900万户、2 800万人口还没有用上电, 60%的有电县严重缺电。这些地区的农牧民居住分散, 远离电网, 而且用电水平很低 (人均年用电仅为120千瓦时) , 在10年甚至20年内都不可能靠常规电力解决他们的用电问题, 光伏发电则是解决分散农牧民用电的理想途径, 市场潜力十分巨大。
主要技术指标
在AM1.5标准模拟太阳光照射下, 液态染料敏化纳米晶太阳能电池转换效率达到8.1%, 固态染料敏化纳米晶太阳能电池光电转换效率达到4.8%。
市场分析及产业化前景
太阳能作为取之不尽同时又是生态学上纯净的和不改变地球上燃料平衡的能源, 有着能源总量大, 又容易实现小型化的优点, 因此, 对它的开发利用在近几十年来越来越受到人们的重视。太阳能利用也将是新世纪经济展望中最具决定性影响的技术领域之一。据欧洲委员会估计, 在2010年, 世界光伏电池总装机容量将达到14 000MWp, 而2030年其规模将增加10倍, 达到140 000MWp。按目前的市场价, 到2030年将创造5 040亿美元的价值, 这将产生巨大的经济效益。
追求低成本、高光电转换效率是太阳能电池板领域追求的两大目标。为此, 无论是企业还是政府, 都投入了大量的人力物力进行高效低成本的太阳能电池研究开发。太阳能电池属于典型的高科技产品, 为大众提供能源, 也是每个太阳能科研工作者的理想。染料敏化纳米晶太阳能电池具有比传统太阳能电池成本更低廉 (仅为后者的1/8～1/10) 、工艺更简单的特点。若全固态染料敏化纳米晶太阳能电池大面积制作后, 效率能稳定在3%左右, 完全具有产业化的能力。
投资概算
投资少 (小于500万元) , 工艺简单, 环境友好。
合作方式
股份制或共同研发。
单位:武汉大学物理科学与技术学院
地址:湖北武汉武昌珞珈山
邮编:430072
纳米晶合金 第9篇
1 纳米晶/微米晶复相概念的提出
为解决单相纳米晶金属材料室温塑性差的问题,并把提高塑性的途径建立在可靠的理论基础上,根据理论模拟和实验研究,国外学者近期提出了纳米晶/微米晶复相复合,以提高材料塑性的概念:在高强度低加工硬化能力的纳米晶基体相中加入低强度高加工硬化能力的微米晶相,形成复合组织来提高材料的均匀拉伸塑性。
J.Weertman等[4]报道,纳米结构纯铜由于存在一些大晶粒而具有了一定的塑性,与之相反,纳米结构的纯镍由于晶粒较为均匀,没有大晶粒的存在而表现出脆性。V.L.Tellkamp等[5],R.W.HAYES等[6],S.L.SEMIATIN等[7]通过低温球磨+热等静压+挤压的工艺得到纳米结构纯铝并具有较好的塑性,研究发现组织中存在一定量的大晶粒区域。Wang Y. M.等[8]报道了利用低温轧制+短时退火的方法获得了晶粒尺寸双峰分布的纯铜。材料的强度与完全纳米晶铜的强度相比下降不多,但拉伸塑性却明显提高,已接近退火态粗晶铜的室温塑性指标。该文中首次提出的通过实现晶粒尺寸双峰分布结构来解决纳米晶材料低拉伸塑性的途径,引起了广泛的关注。随后,Ma E.[9]和Wang Y. M.等[10]提出了优化纳米晶材料塑性的方法,并指出非均匀组织结构(纳米晶+超细晶或微米晶)是纳米晶材料增塑的有效措施。通过控制微米晶相的体积分数、形状和分布,纳米晶材料仍具有空间和机会来设计性能,得到期望的强度或塑性,亦或是二者的最优组合。利用具有双峰分布的复相组织来提高纳米结构材料塑性的方法较为简捷,是大幅提高材料强度并使其保持较好塑性的可行路线。
2 纳米晶/微米晶复相材料体系、制备方法和力学性能
现有纳米晶/微米晶复相材料体系主要包括铜、镍、钛等纯金属[11,12,13,14,15],铝基合金[7,16,17,18,19,20],钛基合金[21,22],铜铝合金[23,24]以及碳钢[25,26]等。目前,制备纳米晶/微米晶复相材料的方法与单相纳米晶材料的制备方法类似,主要包括“由小到大”的合成法和“由大到小”的细化法。不同点是前者通过控制纳米晶和微米晶的比例烧结得到块体复相材料,后者则是在得到非平衡的纳米结构后通过控制后续热处理工艺,使部分纳米晶粒优先长大为微米晶而获得复相组织。表1是具有纳米晶/微米晶复相组织的制备体系、典型材料、制备方法以及力学性能,并给出了与之对应的单相纳米晶/微米晶材料的力学性能。
Note: σb-tensile strength; σbc-compressive strength; σ0.2-yield strength; δ-elongation.
