发布时间：2022-04-18 10:35:25
序言：写作是分享个人见解和探索未知领域的桥梁，我们为您精选了1篇的力学性能论文样本，期待这些样本能够为您提供丰富的参考和启发，请尽情阅读。
1实验部分
1．1材料与仪器
三乙胺(TEA)，分析纯;甲苯二异氰酸酯(TDI-80)，化学纯;聚己内酯二醇(PCL220N)、二羟甲基丙酸(DMPA)、三羟甲基丙烷(TMP)、1，4-丁二醇(BDO)、环氧树脂(E-44)、丙酮、松香均为工业级。D211-2水浴锅;JJ-1型电动搅拌器;XWW-20电子万能试验机。
1．2环氧树脂和松香改性的TDI水性聚氨酯胶粘剂的合成
将一定量的PCL220N、TDI-80加入三口烧瓶中，在75～85℃反应到一定程度后，加入一定量的扩链剂BDO进行扩链约1．5h，再降温至70℃左右，加DMPA(或E-44、TMP和DMPA)，继续反应约4h至—NCO含量达到预定值后加入松香，搅拌均匀，然后冷却至40℃，在高速搅拌下加入三乙胺水溶液中和、乳化，即得产品环氧树脂和松香改性的TDI水性聚氨酯胶粘剂。
1．3力学性能的测试
材料的力学性能常用其拉伸强度来衡量。拉伸强度(TS)的测定:采用电子万能试验机，将样品制成哑铃状(样品的有效长度t为20mm，厚度为0．5mm，宽度W为10mm)，在常温，拉伸速率为100mm/min条件下进行测定。其TS按下式计算［6-8］:TS=Fm/WT式中TS———拉伸强度，MPa;Fm———记录的最大力，N;W———裁刀狭小平行部分宽度，mm;T———试验长度部分的厚度，mm。
2结果与讨论
2．1环氧树脂用量对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响
当不含松香和三羟甲基丙烷(TMP)时，不同环氧树脂用量对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响见图1。由图1可知，环氧树脂的引入增加了水性聚氨酯的韧性，表现为软而韧的特性。随环氧树脂含量的增加，拉伸强度均先增加，后降低，当环氧树脂用量为5．73%时，改性TDI水性聚氨酯胶粘剂的拉伸强度达到最大，为1．94MPa。这是由于随着环氧树脂用量的增加，环氧树脂(E-44)中的环氧基和羟基通过反应将交联点引入聚氨酯主链，提高了聚氨酯的交联密度，同时聚氨酯分子链上苯环的数量也增加，从而使得改性TDI水性聚氨酯胶粘剂的拉伸强度增加;但是环氧树脂含量增大到一定程度后，再继续增大环氧树脂含量时，使聚氨酯的交联密度提高，而亲水性基团的数量不变，这样就降低了聚氨酯分子的亲水性，从而使分散颗粒变大，乳液稳定性下降，使得改性TDI水性聚氨酯胶粘剂的力学性能亦变差［6-7］。
2．2松香用量对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响
保持环氧树脂(E-44)含量为5．73%，改变松香的用量进行实验，其中松香用量对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响见图2。由图2可知，随松香含量的增加，其拉伸强度先增加，后降低。这是由于松香与聚氨酯有良好的相容性，可增加胶粘剂的塑性。当体系中松香含量较低时，松香所起的稳定作用超过其增塑作用，造成胶膜的拉伸强度有稍许上升，当松香含量增加到8.92%时，改性TDI水性聚氨酯胶粘剂的拉伸强度达到最大，为2．38MPa;但是再继续增加松香含量时，松香所起的增塑作用远大于稳定作用，从而造成拉伸强度快速下降［8］。
2．3三羟甲基丙烷(TMP)用量对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响
