组织结构与性能（精选十篇）
组织结构与性能 篇1
传统合金的发展经验普遍认为,合金的组成元素越多,越容易形成金属间化合物和复杂相。然而过多的金属间化合物和复杂相会导致合金性能的恶化。根据研究表明,多主元高熵合金不但不会形成大量的金属间化合物和复杂相,反而以简单固溶体形式组成甚至形成非晶[3,4,5],因此高熵合金呈现出很多传统合金不具备的优良特性,例如高硬度、高加工硬化、抗高温软化、耐腐蚀、耐高温氧化等优异特性,可应用于耐高温材料,化工、舰船耐腐蚀性材料,飞机涡轮叶片、高温炉的耐热材料,具有很大的应用前景[6]。现已有大量文献研究了金属元素在高熵合金中的影响[7],而对非金属元素的影响原因研究较少。在传统合金材料中,添加适当含量小原子半径的C和Si元素可以改变合金的结构和性能,因此本工作制备了AlCoCrNiSix系列高熵合金,研究Si元素对高熵合金的微观组织结构和力学性能的影响,了解Si元素对高熵合金的影响原因,探索非金属元素对该高熵合金结构与性能的影响规律。
1 实验方法
原料采用质量分数大于99.9%的Al,Co,Cr,Ni,Si,制备AlCoCrNiSix(x=0.2,0.5,0.8,1.0)系列高熵合金,按照摩尔比的方式进行配料,其中x表示Si元素的摩尔比。采用WS-4型非自耗真空熔炼炉熔炼合金,熔炼时炉内真空为2.0×10-3MPa,同时通入Ar气保护,坩埚采用水冷铜坩埚,合金熔炼4次,保证各元素混合均匀。用DX-2000型X射线衍射仪对合金的相结构进行分析,靶材选用Cu靶,扫描速率为0.06(°)/s;采用金相砂纸对试样进行研磨、抛光,再用王水浸蚀;采用HITACHS-3400N型扫描电镜、能谱分析仪对合金的微区进行成分分析;对试样进行抛光后,采用MVC-1000A1型显微硬度计测量显微硬度,负荷选用5N,加载时间10s,测量5个点求平均值。
2 实验结果与分析
2.1 X射线衍射分析
图1(a)为AlCoCrNiSix(x=0.2,0.5,0.8,1.0)高熵合金XRD分析结果。可知AlCoCrNiSix高熵合金铸态组织均由简单结构的固溶体相组成,未出现复杂金属间化合物。按照传统的合金理论应生成大量的金属间化合物,由于多主元的因素提高合金系统的混合熵,抑制了金属间化合物的形成,促使合金形成简单结构的固溶体。当x=0.2,0.5时AlCoCrNiSix高熵合金由单一的bcc1体心立方结构组成;当x=0.8,1.0时出现了另一种不同晶格常数的bcc2体心立方结构,此时AlCoCrNiSix高熵合金由bcc1和bcc2两相构成。通过x=0.2时XRD图谱中(110)晶面对应衍射峰的位置,由公式[8]:
(a)2θ=20~90°;(b)2θ=43~46°(a)2θ=20-90°;(b)2θ=43-46°
式中:θ为衍射角度;λ为波长;a为晶格常数;h,k,l为晶面指数。可计算出bcc1的晶格常数a=0.289nm,AlNi相的晶格常数为0.288nm,由于其他原子固溶到其晶体点阵结构中,从而使晶格常数变大。由此可以得知,其主要组成相bcc1是以AlNi相为基的固溶体结构。与此同时对x=1.0时的X射线衍射图谱进行计算,可以得出bcc2的晶格常数a=0.463nm,为CrSi固溶体结构。从而可以得出,随着Si含量的增大,促使高熵合金由单相体心立方结构逐渐转变为两相体心立方结构。
图1(b)为AlCoCrNiSix高熵合金X射线衍射图谱中衍射峰的放大图。当Si含量从x=0.2~1.0不断变化时,衍射峰的强度逐渐减弱,最高峰的位置向右发生偏移。这是由于Si含量的增加,导致Si元素在晶体结构中的固溶程度逐渐增加,加剧了晶格畸变,使得漫反射效应增强,从而降低了衍射峰的强度。而Si元素原子半径较小,与其他元素的置换能力较强,当Si元素不断与晶体结构中其他原子发生置换后,晶格常数不断减小,引起衍射峰的位置发生右移[9]。
2.2 SEM形貌特征及能谱分析
图2为铸态AlCoCrNiSix(x=0.2,0.5,0.8,1.0)高熵合金显微形貌。从图2中合金的组织形态可以发现,当Si含量较低时,组织形态为较发达的树枝晶(见图2(a));当Si含量达到0.5时,由胞状的等轴枝晶组成(见图2(b))。因为在凝固的过程中,Si元素与其他合金元素的溶解度较差,发生凝固时被排斥到界面前的溶液中,随着Si含量的增大,液固前沿溶质浓度增高,熔点降低,过冷度逐渐减小,其晶粒生长速率变慢,使枝晶的生长受阻,从而呈现出各个方向生长比较均匀的等轴枝晶。可以看出Si元素对高熵合金的枝晶长大有一定的阻碍作用,抑制树枝晶的形成,使合金形成胞状的等轴枝晶形态[10]。
(a)x=0.2;(b)x=0.5;(c)x=0.8;(d)x=1.0(a)x=0.2;(b)x=0.5;(c)x=0.8;(d)x=1.0
表1为不同成分AlCoCrNiSix高熵合金不同区域内(如图2所标注的A,B,C所示)的能谱测试结果。从表1可以看出A区中Al含量较B区中偏高,Cr,Si含量较B区中偏低,而Ni含量均与名义成分比较接近。随着Si含量的增加,Cr元素主要在C区中的富集程度较高。这种元素在不同区域的再分配是由于Si-Al,Al-Cr和Si-Cr的混合焓分别为-2,-6,-20kJ/mol[9,11],则Si更倾向于同Cr混合,形成CrSi固溶体。而富Al的A区就贫Si和Cr。结合X射线衍射结果,可以表明A,B区均为以AlNi相为基的固溶体结构,C区为CrSi固溶体。其中A区中AlNi固溶体富Al程度较高,B区中Al含量较低。当Si含量x=0.2,0.5时,合金体由单一的体心立方bcc1结构组成(见图2(a),(b))。当Si含量x=0.8,1.0时,在合金的枝晶间部位析出了bcc2相(见图2(c),(d)),此时合金体由bcc1和bcc2两相组成,与上述X射线衍射结果完全一致。
根据EDS的分析结果和合金的SEM形貌分析,可以得知AlCoCrNiSix高熵合金的凝固过程如下:当合金冷却到液相线时,首先析出bcc1固溶体并以枝晶方式生长;随着温度不断降低,枝晶快速长大,同时Si,Cr元素在液固界面不断聚集,随着凝固的继续进行,枝晶间富集大量的Cr,Si元素,由于Si与Cr的结合能力较强,促使不断从中析出bcc2。随着温度的继续降低,剩余的液相在枝晶间逐渐凝固,直到整个凝固过程的结束[12]。
2.3 不同Si含量对AlCoCrNiSix高熵合金显微硬度的影响
表2为不同Si含量的AlCoCrNiSix高熵合金的显微硬度。从表2可以看出AlCoCrNiSix系高熵合金的硬度值很高,都在HV800以上。Si含量从0.2~1.0变化过程中的硬度值逐渐增大,相应合金的脆性增加,塑性降低。可以看出Si元素的加入对高熵合金硬度的提高具有很大的影响。由于Si元素的添加使AlCoCrNiSix高熵合金形成体心立方结构相,体心立方结构比面心立方结构具有更高的硬度,而且Si在整个体系中引起强烈的晶格畸变,产生固溶强化作用,使得硬度大幅提高[13]。但是当Si含量达到1.0时,枝晶内出现了大量的微裂纹(见图2(d)中D处),从能谱的分析结果可以看出(见表1),枝晶内(见表1A区)的Si含量逐渐升高,可以看出Si元素在枝晶内的固溶程度逐渐增大,而在富Al的AlNi固溶体中由于Si原子半径与Al原子半径相差较大,当Si原子在枝晶内的固溶程度增大时,引起强烈的晶格畸变,达到一定的程度时致使枝晶开裂出现明显的裂纹,引起合金脆性增大,塑性降低。
3 结论
(1)随着Si含量的增加,AlCoCrNiSix系列高熵合金由单一的体心立方bcc1(AlNi)固溶体结构转变为bcc1(AlNi)+bcc2(CrSi)固溶体结构共存,未出现其他相结构。
(2)随Si含量的增加,合金的铸态组织由枝晶形态向胞状的等轴枝晶形态转变;Al,Ni元素主要存在于枝晶内,Si元素则在枝晶间偏析较为严重。
(3)Si的添加对提高合金的硬度具有显著的作用。随Si含量的增大,合金的硬度值逐渐提高,硬度值最高可达到HV991,但使合金的脆性增加,塑性降低。
摘要：通过XRD,SEM,EDS分析和显微硬度测试,系统研究了Si含量对AlCoCrNiSix高熵合金铸态组织的相结构变化、微观组织形貌特征和力学性能。结果表明:随Si含量的增加,合金相结构由单一的bcc1固溶体结构逐步转化为bcc1+bcc2结构共存,其中bcc1为AlNi基的固溶体,bcc2为CrSi固溶体。随Si含量的增加,合金的铸态组织由枝晶形态向胞状形态转变。微观组织中Al,Ni主要存在于枝晶内,Si则偏析于枝晶间。Si具有显著提高合金硬度的作用,硬度最大值达到HV991。
材料结构与性能试题-答案 篇2
1、高分子结构特点：包括近程结构和远程结构。
近程包括原子种类和排列、结构单元链接方式、支化与交联、序列结构和构型。