2.1 “由小到大”的合成法
由小到大法的主要过程是将纳米粉末和微米粉末按一定比例混合,球磨然后烧结,再经热挤压等手段得到规则的块体材料,其优点是易于控制纳米晶与微米晶的相对比例,进而控制材料的力学性能,该方法也可用于制备纳米晶/微米晶复相陶瓷材料[28]。D.Witkin等[29]利用低温球磨法将Al-7.5Mg合金粉末制备成晶粒尺寸小于80nm的颗粒,再将其与未经球磨的微米晶粉末均匀混合后在400℃真空条件下烧结成块,经挤压变形获得规则试样。微观组织分析表明,球磨获得的纳米颗粒在高温条件下保持了很好的热稳定性,在烧结过程中并未发生晶粒长大,从而获得了具有双峰分布组织的Al-7.5Mg合金。随着大晶粒加入量的不断增加,它们与完全纳米晶组织的Al-7.5Mg相比,材料的抗拉强度由847MPa(纯纳米晶组织)降低至734MPa(含有30%的微米晶),但断裂伸长率由1.4%大幅升高至5.4%,具有较好的综合力学性能。Zhao Y.等[13]直接将不同粒径的Ni粉按一定比例混合,其中低温球磨得到的纳米晶粉末(10nm)占50%,微米晶粉末占50%。将混合好的粉末在一定条件下烧结成型,也得到了具有纳米晶/微米晶复相分布的纳米晶纯Ni材料。由表1可知,单相纳米晶Ni虽然强度很高但属于脆性材料,与之相比具有双峰分布的纳米晶Ni的拉伸屈服强度是传统微米晶金属Ni的两倍以上,而断裂伸长率基本保持不变。
Lui E.W.等[22]通过将微米级粉末高能球磨至纳米颗粒而后等径角挤压的方法,得到了具有复相增强增塑的Ti-Al合金。高能球磨后的Ti粉与Al粉被打碎并相互冷焊在一起,从而形成新的具有Ti、Al双相组织的颗粒。将球磨好的粉末放入90°的等径角挤压机中在350℃以20mm/min的速率反复挤压12道次,Ti-Al合金的密度达到99%以上。球磨后经12道次等径角挤压后的合金的压缩屈服强度是未经球磨的材料的3倍以上。
2.2 “由大到小”的细化法
“由大到小”的细化法是指普通块体试样经大塑性变形(如低温冷轧、等径角挤压、高压扭转、平面应变压缩等方法)以获得亚稳态的纳米结构,再通过热处理工艺使部分纳米晶粒优先长大至微米晶(微米晶由再结晶或二次再结晶得到)而获得复相组织,其优点是不宜引入缺陷和杂质且界面清洁。Wang Y. M. 等[8]采用低温轧制+短时退火的方法获得了具有晶粒尺寸双峰分布的纳米晶纯铜,具体工艺路线如下:将纯铜在液氮温度下轧制至较大变形量,并形成高密度的纳米级位错网络。在低温下轧制是为了抑制动态回复,并积累更多的位错以达到比室温变形更稳定的状态。经短时退火后,再结晶晶粒具有完美的大角晶界,且大部分晶粒的尺寸处于纳米晶到超细晶的范围之内。通过力学性能测试,发现材料的强度与完全纳米晶铜相比略有下降,但拉伸塑性却明显提高,其室温条件下的断裂伸长率已接近退火态粗晶铜的室温塑性指标。WEN C.E.等[30]通过相似方法制备了具有复相结构的纳米晶金属Ti,经低温冷轧(变形量83%)和300℃退火1h后,得到屈服强度926MPa、均匀伸长率为11%的高强度和良好塑性兼备的纳米晶金属Ti材料。