当环氧树脂含量为5．73%，松香含量为8．92%时，不同TMP用量时对TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响见图3。由图3可知，随三羟甲基丙烷(TMP)含量的增加，拉伸强度先增加，后降低。这是由于TMP虽然不利于聚氨酯的结晶，但能显著提高聚氨酯分子链的交联度。随TMP用量的增加，预聚体的内交联度增加，从而使得胶膜的拉伸强度较高，当TMP用量为2．68%时，产品的拉伸强度达到最大，为3．43MPa，同时曲线有一个明显的屈服点;而当TMP用量超过2．68%时，由于交联度太大，预聚物难以乳化，不能形成稳定的乳液［9］。
2．4n(—NCO)/n(—OH)比值对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响
当环氧树脂含量为5．73%，松香含量为8.92%，三羟甲基丙烷含量为2．68%时，不同n(—NCO)/n(—OH)比值对改性TDI水性聚氨酯胶粘剂力学性能的影响见图4。由图4可知，随n(—NCO)/n(—OH)比值的增加，拉伸强度先增加，主要是由于随着n(—NCO)/n(—OH)比值的增大，分子链中含有氨基甲酸酯基、芳基、脲基等刚性基团增加［10-12］，当n(—NCO)/n(—OH)=1．23时，产品的拉伸强度达到最大为4.72MPa，当n(—NCO)/n(—OH)比值大于1．23后，产品的拉伸强度随着n(—NCO)/n(—OH)比值的增大而降低。
3结论
本实验合成了环氧树脂和松香改性的TDI水性聚氨酯胶粘剂，主要对其力学性能做了简单的研究，结果表明，环氧树脂、松香、TMP含量以及n(—NCO)/n(—OH)比值对环氧树脂和松香改性的TDI水性聚氨酯胶粘剂的力学性能影响较大。当环氧树脂含量为5．73%，松香含量为8．92%，三羟甲基丙烷含量为2．68%，n(—NCO)/n(—OH)比值为1.23时，TDI水性聚氨酯胶粘剂的拉伸强度达到最大值为4．72MPa。
作者：王孝华 李传强 汤琪 牟元华 单位：重庆交通大学
1建构主义理论及学生特点
1.1建构主义理论
建构主义理论创始人著名心理学家皮亚杰认为，学生是教学关系中的主体，教学应以学生为中心，教师应引导学生积极主动的探索、发现和对知识意义的主动构建[1]。皮亚杰认为，教师是学生学习的促进者，学生的学习是积极主动且不断地建构认知和知识结构的过程。建构主义理论认为学习是学生在原有经验的基础上主动进行意义建构的过程，这种过程要在实践中或者在学生与环境的相互作用中通过新旧知识间反复的相互作用而建构成的。在教学中教师不能把对知识的理解传递给学生，而是从学生原有的知识经验出发，引导学生从原有的知识经验中生长出新的知识经验，即教学的关键是向学生展示这些结论是如何得到的[2]。
1.2分析学生特点
现在的本科生自幼开始接受传统的以教师为主体的“填鸭式”教学，基本未接受过“启发式”教学等新的教学方法。他们在经过严格的应试教育和惨烈的高考竞争后进入大学，逐渐放松了紧绷的神经，普遍失去了奋斗的目标并且对学习渐渐放松。学生的状态大体分为三类[3]：(1)少数同学有长期的规划和学习目标，能够自觉努力地学习。(2)多数同学比较茫然，没有规划也没有努力的方向，随波逐流，学习上敷衍了事。(3)极少数同学彻底放松，对学习和未来前途都漠不关心，认为到了大学就应该轻松自在地享受生活，花费大量时间和精力去玩游戏或者谈恋爱，对学习完全是应付甚至厌学情绪严重，即使不能毕业也毫不担忧。离开了家长的呵护和老师的督促，多数学生不能合理的安排自己的学习和生活，更不能保证学习态度和学习热情。习惯了接受教师“消化”加工好的知识和方法，学生在大学的学习过程中对知识的归纳、总结能力以及在旧知识的基础上生长新知识点的建构能力和知识的迁移能力比较差。鉴于学生学习能力、学习状态和学习目标大不相同，本课程在讲授过程中，务必不能采用传统的灌输式教学，应该积极探讨新的适合本课程的教学方法和手段。