原子种类和排列：碳链高分子、杂链高分子、元素有机高分子、梯形和双螺旋形高分子、端基。
结构单元链接方式：是指结构单元在高分子链中的联结方式，如头—尾、头—头、尾—尾等。支化与交联：支化破坏了分子的规整性，故结晶度大大降低。交联是指高分子链之间通过支链连接成一个空间三维网状结构。
序列结构：以A、B两种单体单元所构成的共聚物为例，按连接方式可分为：交替共聚物、无规共聚物、嵌段共聚物、接枝共聚物。
构型：指分子中由化学键所固定的原子在空间的几何排列。
远程结构包括高分子链的大小和形态。
高分子链的大小（质量）包括相对分子质量(分子量)和相对分子质量分布(分子量分布)。高分子链的形态(构象)：由于单键内旋转而产生的分子在空间的不同形态。
工程塑料ABS：由丙稀腈，丁二烯和苯乙烯的三元接枝共聚物，因此兼具三种组分的特性：质硬、耐腐蚀、提高制品的拉伸强度和硬度。
SBS嵌段共聚物：由阴离子聚合法制得的苯乙烯与丁二烯的共聚物。聚丁二烯（PB）常温下是橡胶，聚苯乙烯（PS）则是硬性塑料，二者不相容，因此是两相结构。PB相形成连续的橡胶相，PS则形成微区分散于树脂中对PB起交联作用.丁苯橡胶SBR：是由苯乙烯与丁二烯在BPO或氧化还原引发剂作用下，按照自由基聚合机理得到的无规共聚物。
2、答:非晶态聚合物典型的热--机械曲线如下图，存在两个斜率突变区，这两个突变区把热-机械曲线分为三个区域，分别对应于三种不同的力学状态，三种状态的性能与分子运动特征各有不同。
III II 形变I
在区域I，温度低，链段运动被冻结，只有侧基、链节、链长、键角等的局部运动，因此聚合物在外力作用下的形变小，具有胡克弹性行为：形变在瞬间完成，当外力除去后，形变又立即恢复，表现为质硬而脆，这种力学状态与无机玻 温度 璃相似，称为玻璃态。
随着温度的升高，链段运动逐渐“解冻”，形变逐渐增大，当温度升高到某一程度时，链段运动得以充分发展，形变发生突变，进入区域II，这时即使在较小的外力作用下，也能迅速产生很大的形变，并且当外力除去后，形变又可逐渐恢复。这种受力能产生很大的形变，除去外力后能恢复原状的性能称高弹性，相应的力学状态称高弹态。
由玻璃态向高弹态发生突变的区域叫玻璃化转变区，玻璃态开始向高弹态转变的温度称为玻璃化转变温度（glass temperature)，以Tg表示。
当温度升到足够高时，在外力作用下，由于链段运动剧烈，导致整个分子链质量中心发生相对位移，聚合物完全变为粘性流体，其形变不可逆，这种力学状称为粘流态。高弹态开始向粘流态转变的温度称为粘流温度，以Tf表示，其间的形变突变区域称为粘弹态转变区。分子量越大，Tf越高。交联聚合物由于分子链间有化学键连接，不能发生相对位移，不出现粘流态。
因此玻璃态、高弹态和粘流态称为无定形聚合物的力学三态。
3、答：高弹性的特点：
①弹性模量小，比其它固体物质小得多，如：钢：20000MPa(2×10）;（１公斤／m㎡=9.807MPa)，PE: 200MPa 结晶物； PS:2500MPa;橡胶: 0.2-8MPa.②形变量大。可达1000%,一般在500%左右,而普通金属材料的形变量＜1％。③弹性模量随温度上升而增大，温度升高，链段运动加剧，回缩力增大，抵抗变形的能力升高。
④高弹形变有时间依赖性——力学松弛特性，高弹形变时分子运动需要时间 ⑤形变过程有明显的热效应，橡胶：拉伸——放热；回缩——吸热
高弹性的本质：高弹性是由熵变引起的，在外力作用下，橡胶分子链由卷曲状态变为伸展状态，熵减小，当外力移去后，由于热运动，分子链自发地趋向熵增大的状态，分子链由伸展再回复卷曲状态，因而形变可逆。
高弹性的热力学分析： ⑴高弹形变的热力学方程
外力下发生高弹形变，除去外力后又可恢复原状，即形变是可逆的，因此可用热力学第一定律和第二定律进行分析。对轻度交联橡胶在等温（dT=0）下拉伸。物理意义:外力作用在橡胶上使橡胶的内能随伸长变化、使橡胶的熵变随伸长变化。
⑵熵弹性的分析。橡胶拉伸时，内能几乎不变，主要引起熵变，因此称高弹性为熵弹性。热力学分析得到的一条重要的结论：弹性力主要来自熵的贡献，故称橡胶弹性——熵弹性。
⑶交联橡胶的统计理论。橡胶不交联，几乎没有使用价值，因此研究交联橡胶的高弹形变具有重要的实际意义。统计理论讨论的是橡胶弹性问题的核心——形变过程中突出的熵效应，而忽略内能的贡献。
4、答：⑴室温下介电常数氯丁橡胶几乎是聚氯乙烯的3倍，因此室温下氯丁橡胶的介电常数大。⑵这些主链含极性基团或极性基团与主链硬链接的聚合物，当温度提高到玻璃化温度Tg以上时，其介电常数将大幅度地升高，聚氯乙烯的介电常数将从3.5增加到15，因此PVC的介电常数会增大。
5、答：⑴小尺寸效应：随着颗粒尺寸的量变，在一定条件下会引起颗粒性质的质变。由于颗粒尺寸变小所引起的宏观物理性质的变化称为小尺寸效应。当粒子的尺度与光波波长、德波罗意波长及超导态的相干长度或透射深度等物理特性尺寸相当或更小时晶体周期性的边界条件将被破坏，非晶态纳米微粒的颗粒表面层附近原子密度减小，导致声、光、电磁、热力学等均呈现新的尺寸效应。
对超微颗粒而言，尺寸变小，同时其比表面积亦显著增加，从而产生如下一系列新奇的性质。①特殊的光学性质②特殊的热学性质③特殊的磁学性质④特殊的力学性质。
⑵表面效应：球状颗粒的表面积与直径的平方成正比，体积与直径的立方成正比，故其比表面积与直径成反比。对半径为r的球状超微颗粒而言，设原子直径为a，则表面原子所占的百分比例大体上为a／r。对于普通物质，a＜＜r，表面原子所占比例很小，其呈现的性质对整个物质的性质没多大影响。而对于纳米颗粒，不能忽视表面性质。在更一般的情况下，纳米颗粒不可能是理想的球形，表面原子的影响就会更大，这就是人们所称的表面效应。
⑶量子尺寸效应（久保效应）：当粒子的尺寸降到一定值时金属费米能级附近的电子能级由准连续变为分立（离散）能级的现象、纳米半导体微粒存在不连续的最高被占据分子轨道和最低未被占据的分子轨道能级和能隙变宽现象均称为量子尺寸效应。
⑷宏观量子隧道效应：微观粒子具有粒子性又具有波动性，因此具有贯穿势垒的能力，称之为隧道效应。近年来科学家们发现，一些宏观量如微颗粒的磁化强度、量子相干器件中的磁通量以及电荷等也具有隧道效应，它们可以贯穿宏观系统的势垒而产生变化，故称为宏观量子隧道效应。
6、陶瓷材料加工主要分粉体合成、成型和烧结三步。
制备粉体的方法主要有液相法、固相法和气相法三种。液相法的缺点是：存在硬团聚、粒径大小不均匀、纯度低以及性能不稳定。固相法的缺点是：反应只在相界面进行，随后扩散过程困难；难得到纯相体系；反应容器污染容器。
成型方法分干法成型、塑性成型和料浆成型。干法又分为干压和等静压成型。干压的缺点是：各向异性；不适于尺寸大、形状复杂制品的设计；设备、模具费用较高。等静压成型缺点是：工艺效率较低，设备昂贵。先进陶瓷塑性成型方法主要有注射成型和挤出成型两种。注射成型缺点是：生产周期长、金属模具设计困难、费用昂贵等。挤出成型缺点是：物料强度低、容易变形；表面凹坑和起泡；开裂及内部裂纹；模具制造成本高；导致烧结收缩大。料浆成型主要分为注浆成型和流延成型两种。注浆成型缺点是：成型形状粗糙；注浆时间较长，劳动强度大；不易实现自动化；缺陷多，外观尺寸精度低。流延成型缺点是：有机溶剂具有一定的毒性，使生产条件恶化并造成环境污染；生产成本较高。
烧结方法主要有无压烧结、热压烧结、热等静压烧结、微波烧结、SPS和反应烧结。热压烧结缺点是：热压炉非常昂贵，而且难以实现连续化大批量生产。微波烧结的缺点是：设备昂贵，需要专门设计；难于维持某个精确温度；有时会与不希望的杂质反应或与绝热层相污染；微波透明型材料很难被加热，不良热导体内部会形成大的温度梯度导致非均匀加热。SPS和热等静压烧结的缺点都是成本太高。反应烧结的缺点是：工艺过程复杂；成本高；素坯易开裂。
7、答：高分子不是由单一分子量的化合物所组成，即使是一种“纯粹”的高分子，也是由化学组成相同、分子量不等、结构不同的同系聚合物的混合物所组成。这种高分子的分子量不均一(即分子量大小不
一、参差不齐）的特性，就称为分子量的多分散性。
高分子分子量多分散性的表示方法：
①以分子量分布指数表示，即质均分子量与数均分子量的比值，Mw / Mn
Mw / Mn 分子量分布情况 1 均一分布
接近1(1.5-2）分布较窄
组织结构与性能 篇3
【关键词】亚温淬火；普通淬火；强度；硬度；显微组织
45钢是含碳量为0.45%的优质碳素结构钢，大量用于齿轮、连接杆、蜗杆、活塞、曲轴等零件。但45钢淬透性较低，淬火后有开裂的倾向，那么改善45钢的性能就变得非常重要了[1]。本文对45钢进行了不同温度的亚温淬火与普通淬火及回火处理，经过试验得到45钢的力学性能数据，找出数据间的规律，再经过金相组织观察分析，进而研究亚温淬火和普通淬火对其组织性能是如何影响的，最后找到在实际生产中的最佳热处理工艺。
