热力学界面论文 篇1
随着现代高技术的快速发展,对新型复合材料提出了更高的要求,尤其是具有众多优良特性的复合陶瓷材料。为了使其满足高速发展的要求,解决脆性问题,其增韧成为较为活跃的研究热点。
含共晶界面复合陶瓷内存在异相界面,分布于共晶组织上的异相界面具有共价性质,共晶两相保持强烈而稳定的静电结合,使共晶组织具有高模量和高强度,而纤维状或片状的共晶组织结构又对复合陶瓷产生增韧作用,所以这种新型复合陶瓷材料具有较高断裂韧性和引人注目的优良性能[1]。
细观力学研究是在细观尺度上对复合材料的力学性能和损伤失效进行研究。目前,对含共晶界面复合陶瓷的细观力学研究已进行了有益的探索[2,3],但由于实际问题的复杂性,仍然没有完全统一的理论模型,一些研究还有待完善,需进一步开展更加深入系统的基础性理论研究工作,使理论分析与工程应用联系起来。
2 国内外细观损伤研究现状
自1970年代揭示了陶瓷复合材料的韧性可以达到较高(20MPa·m1/2)以来[4],美国、日本等国家对其进行了大量的研究,几十年的时间内获得了重要的进展。复合材料基本力学性能的研究是针对其局部性能和宏观有效性能,即求复合材料内部的细观应力应变场和通过建立损伤模型对强度、断裂韧性等宏观性能进行预报。
2.1 复合材料细观应力应变场研究
复合材料细观应力应变场研究是材料局部性能的研究,也是细观力学研究的基础性工作,起源于Eshelby张量的细观力学稀疏解[5]。之后,日本学者Mori等[6]考虑不同夹杂间的相互作用提出背应力方法,得到了夹杂和基体内细观平均应力应变场,近年来受到普遍的重视。如李宝峰等[7]应用在Mori-Tanaka方法基础上提出随机二相胞元法,得到不考虑界面效应条件下的纳米-相变陶瓷复合材料的应力场均值,并对复合陶瓷刚度进行了预报。
虽然Mori-Tanaka方法由于表达式简单得到广泛应用,但是此方法没有考虑夹杂分布也没有考虑夹杂与其相邻基体材料的直接相互作用,不能用于高密度夹杂问题。随后出现的广义自洽方法[8]和变分法估计[9]原则上既考虑夹杂分布又考虑了夹杂与其相邻基体的直接作用,但适用范围都比较窄。为此,郑泉水教授[10]考虑夹杂与基体的直接相互作用提出了有效自洽法,为研究复合材料的宏观力学性能提供了有力的工具,但该方法没有考虑界面相的影响。
考虑共晶基复合陶瓷内存在共晶界面相,倪新华教授[11]从含界面相复合材料的细观特征出发,提出了四相模型法,对共晶基复相陶瓷的有效刚度进行了预报;Zhong等[12]研究了界面效应下共晶基复合陶瓷的微观应力场分布规律;何才启等[13]考虑界面层的影响,分析了含有界面层的碳纳米管复合材料中的应力场、饱和应力和应力传递效率以及碳纳米管的有效长度。
以上各种模型的发展逐渐趋于完善,但都只涉及了应力场的分析,而要将复合材料的微观组织结构与复合材料的局部力学性能及宏观力学性能联系起来,还需要进行复合陶瓷的细观本构关系研究和应变场分析,从应变场的角度来定义损伤变量建立细观损伤模型,为复合材料的细观损伤研究及宏观力学性能预报奠定基础。
2.2 复合材料细观损伤研究
复合材料的破坏取决于复杂的损伤演化过程,这方面最引人注目的是剪切滞后模型。例如,Zheng等应用剪滞法模型分析了细观强化模型对纳米-相变复相陶瓷的破坏机制[14];倪新华等基于剪切滞后模型考虑了纤维夹杂达到纳米尺度时对复合材料开裂应力的影响[15]。Zhang和He[16]基于三相同轴柱壳剪切滞后模型考虑在准静态条件下,基体和界面层为黏弹性时增强效果随时间变化情况。Zhao等[17]分析了共晶体内两相界面处产生的应力集中,建立了共晶体内纤维达到纳米尺度时共晶体的细观强度模型。
