金属基复合材料的种类与性能

金属基复合材料的种类与性能

金属基复合材料的种类与性能 篇1

摘要：金属基复合材料科学是一门相对较新的材料科学，仅有40余年的发展历史。金属基复合材料的发展与现代科学技术和高技术产业的发展密切相关，特备是航天、航空、电子、汽车以及先进武器系统的迅速发展对材料提出了日益增高的性能要求，除了要求材料具有一些特殊的性能外，还要具有优良的综合性能，有力地促进了先进复合材料的迅速发展。单一的金属、陶瓷、高分子等工程材料均难以满足这些迅速增长的性能要求。金属基复合材料正是为了满足上述要求而诞生的。

关键词：金属；金属基复合材料；种类；性能特征；用途 1.金属基复合材料的分类 1.1按 增强体类型分

1.1.1颗粒增强复合材料

颗粒增强复合材料是指弥散的增强相以颗粒的形式存在，其颗粒直径和颗粒间距较大，一般大于1μm。

1.1.2层状复合材料

这种复合材料是指在韧性和成型性较好的金属基 材料中含有重复排列的高强度、高模量片层状 增强物的复合材料。片曾的间距是微观的，所以在正常比例下，材料按其结构组元看，可以认为是各向异性的和均匀的。

层状复合材料的强度和大尺寸增强物的性能比较接近，而与晶须或纤维类小尺寸增强物的性能差别较大。因为增强物薄片在二维 方向上的尺寸相当于结构件的大小，因此增强物中的缺陷可以成为长度和构件相同的裂纹的核心。

由于薄片增强的强度不如纤维增强相高，因此层状结构复合材料的强度受到了限制。然而，在增强平面的各个方向上，薄片增强物对强度和模量都有增强，这与纤维单向增强的复合材料相比具有明显的优越性。1.1.3纤维增强复合材料

金属基复合材料中的一维增强体根据其长度的不同可分为长纤维、短纤维和晶须。长纤维又叫 连续纤维，它对金属基体的增强方式可以以单项纤维、二维织物和三维织物存在，前者增强的复合材料表现出明显的各向异性特征，第二种材料在织物平面方向的力学性能与垂直该平面的方向不同，而后者的性能基本是个向同性的。连续纤维增强金属基复合材料是指以高性能的纤维为增强体，金属或他们的合金为基体制成的复合材料。纤维是承受载荷的，纤维的加入不但大大改变了材料的力学性能，而且也提高了耐温性能。

短纤维和晶须是比较随机均匀地分散在金属基体中，因而其性能在宏观上是各向同性的；在特殊条件下，短纤维也可以定向排列，如对材料进行二次加工（挤压）就可达到。

当韧性金属基体用高强度脆性纤维增强时，基体的屈服和塑性流动是复合材料性能的主要特征，但纤维对复合材料弹性模量的增强具有相当大的作用。1.2按基体类型分

主要有铝基、镁基、锌基、铜基、钛基、镍基、耐热金属基、金属间化合物基等复合材料。目前以铝基、镁基、钛基、镍基复合材料发展较为成熟，已在航天、航空、电子、汽车等工业中应用。在这里主要介绍这几种材料 1.2.1铝基复合材料

这是在金属基复合材料中应用最广的一种。由于铝合金基体为面心立方结构，因此具有良好的塑性和韧性，再加之它所具有的易加工性、工程可靠性及价格低廉等优点，为其在工程上应用创造了有利条件。再制造铝基复合材料时通常并不是使用纯铝而是铝合金。这主要是由于铝合金具有更好的综合性能。1.2.2镍基复合材料

这种复合材料是以镍及镍合金为基体制造的。由于镍的高温性能优良，因此这种复合材料主要是用于制作高温下工作的零部件。人们研制镍基复合材料的一个重要目的是希望用它来制造燃气轮机的叶片，从而进一步提高燃气轮机的工作温度。但目前由于制造工艺及可靠性等问题尚未解决，所以还未能取得满意的结果。1.2.3钛基复合材料

钛比任何其他的结构材料具有更高的比强度。此外，钛在中温时比铝合金能更好地保持其强度。因此，对飞机结构来说，当速度从亚音速提高到超音速时，钛 比铝合金显示出了更大的优越性。随着速度进一步的加快，还需要改变飞机的结构设计，采用更细长的机翼和其他翼型，为此需要高刚度的材料。而纤维增强钛恰好可以满足这种对材料刚度的要求。钛 基 复合材料中最常用的增强体是硼纤维，这是由于钛与硼的热膨胀系数比较接近。1.2.4镁 基 复合材料

以陶瓷颗粒、纤维或晶须作为增强体，可制成 镁基 复合材料，集超轻、高比刚度、高比强度于一身，该类材料比铝基复合材料更轻，具有更高的比强度和比刚度，将使航空航天方面的优选材料。1.3按用途分

1.3.1结构复合材料

主要用作承力结构，它基本上有增强体和基体组成，它具有高比强度、高比模量、尺寸稳定、耐热等特点。用于制造各种航天、航空、电子、汽车、先进武器系统等高性能构建。1.3.2功能复合材料

是指除力学性能外还有其他物理性能的复合材料，这些性能包括电、磁、热、声、力学（指阻尼、摩擦）等。该材料用于电子、仪器、汽车、航天、航空、武器等。

2.金属基复合材料的性能特征

金属基复合材料的增强体主要有纤维、晶须和颗粒，这些增强体主要是无机物（陶瓷）和金属。无机纤维主要有碳纤维、硼纤维、碳化硅纤维、氧化铝纤维、氮化硅纤维等。金属纤维主要有铍、钢、不锈钢和钨纤维等。用于增强金属复合材料的颗粒主要是无机非金属颗粒，主要包括石墨、碳化硅、氧化铝、碳化硅、碳化钛、碳化硼等。

金属基复合材料的性能取决于所选用金属或合金基体和增强物的特性、含量、分布等。通过优化组合可以既具有金属特性，又具有高比强度、高比模量、耐热、耐磨等综合性能。

其主要性能有以下几点： 1.高比强度、比模量 2.导热、导电性能好

3.热膨胀系数小、尺寸稳定性好 4.良好的高温性能 5.良好的耐磨性

6.良好的断裂韧性和抗疲劳性能 7.不吸潮、不老化、气密性好 3.结束语

金属基复合材料的种类与性能 篇2

现代热管理材料除必须具备优异的导热性能和良好的热膨胀匹配外,一般还要求具有较低的密度、优异的介电性能、良好的化学稳定性以及较强的力学性能。Invar、Kovar合金,钨铜和钼铜合金,及Si/Al、SiCp/Al、SiCp/Cu复合材料等传统热管理材料已不能满足先进电子技术对材料的要求,因此迫切需要研发功能结构一体化的新型热管理材料。高导热金属基复合材料成为当前研究热点之一,它是以具有高导热系数的碳纳米管(Carbon nano tube, CNT)、金刚石(Diamond, Dia)、高定向热解石墨(Highly oriented pyrolytic graphite, HOPG)为增强相,与Al、Cu、Ag等高导热基体金属复合而成的一类新型复合材料。HOPG和CNT都存在各向异性和生产成本昂贵的问题,金刚石可人工合成而降低成本,将金刚石与高导热金属复合可以克服各自单独作为热管理材料的不足,获得高热导、低膨胀、低密度的理想新型热管理材料,其已经成为目前国际上热管理材料的新焦点,可广泛应用于电子工业、航天航空、军事科技等领域[3,4,5,6,7,8,9,10,11]。

图1为部分材料的热导率(TC)和热膨胀系数(CTE)范围[6,12]。从图1中可以看出,金刚石/金属复合材料具有高的热导率和与Si、GaAs等半导体材料完全匹配的热膨胀系数,是有巨大发展潜力的热管理材料[6,13,14]。

1 金刚石/金属基高导热复合材料

基于金刚石高导热、低膨胀系数、低密度等优异物理性能,近年来研究者开始研发以工业金刚石颗粒作为增强体的金属基高导热复合材料。人造金刚石的成本逐渐降低,使金刚石与传统的金属散热材料合成新型散热材料具有了可行性[15,16]。表1[5,17,18]和表2分别列出了金刚石与常用散热金属材料的热导率和热膨胀系数等性能的对比情况,以及其复合材料的各项性能。