H.Azizi-alizamini等[25]发明了一种新方法来制备具有双峰晶粒分布的超细晶低碳钢(0.17 C,0.74 Mn,0.04 Al,0.008 P,0.009 S,0.0047 N,Fe余量(质量分数/%))。他将热处理工艺和轧制工艺相结合,得到了具有双峰铁素体-马氏体双相组织。首先,材料在1000℃保温30min后冰盐水淬火以得到马氏体组织。然后在740℃保温10min后进行第二次冰盐水淬火以得到铁素体-马氏体双相组织。再经50%冷轧变形后,双相组织中的铁素体在500~600℃等温退火不同时间后水冷,可以再结晶从而长大形成微米晶并控制其晶粒大小。变形、破碎的马氏体晶粒以再结晶的形式形成超细晶铁素体和马氏体。与单相马氏体超细晶钢相比,具有双峰分布结构的低碳钢具有稳定而连续的屈服现象,没有吕德斯带的产生。S.M.Hosseini等[26]利用相似的方法得到了具有双峰分布的回火马氏体-铁素体双相纳米晶的低碳钢,兼备高强度和良好塑性。材料的强度提高1倍以上(1135MPa),而均匀伸长率仍可达11.6%。
WANG J.T.等[31]研究发现,将亚共析Cu-Al合金以5GPa高压扭转,并经过不同温度和时间的退火处理,可以得到具有双峰晶粒分布的纳米晶/微米晶组织。该方法首先选择诸如共晶或共析体系合金,制备出含有一定体积分数先析出相(如先共晶相或先共析相)的材料;其次,利用剧烈塑性变形使组织细化至亚微米甚至纳米尺度;最后,将变形后的材料进行退火,使先析出相(先共析或先共晶相)区域的晶粒长大到微米级,而共析或共晶区域的纳米晶/超细晶组织则由于两相的交互钉扎作用而保持在纳米/亚微米尺度,由此获得双峰分布组织。
3 纳米晶/微米晶复相材料的变形机制
纳米晶材料由于晶粒细小导致位错的相互作用较少甚至没有,因而造成加工硬化能力的缺失,在弹性阶段结束后,塑性变形以局部变形带的形式展开。宏观的拉伸失效在微观上表现为局部切变带的失效[27,32]。研究发现,局部变形带是高强度低塑性的纳米晶材料的典型变形特征。如果不能限制这些局部变形带的迅速扩展,就会造成纳米晶材料过早发生塑性失稳,并发生断裂[9,10]。而非均匀的纳米组织结构,即纳米晶/微米晶复相组织中的微米晶区可以通过抑制局部变形带的快速扩展并激发出更多的变形带,从而改善材料的宏观塑性[33]。Lui E.W.等[22]认为纳米晶/微米晶复相材料的变形机制仍以位错滑移为主,而多尺度双相结构能够阻碍裂纹的快速扩展。Tellkamp等[5,6,7]研究指出,由于裂纹快速贯穿纳米晶区域在抵达微米晶区域后,裂纹尖端受到抑制并发生钝化,借助于位错增殖才能通过微米晶区,因而减缓了裂纹扩展,在宏观上提高材料的塑性。Lee Z.等[34]研究了细晶/粗晶复相材料的拉伸变形和断裂的机制,他认为变形过程分为四个阶段。首先,材料中的粗晶区域沿着挤压方向被伸长,当应力达到粗晶的屈服强度时,粗晶区域首先开始发生塑性变形。第二阶段,当应力继续增加而达到纳米晶的屈服强度时,在超细晶区域或超细晶与粗晶的界面上产生空位,同时微米晶带被拉长。第三阶段,随着拉伸应变的增加,裂纹开始从空位延伸到横向载荷轴。然而,裂纹只位于局部的细晶和粗晶区域。裂纹有效地被粗晶带钝化和弥合,偏向和分层在粗晶区和超细晶与粗晶的界面处。最终,各个裂纹相互连接而使粗晶区无法承受更多的载荷时,材料即发生整体断裂。因此,纳米晶/微米晶复相材料的变形机制一般为:由于微米晶相加工硬化能力强,纳米晶基体相内的局部变形带扩展到微米晶相时受到抑制而难以继续失稳发展,使材料的整体塑性失稳得到抑制,并形成更多新的变形带,从而改善复相材料的塑性。当材料中某一处变形带所遇到的微米晶加工硬化能力耗尽,无法再抑制变形带的失稳扩展时,材料的均匀塑性变形就会终止,材料整体因塑性失稳而导致最终断裂[24,35]。