1. 试验材料及方法
1.1 试验材料
本试验所选用的45钢原始状态为热轧态，直径为12 mm 的棒料，试验所用45钢的化学成分为C：0.45、Si：0.25、Mn：0.67、P：0.03、S：0.03、Ni：0.22、Cu：0.23。
1.2 试验用试样的制备
试验所用试样分别为金相试样、硬度试样、拉伸试样三种。其中金向试样是直径10mm、高度为15mm的圆柱试样，硬度试样是直径10mm、高度为20mm的圆柱试样，拉伸试样是直径为10 mm 的标准拉伸试样。
1.3 试验检测设备
硬度性能检测设备：洛氏硬度计；材料强度性能检测设备：WDW-100万能试验机；金相组织观察设备：金相预磨机、抛光机、MR-5000金相显微镜。
1.4 试验方法
首先把45钢加工成金相试样、硬度试样、拉伸试样，在770 ℃～840 ℃之间，选取770 ℃、790 ℃、810 ℃、840 ℃四组温度分别进行亚温淬火与普通淬火处理。对试验得到的24个试样进行力学性能试验，试验结果取每组温度下三个测量值的平均值。同时得到的五组温度下的4个金相试样，进行金相显微组织观察。
2 .试验结果及分析
2.1 力学性能分析
从表1中我们能够看到，随着淬火温度的升高，45钢的强度、硬度都增加，因为铁素体转逐渐变为了奥氏体，铁素体的含量逐渐变少。在810℃左右淬火时，钢的强度硬度最高，因为显微组织中含少量未溶的铁素体，呈弥散微小颗粒状分布，阻碍了奥氏体晶粒的长大，而由奥氏体转变而来的马氏体就变得比较细小，这样可以弥补因引入铁素体对强度的不利影响[2-3]。当达到840℃的时，强度、硬度又稍微降低了。
2.2 亚温淬火与普通淬火后45钢显微组织及分析
由（a）～（d）中可以看出，在770℃、790℃、810℃、840℃四个温度中，随着淬火温度的升高，45钢组织中铁素体含量逐渐减少，马氏体含量逐渐增多。当淬火温度为790℃时，铁素体在组织中的含量已经很少，仅剩4%左右，剩下的都是马氏体，见图（b）。在810℃时，仅有少量铁素体存于马氏体的组织中，见图（c）。当淬火温度是840℃时，铁素体几乎全部消失，组织中几乎都是马氏体，见图（d）。由图（a）～（d）中可以看出，随着淬火温度的提高，少量弥散分布的铁素体阻碍了奥氏体晶粒的长大，得到了较为细小的板条状马氏体。而晶粒的细化所提高的强度恰巧可以弥补因含有铁素体而导致强度降低，晶粒细小化也会提高45钢的塑、韧性[4-5]。
3 .结论
（1）.在770 ℃、790 ℃、810 ℃、840 ℃五个温度中，随淬火温度的升高，45钢的强度、硬度先增大后减小，在温度为810℃时力学性能为最佳。
（2）.随着淬火温度逐渐的变大，铁素体的形态也发生了变化，大小逐渐变小。未溶的残余铁素体使奥氏体晶粒长大受阻，导致基体组织为细小马氏体组织，提高了45钢的综合力学性能。
参考文献：
[1]李安铭，王向杰，黄丽娟.45钢亚温淬火工艺的研究[J].金属热处 理，2007，32（10）：56-58.
[2]贺睿，李雷，郭世敬等.亚温淬火温度对45钢组织性能的影响[J].材料热处理技术，2010（1）：142-146.
[3]王传雅.钢的亚温淬火[J].金属热处理，1980（2）：1-15.
[4]侯东芳，魏晓红，杜兴锐.45钢亚温淬火组织及性能研究[J].三峡大学学报，2009，31（6）：61-64.
常用IUD的种类、结构与性能 篇4
1 根据材料分类
可分为惰性IUD和活性IUD两大类。惰性IUD指用惰性材料制成的IUD, 如不锈钢、金、银、塑料、尼龙、橡胶、硅橡胶等材料, 其物理化学性能稳定, 不释放活性物质, 与人体组织相容性较好, 可长期置留体内。目前认为, 惰性IUD的避孕机制主要是作用于局部子宫内膜, 机械性的压迫引起异物反应和无菌性炎症, 内膜中中性白细胞浸润及生化改变而达到避孕作用。但由于惰性IUD避孕失败率较活性IUD高, 我国于1993年已停止生产惰性IUD。目前仍有些妇女体内保留着惰性IUD, 如金属环、惰性宫形IUD等, 到时仍需取出。惰性IUD现都作为载体, 加入活性物质成为活性IUD供临床应用。活性IUD是在惰性节育器上带有活性物质, 如金属 (铜、锌) 、药物 (吲哚美辛) 或甾体激素 (孕激素) 。通过释放这些活性物质, 以提高避孕效果, 或减少出血等副反应。目前, 使用的活性IUD主要为含铜、含铜和药、含甾体激素3大类。以含铜的IUD最多见。
1.1 含铜IUD
以惰性IUD为载体 (支架) , 加铜丝或铜套, 置入宫腔后, 能释放铜离子, 通过加重子宫内膜的炎症反应, 干扰子宫内膜的酶系统, 增加子宫肌的收缩, 改变宫颈粘液的生化组成等途径, 提高避孕效果。但带铜IUD放置后常有月经量增加、不规则出血的副反应。含铜IUD是活性IUD中最常用的一类, 具有不同铜表面积、不同形态和材料。
1.2 含铜和药IUD
目前这类IUD中所含的药物为吲哚美辛, 吲哚美辛为前列腺素合成酶抑制剂。研究发现吲哚美辛-IUD引起的动物子宫内膜病变较Cu-IUD引起的子宫内膜病变为轻;子宫局部前列腺素量发生变化。因此, 可以改善放置IUD后所致月经量增加的副反应。放置含吲哚美辛IUD 1年内, 可使经血量减少20%左右, 减少经期延长和不规则出血的发生率。
1.3 含甾体激素IUD
目前含甾体激素IUD以含孕激素为主, 如孕酮和左炔诺孕酮。含孕激素IUD使子宫内膜局部改变, 能明显抑制子宫内膜的生长, 使宫颈粘液变稠不利于精子穿透, 阻止精子在宫腔和输卵管内的活动, 少数抑制排卵等综合环节而达到避孕。我国推广的主要是左炔诺孕酮IUD, 简称为LNG-IUD。
2 根据构型分类
可分为封闭式和开放式两类。封闭式主要有环形、宫形、圆宫形、V形等, 四周封闭而中间留有空隙。开放式有T形、γ形、伞状、花状、条串状等。
3 各种IUD的结构和性能
就各种IUD形状分类进行简述。
3.1 环形IUD
3.1.1 金属单环
1960年起全国推广至1993年间, 是我国使用最多的一种IUD。由不锈钢丝绕成螺旋簧, 二端相接呈环形, 环丝直径为0.30 mm, 分为24 mm、23 mm、22 mm、21 mm、20 mm、18 mm 6种大小, 无尾丝。放取方便, 可长期放置。因带器妊娠率、脱落率较高, 1993年起已停产不再应用。
3.1.2 高支撑力金属IUD
由不锈钢丝制成, 外形和金属单环相似, 但环丝直径为0.36 mm, 分为22 mm、21 mm、20 mm 3种大小。带器妊娠率、脱落率较金属单环为低。属于惰性节育器, 现已停止应用。
3.1.3 药铜环165 (或活性环165)
由不锈钢丝绕成, 外形和金属单环相似, 但环丝直径为0.35 mm, 螺旋腔内交替置入铜丝簧 (直径0 .2 mm) 和吲哚美辛硅橡胶条各2根, 每只含铜表面积200 mm2、吲哚美辛10 mg, 无尾丝。放取方便, 可长期放置, 带器妊娠率低, 但近期脱落率较TCu、γ-IUD高, 远期脱落率相似。
3.2 T形IUD
聚乙烯含钡T型支架, 加铜套或铜丝;T型支架适合宫腔收缩时形态, 横臂两端可埋入内膜起到固定作用, 不易脱落。根据其所含铜的表面积不同, 可分为以下数种。
3.2.1 TCu220C 左右横臂上各有一固定的铜套, 纵臂上固定有5个铜套, 铜表面积220 mm2。国内现有大号、小号两种, 横径×纵径分别为32mm×36 mm和28mm×32 mm, 蓝色双股尾丝, 临床效果好, 但出血和疼痛副反应较多。放置1年的带器妊娠率0.9/100妇女, 脱落率1.1/100妇女和因症取出率1.9/100妇女。可存放10年以上。
3.2.2 TCu380A 聚乙烯支架与TCu220C相同, 但纵臂末端呈小球形, 横臂上2个铜套, 纵臂上绕有铜丝, 铜表面积380 mm2。国内现有大号、中号、小号3种, 横×纵径分别为32 mm×36 mm、30 mm×34 mm、28 mm×32 mm, 浅蓝色双尾丝。1984年通过了美国FDA的批准, 在国外迅速替代惰性的 Lippes Loop IUD成为IUD的标准。TCu380A年妊娠率 <1/100妇女, 带器异位妊娠发生率低。TCu380A与TCu220C比较, 1年妊娠率以TCu380A为低 (0.3/100妇女, 0.8/100妇女) , 8、l0年累积妊娠率持续较 TCu220C 低, 脱落率和因症取出率无统计学差异。可存放10年以上。
3.2.3 上海TCu200 上世纪70年代由上海生产, 聚乙烯带钡支架, 二横臂末端呈圆珠状, 纵臂上绕有铜丝, 铜表面积200 mm2;临床效果优于金属单环。但有效期仅5年, 国内少用。
3.3 γ型IUD
包括活性γ-IUD 和活性γ-IUD记忆合金型。
3.3.1 活性γ型IUD