Ag、Cu、Al作为传统金属散热材料加工性能好、热导率高,但热膨胀系数大,若用于电子封装,受热后膨胀容易引发循环热应力将元件损坏[5,19]。将金刚石作为增强相与银、铜、铝复合,从而将金属基体优良的导热性能与增强体低膨胀、低密度的特性相结合,如表2所示,可大幅度提升材料的热导率,保证了封装器件具有优异的热耗散性;获得与衬底相匹配的低热膨胀系数;大大降低银基、铜基复合材料的密度;得到较高的弹性模量,有利于减小变形,提高封装器件的密封性能;与纯金刚石相比大大提高了材料的可加工性,降低成本[5,6,16]。除此之外,3种基体的金刚石/金属基复合材料还具有各自的特点。

(1)金刚石/铝复合材料:

铝基复合材料密度小,对于航天航空电子仪表封装用材料、地面通讯或便携式移动通讯电子设备等对密度有一定要求的场合,金刚石/铝复合材料具有很强的吸引力[20]。

(2)金刚石/铜复合材料:

铜金属高的热导率和低廉的价格,使金刚石/铜复合材料成为目前国际上研究范围最广、成果最为突出的高导热金刚石/金属基复合材料。

(3)金刚石/银复合材料:

银在金属中具有最高的导电率和导热性,有相当高的比阻,良好的塑性和加工性,可冲制成各种形状的复杂零件,且是很好的引线框架材料[20]。在大气条件下银不易氧化、不分解、长效、易保存。金刚石/银复合材料具有优异的导热导电综合性能,可用于制备对导热和导电性能有双重高要求的器件、设备,具有无限的发展潜力和应用前景。

2 金刚石/金属基复合材料的国内外研究现状

金刚石颗粒增强型金属基高导热复合材料近年来吸引着国内外众多教授学者争相研究,以粉末冶金为基础的各种工艺被广泛应用于此类材料的制备合成,目前金刚石/金属基复合材料的制备方法主要有熔渗法、高温高压烧结法和放电等离子烧结法(SPS)等。国外对此类材料的研究起步较早,部分研究已日趋成熟;国内对金刚石和金属复合烧结体的研究主要集中在金刚石工具和磨具制造方面,而对于高导热金刚石/金属基复合材料的制备与性能研究还处于起步阶段,最近几年才逐渐盛兴开来并取得进展。

2.1 金刚石/铝复合材料

在研究金刚石/铝复合材料方面,Johnson 等[21]最早使用无压浸渗法制备铝-金刚石复合材料,为了防止界面产物的生成,在金刚石颗粒表面进行镀SiC预处理,但是热导率只有259W/(m·K),远低于预期值。Beffort等[22,23,24,25]分别使用气压浸渗和挤压铸造法制备铝-金刚石复合材料,发现挤压铸造的材料的热导率只有不到120W/(m·K),远远低于气压浸渗的670W/(m·K),原因在于前者的界面结合只是普通的机械结合,而后者实现了扩散结合。Kiyoshi Mizuuchi等[26] 在SPS 798～876K/80MPa烧结环境下长时间保持材料固-液共存状态,成功制备出致密度达99%以上的金刚石/铝(Al-5mass%Si)复合材料,金刚石体积比占50%时复合材料的热导率达552W/(m·K)。L.Weber等[27]使用气压熔渗法制备的金刚石/铝复合材料热导率高达760W/(m·K),创历史新高。北京科技大学分析研究了金刚石粒径、成分、不同混料方式及烧结温度对金刚石/铝复合材料导热性能的影响,得到了定性规律[8]。目前本实验室通过选用镀钛金刚石改善了烧结过程中金刚石颗粒与铝粉间的界面结合性,运用SPS法制备出的复合材料的热导率达496W/(m·K)。

2.2 金刚石/铜复合材料

金刚石/铜复合材料是目前国际上研究热度最高、成果最多的高导热金刚石/金属基复合材料。Yoshida等[28]使用超高压法在1150℃/4.5GPa条件下成功制备出具有超高导热性能的金刚石/铜复合材料,热导率达到742W/(m·K),高于理论预测值,原因是材料内部实现了部分颗粒之间的连通,大大降低了界面热阻。Ekimov等[29]使用超高压法在1200℃/8GPa下制备出热导率高达900W/(m·K)的金刚石/铜复合材料,发现使用较大颗粒(200μm)可以大幅度提升整体复合材料的热导率。Kidalov等[30]采用纳米级(<1μm)金刚石颗粒,发现即使使用超高压法在2000℃/6.0～6.5GPa下,金刚石/铜复合材料的热导率也只有不到10W/(m·K),远低于使用微米级(5～14μm)的500W/(m·K)。Schubert等[31,32,33]分别使用粉末冶金法和气压熔渗法制备Diamond/Cu复合材料,考察了在基体添加不同合金元素后材料界面结构和对导热性能的影响,发现只有使用B、Cr两种元素才可以大幅度提升材料的热导率,其中使用Cr可以高达642W/(m·K),远高于未添加合金元素时200W/(m·K)的热导率,原因在于合金元素会在材料界面内与C结合生成碳化物促进了界面结合,降低了界面热阻。Yasuyukii Agari等[34]在金刚石表面镀铜后采用SPS法成功制备出金刚石体积比为60%的金刚石/铜复合材料,热导率达600W/(m·K)以上。SPS法升温速度快,烧结时间短,工序简单,但对金刚石含量较高的复合材料烧结致密化较困难。北京有色金属研究院的夏杨[35,36]运用磁控溅射法在金刚石颗粒表面镀铜合金(铬、硼、钛、硅)对金刚石进行表面改性,采用粉末冶金技术制备金刚石/铜复合材料,当金刚石镀Cu-0.5B时,热导率达300W/(m·K);添加钴后,金刚石体积分数占80%时复合材料的热导率达570W/(m·K)。2009年本课题组使用超高压浸渗铜-铬合金工艺成功制备出热导率高达813W/(m·K)的金刚石/铜-铬合金复合材料[37]。

2.3 金刚石/银复合材料

近年来,Weber等[27,38]在金刚石/银复合材料方向不断深入研究,屡出成果,起初选用100μm 单晶金刚石颗粒,使用气压浸渗法制备了含金刚石64%(体积分数)的金刚石/银(Si)复合材料,发现在基体中添加3%的Si使热导率从290 W/(m·K)提升至525W/(m·K),证明在某些工艺条件下,添加适量Si元素可有效改善金刚石与金属间界面结合状况,提高材料的导热性能;随后在研究制备金刚石/银(11%Si)复合材料中发现通过改变增强相金刚石颗粒的大小和热处理条件,复合材料热导率在410～780W/(m·K)之间变化。2009年使用气压熔渗法制备出热导率高达970W/(m·K)的金刚石/银(-3Si)复合材料,获得史无前例的最高值,分析主要原因在于所选用的增强体是最高品质的低氮金刚石LD与MBD4的混合粒径,优化了原材料及混粉粒度分布。关于金刚石/银复合材料的相关研究国内还很少,杨广等[39]对金刚石表面改性处理后,用热压烧结方法制备出金刚石/银复合材料,但其中金刚石含量较低,导热率还有很大的提升空间。本课题组使用磁力搅拌和SPS法制备金刚石/银复合材料,与纯银烧结体相比,其热导率提高了23%[40];并用超高压熔渗法制备出热导率高达690W/(m·K)的金刚石/银复合材料。此外国内还有部分研究金刚石/银复合电接触材料,而对其导热性能的研究缺乏重视。

3 金刚石/金属基复合材料企业市场化

热管理材料发展方兴未艾,潜力巨大。近年来,国外的新型热管理材料已列入商业化进程,市场前景良好。目前美国、日本、德国和奥地利在金刚石/金属复合材料研发和小批量生产方面处于领先地位,在微电子、光电子和真空电子封装热沉材料方面的推广应用可在很大程度上替代造价昂贵、加工困难的CVD金刚石厚膜。图2所示为PLANSEE公司生产的金刚石/金属基复合材料在某些场合的应用。

PLANSEE公司采用气压熔渗工艺制备金刚石-铝/铜/银复合材料。表3显示了 PLANSEE公司所制备的金刚石/金属基复合材料在室温(20℃)的各项性能,材料的热导率虽没有实验室研究数值高,但仍高达450～650W/(m·K),且热膨胀系数与衬底相匹配,满足市场和现代电子技术对热管理材料的要求。

在高导热复合材料的研究方面,国内与国外差距较为明显,需要积极借鉴国外的先进研究经验和成果,进一步深入研究,努力开发自主研制的高导热性能复合材料,缩小与国外的差距,赶超现有国际先进水平。