2改革教学方法及评价考核
2.1树立新的教学观
现代教育学倡导“以教师为主导，以学生为主体”的新型教育观，对大学教育也同样适用。在教学过程中，如何把以教师为主导的“教”与以学生为主体的“学”有效结合起来；老师如何能够引导学生在已掌握的知识和已有的生活经验的基础上构建起新的知识增长点；结合本门课的特点和学生特点，怎样能够更有效的引导学生学习本课等问题都需要教师深刻思考。
2.2采用多种教学方法
本课程工程应用性较强，单纯的讲授知识点，会增加学生理解的难度。多媒体课件的制作尤其重要，大量图片、动画的运用，能够对视觉、听觉形成有效冲击，有助于学生将枯燥的知识形象化。在讲解本门课程时，应较多的结合生活实际和工程实际，采用“举例法、对比法”等教学方法，引导学生构建新的知识要点。例如在讲解脆性的章节时，可以列举二战期间，美军8艘自由轮因脆性断裂问题失事等历史事件，形象具体的描述脆性的产生原因及危害，给学生直观的印象。根据各部分的教学目标和教学内容，精心设定题目请同学来回答，也可以布置作业来引导学生完成，从而考查学生对知识的掌握程度。在这个步骤上可以“因材施教”，即对于学习目标明确、学习能力突出的学生，给他们的题目或作业可以适当拔高，难度或深度更加突出；对于多数同学来说，采用数量、难度普通的题目；对于厌学或者对学习漠不关心的学生来说，即要努力培养其学习积极性，又要严格作业的规范，明确告之不能完成作业就会影响期末成绩的考核规定。由于《材料力学性能》涵盖的概念较多，也可在进行了一定的教学内容后总结各知识点，有利于学生深入理解。
2.3改革评价考核
对学生的评价考核，既要体现学生的学习能力的差别，又要体现其学习态度及平时表现的差别。这样的评价考核要求仅凭期末一张试卷是不能完成的。对学习态度端正、学习目标明确、学习能力突出的同学，考核成绩应对其有所肯定；对于学习目标不明确、随大流的学生，在调动其学习积极性的同时，应有平时表现的约束，督促其保持学习习惯；对于完全没有学习目标的同学，在培养其学习兴趣、督促其平时表现的同时，教师要经常找其谈心，帮助他们培养学习习惯。笔者根据多年教授《材料力学性能》课程的经验，建议期末试卷中增加附加题，得分以附加题目分值的40%计入总分；增加平时表现分数，建议占总分30%比例，70%比例为卷面成绩。增加平时出勤率的检查，该门课教学时长内累计旷课次数达5次及以上的同学，建议取消考试资格，重修后再参加考试。这些措施对优秀学生有鼓励作用，并且能督促学生出勤、端正其学习态度。
3优化教学内容
很多版本的《材料力学性能》教材是基于金属材料板块编写的，已经不再适应材料一级学科的教学要求，优化教学内容需要对三方面进行改革。
3.1修订教学大纲
复合材料是一种较为新兴的材料，与金属材料和无机非金属材料息息相关。随着复合材料的进一步发展，它与高分子材料的关系也会越来越密切。修订复合材料专业教学大纲，既要满足兼顾复合材料、金属材料、无机非金属材料和高分子材料的共性要求，又要满足以介绍金属材料和复合材料特性为主、以介绍无机非金属材料和高分子材料特性为辅的教学要求，且需要将各类材料有机的协调起来并融合到各个章节中去。在学习本门课程之前，学生应该学习了《材料科学基础》《材料力学》和《工程力学》，对于已学知识可以略讲或不讲，达到节约课时的目的。
3.2编写适合本专业的《材料力学性能》教材