结构分3层, 内层为不锈钢丝呈γ形支架, 直径0.3 mm, 支架上绕有铜丝, 表面积为380 mm2 (直径0.20 mm) ;外套有不锈钢丝螺旋簧 (直径0.20 mm) , 二横臂顶端及纵横交界处均咬合有硅橡胶珠, 每只含吲哚美辛25 mg, 无尾丝。有大号、中号、小号3种规格, 长宽相同, 分别为28 mm、26 mm和24 mm。γ形支架适合宫腔, 故脱落率低, 避孕效果好, 放置后月经量少, 但是放置时需扩宫口。已观察到放置8年以上。活性γ型IUD与TCu220C比较, 8年妊娠率、脱落率相似, 因症取出率明显降低 (6.7/100妇女, 9.3/100妇女) , 继续存放率高 (79.5/100妇女, 76.3/100妇女) 。曾试用活性γ-380IUD与TCu38OA 比较, 1年的因症取出率各为1.0/100妇女和2.6/100妇女, 2年时各为1.66/100妇女和5.50/100妇女。
3.3.2 活性γ-IUD记忆合金型
为改进活性γ型IUD放置时需扩宫口而设计。内层不锈钢丝γ形支架改为记忆合金材料, 中层铜丝表面积300 mm2, 外套有不锈钢丝螺旋簧, 横臂两端仍包有含吲哚美辛的硅橡胶珠, 取消中间的吲哚美辛硅橡胶, 改包在二侧臂上, 吲哚美辛总量仍为25 mg。由于记忆合金支架受冷时变柔软, 可随意拉成直条, 便于放置, 置入宫腔后, 宫腔体温使IUD恢复到原有γ形;又因没有中间的硅橡胶, 因此放置时不需扩宫口。经1000例临床1年观察, 效果较好, 但是研究时间短, 有待进一步观察。
3.4 宫腔形IUD
由于早期使用的不锈钢金属单环脱落率较高, 1979年重庆学者将金属单环经热处理成子宫形态 (简称宫形器) , 其等腰三角形近似宫腔形态, 明显降低脱落率。分大号、中号、小号3种, 横径×纵径分别为28 mm×30 mm、26 mm×28 mm、24 mm×26 mm, 无尾丝。出血副反应较多。
3.4.1 宫铜IUD
包括宫铜200和宫铜300, 外形与宫腔形IUD相似。在不锈钢丝螺旋腔内平均置入铜丝簧管4、6段, 表面积200 mm2、300 mm2。有大号、中号、小号3种, 横径×纵径分别为28 mm×30 mm、26 mm×28 mm、24 mm×26 mm, 无尾丝, 放置拉直时需平置, 以免铜丝段移位。出血副反应较多。预期可长期放置。
3.4.2 宫药铜IUD
包括宫药铜200与宫药铜300。外形与宫铜IUD 相同, 在螺旋腔内除有铜丝段外尚有吲哚美辛硅橡胶条。每只IUD 含吲哚美辛20 mg。特点可减少出血副反应, 宫药铜200和宫铜200 IUD比较, 前者3个月的点滴出血发生率显著低于后者。宫 (药) 铜200 IUD与TCu220C IUD比较有效性以及1年、2年累积续用率相似;宫铜300 IUD有效性与TCu220C IUD相似;宫 (药) 铜300 IUD与TCu380A IUD 1年、3年、5年累积续用率相似。1年内宫药铜IUD出血副反应较不含药者低。
3.4.3 元宫形IUD
此类IUD以0.3 mm 直径不锈钢丝簧的金属单环为材料, 经热处理, 形成上缘为反弧线形, 下缘为半圆形的IUD。元宫形IUD为宫型IUD 的改良产品, 将传统宫型IUD 的下部夹角改为圆弧形, 以降低脱落率。包括元宫铜300 和元宫药铜220。放置年限8年。① 元宫铜300:含铜面积为300 mm2, 有大号、中号、小号3种规格, 横臂宽度分别为26 mm、24 mm和22 mm。元宫铜300 配有专用的一次性叉式放置器, 操作简便、可靠。② 元宫药铜220:铜表面积220 mm2, 有大号、中号、小号3种规格, 含吲哚美辛30mg, 能减少放置后近期的子宫出血副反应。
3.5 NovaT型
聚乙烯含钡支架, 近似T型, 但二横臂截面呈半月形, 上平下圆, 上缘中间呈V字形下陷, 外侧末端略下弯、圆纯, 二横臂上举合拢时成圆棒形, 顶端呈圆珠状, 便于放置。
3.5.1 新体TM380 (NovaTM380)
为德国产品, 形态为NovaT, 纵臂绕有含银心的铜丝。因银的化学特性比较稳定, 可避免铜丝溶蚀后的断裂, 铜表面积380 mm2, 有双股尾丝。该种IUD避孕效果好, 国外报道妊娠率为0.5/100妇女。易于放置。但不规则阴道流血较多, 价格较高。批准可存放5年。
3.5.2 LNG-IUD 为德国产品, 商品名为曼月乐。
呈Nova T形, 纵臂上包有硅橡胶囊, 其中含左炔诺孕酮 (LNG 52mg) , 置入宫腔后每日恒释20 μg。有浅蓝色尾丝。 LNG-IUD避孕效果好。放置1、5年妊娠率低 (0.2/100妇女, 1.1/100妇女) 。明显减少月经量, 可治疗月经过多、痛经等妇科疾病, 但早期常导致不规则点滴出血和后期的闭经 (但对健康无明显影响) , 因症取出率高, 1年、5年分别为10.9/100妇女、35.1/100妇女。术前做好咨询指导, 能减少取出。价格昂贵, 有效期已观察到8年。
3.6 无支架IUD
即固定式铜套串 (Gyne Fix Cu IUD) , 比利时研制, 已引入我国生产。包括吉妮 (吉妮柔适) IUD与吉妮致美IUD。
3.6.1 吉妮柔适IUD IUD无支架, 为6只铜套穿在一根尼龙线上, 上下2个固定在线上, 中间4个可活动, 铜套内外表面积330 mm2, 尼龙线顶端距第一铜套上缘1cm处有一带扣线结, 下端即形成尾丝, 用一特制带叉式的放置针将线结刺入并留置于宫底肌层内, 手术者须经特殊培训。由于无支架, 形态可塑, 可适应各种形态的宫腔, 因此对子宫内膜的压迫损伤少, 出血和疼痛的副反应较 TCu-IUD 减少。可存放5~8年。
3.6.2 吉妮致美IUD 外形与吉妮柔适IUD 相同, 但在串连在一起的6个铜管中的4个铜管内, 各放有 1根长为22 mm、 直径为 1.2 mm的含有20 mg吲哚美辛的硅橡胶棒, 硅橡胶棒性质柔软, 可随铜管自由弯曲。吉妮致美IUD 能够改善放置吉妮IUD导致的早期月经量增多症状。放置该种IUD后, 月经量没有明显增加。尚待更长时间观察。
3.7 母体乐铜250及375 (MLCu250、MLCu375)
荷兰研制, 1985年曾试用MLCu250, 因带器妊娠率较高, 未推广。1995年我国引入MLCu375, 聚乙烯支架呈伞状, 二弧形臂外侧各有5个小齿, 具可塑性。纵臂上绕有铜丝, 表面积375 mm2, 引入我国的为一种短臂型, 蓝色双股尾丝。由于支架两臂柔软往下垂, 对宫腔的支撑力较小, 疼痛副反应比T形环少, 脱落率略高。可放置5~8年。
3.8 V形IUD
包括VCu200和吲哚美辛-VCu200。
3.8.1 VCu200-IUD 以不锈钢丝 (丝直径0 .3 mm) 做成V型支架, 二横臂于中间相套为中心扣, 外套硅橡胶管, 中间具有可塑性, 能适应子宫收缩。于两横臂及斜边上各绕有铜丝 (直径0 .35 mm) 一段, 表面积200 mm2。黑色双股尾线, 1995年前的产品, 尾线系在中心扣处;1995年后尾丝系在下端。有大号、中号、小号3种, 横径×纵径分别为28 mm×30 mm、26 mm×28 mm、24 mm×26 mm, 脱落率低, 点滴或不规则阴道流血较多。可放置5~8年。
3.8.2 吲哚美辛-VCu200 外形和结构与VCu200相似, 但硅橡胶外套管混有25%吲哚美辛, 每只总量25 mg。与VCu200比较月经量过多发生率较低, 脱落率及因症取出率较低。可存放5~8年。
3.9 爱母功能型IUD (MCu IUD)
以镍钛记忆合金为支架的IUD , 呈V 形, 两臂末端压有铜粒, 铜表面积110 mm2 , 分大号、中号、小号3种, 臂端间距的范围为33~39 mm, 无尾丝。记忆合金的特性是在人体温度下不变形, 有助于IUD 在宫腔内保持相对稳定的位置和形状, 降低脱落率。此种IUD 的铜表面积虽低于标准, 但由于铜粒处于输卵管口, 理论上通过铜在局部形成的高浓度区, 达到有效的抗生育作用。MCu 功能性IUD 与TCu380A 比较1年妊娠率、因症取出率无显著性差异, 但脱落率低于TCu380A。预期可长期放置。
3.10 金塑铜环
北京制造, 环形塑料支架, 中间有一立柱。环上绕有不锈钢丝, 立柱上绕有铜丝, 铜表面积250 mm2, 临床效果较好, 出血反应偏高。
3.11 花式IUD (HCu280)