4 金刚石/金属基复合材料导热性能的影响因素

4.1 金刚石/金属基复合材料的导热机理

导热复合材料中金属基体和增强相的导热机理不同。金属中电子的相互作用和碰撞是导热的主要机构,此外金属晶体的晶格或点阵的振动即声子导热的机构也有微小的贡献;而增强相金刚石和其他无机非金属晶体或非晶体,其电子是被束缚的,热能的传导靠晶格振动来实现,晶格振动的能量是量子化的,通常将晶格振动的“量子”称为“声子”,晶格热传导可以看作是声子扩散运动的结果。声子与声子间以及声子与晶界、点阵缺陷等的碰撞会使声子散射,影响材料的热导率。金刚石/金属基复合材料的导热受到金刚石单晶颗粒中杂质元素、位错、裂纹等晶格缺陷、残留金属催化剂、金刚石晶格位向及金刚石与金属间界面的影响,它们与声子发生交互作用,限制了声子自由程,从而降低材料热导率。同时,复合材料的组分、晶体结构、显微结构等更加复杂,对热传导过程中电子、声子导热以及电子和声子的相互作用的影响更大,使材料热导率的影响因素更加复杂[6,41,42,43]。

4.2 金刚石/金属基复合材料热导率的影响因素

4.2.1 晶体结构对热导率的影响

高导热金刚石颗粒的选用是保证复合材料具有优良导热性能的首要前提,而金刚石的晶体结构及其完整性对其导热性能的影响起主要作用。

金刚石是碳在高温高压条件下的结晶体,属面心立方结构,与半导体硅、锗具有相同的结构,理想的金刚石结构如图3所示。

通常情况下,金刚石可分为Ⅰa、Ⅰ b、Ⅱa、Ⅱb 4类,其中Ⅰ类为含氮金刚石,Ⅱ类为不含氮金刚石。不同类型的金刚石热导率不同,天然Ⅱa金刚石在室温下的热导率高达2600W/(m·K),是铜的6倍,而Ⅰ类金刚石的热导率为900W/(m·K),优质人造单晶金刚石的为1800～2000W/(m·K),一般具有一定缺陷的人造单晶金刚石的为450～650W/(m·K),人造多晶金刚石薄膜的热导率一般为400～1000W/(m·K)或以上。另外,金刚石的比热相当高,室温下为515J/(kg·K),德拜温度为2000K,使得金刚石成为微电子领域和切割工具中最具吸引力的材料[41]。有学者研究指出,金刚石的形状对复合材料的热导率也有影响,金刚石的{001}面导热比{111}面要好[44]。

4.2.2 组分和杂质对热导率的影响

材料中杂质的加入易破坏晶体的完整性,容易引起或产生晶格的歪扭、畸变和位错,使晶体结构变得复杂,引起声子或电子的散射增加,导致热导率降低。杂质含量越多,材料的热导率降低越明显[41]。

高导热复合材料中,金刚石作为增强相起提高材料热导率的作用,金刚石的粒度、所占体积分数等对热导率有重要影响。图4为金刚石的体积分数、粒度对金刚石/铜复合材料热导率的影响[28]。从图4中可看出,在金刚石粒度相同的情况下,复合材料的热导率随着金刚石体积分数的增加而增大;而对于同一金刚石体积分数(如70%),复合材料的热导率随金刚石粒度的增大而增加。这是由于金刚石粒度大,晶粒间界面数量少,界面热阻小,热导率增大,所以就宏观材料来讲,一般情况下复合材料的热导率与金刚石颗粒尺寸成正比;但若粒度过大,复合材料难以烧结致密,在制备工艺各方面有限制,对材料导热性能有较大负面影响。因此,在金刚石/金属复合材料制备中,选择高品质的金刚石和合适的尺寸很重要。有研究表明,普通工艺条件下金刚石的粒度控制在100～200μm较为合适[6]。此外,金刚石/金属复合材料的热膨胀系数与金刚石的体积分数呈近似线性关系。考虑到材料的热膨胀系数要与半导体材料相匹配,金刚石的体积含量一般在50%～80%,复合材料热膨胀系数可以控制在(4～9)×10-6K-1之间[45]。

4.2.3 缺陷和微观结构对热导率的影响

材料中各种各样的缺陷都是引起声子散射的中心,可减小声子平均自由程和导热系数。一般情况下,由于复合材料两相界面间界面热阻的存在使得复合材料的导热性能为1+1<2。界面往往都存在着不同程度的缺陷,如界面生成物、夹杂层、孔隙、热匹配造成的界面脱粘等情况,这些非理想因素会提供额外的界面热阻,不同程度地降低复合材料的整体导热性能[45,46]。

金刚石与一般金属和合金之间有很高的界面能,致使金刚石不能被一般金属或合金浸润,如表2所示,在高温高真空下,铝、铜、银对人造金刚石的浸润角均大于90°[47],浸润性差,影响金刚石与金属之间的界面结合。增强相与金属之间的界面结合强度不高,会造成电子和声子在界面处的散射,使电子和声子的平均自由程减小,导致热导率降低。而致密度低会导致孔隙增多,研究显示,孔隙对复合材料的热膨胀系数影响不大,但可大幅度降低复合材料的热导率,这是因为界面结合处孔隙内的气体热导率很低,且孔隙会散射热流,因而降低了材料的导热性能[41,45,48]。

如果两相的界面处存有第三相(镀层或界面生成物),此时界面热阻除了理想界面热阻(Kapitza 热阻)外还包括第三相界面层提供的额外界面热阻。如果第三相促进界面结合,使整体的界面热阻趋近于理想界面热阻,则有助于提高热导率,如在金刚石表面镀一层钛,强碳化物形成元素Ti与金刚石表面反应生成TiC膜层,使制备金刚石/银复合材料过程中银对金刚石的浸润转化为银对TiC界面的浸润,有效改善了界面结合状况[39];使用脉冲等离子烧结工艺制备金刚石颗粒增强纯铜和铜-铬合金复合材料,铜合金中的Cr可与金刚石中的碳元素反应在界面处生成一层连续致密的Cr2C3界面层(见图5),增强了金刚石与铜基体的界面结合,消除了空气薄层的存在[32],有效降低了界面热阻,提高了整体复合材料的热导率。相反,如果第三相降低界面结合,显著增大界面热阻,则将大大降低热导率,如空气薄层的存在。

5 结语

近年来,由于实际应用对高导热材料需求的紧迫性,国内外已相继加大对新型热管理材料的研发力度。对于金刚石/金属基复合材料,其制备技术和影响材料导热性能的因素研究已取得较大进展。但在基础理论方面还有待完善,微观结构因素对高导热复合材料导热性能影响的定量认识仍缺乏系统有力的报道,尤其针对界面结构-导热性能定量关系的研究则基本空白。因此,笔者认为明确不同显微结构因素的内在联系和对整体复合材料导热性能的影响,建立适用于高导热金刚石/金属基复合材料的导热模型,将关联影响定性定量化应成为研究者们今后深入研究的重点,为开发高导热复合材料提供充足的理论依据。

金属基复合材料的种类与性能 篇3

摘要：采用超声波分散方式将纳米CaCO3掺入水泥基材料，研究了不同掺量纳米CaCO3对水泥基材料性能与结构的影响，并利用X射线衍射和扫描电镜分析其影响机理.结果表明：掺入纳米CaCO3后，水泥基材料流动度降低，浆体表观密度增大，抗折和抗压强度提高.纳米CaCO3掺量为1.5%（质量分数）时，对水泥基材料的力学性能提高最为显著，纳米CaCO3掺量过多则不利于强度发展.纳米CaCO3的掺入会加速水泥的水化，早期使水化产物Ca（OH）2等增加；纳米CaCO3改善了界面结构和水泥石结构，使水泥基材料的结构变得更加均匀密实.结果显示纳米CaCO3掺入后对水泥基材料的力学性能与结构有利.

关键词：纳米CaCO3；水泥基材料；强度；微观结构

中图分类号：TU528文献标识码：A

纳米技术是在20世纪末逐渐发展起来的前沿交叉性的新兴学科.如今，该技术已经渗透到诸多领域，建筑材料领域就是其中之一.通过对传统建筑材料的改性表明该技术具有很大的应用潜力和前景[1-3].纳米颗粒因其尺度在纳米范围，从而具有小尺寸效应、表面效应、量子尺寸效应及宏观量子隧道效应[4]，具有传统材料所不具备的一些新特性.