上述模型主要是针对纤维夹杂复合材料建立的损伤模型,对于颗粒性夹杂复合材料将基于基体损伤、颗粒损伤和界面损伤建立细观模型:通过定义基体损伤增长应变能释放率建立基体细观损伤模型,可确定基体破坏极限应力[18];根据界面裂纹扩展时的能量释放率,确定界面脱粘的破坏应力[19];如果复合材料在加载前已经存在界面脱粘现象,那么必须考虑局部脱粘界面对损伤的影响,通过考虑夹杂与界面脱粘微裂纹的相互作用,利用随机二相胞元法可推导出夹杂与微裂纹共同作用引起的扰动应变和本征应变,进而计算出弧形微裂纹的能量释放率,由材料的破坏条件可获得不同外载条件下的强度[20];对于含棒状共晶体和颗粒性夹杂的熔体自生复合陶瓷,需要分别考虑棒状共晶体内部损伤和颗粒损伤的影响,建立相应的细观损伤模型[21]。
含共晶界面复合陶瓷中的共晶体内含纤维夹杂,而共晶体周围颗粒中又包含颗粒夹杂,所以要对其细观损伤进行研究,将涉及纤维夹杂复合材料和颗粒夹杂复合材料的两类损伤问题,应综合此两类损伤问题对其细观损伤进行研究。
2.3 复合材料裂纹扩展模型研究
尽管复合材料的结构各种各样,但是基体开裂、界面脱粘及夹杂断裂是复合材料典型的裂纹产生与扩展模式。过去有关相变陶瓷力学性能的理论研究没有考虑微裂纹的影响,例如黄克智[22]等将相变颗粒理想成球形来研究相变陶瓷的本构关系和韧性。李文方、杜善义等[23]针对晶须增韧陶瓷基复合材料中存在大量微裂的现象,考虑了微裂纹的影响,并说明了考虑微裂纹的必要性。苏继龙,郑书河[24]基于叠加原理,建立了裂纹尖端附近桥联纤维对复合材料基体微裂纹扩展的阻滞作用的理论模型。在满足界面应力传递所需强度的前提下,界面强度对复合材料宏观韧性影响很大[25]。张鸿、宋迎东[26]通过分析单纤维拔出时的载荷位移曲线,研究不同纤维埋入长度情况下,泊松比、界面摩擦系数等细观参量对载荷位移曲线的影响,为陶瓷基复合材料的试验设计及性能预测提供一定参考。
裂纹扩展模型是对复合材料进行增韧分析的基础,后期研究可以考虑纤维共晶体端部应力集中现象,分析纤维共晶体的桥联应力,考虑相变粒子所产生的相变增韧机理,综合纤维共晶体桥联增韧机制、拔出增韧机制以及相变增韧机制对纤维共晶体-相变粒子复合陶瓷进行增韧研究。
2.4 复合材料的尺度效应研究
尺度效应是反映材料宏微观跨越层次性的核心科学问题,主要以弹性应力场分析模型为依据,应用塑性应变梯度、界面相和界面应力等三大类基本理论。由于尺度效应本身的复杂性,研究内容丰富。
复合材料可以看作是细观和宏观两个层次上的材料。工程上通常利用的是复合材料的宏观性能,宏观性能是细观性能的综合反映。范学众、刘书田等[27,28]利用均匀化方法对复合材料尺度效应进行了研究。前者引用宏观和细观两个尺度阐述了复合材料的弹塑性性能与组分性能及细观结构的关系,后者研究了层状材料不同级间尺度的相对大小对等效弹性性能的影响,讨论了二级层状材料宏观弹性常数的尺度效应。后来,魏悦广等[29]研究了固体尺度效应宏微观关联理论和方法,较系统地刻划了固体力学尺度效应宏微观相互关联的理论和方法。另外,界面相的变化也是影响尺度效应的重要因素。刘协权等[30,31]利用相互作用直推估计,得到纳米陶瓷材料的柔度增量将复合材料的弹性性能与纳米晶粒尺寸联系起来,分析了含纳米纤维共晶陶瓷强度的尺度效应。段慧玲等[32]提出了界面应力模型,研究了远场应力作用下含纳米夹杂的复合材料弹性常数的尺度效应。
通过以上叙述可知,尺度效应研究主要以弹性应力场分析模型为依据,目前主要有三大类基本理论:第一,塑性应变梯度理论;第二,界面相理论;第三,界面应力理论。
3 结论与展望