花式铜2802IUD (HCu 2802IUD) 呈V 形, 以不锈钢丝为支架, 外套以硅胶管, 分为臂、颈、尾三部分, 臂末端为小环状, 臂间距32 mm, 臂纵长加尾、颈亦为32 mm。铜丝缠绕于IUD 的尾和臂部, 铜表面积280 mm2 。花式铜280IUD 以专用放置器采用撤出法放置。对HCu280 和TCu220C 的多中心随机比较性观察, 两种IUD 各1040 例, 使用1 年的妊娠率、脱落率和因症取出率分别为0.95/100妇女和1.41/100妇女, 1.45/100妇女和2.17/100妇女以及1.73/100妇女和2.49/100妇女, 脱落率和因症取出率HCu280 显著低于TCu220C (P<0.05) 。
3.12 其他IUD
如芙蓉-IUD、改良的固定式铜串节育器, 国产左炔诺孕酮节育器、惰性麻花环、广东塑料花、钢塑混合环等等。
组织结构与性能 篇5
课程代码：
070417
课程性质：专业任选总学时：
学时
总学分：
开课学期：
适用专业：化工 先修课程：有机化学、物理化学后续课程：毕业论文
大纲执笔人：HJH
参加人： HGJGHJH
审核人：
JHHJH
修订时间：2012年8月
编写依据：
09化学工程与工艺专业人才培养方案（2009）年版
一、课程介绍
高分子材料结构与性能课程是以高分子结构-性能-应用为主线，联系其他材料科学，阐述了高分子材料的合成方法、结构性能和主要应用领域，并简要介绍了各类高分子材料的基础知识和有关的加工成型方法。通过本课程的学习，使学生能够了解高分子材料的基础知识，拓宽知识面，使学生进一步了解本专业。它是学生学习《材料物理》、《材料物理实验》、《树脂基复合材料》《复合材料科学与工程实验》、《高分子材料成型加工》、《高分子材料工程实验》等其它专业基础课的先修课程和基础，同时也是不同专业十几门选修课的先修课程，在专业培养中处于重要地位。同时，该课程也可作为化学化工类非高分子专业的本专科生，为拓宽知识面，认识基础高分子科学相关的选修课，有望发展成化学化工类大学生专业基础课程，为将来从事材料领域的研究和开发工作打好基础。
二、本课程教学在专业人才培养中的地位和作用 材料在生产与生活中占有非常重要的地位，并与人们生活紧密相联。而作为材料学中的一大类别——高分子材料正发挥着越来越重要的作用。本门课程作为应用化学以及化学工程与工艺专业本科生的一门专业选修课，目的在于让学生了解高分子材料学的基础知识，扩大知识面，培养学生掌握高分子材料基本知识与概念，并能初步分析和解决材料研究中的实际问题。高分子材料结构与性能是以高分子材料为基本研究对象的一门课程，是高分子科学的基础课程。与化学的其它二级学科相比，它与现代物理学有着更加深刻的亲缘关系，其发展更加依赖于化学与物理学的进步，同时也对这两大轴心科学的进步产生深刻的影响。由于近年高分子科学对各个工业部门和科技领域的渗透作用显著，所以在化学本科等非高分子专业作为选修课教学具有重要的意义。
三、本课程教学所要达到的基本目标
高分子材料结构与性能课程的内容主要包括高分子材料的结构-性能-应用的内在联系和塑料、橡胶、纤维、涂料、黏合剂与功能高分子等主要高分子材料品种的介绍，要求学生在掌握高分子材料的结构-性能-应用的内在联系的基础上，熟悉塑料、橡胶、纤维、涂料、黏合剂的一些主要品种，并能对一些材料性能及相关影响因素做出简单解释。通过教学提高学生运用高分子化学与物理的知识分析问题、解决问题的能力。
本课程的基本要求如下：
1、掌握高分子的基本知识、基本概念；
2、了解高分子各类材料的特点；
3、了解和掌握高分子材料的各种合成方法；
4、了解和掌握高分子材料的结构与性能的关系。
四、学生学习本课程应掌握的方法与技能
本课程较系统地阐述了高分子材料的合成方法，并以高分子结构-性能-应用为主线，介绍了各类高分子材料的基础知识，是关于高分子材料基础应用的实用课程，它的任务是使学生较熟练地掌握各类高分子材料的基本概念、制备及其应用，并能运用结构-性能-应用的内在联系，初步分析和解决材料研究中的实际问题。
五、本课程与其他课程的联系与分工 《高分子材料结构与性能》课程是材料化学、高分子材料与工程及其相近专业的一门重要课程，是在学生具备了必要的有机化学、物理化学等基础知识之后，在学习了高分子化学与物理基础上选修的专业基础课程，并为功能高分子材料化学，高聚物合成工艺学等后续专业课程的学习奠定坚实的基础。
六、本课程的教学内容与目的要求 【第一章】材料科学概述（共2学时）
1、教学目的和要求：
（1）熟悉材料的分类；了解材料的多层次结构。
（2）掌握复合材料及复合效应以及材料工艺及其与结构和性能的关系。
2、教学内容：
（1）第一节材料与材料科学（2）第二节材料结构简述（3）第三节材料的性能
（4）第四节材料工艺及其与结构和性能的关系（5）第五节材料的强化机制
3、教学重点和难点：
（1）重点：材料及材料化过程，复合材料，功能物性，材料结构及性能关系（2）难点：几个重要概念，复合材料，材料化过程
4、本章思考题： P289思考题与习题
【第二章】高分子材料的制备反应（共4学时）
1、教学目的和要求：
（1）熟悉连锁聚合反应与逐步聚合反应的基本反应类型。（2）了解高分子材料制备反应的新进展；掌握自由基聚合反应与自由基共聚合反应的概念、机理及应用以及聚合实施方法。
2、教学内容：
（1）第一节高分子与高分子材料（2）第二节连锁聚合反应（3）第三节逐步聚合反应
（4）第四节高分子材料制备反应新进展
3、教学重点和难点：
（1）重点：自由基聚合，乳液聚合，逐步加聚反应
（2）难点：连锁聚合反应与逐步聚合反应机理、反应条件
4、本章思考题：
P289-291思考题与习题
【第三章】高分子材料的结构与性能（共8学时）
1、教学目的和要求：（1）熟悉聚合物大分子联的组成和构造，聚合物凝聚态结构；了解高分子材料的力学性能、物理性能以及化学性能。（2）掌握聚合物分子运动的特点、聚合物的物理状态、玻璃化转变以及聚合物熔体的流动。
2、教学内容：
（1）第一节聚合物的结构
（2）第二节高聚物的分子运动及物理状态（3）第三节高分子材料的力学性能（4）第四节高分子材料的物理性能（5）第五节高分子材料的化学性能
3、教学重点和难点：
（1）重点：聚合物的柔顺性与构象的关系，聚合物分子运动的特点，聚合物的松弛现象，聚合物的力学三态，聚合物熔体特性，聚合物的力学屈服以及聚合物的力化学过程。（2）难点：聚合物的松弛特性，力学屈服现象
4、本章思考题：
P291-293思考题与习题
【第四章】通用高分子材料（共8学时）
1、教学目的和要求：
（1）熟悉几大类通用高分子材料的基本概念、分类；掌握通用高分子材料的结构、性能及应用。
（2）了解塑料、橡胶、纤维、黏合剂及涂料的制备工艺。
2、教学内容：（1）第一节塑料（2）第二节橡胶（3）第三节纤维
（4）第四节胶黏剂及涂料
3、教学重点和难点：
（1）重点：塑料的组成、作用及成型加工方法，热塑性塑料，工程塑料，热固性塑料，合成橡胶
（2）难点：几个重要概念，通用高分子材料的结构、性能及应用之间的内在联系
4、本章思考题：
P293-294思考题与习题
【第五章】功能高分子材料（共4学时）
1、教学目的和要求：
（1）以专题讲座的方式引入功能高分子的基本概念，分类及应用。（2）重点结合自己的科研成果，简单介绍几类功能高分子。
2、教学内容：
（1）第一节医用高分子及高吸水性树脂
（2）第二节智能高分子及功能高分子最新进展
3、教学重点和难点：
（1）重点：医用高分子及高吸水性树脂，智能高分子及功能高分子最新进展（2）难点：几个重要概念，刺激响应性，功能高分子的作用机理
4、本章思考题： P294思考题与习题
【第六章】聚合物共混物（共2学时）
1、教学目的和要求：
了解聚合物共混物的基本概念、制备方法及主要品种。
2、教学内容：
（1）第一节聚合物共混物及其制备方法（2）第二节主要品种
3、教学重点和难点：
（1）重点：几个重要概念，聚合物共混物的制备方法（2）难点：聚合物共混物，互穿网络聚合物，混炼挤出设备
4、本章思考题：
P294-295思考题与习题
【第七章】聚合物基复合材料（共4学时）
1、教学目的和要求：
了解聚合物基复合材料物的基本概念、制备方法及主要品种。
2、教学内容：
（1）第一节聚合物基宏观复合材料（2）第二节聚合物基纳米复合材料
3、教学重点和难点：
（1）重点：宏观聚合物基复合材料的基本类型及增强剂的类型，聚合物基纳米复合材料的类型
（2）难点：偶联剂在复合材料制备中的作用及作用机理
4、本章思考题： P295思考题与习题
七、本课程教学时数分配表 章节
标题
学时分配
讲授
实践
一
第一章材料科学概述
二
第二章高分子材料的制备反应
三
第三章高分子材料的结构与性能
四
第四章通用高分子材料
五
第五章功能高分子材料
六
第六章聚合物共混物
七
第七章聚合物基复合材料
合计 32
八、教材和主要参考资料
1、指定教材：
《高分子材料基础》张留成，翟雄伟，丁会利。化学工业出版社，2007年
2、主要参考资料：
《高分子材料》黄丽主编。化学工业出版社，2009年