纳米CaCO3是目前最大宗也是最廉价的纳米材料之一，其价格约只有纳米SiO2的十分之一[5].目前国内外学者对纳米SiO2在水泥基材料中的应用有较多研究，而对纳米CaCO3的研究相对较少.王冲等[6]研究了纳米颗粒在水泥基材料中应用的可行性.黄政宇等[7]研究了纳米CaCO3对超高性能混凝土的性能影响，研究表明掺入纳米CaCO3能促进水化反应，使超高性能混凝土的流动性下降，能提高超高性能混凝土的抗压强度及抗折强度.Sato等[8]采用传导量热法发现，纳米CaCO3的掺入可以显著加快早期的水化反应，且掺量越多加快效果越明显.Detwiler和Tennis[9]发现，在水泥水化过程中，石灰石粉颗粒会成为成核的场所，增加了水化产物C-S-H凝胶沉淀在石灰石粉颗粒上的概率，加快了水泥石中C3S的水化.本文通过超声波分散方式将纳米CaCO3掺入水泥基材料中，研究其对水泥基材料性能和结构的影响，并进一步通过XRD和SEM分析纳米CaCO3对水泥基材料的影响作用机理，以期为纳米CaCO3在水泥基材料的工程应用提供理论基础.

1原材料与方法

1.1原材料

水泥为P·O42.5R普通硅酸盐水泥，由重庆天助水泥有限公司生产，化学成分见表1；细集料为岳阳产中砂，细度模数为2.48；高效减水剂为重庆三圣特种建材股份有限公司生产的聚羧酸系高效减水剂，固含量为33%；纳米CaCO3由北京博宇高科新材料技术有限公司生产，表现为亲水性，部分技术指标列于表2，扫描电镜图见图1，X射线衍射结果见图2.

1.2试验方法

1.2.1纳米CaCO3分散方式

根据前期试验验证，超声波分散方式对纳米CaCO3有更好的分散效果.制备水泥砂浆试件时，将减水剂和纳米CaCO3加入水中，超声波分散10 min，再手工搅拌2 min，以待测试.

1.2.2表观密度

水泥浆体表观密度试验采用水泥净浆，水胶比为0.29，减水剂掺量为胶凝材料质量的0.15%，纳米CaCO3掺量分别为胶凝材料质量的0.5%，1.5%，2.5%.试验所采用容器为1 L的广口瓶，采用水泥净浆搅拌机制样，放在振动台上振捣密实.

1.2.3流动性测试及成型

流动度试验按照GB/T2419-2005《水泥胶砂流动度测定方法》进行；力学性能试验按照GB/T17671-1999《水泥胶砂强度检验方法》进行.将水泥和砂在搅拌机中搅拌90 s，再将分散有纳米CaCO3和减水剂的溶液倒入干料中搅拌90 s.采用40 mm×40 mm×160 mm三联钢模成型，1 d后脱模，在温度为（20±2） ℃的饱和石灰水中养护至相应龄期.水泥砂浆试件的配合比见表3，其中纳米CaCO3和聚羧酸减水剂以胶凝材料的质量百分比掺入.

1.2.4微观测试试验

XRD分析测试采用日本Rigaku公司D/MAX2500PC型X射线衍射仪.测试条件：Cu靶，管压40 kV，电流100 mA，扫描步长0.02°，扫描速度4 °/min，扫描范围5°～70°.样品采用与表3相同胶凝材料组成与水胶比的水泥净浆，养护至规定龄期破碎取样，放入无水乙醇中浸泡3 d以终止水化，置于50 ℃干燥箱中干燥24 h，取出样品用研钵研磨过0.08 mm方孔筛，将过筛的粉末样品置于干燥器中以待测试.

扫描电镜测试采用捷克TESCAN公司生产的Tescan VEGA Ⅱ LMU型扫描电子显微镜（Scanning electron microscope，SEM），测试样品取自强度测试破坏后的砂浆试块，放入无水乙醇中浸泡3 d终止水化，装入50 ℃干燥箱中干燥24 h，将样品真空镀金，在20 kV高压钨灯下分析其微观形貌.

2结果与分析

2.1纳米CaCO3对水泥基材料表观密度的影响

对新拌的水泥净浆浆体进行表观密度测试，试验结果如图3所示.

结果表明，随着纳米CaCO3掺量的提高，水泥浆体的表观密度随之增大.掺量从0%增加到2.5%时，表观密度由1.98 g/cm3提高到2.10 g/cm3.表明纳米CaCO3可填充水泥浆体中熟料颗粒之间空隙，使浆体的结构更加密实.

2.2纳米CaCO3对水泥基材料流动性的影响

按表3拌制水泥砂浆测试流动度，结果如图4所示.随着纳米CaCO3掺量的增大，砂浆的流动度逐渐减小.这是因为纳米CaCO3比表面积大，其颗粒表面吸附更多的水导致需水量增大[10]，纳米CaCO3同其它超细粉料一样可以填充熟料颗粒之间的空隙，将熟料颗粒之间的填充水置换出来，起到减水作用，但纳米CaCO3颗粒比表面积过大，其增加需水量的作用远远大于减水作用，宏观表现为水泥砂浆的流动度减小.

2.3纳米CaCO3对水泥基材料力学性能的影响

按表3拌制水泥砂浆，分别测试3 d和28 d的抗压和抗折强度，结果如图5和图6所示.

由图可知，纳米CaCO3提高了水泥砂浆的3 d及28 d强度.1.5%的纳米CaCO3掺量效果最好，其3 d的抗压和抗折强度较基准组分别提高20.6%和17.7%，28 d的抗压和抗折强度较基准组分别提高22.9%和11.1%.然而掺量增加到2.5%时，砂浆强度相较于1.5%掺量明显下降.由试验结果可知纳米CaCO3的掺量不宜过多，存在一个最佳掺量[11-12]，在本研究中这个最佳掺量为1.5%.

纳米CaCO3可以提高水泥基材料早期强度有以下几方面原因：纳米CaCO3可以起到超细微集料的作用，填充熟料颗粒周围的空隙，使结构变得更加密实从而提高强度，这与图3结果一致；纳米CaCO3可以明显降低Ca（OH）2在界面处的密集分布和定向排列，有助于改善界面的综合性能[13]；纳米CaCO3可促进C3A与石膏反应生成钙矾石，钙矾石与纳米CaCO3反应生成碳铝酸钙也是早期强度提高的原因之一[13].而文献[14]也指出，纳米颗粒掺量过多容易产生团聚，并包裹水泥颗粒，因而阻碍水化反应，使得强度下降.纳米CaCO3掺量过多所造成的团聚也会影响纳米CaCO3在水泥基材料中的分散，使新拌水泥砂浆产生过多的微小气泡，增加硬化后的水泥浆体有害孔的数量，导致强度下降.

2.4纳米CaCO3对水泥基材料性能与结构的影响

机理

2.4.1XRD分析

按表3配合比制备水泥净浆，其3 d和28 d的XRD图谱见图7和图8.由图7可知，在3 d龄期内，纳米CaCO3并没有改变水泥的水化产物组成.2组试样的水化产物基本相同，均含有Ca（OH）2，钙矾石（AFt）相，未水化的硅酸三钙（C3S）和硅酸二钙（C2S），以及掺入的和因碳化而生成的CaCO3.分析2组试样的C3S和C2S的特征衍射峰（2θ=32.3°）可以发现，对照组中C3S和C2S的特征衍射峰比基准组中低；而对照组中钙矾石的特征衍射峰（2θ=23.1°）比基准组中高；对照组中Ca（OH）2的特征峰（2θ=34.2°）略比基准组强，说明前者Ca（OH）2含量略高于后者，这是由纳米CaCO3加速硅酸三钙的水化所致，使其水化产生更多的Ca（OH）2.上述分析说明纳米CaCO3可以促进水泥的早期水化.

由图8可见，在28 d龄期内水泥的水化产物中出现了水化碳铝酸钙（C3A·CaCO3·11H2O），这与李固华等[12]的试验结果类似，即表明纳米CaCO3参与了水泥的水化反应，与水及铝酸三钙反应生成了水化碳铝酸钙.对比2个样品的C3S，C2S的特征衍射峰发现，对照组中C3S，C2S的特征衍射峰要比基准组中低；而对照组中Ca（OH）2的特征峰略比基准组低，根据前人的研究[15]，这是由于Ca（OH）2和CaCO3作用生成了碱式碳酸钙，这种碱式碳酸钙可以增强界面区的粘结.纳米CaCO3的这种效应使得水化产物Ca（OH）2在更大程度上被消耗，因此其衍射峰强度低于基准组.上述分析表明在3 d到28 d的龄期内，纳米CaCO3仍促进水泥的水化，产生新的水化产物相并从宏观上导致水泥基材料强度提高，内部界面区增强粘结能力更好，XRD图谱从微观方面解释了28 d掺入纳米CaCO3其力学性能优于基准组的原因.