综上可知,对于含共晶界面复合陶瓷材料已进行了大量有益的研究,但是到目前为止,由于其本身结构的复杂性和损伤演化规律的多变性,仍然没有一个将材料强度、韧性及疲劳寿命等宏观性能统一描述出来的细观力学理论模型,尤其是随着材料内部尺度不断趋于纳米化以来,如何在现有条件下,用细观力学方法对其有效性能进行预测,为新材料的制备提供理论依据及性能优化,成为我们的目标。根据笔者的理解,对下一步如何完善其理论研究谈几点认识。
(1)根据已有的共晶体有效弹性常数及应力场,进一步研究共晶体内弹性应力-应变关系,确定纤维共晶体内微观应变场的分布规律。目前,各模型都只涉及应力场分析,从应变场角度定义损伤变量并建立模型,将是一个重要的研究方向。
(2)进一步根据微观应力应变场,在一定加载条件下,分析纤维共晶体内加载函数,确定产生微观塑性流动时的本构模型。然后以纤维共晶体的理论断裂强度为依据,考虑纤维共晶体方位的随机性,在纤维共晶体边界脱粘为损伤特征定义损伤变量,基于纤维共晶体损伤增长应变能释放率建立细观损伤模型。
(3)对材料的宏观强度及韧性等宏观性能进行预报是研究的重要目的。必须要考虑材料内部相变粒子的影响,分析相变增韧效应,分别应用纤维共晶体桥联增韧机制、拔出增韧机制以及相变增韧机制综合对陶瓷复合材料进行增韧计算。
热力学界面论文 篇2
近年来, 随着有色金属资源价格的不断上涨而产生的“以铜代铝”需求, 以及日益多元化的工业设计对部分产品所提出的轻量化要求, 使得铜铝复合板得到越来越多的关注和研究。铜铝作为两种性能差异较大的金属, 特别是熔点相差424℃、线膨胀系数相差40%以上[1], 决定了复合板的制备工艺具有一定的难度。目前, 工业上最常用的铜铝复合板制备工艺为轧制或基于轧制的挤压-轧制、连铸-轧制的混合工艺[2]。轧制工艺具有生产效率高的优点, 但也有设备复杂、投资巨大、界面结合强度不高等的不足。最近, 爆炸复合法因其工艺简单、成本低廉、界面结合质量好、力学性能高等优点[3,4], 而成为一种较有前途的铜铝复合板的制备方法。但有关铜铝爆炸复合板的应用研究, 相关报道还比较少。本文将着重探讨铜铝爆炸复合板在不同热处理温度下界面组织和力学性能的变化, 为该材料在受热环境的应用提供一定的参考数据和使用建议。
1 实验研究
1.1 实验材料
实验所用铜铝爆炸复合板为南京三邦金属复合材料有限公司提供, 板厚20 mm, 其中铜材厚8 mm。将板材切割成20mm×20mm的小方块试样备用。
1.2 热处理
采用GSL1600X型真空热处理炉对铜铝爆炸复合板试样进行热处理, 加热速率为20℃/min, 加热温度依据铜铝二元合金相图[5]并结合实际应用情况分别选取350℃、400℃和450℃, 保温时间均为30min。为防止氧化, 试样均需随炉冷却。
1.3 金相制备
沿爆炸方向中心线稍前处取样, 磨面长度不小于20mm。异种金属复合板的浸蚀是金相制备中的难点, 本次实验中采用分步浸蚀的方法来分别显现铜和铝的金相组织。具体方法如下:
(1) 先浸蚀铜, 腐蚀液为100m L蒸馏水+10g过硫酸铵, 浸蚀时间3min;
(2) 试样清洗烘干后, 再浸蚀铝, 腐蚀液为100m L蒸馏水+10g三氯化铁+0.5m L氢氟酸, 浸蚀时间5min。
1.4 组织观察与性能测试
使用Olympus GX51型金相显微镜对试样的铜铝结合界面组织进行金相观察;使用JSM-6360LV型扫描电镜及其附加的GENESIS-2000型能谱仪对试样的铜铝结合界面进行形貌观察和成分线扫描;使用FM-700型显微硬度计对试样的铜铝结合界面进行显微硬度测量, 参照国家标准GB/T 4340.1-1999《金属维氏硬度试验第1部分:试样方法》, 加载试验力选用0.098N, 保压时间为15s。
2 结果分析
2.1 金相分析