《高分子材料科学导论》张德庆，张东兴，刘立柱编著，1999年
九、课程考核与成绩评定方法
1、命题要求
（1）命题内容要求
命题要着眼于所学课程的基础知识和基本技能的考核，要突出重点，注意覆盖面，要符合学生学习和生活的实际，贴近社会实际，要重视对学生在具体情景中综合运用所学知识分析和解决问题的能力的考查，要有助于培养学生创新精神和实践能力。试卷结构应简洁、合理，题量要适度。要根据课程特点处理好客观题与主观题的比例。能力层次分值分配为：了解占50%，理解占30%，综合应用占20%。
（2）命题的覆盖面、难易度、题型结构等要求
命题覆盖面涉及教学大纲规定教学内容的相关章节，考虑到本课程为专业选修课，难易应适中或偏易，题型主要有填空题、选择题（单选）、判断题、简答题和计算题。
2、考核方法及用时
本课程考核按考查课程的要求进行，考核采取课堂测验方式，完成时间为110分钟，成绩采用百分制。
3、课程考核成绩构成
组织结构与性能 篇6
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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宽体车车架结构分析与整车性能验证 篇7
本文首先提出理论依据,对宽体矿用车架开发过程中的强度进行计算,讨论车架有限元网格划分方法的边界条件确定方法,并对典型工况下的车架进行应力分析;其次进行性能试验,根据试验结果,结合理论依据对其进行改进设计。
1 车架有限元模型建立
1.1 几何模型的建立与简化
在三维建模软件中建立车架的几何实体模型。模型要能反映危险部位对车架应力的影响,因此有限元模型要尽量保留原实体结构的细节,但为减少有限元模型节点数量,避免不必要的浪费,需要对非危险部位的细节进行结构简化。
简化方法:略去不必要的圆角;以倒斜角取代倒圆;略去工艺结构;略去不重要区域的小孔及小尺寸细节结构;简化非危险区的小尺寸细节结构。
简化后的车架几何模型如图1所示。
注:1.驾驶楼悬置系统;2.发动机悬置;3.车架内梁;4.中间加强梁;5.板簧支座;6.前板簧;7.车架中横梁;8.车架内梁;9.平衡悬架;10.后板簧。
1.2 有限元模型建立
为准确分析车架的载荷,模型中加入车厢和物料。
(1)定义材料的属性:车架的内外梁采用的是W510L的材料,根据车厢容量及载重计算出其密度,其弹性模量及泊松比使用石膏的弹性模量及泊松比,其余使用的是Q345 (16 Mn)材料,各种材料的密度、泊松比、弹性模量及屈服强度见表1。
模型选用了4种单元:①壳单元Shell63;②实体单元solid45;③弹性单元combin14;④梁单元Beam4。
(2)模型采用自由网格的划分方法,该模型具有约10万节点,30万单元。
2 边界条件的处理
由于矿用自卸车整车结构复杂,车架的边界条件很难简化为简单的约束,因此,应建立与车架相连并对车架约束起主要作用的部件的有限元模型。这些部件包括对车架受力起主要作用的前后板簧、板簧支座、后倾翻支座、举升油缸,以及发动机、驾驶楼与变速器、车架之间的连接件等。
(1)前后板簧。用弹性单元combin 14来模拟,将前后板簧简化为2组竖直弹簧的组合。前后桥板簧局部简化图如图2所示,其中L1为车轮中心到前吊耳的距离,L2为车轮中心到后吊耳的距离,K1为前侧竖直弹簧组的弹性系数与前侧轮胎的弹性系统之和,K2为后侧竖直弹簧组的弹性系数与后侧轮胎的弹性系数之和,K为板簧总的弹性系数。根据L1、L2及K计算出K1及K2,结果如下。
(2)板簧支座、后倾翻支座用solid 45单元划分网格。
(3)油缸及发动机、驾驶楼与变速器、车架之间的连接件,用梁单元Beam 4模拟。
(4)边界约束条件:分为X、Y、Z 3个方向的约束。
(5)车架载荷施加。车架除了自身重量外,其上主要质量有空滤器、中冷器、散热器、发动机、驾驶室、平台踏板、变速箱、燃油箱、液压油箱、车厢及满载的矿石。针对这些质量对车架的作用,通过如下方式将其施加在车架上:①自身重力以加密度和重力加速度的方式施加;②计算空滤器、中冷器、散热器、发动机、驾驶室、平台踏板、变速箱、燃油箱、液压油箱、车厢、满载物料等质量所受重力及启动、制动、转弯时的惯性力,针对不同的工况将这些力以分布载荷的方式施加于车架之上的相应位置。
3 各工况的有限元分析
当车轮发生沉陷(一轮或者两轮离开地面时),车架内部会产生较大内力;车辆颠簸过程中,车架所承受的是动载荷,会大于货厢与货物的重量,满载货厢开始举升时,货厢前端与车架是钢碰钢形式,举升缸将较大的力传递到车架上。按照矿用自卸车在实际工作中的工作路线,选取几个典型危险工况进行有限元静力学分析。所选工况有满载静止、弯扭组合(转弯、刹车、颠簸)、举升工况等。
3.1 工况一:矿山车满载静止或平稳行驶
矿车在满载静止或匀速行驶在水平路面时,车架要承受一定的静压力,这个静压力将对车架产生很大弯曲作用,分析此工况下车架的应力分布对控制车架满载静止时的安全系数十分重要。
矿车在满载静止时车架上的等效应力分布如图3所示。
车架的最大应力值为135 MPa,发生在车架与油缸相交处的外梁下端位置。车架的大部分结构应力都在100 MPa以下,应力呈现对称分布,此时车架安全系数为2.42。
3.2 工况二:弯扭组合(转弯、刹车、颠簸行驶)
矿山的作业环境十分恶劣,路面情况差,矿车在满载行驶时车架会发生扭转变形,这种扭转变形极易引起车架破坏,所以车架分析中必须包括车架扭转组合工况,即转弯、刹车、颠簸等组合行驶。
矿车在组合工况时的等效应力分布如图4所示。
从图4中可以看出在车架内外梁的前端、车架与平衡悬架相交处都有较大的应力分布,最大应力为223 MPa,发生在车架与平衡悬架相交的外梁下端位置,此时车架的安全系数为5.66。
3.3 工况三:矿车侧斜时举升卸料
在该工况下,全约束4个车轮,前部的发动机、驾驶室及平台踏板、变速箱、左右油箱质量载荷以分布力的形式施加于各连接位置。后部的车厢及矿石的质量载荷也以分布力的形式施加于车架上,施加点在举升液压缸的支架处和车厢与车架的铰接处。举升角度为0°时车架的受力状态最大,因此,以此状态计算举升工况。
矿车在举升工况时的等效应力分布如图5所示。
从图5可以看出,车架结构的最大复合应力为348 MPa,发生在车架与油缸相交处,此时的安全系数为3.52。
经过有限元分析得出了3种最危险工况下各部件的应力分布云图,从而找到了每个部件在每一种工况下的最危险点,在表2中,给出每种工况下的最大应力数值、部位和安全系数。
4 性能试验条件
广西矿区主要以石灰石、锰矿、铝矿等矿产为主,代表矿区有“平果铝”“德保铝”“靖西铝”“中信大新锰”“海螺水泥”“华润水泥”等。华润水泥南宁公司矿山分厂的采石场,具有广西区域石灰石、锰矿、铝矿、铜矿等有色金属矿的典型特征。
试验场地:华润水泥南宁公司矿山分厂的采石场
试验样车:40t级宽体自卸矿车,主要性能参数见表3。
试验工况:路面宽度为21 m,全程为连续重载下坡,坡度<20°,路面为松散碎石。该矿山开挖方式是从矿山顶部开始开挖,以重载下坡、空载上坡为主,试验期间坡长为5～6 km的连续、转弯、下坡的长坡。采用小松牌大型挖机装载,挖机斗容约6 m3,每车装载4斗,总约24 m3,松散石料(含泥块)密度为1.5 t/m3,
5 性能试验项目
性能试验项目重点检测燃油经济性和实际使用可靠性能。
燃油经济性的评价方法:由于运输路程随着开挖的深入不断变化,为了统一计算油耗,我们以吨油耗为标准衡量。
实际使用可靠性能的评级方法:直接将车辆投入实际运营,根据故障停工时间和故障模式来分析衡量。
6 性能试验表现及故障模式
(1)整车实际运行情况记录见表4。
(2)整车各系统故障模式见表5。
7 性能试验结果分析
(1)平均实际燃油消耗量为0.115 L/t。
(2)故障频次与维修等待时间过长,有待改进。
(3)关系整车安全性的转向性能、制动性能有待进一步提
(4)作为矿车最关键的部件——车架,在为期2个月的记录中并未出现明显的断裂和变形等故障,这并不能判定车架结构完全满足设计要求,需要进一步验证。
8 结语
本文首先构造一种宽体车车架极限受力模型,并用有限元单元法对车架进行了应力分析。通过应力分析,可得出以下结论。
(1)对所选3种工况——满载静止或平稳运行、弯扭组合(转弯、刹车、颠簸)、侧倾举升工况的分析,车架只有在侧倾举升时的应力最大,达到348 MPa,但综合安全数较弯扭组合工况时小,弯扭组合工况时的安全系数达5.66。
(2)车架最大应力发生在车架与油缸相交处,而这个地方正好处于动力总成、前板簧支座、驾驶室后悬置支架与车架铰接处,实际运行时,该部位受到的冲击及受到的应力更加复杂。在结构设计中,应该避免在该部位产生明显的应力集中。