4 现有制备方法存在的问题
通过比较目前的纳米晶/微米晶复相材料的制备方法,可以看到它们各具特色,所制备出的各种纳米晶/微米晶复相材料在综合性能上与传统材料以及单相纳米晶材料相比均有大幅度的提高,在发展传统复合材料与开发新型复合材料方面起着巨大的推动作用。但同时也应该认识到,这些制备技术均存在自身的局限性,其中大多数由于设备昂贵、工艺复杂且难以控制而仍处于实验室研究阶段。“由小到大”法如高能球磨+热等静压等,虽然可以精确控制纳米晶/微米晶相的体积分数等,进而控制复相材料的力学性能,但由于该方法属于合成法,容易在颗粒混合时引入缺陷、杂质及较大的内应力,引起非本征低塑性。而“由大到小”法如低温轧制+短时退火、等径角挤压、高压扭转挤压等要求原始材料的强度较低且易于变形(如纯金属或有色合金),制备的材料种类明显受到限制,且制备出的材料尺寸十分有限。通过该方法得到双峰分布组织还存在较高的内应力和非平衡组织不稳定等缺点。
5 结束语
目前,铁基材料仍旧是应用最为广泛的结构材料,通过纳米化可以优化铁基材料的综合性能,并进一步扩大其使用范围。单相纳米晶铁基材料强度高但塑性差,因此利用具有双峰分布的复相组织来提高纳米结构材料塑性的方法是大幅提高材料强度并使其保持较好塑性的可行路线。但由于铁基材料自身特点(较高的强度和复杂的相变结构),使“由小到大”的纳米晶/微米晶复相金属材料的制备方法很难在铁基材料中得到应用。虽然通过“由大到小”法可以制备出具有双峰分布的纳米晶碳钢材料,但工艺复杂,材料的宏观尺寸较小(直径小于100mm,厚度小于10mm),无法得到实际应用。喇培清等[36]发展出的新颖的铝热反应熔化法则可以简单快速地一步制备出大尺寸的纳米晶/微米晶复相铁基材料(直径大于200mm,厚度大于10mm)。铝热反应熔化技术很容易获得具有高冷却速率的纯净的材料液相,由于铝热反应熔化技术通过选用具有较高纯度的反应物料,在惰性气氛保护下低温进行反应,通过控制熔体冷却过程,延长熔体净化时间和凝固时间,可使熔体中先期有一定的晶核先析出,长大为微米晶相,微米晶间的熔体在后期大量形核时可形成纳米晶相,一步便可形成具有微米晶相和纳米晶相同时存在的复相组织的材料,并使具有纳米晶/微米晶复相组织的铁基材料应用于工业生产成为可能。但该方法仍处于实验室阶段,如何能够批量生产是其亟待解决的问题。
就纯金属和有色合金而言,通过大塑性变形和后续退火处理得到的双峰组织热稳定性较差,且纳米晶/微米晶复相材料的组织参数对加工条件和退火工艺参数较为敏感,相似组织和塑性提升的重现性低,因此有必要进一步优化现有制备工艺并开发新的纳米晶/微米晶复相材料的制备方法。另外,纳米晶/微米晶复相材料的组织参数,如微米晶的体积分数、晶粒形态、纳米晶平均晶粒尺寸、纳米晶/微米晶晶粒双峰分布的宽度等特征,对材料力学性能及其变形机制的影响还缺乏系统的研究。总之,加强纳米晶/微米晶复相材料的制备工艺研究,并寻找性能最优的复相组织参数,研究出兼备高强度和良好塑性的纳米晶/微米晶复相铁基材料是以后的发展重点之一。
摘要：本文综述了纳米晶/微米晶复相金属材料的发展历程、微观组织设计、制备方法及其力学性能与变形机制。概述了现有材料体系和制备方法的优点与不足,指出开发新工艺和进一步优化纳米晶/微米晶复相金属材料的综合性能是未来的发展趋势。