《材料力学性能》所包含的概念公式较多，公式推导步骤也很繁琐。在编写教材的时候，既要注意到本课程与其他课程的联系，又要减少公式的推导步骤。太多的公式推导不利于学生对知识点的理解，不必要求学生掌握公示的推导过程。编写适合本专业的教材，难点是如何体现知识点的实际应用。例如讲授冷脆性时，可结合《金属材料与热处理》中钢的常存元素为开篇导语，复习五种常存元素对力学性能的影响。另外，还可以配图且采用小号字做知识延伸，将与材料力学性能有关的著名历史事件和日常生活的事例与本课程结合起来。例如泰坦尼克号的沉没，就是由于当时冶炼技术落后，钢板中的硫元素过多从而造成材料具有较高的冷脆性，在船体撞击冰山后导致了船体破碎、快速沉没等内容。这些看似不重要的知识延伸能都够直白的展现各知识点的工程背景，使知识不再抽象，调动了学生的学习积极性。
3.3整合实验课程内容
现行教材中涉及材料力学性能的实验总共三个，“拉压实验”、扭转实验和弯曲实验。这样的实验安排容易使学生将材料的各种性能割裂开来，认为各种力学性能的检测方法是彼此独立的[4]。虽然各种力学性能检测方法的适用范围、操作方法不同，但可以起到相互补充的作用。只有将不同的测试方法有机的结合起来，才能更好地理解材料力学性能。所以，该课程将三个实验合并为“材料性能综合实验”，安排在整体课程之后。此外，精心设计实验过程，合理安排实验报告的知识点等，都有助于调动学生实验课的积极性，从而形象直观的理解《材料力学性能》。
4结语
《材料力学性能》课程改革进行了多年，收效甚微。深化该课程的教学改革，不能仅停留在某一方面。探讨行之有效的教学方法，就要全面分析现在学生特点、结合现代教育理论、结合现代教学手段并对课程内容和教学大纲进行相应的调整。经过两年的探讨和教改尝试，复合材料专业《材料力学性能》的课改已经取得显著的成效，学生的学习积极性和对知识的掌握程度都有明显提高。在后续的教学过程中，我们将对新发现的问题继续进行改革，并以此课程为试点，逐渐推广并形成一套成熟完善的教学体系。
作者：张振亚 陈刚 杨睿 赵玉涛 单位：江苏大学材料学院
铝及铝合金材料具有密度低、强度高、导热性好、断裂韧性高等优点［1］，已经广泛应用于航空航天和交通运输等行业．近年来，中国飞速发展的飞机和高铁制造行业，对性能优良铝合金材料的需求越来越大．AlCuMg硬铝合金是一种室温性能优良的高强铝合金，但因其焊接性能不佳，从而限制了其在工程中的应用．搅拌摩擦焊［2－4］和激光焊［5－6］的出现在较大程度上改善了AlCuMg硬铝合金的焊接质量问题．然而，这两种焊接方法的设备成本都很高，在发展中国家难以得到普及．因此，传统的交流TIG焊焊接方法依然具有较高的研究价值．已有研究［7－10］表明，AlCuMg硬铝合金TIG焊焊接接头主要存在焊接热裂纹、焊接接头软化、气孔和焊接变形等缺陷．本文采用典型的AlCuMg硬铝合金（2A12）进行了焊接实验．文献［7］表明，焊接硬铝合金2A12时主要采用抗裂性较好的ER4145、ER4043或BJ380A焊丝．其中，ER4145（Al10Si4Cu）焊丝的抗热裂能力很强，但焊丝及焊缝的延性很差．ER4043（Al5SiTi）焊丝的抗热裂能力较强，形成的焊缝金属的延性也较好．当ER4043焊丝用于钨极氩弧焊时，能有效防止焊缝金属产生结晶裂纹，但该焊丝抑制近缝区母材产生液化裂纹的能力较差．BJ380A（Al5Si2CuTiB）焊丝的主要成分与ER4043（Al5SiTi）焊丝基本相同，而且添加了较多的Cu元素及适量的B元素，因此，BJ380A焊丝能很好地防止焊缝的结晶裂纹以及近缝区液化裂纹的产生，但该焊丝在市场上的销量非常小，很难购买到合格的产品．综合比较后，本文选用了容易购买的ER4043焊丝．选用ER4043焊丝的另一个优点是在焊接过程中，母材中的部分Cu、Mg等合金元素可以过渡到焊缝中，使焊缝金属产生微合金化．已有研究［11］表明，微合金化能够增加由ER4043焊丝焊接得到的焊接接头的强度和塑性．本文将热影响区中的软化区域称为“过时效区”，而将热影响区中的硬化区域称为“固溶区”．