(3)在性能试验中,虽然车架没有发生明显的裂纹或变形,但在下一步改进设计中,应该重点考虑车架与油缸相交处。
根据性能试验结果,对下一步改进设计提供了更清晰的方向:①改进制动系统,考虑增设缓速器或加装滴水装置,改善制动时疲软等问题;②改进悬架系统,降低对车架的冲击,提高舒适性能;③改进车架结构,提高材料性能,提高车架性能;④加强关键紧固件扭矩工艺,提高密封性能。
参考文献
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混合建筑结构抗震性能评价与加固 篇8
我国混合建筑结构的主要形式是框架结构和砌体结构, 这两类在力学模型和计算方式上都不相同。然而我国在90 年代左右建造的很多建筑采用了砌体- 框架混合结构, 这种结构有的属于砌体和框架相连的模式, 有的属于底框模式。这类结构由于抗震能力极差, 在发生地震的情况下很容易对人的生命财产安全造成破坏。并且对这类建筑的相关抗震性能检测也没有完善的体系。在这里我通过对框架结构和契合结构进行相关的地震作用分析, 来理清这种此种混合结构在地震来临时的抗震性能, 由此对相关结果数据进行分析来对建筑进行加固。
2 工程概况
有一个建于90 年代的五层层高3. 5 米的综合类。当时鉴于功能的需要, 采用现饶楼无盖设计第一二层承重墙厚度分别为370 毫米和240 毫米, 右侧则是采用的预制楼屋盖砌体结构, 左侧采用的则是框架结构。这个综合类当时设计的抗震级别为B类并且建筑设防类别为重点也就是乙类, 7 度的抗震设防烈度, II类的建筑场地类别。同时在对抗震鉴定之前就对此建筑进行了相关方面的检测, 检测结果为M10的砖硬度, C20 的梁柱混凝土强度, M2. 5 的砂浆强度。
3 结构抗震分析
框架和砌体相连的混合结构的综合楼设计, 由于进行分析计算的时候采用PKPM结构分析软件, 由于软件的滞后性, 导致误差很大, 无法定义砌体弹性模量和泊松比等参数。所以在对综合楼进行地震作用分析计算的时候使用ETABS结构分析软件。相关参数如表1 所示:
用地震反应谱法来计算分析, 分组第一组为地震, 0. 08 的场地特征周期, 0. 08 的水平地震影响系数最大值。
可以把此综合楼看成非对称的框架- 剪力墙结构。所以, 根据现在抗震规范关于多层框架剪力墙的分析对综合楼地震作用分析。此楼框架部分承担的剪力及占楼层全部剪力之比和楼层最大弹性位移、楼层层间剪力与平均位移之比如下表所示:
如表所示, 楼层横向最大弹性水平位移大于该楼层两端弹性水平位移平均值的1. 2 倍 ( 接近1. 5 倍) , 属平面扭转不规则; 另外, 右侧框架部分所承担的地震剪力 ( 计算中也包括构造柱承担的地震剪力) 仅占相应方向的7. 8 ~ 12. 3% , 表明楼层绝大部分地震剪力都集中到了楼层各片承重墙上。因此, 这种混合结构体系对抗震十分不利。表3为第3、6和9轴横向承重墙地震剪力设计值、抗震承载力设计值及比较情况。可以看出, 部分墙体抗震承载力不满足, 需采取抗震加固措施。
4 加固改造设计
对本综合楼, 模拟采取改变结构体系的办法, 在承重墙内加设贯通拉结筋, 在墙顶与框架梁问采用干硬性膨胀砂架捻、缝并且在左侧框架结构内砌抗侧力承重墙。这样可以保证增添的承重墙可以达到抗剪和抗压的目的, 并且增用蒸压灰沙砖, M15 的设计强度等级和M5 的砂架强度等级。这样的结构形式改变之后可以看做砌体结构。
通过上述的措施进行加固改造并且用ETABS结构软件来计算分析和地震作用分析可以得出结论: 1 /3088 ( 位于第二层横向) 为此楼的最大弹性位移角, 1. 120 ( 位于第二层横向) 为楼层最大位移和平均位移之比, 并且满足抗震的目的。第3、6和9轴横向承重墙地震剪力设计值抗震承载力设计值是抗震加固改造后的比较值。从里面可得出, 只有第9轴第二层横墙抗力/效应比比1 小, 其他的都是大于1 的, 并且达到了抗震要求。所以只需要局部加固对9轴第二层横墙采取增设单层钢筋网砂装面层就可以使整个综合楼达到抗震的要求。
5 结论
在对分析抗震某框架与砌体相连的混合结构可以得到如下几个结论和认知: ( 1) 两种完全不同的结构体系框架与砌体结构因为结构的材料性质, 结构侧移刚度, 力学计算模型等不同, 结果就造成了结构平面扭曲, 这样的话几乎所有的地震剪力都会往砌体结构的各个承重墙上集中, 这对于承重墙的抗震能力是极大的削弱。 ( 2) 单一的砌体结构模式使得较均匀的不止结构平面墙, 并且使得地震剪力更均匀的分配, 平面扭转较小, 各个承重墙能满足抗震这一基本需求。 ( 3) 虽然抗震计算在框架与砌体混合结构相对而言困难一点, 但 是我们仍然可运用相关软件和必须的合理性的假设来计算分析以此为抗震加固改造提供理论分析。
摘要：现行抗震设计规范对混合建筑结构要求采用多种抗震措施, 并有较严格的规定和限制。但目前建筑中仍有很多已建造二三十年的建筑物。现阶段还没有可靠的经验对这些建筑物进行抗震分析与鉴定。通过对这种混合结构 (框架和结构相连) 来做的证作用分析, 从而评价抗震性能和抗震承载力, 并且从结果出发对这类建筑进行抗震加固设计。
关键词：混合建筑结构,抗震性,评价,加固
参考文献
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组织结构与性能 篇9
1 脉冲电流对金属材料塑性变形的影响
有关研究人员通过表面涂汞锌单晶拉伸实验发现, 当加速电子流与锌晶体滑移系表面保持垂直时, 锌单晶式样的流变应力在一定程度上有所降低, 其极限伸长量大大降低, 锌单晶发生明显脆化, 某些甚至发生脆性断裂;而当加速电子流沿着晶体滑移系方向照射时, 锌单晶式样的流变应力大大降低, 并且其应变硬化率显著降低, 极限伸长量大大增加, 塑性得到有效提高[1]。从该实验结果中我们得知, 电子流能够有效促进锌单晶材料的塑性变形。同时, 有相关研究发现, 不管电子流的运动方向是否与位错运动保持相同, 都可以大大加快位错运动的速度, 并且, 随着电流密度的逐渐加大, 其增加的幅度也会相应地加大。由此表明, 电子流与位错之间有着密切的联系, 存在着明显的相互作用。目前, 电塑性效应已经被认为是由于位错电子流将作用力施加于运动电子流, 位错与运动电子流之间发生相互作用, 并促进位错运动, 从而使位错穿越各种障碍的能力大大提高, 最终有效提升了金属材料的塑性变形能力。
2 脉冲电流对金属材料组织结构的影响
有关研究发现, 脉冲电流对一系列冷加工金属材料, 如镍、铝、铜等退火组织结构产生了一定的影响, 能够明显促进铜金属再次结晶。如图1所示, 冷变形铜的显微硬度会随着铜再结晶的时间变化而发生相应的改变。由此可见, 在金属材料退火过程中, 适当施加脉冲电流, 可以大大缩短金属材料的再结晶过程, 使其在较短时间内迅速完成。这一研究结果表明了脉冲电流能够有效抑制结晶晶粒生长, 使再结晶晶粒更加细化。同时使Arrhenius公式的前指数因子数值大大增加, 对于激活能几乎没有任何的影响。针对铜金属材料而言, 施加脉冲电流还能够使其结构锐化, 延迟其退火结晶的形成。这说明, 漂移电子流在一定程度上对其显微组织结构和固态相变产生了影响, 同时, 还对晶体中的缺陷造成了影响。但是, 在电场退火条件下, 有相关研究人员认为, 电场退火能够抑制铜再结晶及晶粒生长, 从而促进铜再结晶立方结构在短时间内形成与发展, 具有非常重要的作用。
3 脉冲电流对金属材料性能的影响
有关研究人员通过实验发现, 脉冲电流不仅能够使金属材料的流变应力大大降低, 同时可以有效延长金属材料的疲劳寿命。通过研究高密度脉冲电流对a-Ti和多晶铜等金属材料的疲劳性能的影响, 发现针对a-Ti的低周疲劳, 高密度脉冲电流不仅能够彻底消除软化过程中的硬化峰, 同时, 还能够有效降低其疲劳初期的软化速率。脉冲电流能够使多晶铜的沿晶断裂倾向大大降低, 有效延长高多晶铜的疲劳寿命。有研究人员认为, 高密度脉冲电流不仅在一定程度上影响了次滑移系中的位错运动, 同时, 还影响了驻留滑移带中的位错运动, 从而使滑移的均匀性得到有效提升。并且, 随着所施加应力的不断降低, 脉冲电流对多铜晶疲劳寿命的影响也会相应地有所增加。另外, 有大量研究证明, 用脉冲电流进行处理, 可以有效减少驻留滑移带的平均间距和平均宽度, 并且有效减小驻留滑移带和基体界面处的应力集中, 从而大大延长其疲劳寿命。除此之外, 脉冲电流还能够有效阻止疲劳裂纹进一步扩展, 使金属材料的疲劳寿命大大延长。
4 结语
综上所述, 脉冲电流不仅对金属材料的塑性变形有显著的影响, 同时, 也在很大程度上影响着金属材料的组织结构的性能。利用电塑性效应可以使位错穿越各种障碍的能力大大提高从而有效提升金属材料的塑性变形能力;利用脉冲电流能够有效促进铜等各种金属材料再次结晶;利用脉冲电流对疲劳损伤的金属材料进行处理之后, 能够使其位错组态得到有效改变, 从而大大延长金属材料的疲劳寿命。因此, 脉冲电流在金属材料加工、转变金属材料组织结构以及改善金属材料性能等方面有着非常广阔的应用前景。