2.4.2SEM分析

按表3成型的水泥砂浆试样的3 d和28 d SEM图片见图9和图10.图9显示了4组试样水化3 d的微观形貌结构.分析发现：试样（a）已有一定程度的水化，发现有针状的AFt晶体和水化硅酸钙凝胶，但整体结构不太密实，存在较多的空隙，在过渡区处水泥石与集料的结合不太紧密.掺入纳米CaCO3后对于界面过渡区来说有明显的改善，水泥石更加密实.试样（b）和（c）已有明显的水化，水化产物水化硅酸钙凝胶增多，形成网络状和絮凝状的凝胶填充未水化颗粒之间的空隙，使整体结构更加致密[16].由图可知，随着掺量的提高，当纳米CaCO3掺量为胶凝材料质量的1.5%（试样c）时，其对界面的改善效果最好，水泥石结构也更加致密，在界面过渡区几乎看不到水泥石与集料之间的间隙，说明连接很紧密，与上述力学性能试验结果相符.但未明显发现有Ca（OH）2晶体，这可能是因为Ca（OH）2晶体被大量的水化硅酸钙凝胶所覆盖.随着掺量的继续提高，从试样（d）中可看出，水泥石的孔隙变多，结构变得不密实.在界面过渡区处水泥石与集料之间存在间隙并发现了针状钙矾石晶体和六方片状的Ca（OH）2晶体，水化产物水化硅酸钙凝胶也随之减少.这是由于纳米CaCO3掺量过多，分散不均匀形成团聚引起的.水泥石结构的致密程度以及水泥石和集料的界面过渡区的结合紧密程度都会影响水泥基材料的强度，上述分析从微观角度解释了水泥基材料力学性能变化的原因.

图10显示了4种试样水化28 d后的微观形貌结构.分析发现：随着水化的进行，在28 d龄期内各组试样中的水化产物都较3 d增多，水泥石结构也更加致密，水泥石与集料的在界面过渡区处的结合也更加紧密.但在试样（a）和试样（d）中集料与水泥石的界面过渡区处的结合仍不是很紧密，且存在一定的缝隙，水泥石自身结构也存在一定的空隙，不是十分致密，而在试样（b）和试样（c）中则发现集料与水泥石的界面过渡区处的结合更为紧密，水泥石中存在大量的凝胶状的水化产物，结构密实.尤其在试样（c）中，界面过渡区处找不到连接的间隙，水泥石中都是凝胶状水化产物几乎没有孔隙，这些水化产物并不独立分散，而是呈现整体化结构.上述现象说明适宜掺量的纳米CaCO3可以促进水泥基材料早期的水化，使水泥熟料颗粒水化产生更多的水化硅酸钙凝胶[17].同时，纳米CaCO3可以增加水化硅酸钙凝胶在界面处的含量，可以改善Ca（OH）2晶体的定向排列性能，使得界面位置的水化结构由平面排列向空间结构过渡，所以适宜的掺量可以改善界面的综合性能[13].

3结论

1）纳米CaCO3的掺入增加了水泥浆体的表观密度，降低了水泥基材料的流动度，掺入适量的纳米CaCO3有助于水泥砂浆3 d和28 d龄期强度的提高，但掺量不宜过大.

2）掺入适量的纳米CaCO3可以促进水泥水化反应的进行，增加水化产物的生成量.在3 d的龄期内，纳米CaCO3并没有改变水泥的水化产物组成；在28 d的龄期内，在水泥的水化产物中发现了新的水化产物——水化碳铝酸钙.掺入适量的纳米CaCO3还可以改善水泥基材料的界面结构和水泥石的结构，使集料与基体结合的更加紧密，水泥石更加密实.

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金属基复合材料的种类与性能 篇4

金属基复合材料国家重点实验室是上海交通大学开展先进金属基复合材料设计与加工的国家级平台，在金属基复合材料研究领域具有很强的科研实力与国际影响力。原位自生钛基复合材料是国家重点实验室主要研究方向，建立了从熔炼到材料成型的实验和中试平台，是华东地区主要的钛合金和唯一的钛基复合材料研究基地。因学科和科研项目发展需要，现招聘博士后科研人员1-2人。

一、主要研究方向

钛合金及钛基复合材料设计、制备和成型技术研发

二、应聘条件

（1）已获得或即将获材料科学或材料加工工程等专业博士学位；

（2）具有较强的材料设计与显微表征、合金熔炼与力学测试、技术报告撰写等能力，具有稀有金属、金属基复合材料或材料铸造、锻造等成型工艺等研究背景或相关理论与实践经验者优先；

（3）热衷科研工作，具有严谨的学术态度、独立开展课题研究的能力以及良好的团队协作精神；（4）身体健康，吃苦耐劳，积极向上，年龄一般不超过35周岁。（5）上海交通大学材料科学与工程博士后流动站规定的其它条件。

三、岗位职责

（1）协助完成科学研究、项目实施和论文发表等科研工作；

（2）协助指导本科生及研究生研究工作；

（3）参与实验室日常事务管理。（4）协助团队开展创新能力建设。

四、岗位待遇

执行上海交通大学博士后有关规定。在金属基复合材料国家重点实验室和材料科学与工程学院标准基础上课题组提供有竞争力的薪资待遇和职业发展空间。

五、联系方式

应聘者请将个人应聘申请连同本人简历（包括学习经历、工作经历、各类证书复印件等）等发至如下信箱（主题为“申请博士后”）：luweijie@sjtu.edu.cn 地址：上海市闵行区东川路800号上交通大学材料科学与工程学院材料D楼329室 邮编：200240 联系人：吕维洁教授

金属基复合材料的种类与性能 篇5

添加难熔金属碳化物提高C/C复合材料抗烧蚀性能的研究

摘要：高性能固体火箭发动机(SRM)对喉衬材料的烧蚀率提出了更高的要求,传统的.炭/炭(C/C)材料有待于进一步发展.讨论了含有难熔金属碳化物(ZrC、TaC)的多元基体C/C复合材料及其耐烧蚀性能,通过微观结构分析,探讨该种材料抗烧蚀性能提高的机理,展示了这种材料作为高温烧蚀材料的良好前景. 作者： 崔红[1]苏君明[2]李瑞珍[2]李贺军[1]康沫狂[1] Author： 作者单位： 西北工业大学材料科学与工程系陕西西安 710072航天工业部总公司43所 期 刊： 西北工业大学学报 ISTICEIPKU Journal： JOURNAL OF NORTHWESTERN PLOYTECHNICAL UNIVERSITY 年，卷(期)： 2000,18(4) 分类号： V26 关键词： 难熔金属碳化物 C/C复合材料 耐烧蚀 线烧蚀率 机标分类号： V25 V26 机标关键词： 难熔金属碳化物复合材料抗烧蚀性能固体火箭发动机微观结构分析高温烧蚀材料耐烧蚀性能性能提高喉衬材料多元基体烧蚀率高性能机理 基金项目：

金属基复合材料的种类与性能 篇6

本文通过将CuPc部分接枝到PUE分子链上(PUE-g-CuPc),并与其他未接枝的PUE共混制备了一种纳米复合材料(PUE-g-CuPc/PUE)。与PUE和CuPc简单共混物(CuPc/PUE)相比,接枝纳米复合材料中CuPc的颗粒尺寸大大减小,分散性显著提高,复合材料的介电性能也明显提升。

1 实验

1.1 实验原料

CuPc按文献[11]所述方法合成。聚醚N220:购于南京奥斯化工有限公司,数均分子量为2000,使用前在120℃下抽真空除水2h;4,4-二苯基甲烷二异氰酸酯(MDI):购于BASF公司;1,4-丁二醇(BD):分析纯,使用前经MgSO4干燥并减压蒸馏;N,N-二甲基甲酰胺(Dimethylformamide,DMF):经过CaH2干燥处理并且减压蒸馏后备用。