1实验材料及方法
实验母材为2A12硬铝合金，且其热处理状态为T4态，即经过了固溶（495～505℃）＋自然时效处理．试板尺寸为150mm×60mm×4mm．实验采用ER4043焊丝，且其直径为12mm．母材与焊材的化学成分如表1所示．由于焊丝中Si元素的含量较高，可以有效地抑制焊接热裂纹的产生．采用自动送丝机构和自动行走机构配合交流TIG焊接电源进行焊接实验．在焊接过程中，利用琴键式卡具强制固定试板．焊前对母材坡口周围进行机械清理，同时注意保持焊丝的洁净．试板的坡口角度为60°，在焊接过程中需要使用引弧板和收弧板，且试板背面需加散热铜垫板．实验中采用单面单层焊接工艺．其中，焊接电流为140A；焊接电压为17V；焊接速度为15cm／min；送丝速度为250cm／min；钨极直径为32mm．焊缝正反面成型照片如图1所示．可见，由ER4043焊丝焊接得到的焊接接头成型良好．在外观检查合格后，再对焊接接头进行拉伸、硬度与金相试样的制备．金相腐蚀剂采用Keller试剂（1mLHF＋15mLHCl＋25mLHNO3＋95mLH2O）．
2实验结果与分析
2．1硬度曲线
采用维氏硬度计测量焊接接头的硬度曲线，由于焊接接头具有对称性，实验中只测量了焊接接头一侧的硬度值，结果如图2所示．由图2可见，焊接接头的硬度曲线中存在两个低点，一个位于热影响区的过时效区，另一个位于焊缝区．处于热影响区的固溶区的硬度值得到了提高，且几乎与母材的硬度水平相近，且固溶区与母材的硬度均约为140HV．近缝区的硬度值朝着熔合线方向呈现出较为剧烈的下降趋势，且近缝区的硬度从120HV下降到了90HV左右．熔合线区的硬度约为95HV．焊缝中心的硬度约为90HV，故该区硬度约为母材硬度的65％．处于热影响区的过时效区硬度约为120HV，且该区硬度约为母材硬度的86％．
2．2显微组织
图3为焊接接头各区域的显微组织．图3a为焊接接头的母材的显微组织．可见，该区域晶粒大小均匀，变形程度一致，并沿轧制方向有序排列．母材基体上散落分布着一些较大的黑色颗粒，这些黑色颗粒主要为固溶时未溶入母材的粗大S相（Al2CuMg）和杂质．图3b为位于热影响区中的固溶区的显微组织．可见，经腐蚀后该区域的金相图片发黑，且粗大黑色颗粒略微长大．造成固溶区金相图片发黑的原因是在焊接过程中，由于该区域温度高于人工时效温度，但是低于母材固溶温度，基体中的Cu原子发生聚集，使得过渡相（S′相）转变为粗大的S相，即出现过时效现象．这些弥散分布在基体中的S相被腐蚀剂腐蚀后会变黑，因此，固溶区的金相图片也同样发黑．另外，S相生成的同时基体也会变软，因而在金相试件的制备过程中很容易产生划痕．图3c为位于热影响区的固溶区的显微组织．可见，该区域晶粒变形程度低于母材，但依然沿着轧制方向有序排列．该区域基体中散落分布的粗大颗粒进一步长大并发生聚集．在焊接过程中，固溶区温度达到了母材的固溶温度，但是低于母材的固相线温度，因而平衡相（S相）重新溶入基体，并在冷却后形成了过饱和固溶体．随后在焊后自然时效过程中析出S′相．经过上述过程，该区域相当于经历了一次固溶处理，强度能够得到恢复，因此，该区域称为固溶区．图3d为近缝区的显微组织．可见，该区域晶粒呈等轴状，并未出现明显长大的晶粒．该区域发生了明显的晶界液化现象，散落分布的黑色颗粒已经全部溶入基体中．在焊接过程中，该区域温度达到了母材的固相线温度，因而可使母材中的低熔点共晶体和散落分布的粗大颗粒相发生熔化，而熔化后的低熔点共晶体会聚集到晶界，形成了粗大共晶体，从而降低了基体中合金元素的含量．