参考文献
组织结构与性能 篇10
1 实验方法
用真空高温炉和非自耗真空电弧炉进行熔炼,前者所用原材料为纯度≥99.5%(质量分数,下同)的Al,Cr,Mn,Ni,Cu,Fe粉末,按摩尔比为1∶1∶1∶1∶1∶x(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)混合均匀。利用769YP15A型手动压片机将粉末预压成片。利用超声波清洗器清洗10min后,放入真空管式高温炉中。先将高温炉抽真空,当真空度达到1×10-3Pa时,按照以下控温程序加热:室温,115min→600℃,10min→
600℃,60min→900℃,110min→1450℃,90min→1450℃,240min→500℃,120min→室温。
制好的试样分成几份,分别用于制备金相试样、能谱分析、测试硬度和盐雾实验。真空管式高温炉型号为GSL-1600X;扫描电镜为JSM-6360LV型(自带能谱仪GENESIS2000XMS200);显微硬度计型号为HVS-1000型;布氏硬度计的型号为HR-150A;每个试样测7个点的硬度值,然后取其平均值。金相试样所用浸蚀剂为5%FeCl3+25%HCl+H2O。差热分析仪型号为DTA404PC;箱式电阻炉的型号为SX2-4-10型;盐雾实验箱型号为FQY01,所用氯化钠溶液浓度约为50g·L-1,工作室温度控制在(35±2)℃,实验周期为24h。
非自耗真空电弧炉熔炼所用块状原料为纯度≥99.5%的Al,Cr,Mn,Ni,Cu和Fe。先对电弧炉抽真空,当炉内真空度达到5.0×10-3Pa后,在氩气保护下进行熔炼,所得试样为纽扣状试样。为保证各元素均匀混合,试样经过4次反复熔炼。
2 实验结果
2.1 显微组织
利用真空管式高温炉制得的试样金相组织如图1所示。图1中DR为枝晶组织(Dendrite),ID为晶间组织(Inter Dendrite)。
由图1可知,AlCrMnNiCuFe2.0的组织最为简单,组成相数最少,由简单枝晶组成。利用差热分析仪测得其起始熔点约为1038℃。
为获知AlCrMnNiCuFe2.0的组织稳定性,利用箱式电阻炉将合金分别加热到400,500,600,700,800℃和900℃保温2.5h后,从炉内取出试样空冷至室温,所得显微组织如图2所示。
由图1(c),(d)可以看出AlCrMnNiCuFe的枝晶内存在大量的粒径<1μm的小颗粒,有的颗粒尺寸甚至达到纳米级。为了探寻细化AlCrMnNiCuFe晶内析出颗粒的可能与效果,利用非自耗真空电弧炉熔炼新的AlCrMnNiCuFe合金,其显微组织如图3所示。
利用GENESIS2000XMS200能谱仪对图3中白色颗粒随机选取3处(箭头所指处)进行成分分析,得知图3中白色颗粒为富含Al,Cu(原子比>60%)的六元固溶体颗粒,具体结果如表1所示。
2.2 硬度
真空管式高温炉制得的AlCrMnNiCuFex合金的硬度如图4所示。在真空电弧炉条件下制得的AlCrMnNiCuFe硬度为380。
2.3 耐蚀性
经过24h盐雾处理后,AlCrMnNiCuFex合金表面有不同程度的腐蚀,结果如图5所示。
3 讨论
由图1可知,x=0,1.0,2.0时,合金组织比较简单。根据Gibbs相率,多元合金平衡相的数目为p=n+1,非平衡凝固时形成的相数p>n+1。因此,
按照传统合金理论,六元合金AlCrMnNiCuFex中应该出现诸如Ni3Al,Ni3Fe,Al3Fe,Cr2Al等诸多金属间化合物,其室温相数应至少为7相。但根据Boltzmann[7]关于熵与系统复杂度之间关系的假设,n种元素按照等原子比混合,形成固溶体时的摩尔位形熵ΔSconf=klnw=-R(1/nln1/n+1/nln1/n+…1/nln1/n)=Rlnn。其中k为Boltzmann常数,w是混合复杂度,R为气体常数。因此, AlCrMnNiCu和AlCrMnNiCuFe形成固溶体时的摩尔位形熵分别为1.609R和1.792R,高于NiAl等强金属间化合物的形成熵。高熵效应导致简单固溶体的稳定性高于金属间化合物的稳定性,从而抑制复杂金属间化合物的出现,使得多主元等摩尔比合金倾向于形成简单组织。AlCrMnNiCu和AlCrMnNiCuFe的室温相数都远<7。AlCrMnNiCuFe2.0的组织更简单,说明Fe对于简化AlCrMnNiCuFex的显微组织具有重要贡献。但同时,AlCrMnNiCuFe2.0的晶粒出现明显粗化,这必将导致合金脆性过大。
由图2可知,AlCrMnNiCuFe2.0合金组织在600℃以下非常稳定,保温2.5h后,晶粒大小及形状均无变化。700℃以后开始沿晶界析出第二相,但晶内微细结构在800℃仍无变化。温度达900℃时,第二相完全连成网状。合金组织不再是简单的枝晶状。这说明AlCrMnNiCuFe2.0的耐热性非常好,这与多元合金元素扩散困难有关。
图1(c),(d)显示:AlCrMnNiCuFe的枝晶内部均匀地分布着大量的粒径<1μm的小颗粒,有的颗粒尺寸甚至达到纳米级。图3表明:由真空电弧炉熔炼,在水冷铜模中冷却得到的铸态AlCrMnNiCuFe枝晶更加发达、连续,晶粒明显小于真空管式高温炉条件下得到的AlCrMnNiCuFe晶粒;晶内析出颗粒尺寸也明显小于后者;部分颗粒尺寸在0.2~0.4μm左右,其他大量颗粒尺寸在纳米级。实验结果印证了多主元合金纳米颗粒析出能力强[8]的特性。这种能力是多种主要元素集体效应的体现。
经过无标样半定量能谱分析得知,这些颗粒均富含Cr,Mn,Fe,Ni,其中Cr,Fe原子分数加起来超过50%以上。这是由于Cr,Fe均为BCC结构,且Cr,Fe的原子半径非常接近,分别为12.49nm和12.41nm。同时,两者的熔点都比其他四种金属要高。熔点高的金属会先在枝晶中析出,两者形成固溶体。而其他金属元素也能少量溶解其中,最终形成多元固溶体。
由图4可知,随着Fe含量的增加,AlCrMnNiCuFex合金的硬度逐渐增大。原因主要可能包括两个方面:(1)图1中箭头所指的枝晶组织比例增加。而此类枝晶的显微硬度比其他组织硬度高约27~50;(2)随着Fe含量的增加,Fe引起的固溶体晶格畸变程度加大,固溶强化效果增强。由真空电弧炉熔炼,在水冷铜模中冷却得到的铸态AlCrMnNiCuFe的硬度远高于真空管式高温炉条件下得到的。这是因为前者冷速更快,晶粒明显细化,晶内析出的颗粒尺寸也明显细化,由此起到的细晶强化效果更显著。
由图5可知,在NaCl盐雾环境中,多主元合金的耐腐蚀性优越。六元多主元合金的耐蚀性优于五元多主元合金。在非等摩尔比的AlCrMnNiCuFex合金系中,x越大,合金耐蚀性越好。耐蚀性变化规律与合金组织均匀度的变化一致。
4 结论
(1)x=0,1.0,2.0时,AlCrMnNiCuFex合金的显微组织较为简单;x=2.0时组织最简单,组成相数远低于平衡相率所预期的相数。AlCrMnNiCuFe2.0合金组织在600℃以下稳定。
(2)AlCrMnNiCuFe的晶内分布着大量粒径<1μm的小颗粒,有的颗粒尺寸甚至达到纳米级。
(3)由真空电弧炉熔炼所得铸态AlCrMnNiCuFe的硬度远高于真空管式高温炉条件下所得。随着x由0增加到2.0,AlCrMnNiCuFex合金的硬度逐渐升高。
(4)AlCrMnNiCuFe的耐蚀性优于AlCrMnNiCu。在非等摩尔比的AlCrMnNiCuFex合金系中,x越大,合金耐蚀性越好。
摘要：利用真空管式高温炉和真空电弧炉制得AlCrMnNiCuFex(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)多主元合金试样,并对其组织、耐蚀性和硬度进行研究。分析表明:AlCrMnNiCuFe2.0的组织最简单,组成相数远低于平衡相率所预期的相数。AlCrMnNiCuFe的晶内有纳米级颗粒析出。x由0增加到2.0,AlCrMnNiCuFex合金的硬度逐渐升高。由真空电弧炉熔炼所得铸态AlCrMnNiCuFe的晶粒比真空管式高温炉条件下所得的AlCrMnNiCuFe晶粒更细小,硬度也远高于后者。AlCrMnNiCuFe的耐蚀性优于AlCrMnNiCu。在非等摩尔比的AlCrMnNiCuFex合金系中,x越大,合金耐蚀性越好;AlCrMnNiCuFe2.0合金组织在600℃以下稳定。
关键词：多主元合金,硬度,耐蚀性
参考文献
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