1.2 PUE-g-CuPc/PUE复合薄膜的制备

称量1g聚醚N220,量取2mL的DMF加入装有冷凝管、温度计的三颈瓶中,通氮气,加热至50℃,充分溶解后再称取0.40gMDI加入其中,并升温至60℃,反应2h;再称量0.16g 1,4-丁二醇加入溶液中,升温至80℃,反应2h;然后将事先溶于DMF的CuPc通过恒压滴液漏斗缓慢滴加到PU溶液中,反应6h后,将产物置于超声清洗机中,强烈超声分散2h后,量取一定体积该溶液倒入四氟磨盘中,在80℃烘箱中干燥12h除去绝大部分溶剂,然后油泵抽真空12h完全除去溶剂,最后得到PUE-g-CuPc/PUE复合薄膜。通过该方法制备的薄膜厚度一般在80～100μm。

1.3 测试与表征

采用Bruker Vector-22 型红外光谱仪测定PUE-g-CuPc的红外谱图(KBr压片),从吸收峰中观测材料官能团的变化情况。

采用Bruker公司DRX-500型核磁共振波谱仪获得PUE和PUE-g-CuPc的1H-NMR谱,两者的溶剂均为DMSO-d6。通过核磁共振考察1H在PUE和PUE-g-CuPc中的存在情况,确定官能团上1H的变化情况。

采用H-7650型透射电镜对PUE-g-CuPc/PUE薄膜切片进行观察,观察CuPc在PUE基体中的分布情况及其颗粒尺寸大小。样品切片制备方法:将待测样品采用环氧树脂包埋固化后,利用切片机进行超薄切片(由于添加物颜色较深无需染色),薄片厚度大约为50nm。

采用阻抗分析仪4294A对纯PUE,CuPc含量均为15wt%的CuPc/PUE和PUE-g-CuPc/PUE两类复合薄膜的介电性能进行测试。外加电场频率范围在100Hz～10MHz。薄膜的介电常数K通过公式K=Ct/ε0A进行计算,式中C为薄膜电容,ε0为真空介电常数,数值为8.85×10-12F/m。A为薄膜两侧蒸镀金电极的面积尺寸,t为薄膜的厚度。

2 结果与讨论

2.1 PUE和CuPc的接枝与红外表征

由于异氰酸酯基(-NCO)性质非常活泼,可与含活泼氢的化合物反应,因此在合成PUE时使MDI过量,即异氰酸酯指数(-NCO/-OH)大于1,从而使所合成的PUE以异氰酸酯基封端,再与CuPc分子周围的羧基(如图1所示)反应,达到将CuPc接枝到PUE分子链上的目的。

从PUE和PUE-g-CuPc的红外图谱的对比可以清晰地看出1636cm-1处的吸收峰,属于异氰酸酯基与羧基反应生成的酰胺基(-NHCO)的伸缩振动,证明了接枝反应的成功。同时CuPc和PU的特征吸收峰仍然存在,如:3427cm-1处的宽吸收峰属于O-H伸缩振动,这是羧酸的特征峰,证明了CuPc分子周围仍然有羧酸官能团的存在;1711cm-1处是氨基甲酸酯基中C=O的吸收峰;1539cm-1附近为N-H的变形振动;1108cm-1处则为C-O-C伸缩振动的强吸收谱带。

2.21H-NMR分析

从PUE和PUE-g-CuPc的核磁共振图谱中发现,6.8～7.4ppm处的吸收峰表示PUE中的-C6H4-上的氢原子振动,以及CuPc中>C6H2<上的氢原子振动。8.5ppm和9.5ppm处的吸收峰对应的是PUE中-NHCOO-上的氢原子振动。而7.95ppm处的吸收峰则表示PUE-g-CuPc中-NHCO-上的氢原子振动,该吸收峰的出现进一步证明了PUE接枝CuPc反应的成功。

2.3 复合薄膜的形貌观察

图4比较了PUE与CuPc的简单共混物和PUE-g-CuPc与PUE的接枝复合物(两者CuPc含量都为15wt%)的TEM照片。从图中可以看出,CuPc颗粒在两类复合材料中基本都呈球形。与简单共混物相比,接枝复合物中CuPc颗粒粒径大大减小,且分布更均匀,CuPc颗粒粒径约在20nm左右,大约只有简单共混物中CuPc颗粒大小的1/25。

PUE-g-CuPc/PUE中CuPc颗粒粒径大大减小可以解释为,大部分CuPc接枝到PUE分子链上后,必然受到聚合物链运动的限制而难以接近,导致CuPc晶粒生长缓慢,且达到一定程度后,PUE分子链会在CuPc表面形成一层聚合物膜阻碍CuPc晶粒的继续长大,最终产生了如图所示的平均粒径在20nm左右且分布均匀的CuPc颗粒。PUE-g-CuPc/PUE中CuPc颗粒的大大减小将显著增强两相体系的界面交换耦合效应,强化界面极化,极大地提高复合材料的介电性能。

2.4 介电性能分析

图5是CuPc/PUE和PUE-g-CuPc/PUE(两者CuPc含量均为15wt%)以及纯PUE的介电性能随频率的变化情况。从中可以看出,两类复合材料的介电常数都随着频率的升高而降低,介电损耗则随着频率的升高先增加,达到峰值后再逐渐降低。在室温下频率为100Hz时,PUE-g-CuPc/PUE的介电常数达到了将近440,是同频率下CuPc/PUE介电常数的8倍多,而介电损耗却有所降低。

对于由介电常数较小的聚合物基体和介电常数较大的添加物组成的复合体系,Li JY等结合Landau势能理论和能量最低原则推断出:当复合物中的添加物尺寸与交换尺度相当时,这种界面交换耦合效应对复合物的介电性能起主导作用[12]。PUE-g-CuPc/PUE复合材料介电常数的显著增加主要是由于PUE-g-CuPc/PUE中CuPc颗粒尺寸只有20nm左右(如图4(b)所示),远小于CuPc/PUE中CuPc的颗粒尺寸,显著增强了PUE与CuPc之间的界面交换耦合效应,强化了界面极化,从而极大地提高了介电常数。CuPc颗粒尺寸的减小以及在PUE中分散性的改善同样使其不易因团聚而形成导电通道,从而使介电损耗也有所降低。

3 结 论

通过将CuPc部分接枝到PUE分子链上,改善了CuPc与PUE基体的相容性,制备了PUE-g-CuPc/PUE纳米复合材料。与PUE和CuPc的简单共混物相比,纳米复合物中的CuPc颗粒大大减小,分散更加均匀,不仅显著增强了复合体系的界面交换耦合效应,进而极大地提高了复合材料的介电常数,而且CuPc在PUE中不易因团聚而形成导电通道,从而使复合材料的介电损耗也有所降低。

摘要：以聚氨酯弹性体(Polyurethane Elastomers,PUE)为基体,以具有高介电常数的铜酞菁齐聚物(Copper phthalocyanine oligomer,CuPc)为填料,并且为改善两者的相容性,通过化学方法将部分CuPc接枝到聚合物链上,制备了具有高介电常数的聚合物基纳米复合材料。在100Hz时,CuPc含量为15wt%的纳米复合材料的介电常数高达440左右,是PUE与CuPc简单共混物的8倍多。介电常数的迅速提高归功于CuPc粒子在纳米复合材料中分散性的改善与粒径的大大减小导致的复合体系中界面交换耦合效应的显著增加。

金属基复合材料的种类与性能 篇7

关键词：材料物理性能微课；无机非金属专业；教学内容

引言

21 世纪科学技术高度发达和经济快速发展，材料的发展和应用水平已成为衡量一个国家国力强弱的重要指标。新材料的发展与应用，依赖于材料的物理性能的应用，因此要深入掌握材料的物理性能。材料物理性能课程是无机非金属材料专业平台重要的基础课，它从材料的组成、结构的角度阐述材料的物理性能及本质，包括力学、热学、电学、光学、磁学等性能，这些性能基本上都是各个领域在研制和应用无机非金属材料中对材料提出的基本技术要求，在实际工作中具有重要的意义 [1 ]。通过教学，让学生掌握无机非金属材料的关键物理性能及本质，以及无机材料物理性能的研究方法。对于这门课，学生普遍认为内容抽象、理论性强，难于理解掌握，作为教师授课难度较大。本文结合笔者多年的教学实践及经验，就如何提高无机非金属材料专业材料物理性能教学效果而采用微课教学进行了探索。