图1为铜铝爆炸复合板原始态、不同温度热处理后的界面金相组织图。由图1可以看出, 铜铝爆炸复合板界面呈波形结合, 经过热处理后, 两种材料尤其是铜材的晶粒组织有随温度提高而粗大的趋势, 在铜材中甚至出现了孪晶 (见1 (c) ) 。另外, 图1 (b) 、图1 (c) 和图1 (d) 中还出现了明显的过渡区, 这说明经过热处理后, 铜铝爆炸复合板的热扩散效应得到了加强。根据Cu-Al二元合金相图[5], 该过渡区是两种金属之间的成分、组织的过渡区, 有Cu和Al的互扩散, 形成固溶态的α相;有Cu向Al材中扩散, 析出的金属间化合物Cu Al2相;有Al向Cu材中扩散形成的金属间化合物Cu3Al相和Cu4A1相。根据固相原子扩散理论[6], 结合界面两侧存在原子扩散现象, 而且温度越高元素扩散能力越强。因此, 铜铝界面成分过渡区合金元素的浓度在热处理后, 随着热处理温度的提高, 有Al、Cu元素浓度不断增加的趋势。而当材料降至室温后, 这些过饱和的溶解元素便会析出形成更多的铜铝或铝铜金属间化合物。
2.2 硬度分析
图2是不同热处理下铜铝爆炸复合板界面两侧的显微维氏硬度变化曲线。从曲线中可以看出, 爆炸复合板未经热处理时铜基材的硬度值约为125HV, 铝基材的硬度在40HV左右, 同时, 结合界面自铜向铝的硬度呈现梯度下降, 这进一步说明爆炸复合的界面结合较好。经过350℃、400℃和450℃的热处理后, 铜基材的硬度都下降到了65HV左右、铝基材的硬度都下降到了30HV左右, 这说明铜铝爆炸复合板在爆炸复合的过程中形成了较大的残余应力, 热处理可以有效释放这种应力, 且在本次实验范围内不同的热处理温度对应力释放的效果比较接近。但在界面结合处, 经过热处理后, 都出现了硬度的突然上升, 在350℃时为120HV, 400℃时为183HV, 450℃时为185HV, 有随着热处理温度提高而硬度不断上升并趋于饱和的趋势。这说明随着温度的升高, 元素的扩散增强, 当材料降至室温后, 过饱和的元素析出形成较多的金属间化合物, 而这些金属间化合物大都属于脆性相, 因而提高了界面结合处的硬度。至于随着温度的进一步上升而硬度趋于饱和的原因, 主要是由于高温下铝原子的扩散速率较铜原子要快, 因此表现出来的就是铝更多地向铜材内部扩散析出金属间化合物Cu3Al相和Cu4A1相、铜扩散形成Cu Al2相趋于饱和, 而Cu Al2相的硬度要高于Cu3Al相和Cu4A1相, 因而硬度就呈现随温度的上升而饱和的趋势。同时, 从界面距离也可以很明显地看出, 在这3个热处理温度中, 350℃时的扩散区域最短, 400℃时扩散区域进一步增大, 450℃时趋于饱和, 与硬度的变化趋势保持一致。
2.3 能谱分析
图3是不同热处理温度下铜铝爆炸复合板界面扫描形貌图和线扫描能谱图, 直线、曲线1、曲线2分别代表了扫描基线、沿基线Al元素的相对成分含量变化趋势和沿基线Cu元素的相对成分含量变化趋势。扫描形貌图直观地表现了扩散区厚度随热处理温度的变化趋势, 原始态 (如图3 (a) 界面结合处所示) 的扩散区不明显;随着温度的提高, 扩散区的厚度明显增加, 450℃时的扩散区厚度达到了350℃时的近2倍 (如图3 (b) ~图3 (d) 界面结合处所示) 。能谱线扫描图中铜、铝元素成分变化曲线清晰地呈现了铝铜扩散强弱的变化趋势, 原始态 (如图3 (a) 中曲线1、曲线2所示) 由于本身的扩散区就较小, Al元素成分线在界面左侧几乎为一条零位直线即铝的含量几乎为零, 当到达界面右侧时迅速向上跨一个大的台阶显示此时的元素成分主要为铝;经过热处理后 (如图3 (a) 中曲线1、曲线2所示) 铝元素成分变化曲线在扩散区左侧都呈现零位直线, 当到达扩散区后, 出现一个小台阶说明扩散区中有铝元素的存在, 穿过扩散区到达铝基材侧时又出现了一个大台阶, 同时还可以发现, 这个小台阶的高度有随着温度的提高而略微增加的趋势, 相对而言, 铜元素成分变化曲线在扩散区中呈现较剧烈的锯齿状波动且几乎没有小台阶的出现, 即表明铜元素在扩散区中的变化不明显。这些现象综合起来说明了铝元素的扩散要快于铜元素, 尤其是随温度升高更占优势。