越靠近焊缝，基体承受的温度越高，晶界形成的低熔点共晶体也就越多，基体中的合金元素含量也就越低，基体强度也就越低，因此，在硬度曲线上表现出硬度急剧下降的趋势．同时，虽然近缝区温度达到了母材的固相线温度，但是由于母材中由各种合金元素形成的弥散分布的细小强化相颗粒较多，限制了晶界的大范围移动，因而晶界只能进行平直化运动，因此，晶粒并未大幅度长大，只是形成了正常大小的圆润等轴晶．图3e为靠近熔合线的焊缝组织．可见，此区域为柱状组织，形成原因是在结晶过程中，该区域的温度梯度很大，晶粒平行于温度梯度方向的生长速度较快，而垂直于温度梯度方向的生长速度较慢，因此，最终形成了朝焊缝中心生长的柱状晶．图3f为焊缝中心的显微组织，该区域呈现出明显的枝晶组织，晶界处出现了大量低熔点共晶体聚集的现象．由于焊丝中的Si含量很高，在焊缝金属结晶凝固的过程中，Si元素和从母材中过渡而来的Cu、Mg等合金元素将会被排挤到晶界，因而在晶界形成大量的低熔点共晶体．这些低熔点共晶体一方面能够改善焊接接头的抗结晶裂纹能力，但另一方面也会降低焊接接头的塑性．
2．3TEM分析
图4为处于热影响区的固溶区的透射电子显微（TEM）图像．由图4可以观察到大量均匀分布的S′相，这些S′相是在固溶后的自然时效阶段形成的，可以对基体起到有效的强化作用．固溶区的脱溶序列可以表示为GP区—S″—S′—S（Al2CuMg）固溶区在受到焊接热循环作用后，基体中的平衡相（S相）会发生溶解，而分解出来的Cu、Mg原子将会重新固溶到基体中形成过饱和固溶体．随着温度的下降，过饱和固溶体中的Cu、Mg原子将会发生聚集，依次形成GP区、S″相和S′相．S′相为非平衡组织，是基体快速冷却后形成的可以在室温下长期存在的强化相，且与基体存在部分共格关系，因此，S′相能够产生较大的畸变能，并起到应变强化、弥散强化和化学强化的作用．S′相不但可以提高焊接接头的强度，而且也能提高其塑性，故S′相的强化效果最为理想．但是S′相在受热时容易聚集转变成S相，S相的尺寸较为粗大，与基体无共格结合，故其强化效果大大降低．这就是处于热影响区的过时效区硬度低于母材和固溶区的原因．
2．4拉伸实验
焊接接头的拉伸实验结果如表2所示．在拉伸实验中，拉伸试件大多断裂于焊缝中心区域．由表2可见，焊接接头的平均抗拉强度约为270MPa，为母材平均抗拉强度的60％．焊接接头的断后伸长率为65％，为母材的断后伸长率为176％．因此，焊接接头的平均抗拉强度和断后伸长率均大幅度低于母材．
2．5SEM与EDS分析
对近缝区和焊缝区的低熔点共晶体进行扫描电子显微（SEM）观察和能谱（EDS）分析，结果分别如图5和表3所示．图5a为近缝区晶界共晶体的SEM图像，可见亮灰色共晶体沿着晶界断续分布（如图5a中A区所示）．结合能谱分析结果可知，该区域Cu元素的含量高达2671％，导致基体强度会由于Cu元素含量的急剧降低而随之降低．同时，存在于近缝区晶界的大量低熔点共晶体也会增加近缝区的液化裂纹敏感性．图5b～d为焊缝组织中具有不同形貌的低熔点共晶体的SEM图像．结合表5中的EDS数据可知，由于这些共晶体的Cu、Mg和Si元素含量各不相同，因此，这些共晶体应该是由不同成分的组元构成的低熔点共晶体．由图5b～d可见，焊缝组织存在大量的低熔点共晶体．在这些共晶体的共同作用下，焊缝金属在结晶过程中具有“愈合”作用，能很好地抑制结晶裂纹现象，但其塑性变形能力较差．这是因为在焊缝凝固后期，如果晶界处存在的低熔点共晶体较少，则容易被焊接拉应力拉开形成裂纹；如果晶界存在较多的低熔点共晶体，则被拉开的晶界可以及时得到足够的液体（低熔点共晶体）来补充，即起到“愈合”作用．
3结论