对于微课的发展，首先发起于国外，微课程（ Micro-lecture） 的雏形最早见于英国纳皮尔大学T.P.Kee 提出的一分钟演讲（The One Minute Lecture，简称OML ）和美国北爱荷华大学LeRoy A. McGrew 教授所提出的60秒课程（ 60-Second Course） [2 ]。美国理查德·沃曼在1984 年发起创办了TED（指technology、entertainment、design在英语中的缩写，即技术、娱乐、设计），该机构为私有非盈利机构。特别从2006年起，TED演讲视频上传到网络上，短短几年时间就获取了大量的点击率 [3 ]。在国内，2011年佛山市教育局胡铁生率先提出了以微视频为中心的新型教学资源“微课”。他认为，“微课”是指按照新课程标准及教学实践要求，以教学视频为主要载体，反映教师在课堂教学过程中针对某个知识点或教学环节而开展教与学活动的各种教学资源的组合 [2，4 ]。因此基于微课的平台，本文探讨了针对材料物理性能微课教学的探讨。

1 材料物理性能微课选题

材料物理性能“微课”主要针相应的教学大纲展开教学，所以在“微课”的选题上严格扣住教学重点，并致力于将重要知识点分解清晰。

1.1 材料物理性能微课编写

材料物理性能“微课”不是简单的一段段的视频，还应包括材料物理性能教案、教学课件等其他资源要素，所以在选好题后，着手电子教案的编写。材料物理性能教案编写一般包括本门课教学背景、教学目标、教学方法和教学总结等方面内容。

1.2 材料物理性能课件制作

材料物理性能“微课”课件通常采用PPT联合视频等多媒体格式，针对选定的知识点设计PPT。而多媒体技术是利用各种多媒体软件对文本、声音、图形、图像、动画等信息进行综合处理。而多媒体的制作通常采用PowerPoint、Moviemaker、屏幕录像专家等软件，即操作方便，电脑操作系统一般自带PowerPoint、Moviemaker软件，另外软件屏幕录像专家也非常容易操作。

1.3 材料物理性能微视频制作

对于材料物理性能课程的视频制作，主要是针对于课程相关的实验和性能及设备的演示。由于在课堂上的板书信息量有限，必须借助这些视频等手段来增加信息量，如在电子理论部分讲解电子的导电、热运动以及费米面的特征等等。理论上讲解非常抽象，采用这些微视频手段就容易讲解清楚。微视频的制作主要采用现场设备的录制、网络资源下载等等手段来实现。

2 创新材料物理性能微课教学方法和手段

材料物理性能课程属于理论性较强的课程，要想让学生主动地认真地听讲，不仅作为老师要努力的做好充分的备课，更要创新微课教学的方法和手段。作为多媒体的手段，不仅仅体现在PPT的制作上，更应该穿插更多的符合教学内容的教学视频及动画等内容，把学生的注意力牢牢的控制在屏幕上，达到事半功倍的效果。

2.1理论与实践相结合

材料物理性能在理论上对于材料的性能的分析较深入，因此相关的实践教学也具有重要的地位。在理论学时极为有限的状态下，仍然开设了一定量的实验课程，主要是针对于设计型、综合型实验课。例如在材料的磁性这段内容里，开设了一个居里点的测定。学生在学生磁性材料这段内容时，总是感觉磁性性质直观性不强，对于居里点的概念也停留在概念上。采用实验设备居里点测定仪，让学生从实验指导书联合教材的磁能内容，能够理解实验设备的基本原理及测试方法，并结合磁性的一个重要参数χ与温度关系曲线能够用数学的理论判断出居里点，这样使学生不仅仅懂得怎样测定居里点，更懂得居里点的真正的物理意义。

2.2 理论与实际相结合

材料物理性能内容范围较宽，相应的知识点较多，与实际上情况联系紧密。如在热膨胀的部分，课堂上会引申出什么是热力管路的膨胀节，它的功能是什么？在提出这个问题后，让学生思考一下，给予讨论的时间，学生们也能够积极的回答，极大地活跃了教学气氛。

2.3启发互动式教学

材料物理性能课程内容较深，所以完全把书本上的内容在课堂上讲完，在学时上也是完成不了的。为了能够使学生能够把相关内容都学习完整，在本课程内容偏重于扩张方面的知识，让学生课下自己来完成。例如我们在讲解磁性方面的知识时，联系到地球的大磁场，让学生分析为什么地球的南北极能够产生极光，并分析极光对于我们人类的作用。

3 充实材料物理性能微课教学内容

材料物理性能课程体系也是随着科技的快速发展而更新其内容，以满足不断发展的社会要求。对于21世纪快速发展的科技时代来说，材料物理性能微课教学内容体系在保持原有的内容体系上，也要紧跟时代的发展。并根据内容的需要适当调整课程的内容及结构，增添学科的前沿知识，激发了学生的学习兴趣，开拓了学生的视野。

因此作为教师本身就要搜索大量的材料物理性能的前沿信息，使学生在学习材料物理性能的理论的同时，也能了解材料物理性能发展的前沿，使学生的学习兴趣大大提高，知识面也大大拓宽，从而为将来从事的研究工作岗位奠定了坚实的基础。

4 更新材料物理性能微课实践方法

材料物理性能微课是通过材料物理性能的相关的知识网络表现的，对某个教学环节的教学内容及实施的其教学活动的总和。但这还不能体现“材料物理性能微课”的独特之处和完整内涵， 因为材料物理性能微课的核心资源或最重要的载体是“材料物理性能微视频”（不是一般的文本、PPT 课件或图片等其它媒体资源）， 而材料物理性能视频是所有资源类型中情境最真实、信息量最丰富的一种资源，因为视频是直观形象的。材料物理性能微课应该是以“材料物理性能微型视频”为主要内容和呈现方式的一种新型微型网络课程——“材料物理性能微型视频网络课程”。

结语

通过材料物理性能微课的探索研究，探索了一套是指可行的方法，较好地满足了材料学科无机非金属材料专业教学的要求，取得了良好的效果。面对21 世纪科学技术的飞速发展，无材料物理性能微课还必须不断推陈出新，积极吸收新的科技成果作为教学内容，以适应社会需求。在教学过程中，还要不断创新教学方法、教学手段、考评方式，努力提高学生素质，重视学生创新能力和科研能力的培养，充分发挥学生的主动性，为社会培养更多材料类优秀人才。

参考文献：

[1]孟凡桂.材料化学专业无机非金属材料课程教学的实践与探索[J].广州化工，2010，38（2）：205～207.

[2]胡铁生. “微课”：区域教育信息资源发展的新趋势[J].电化教育研究，2011，（10）：61～65.

[3]吴秉健.国外微课资源开发和应用案例剖析[J].中小学信息技术教育， 2013，（4）： 23～26.

[4]梁乐明，曹俏俏，张宝辉. 微课程设计模式研究——基于国内外微课程的对比分析[J].开放教育研究，2013，（1）：65～73.

金属基复合材料的种类与性能 篇8

该团队负责人麦卡·普伦尼拉解释说，因化学反应导致的不稳定性和高电阻导致的低功率，不带涂层的多孔硅本是一种极差的电容器电极材料。涂上氮化钛的多孔硅能提供化学惰性和高导电性，带来了高度稳定性和高功率，且多孔硅有很大的表面积矩阵。

根据荷兰爱思唯尔出版集团《纳米能源》杂志在线发表的论文，新电极装置经13000次充放电循环而没有明显的电容减弱。普伦尼拉说，报告数据受检测时间的限制，而并非电极真实性能。他们继续对其进行充放电循环，至今已达到5万次，甚至在循环中让电极干燥，也没有出现物理损坏或电学性能衰减问题。“超级电容要求稳定地达到10万次循环。目前用多孔硅—氮化钛（Si-TiN）做电极的电容装置能完全稳定地通过5万次测试。”

在功率密度和能量密度方面，新电极装置比得上目前最先进的超级电容器。目前由氧化石墨烯/还原氧化石墨烯制造的芯片微电容器功率密度为200瓦/立方厘米，能量密度为2毫瓦时/立方厘米，而新电极装置功率密度达到214瓦/立方厘米，能量密度为1.3毫瓦时/立方厘米。普伦尼拉说，这些数字标志着硅基材料首次达到了碳基和石墨烯基电极方案的标准。

从电子产品的功率稳定器到局部能量采集存储器，芯片超级电容器有着广泛的应用。普伦尼拉说，他们在整体设计中还存在一些难题，每单位面积电容仍需提高，要达到技术许可的最高水平，他们还需进一步研究。（中国科技网）