3 结论
本文对铜铝爆炸复合板采用350℃~450℃热处理, 通过对结合界面金相组织的观察、显微维氏硬度的测定、铜铝成分的线扫描, 对其组织、成分及硬度变化趋势进行分析, 得出以下结论:
(1) 在该区间温度内的热处理形成了明显的扩散区, 且随着温度的升高, 扩散区不断增厚, 铝的扩散活性要高于铜。
(2) 热处理使铜材和铝材的硬度得到下降, 但也在界面结合处析出脆性相而使硬度升高, 且随着温度的提高硬度不断增大并趋于饱和。
(3) 这种界面处的硬度突然增大对于应用而言, 可能成为潜在的裂纹源而具有较大的危害, 因此, 对于铜铝爆炸复合板在此温度区间受热环境中应用, 需审慎对待。
摘要：对铜铝爆炸复合板采用350℃450℃热处理, 利用金相显微镜、扫描电镜、X射线能谱仪及显微硬度计对热处理前后界面结合区域的组织、形貌、成分、显微维氏硬度进行了测量表征。结果表明:该温度区间内的热处理, 铜铝基材的硬度都出现了较大幅度的下降, 但热处理后结合区出现了硬度的突然增长, 最高达450℃时的185HV;热处理后形成了明显的扩散区, 且随着温度的升高, 扩散区不断增厚, 铝的扩散活性要高于铜。
热力学界面论文 篇3
“全IMC”焊点以金属间化合物（IMC-Intermetallic Compounds）为微互连介质，结构为金属/IMC/金属。电子器件中焊点向微、纳尺度发展，将促使此类焊点的出现。“全IMC”微互连焊点的结构特殊（没有锡基合金/IMC界面），内部IMC晶粒数量有限、可数。其微观力学行为必然与传统的金属/IMC/Sn基钎料/IMC/金属焊点差异巨大，而焊点微观力学行为研究是理解其可靠性问题的基础。IMC具有定向生长的特性，“全IMC”微互连焊点界面处IMC界面反应、接合的机理对于理解和控制焊点内部組织结构至关重要。
此研究将借助SEM，TEM等手段分析不同焊盘结构和工艺条件下“全IMC”焊点的界面反应机理；应用量子学计算方法研究合金元素影响界面反应的机理，旨在控制IMC的生长及演变；在微剪切或原位拉伸条件下，从微观角度（晶界、相界面、位错和空位的运动等）研究其裂纹萌生、扩展和失效等力学行为。
3研究成果
（1）刘威，王春青，田艳红； 倒装芯片单金属间化合物微互连结构制备方法；专利申请号：201110105396.2。
（2）刘威，王春青，田艳红； 单金属间化合物微互连焊点结构； 专利申请号：201110105411.3。
热力学界面论文 篇4
甲胺磷在水-气界面挥发动力学研究
研究了挥发时间、温度和气流量对农药甲胺磷在水-气界面挥发行为的影响.挥发量采用气相色谱法检测,利用保留值定性,以外标法定量.研究结果表明,温度升高、气流量增大,使甲胺磷挥发量增大较快,二者是影响甲胺磷挥发的`主要因素;挥发时间在4 h之内对甲胺磷挥发量影响较大,4 h之后基本无影响.通过试验还研究了甲胺磷在水-气界面的挥发动力学.根据实验结果,建立了甲胺磷在水-气界面挥发的动力学模型,比较实验值与动力学模型计算值,二者基本吻合,相对误差≤5%,这表明该动力学模型可以用于预测甲胺磷在水-气界面的挥发行为.
作 者：李政一 吴昭阳 LI Zheng-yi WU Zhao-yang 作者单位：北京工商大学化学与环境工程学院,北京,100037刊 名：安全与环境学报 ISTIC PKU英文刊名：JOURNAL OF SAFETY AND ENVIRONMENT年，卷(期)：20055(5)分类号：X13关键词：环境工程 农药 甲胺磷 挥发 动力学 水-气界面