金属基复合材料的种类与性能 篇9

随着工业的发展, 噪声已经成为当今世界三大污染源之一。噪声控制问题逐渐引起各国政府和科技工作者的重视。目前的主要解决办法是采用吸声材料进行吸声降噪处理。吸声材料按吸声机理分为多孔吸声材料和共振吸声结构材料两大类。多孔吸声材料具有高频吸声系数大、比重小等优点, 但低频吸声系数低;共振吸声结构材料的低频吸声系数高, 但吸声频段窄、加工性能差。当前, 我国所采用的吸声材料以超细玻璃棉为主, 它的吸声系数大、比重小, 但是强度低、性脆易断裂、易飞扬、吸尘, 使其应用受到了严重限制。因此, 必须开发性能优良的新型吸声材料[1]。

泡沫吸声材料作为新型吸声材料的研究已经涉及到金属材料、高分子材料、无机材料和有机无机复合材料, 它们各具特色和实用价值。其中泡沫金属[2,3,4]成本高、工艺条件不易控制[5];而泡沫塑料也存在易老化的缺点[6]。水泥基泡沫材料由于内部多为封闭孔隙而多用于保温绝热材料, 直接用做吸声材料却少见报道。要提高吸声材料的吸声性能, 如何将水泥基泡沫材料内部封闭孔隙转变为连通孔隙是关键。

本试验以泡沫混凝土的成型工艺为基础, 添加聚丙烯纤维、复合引发剂等辅助材料, 制备具有致密、均匀、细微的相互贯通孔结构的水泥基泡沫-引发型多孔吸声材料, 该材料吸声性能明显好于其他类水泥基吸声材料, 且具有成本低、耐久性高、工艺简单、对环境无污染等优点。

1 试验

1.1 原料及配方

本试验采用P·O 42.5级普通硅酸盐水泥, 物理性能如表1所示;发泡剂为松香型发泡剂, 实验室自制;复合引发剂亦由实验室自制;减水剂和聚丙烯纤维为市售。材料配方见表2。

%

1.2 样品制备过程

(1) 按照配方称取水泥、减水剂、复合引发剂, 如果试件厚度需要增加, 各原料的用量按比例相应增加。

(2) 按照配方称取发泡剂, 加入适量水, 然后放入发泡机中进行发泡, 待得到丰富的泡沫后, 加入高速搅拌机。

具体工艺流程如图1所示。

1.3 试件内部结构

图2为泡沫吸声材料内部孔隙结构照片。由图2可以看出, 纤维增强水泥基泡沫吸声材料内部孔隙丰富, 孔隙结构较一般泡沫混凝土不同, 封闭孔隙被复合引发剂击穿, 形成连通孔隙, 符合多孔吸声材料内部孔隙的结构特征。

注:白色为连通孔隙, 黑色为水泥浆液

1.4 吸声性能测试

采用AWA6122A驻波管吸声系数测定仪测量材料各频段的吸声系数, 测量过程严格按照GBJ88—85《驻波管法吸声系数与声阻抗率测量规范》要求进行。

2 结果与讨论

2.1 泡沫掺量对吸声性能的影响

泡沫是多孔吸声材料制备不可缺少的重要组分之一。试件成型过程中向水泥浆体添加泡沫, 然后进行搅拌, 使得浆体中含有丰富的封闭孔隙, 再通过一定造孔工艺, 将封闭孔隙连通, 泡沫掺量直接影响浆体中封闭孔隙的数量。因此, 泡沫的掺量与材料孔隙率有密切的关系。

图3是材料吸声系数随着泡沫掺量的变化曲线。由图3可见, 材料的吸声系数随着泡沫掺量的增大而增大。泡沫掺量为500m L、700m L、1000m L时, 材料的平均吸声系数分别为0.27、0.48、0.61。由于掺入泡沫后形成的封闭孔隙是连通孔隙的基础, 随着泡沫掺量的增大, 即试块中连通孔隙率也不断增大, 吸声性能不断提高。但当泡沫掺量达到某一极限值时, 不但强度无法保证, 甚至试件都无法成型, 故泡沫掺量必须综合力学性能与吸声性能两方面的因素来考虑。

2.2 复合引发剂用量对吸声性能的影响

泡沫混凝土中由发泡剂产生的为均匀、细小的封闭孔, 这与多孔吸声材料所需要的连通孔隙相反, 如何将封闭孔转化为连通孔便成为关键。在泡沫混凝土搅拌后期加入复合引发剂, 由于大量封闭孔的存在, 复合引发剂在其中发挥引气作用时受到的阻力变小, 细小的封闭孔在引气剂的作用下相互串连, 得到了丰富的连通孔隙。一般而言, 引发剂用量大, 得到的连通孔隙多, 相应的吸声效果好, 但其用量有个极限, 当超过此极限时, 连通孔隙率不再增加, 所以不是说用量越大, 吸声效果就越好。

图4是引气剂含量为0、0.07%、0.1%时, 材料的吸声频率曲线。

由图4可以看出, 引发剂用量为0、0.07%、0.1%时, 试件的平均吸声系数分别为0.47、0.61、0.60。引发剂掺量在0.07%时, 平均吸声系数最大, 吸声系数并没有随着引发剂的添加量的增加而变大。当没有添加引发剂时, 泡沫混凝土内基本为细小的封闭孔, 不利于声波的吸收;而当引发剂掺量为0.1%时, 其用量增大, 引气量变大, 引起大量的气泡, 导致内部并泡现象加剧, 产生的连通孔隙直径相对过大, 导致吸声性能下降。

2.3 与其他种类吸声材料的性能对比

目前, 市面上多用的无机吸声材料主要有水泥-膨胀珍珠岩体系及水泥-陶粒体系, 图5是8cm厚度三种不同类型的多孔吸声材料吸声曲线示意图。

由图5可以看出, 泡沫-引发型多孔吸声材料的吸声性能最佳, 平均吸声系数为68.32%, 其次分别为珍珠岩多孔吸声材料的50.01%和陶粒多孔吸声材料的48.86%。尤其在500Hz的低频段, 泡沫-引发型多孔吸声材料的平均吸声吸声系数达到了70.4%, 相对于珍珠岩多孔吸声材料的39.46%和陶粒多孔吸声材料的40.28%, 几乎是其2倍, 吸声性能优异。

对于多孔吸声材料, 应尽可能在高频吸声能力损失不大的前提下, 使第一共振频率处于理想的低频段内。

泡沫-引发型多孔材料内部连通孔隙丰富、孔隙分布均匀且大小均一;珍珠岩多孔吸声材料、陶粒多孔吸声材料的内部孔隙丰富, 但连通孔隙较少、大小不一。反应到吸声系数上 (如图5所示) , 泡沫-引发型多孔吸声材料的第一共振频率出现在315Hz上, 珍珠岩多孔吸声材料、陶粒多孔吸声材料的第一共振频率则同时出现在500Hz左右。因此, 对于多孔吸声材料低频段吸声性能不佳的状况而言, 泡沫-引发型多孔吸声材料达到了高性能吸声材料的标准。

3 结论

(1) 泡沫的掺量显著影响试件的吸声性能, 但并不是泡沫掺量越大, 综合性能越好, 必须综合考虑材料力学性能与声学性能两个方面的因素确定泡沫的掺量。

(2) 引发剂掺量在0.07%时, 平均吸声系数最大, 吸声系数并没有随着引发剂的添加量的增加而变大。引发剂量过大时, 会导致材料内部并泡现象加剧, 产生的连通孔隙直径相对过大, 吸声性能下降。

(3) 泡沫-引发型多孔吸声材料与水泥-膨胀珍珠岩体系、水泥-陶粒体系内部孔隙相比, 内部孔隙细腻, 分布均匀。其平均吸声系数达到了68.32%, 尤其在500Hz的低频段, 达到了70.4%, 吸声性能优异。

参考文献

[1]齐共金, 杨盛良, 赵恂.泡沫吸声材料的研究进展[J].材料开发与应用, 2002 (5) :40-45.

[2]温青, 龚凡, 姜虹.电镀法制备泡沫镍吸声材料[J].化学工程师, 2001 (1) .

[3]程桂萍, 陈宏灯, 何德坪, 等.多孔铝在不同介质中的吸声性能[J].噪声与振动控制, 1998 (5) :29.

[4]方正春, 马章林.泡沫铝在噪声控制中的应用[J].材料开发与应用, 1999, 14 (4) :42.

[5]刘克.微穿孔板和微缝板吸声体研究进展[J].应用声学, 2002, 21 (1) .