AlCuMg硬铝合金焊接接头的组织和性能变化较为复杂，焊接接头的各个区域均具有各自鲜明的特点，且AlCuMg硬铝合金焊接接头的焊接性能较差．本文选用ER4043焊丝对AlCuMg硬铝合金进行焊接，并研究了所得焊接接头的组织与性能．通过以上实验分析，可以得出如下结论：1）在焊接接头的过时效区，由于S′相转变为强化效果较差的S相，因此，该区域硬度值大幅度下降．2）焊后焊接接头的固溶区强度可以自行恢复，且在该区域能够观察到大量的S′强化相．3）近缝区晶界存在大量富含Cu元素的低熔点共晶体聚集现象，造成基体中合金元素的含量下降，并对基体硬度产生了明显的影响．4）利用ER4043焊丝焊接得到的焊缝组织存在大量的低熔点共晶体，这些低熔点共晶体在结晶过程中可以产生“愈合”作用，能够有效地抑制结晶裂纹，但同时也会降低焊缝的塑性．
作者：刘政军 刘继国 苏允海 单位：沈阳工业大学 材料科学与工程学院
1实验材料和实验方法
1.1材料的制备
实验材料以铸造高纯铝(纯度为99.99%)作为实验对象。将材料加工为尺寸为15mm×15mm×90mm的长方体试样。将试样放入等通道角挤压模具中，采用石墨润滑剂，以1mm·s－1的速度，进行多道次的室温ECAP变形。其中ECAP模具通道的内角φ=90°，外角Ψ=20°。采用Bc路径反复挤压1～8道次。采用C路径反复挤压1～4道次。Bc路径是指前一次挤出的试样按同一方向旋转90°后进入下一次挤压。C路径是指前一次挤出的试样按同一方向旋转180°后进入下一次挤压。
1.2拉伸试验
对高纯铝多道次等通道角挤压后的试样进行拉伸性能测试，按照GB/T228.1—2010［9］制备拉伸试样，采用200kN型电子万能试验机进行拉伸试验。
1.3硬度实验
金属材料的硬度是其力学性能的主要参考之一，试样的晶粒越细，硬度越高，所以通过硬度值也可以反映出材料晶粒的尺寸变化。切取硬度试样，采用FM－700数字显微硬度计，对挤压后的试样进行显微硬度测试。
1.4热稳定性实验
为检测高纯铝经过ECAP实验后的热稳定性，设计两组实验:第1组将1～4道次的试样进行加热到100℃保温1h的退火实验;第2组将1～4道次的试样进行加热到200℃保温1h的退火实验，对退火后的试样进行拉伸试验和维氏硬度实验。
2实验结果与分析
2.1抗拉强度和伸长率分析
高纯铝经过ECAP实验后的拉伸力学性能见表1。可见高纯铝的抗拉强度在经过挤压后有了明显的提高，抗拉强度从第1道次到第3道次不断提高，升高趋势相似，在第3道次达到最大值为108MPa。在第4道次时抗拉强度出现下降趋势，如图1所示。这应该是由于第1次变形后高纯铝晶体内部晶粒减小且产生大量位错，使抗拉强度大幅度提高，随着应变量增加，抗拉强度不断提高。到挤压至第4道次时，位错被堆积和湮灭，位错数量有所下降，且保持稳定，进而出现动态回复和动态再结晶使强度下降［9］。在5道次挤压后，抗拉强度比前一道次略有提升，但随后几道次的抗拉强度还是呈下降趋势，在第6道次达到最低，为81MPa。高纯铝经过ECAP挤压变形后的伸长率在经过第1道次的挤压后明显下降，随着挤压道次的增加，试样的伸长率略有提升，但总体呈下降趋势并逐渐趋于稳定。这是因为经过第1道次挤压后高纯铝内部产生大量内应力，导致伸长率下降。
2.2硬度分析
经过Bc路径ECAP第4道次的挤压后高纯铝的硬度从最初的43.38HV提高到59.8HV，提高了37.8%。同样，C路径ECAP挤压至第4道次后，硬度也达到了54.6HV，提高了25.8%。可见从1道次至4道次晶粒在不断地细化。从图2看出，对比Bc路径和C路径可以发现在第3和第4道次挤压后，Bc路径挤压得到的硬度比C路径挤压后的硬度高。Bc路径在第2到3道次之间硬度剧烈提高，相比C路径硬度则均匀升高。
2.3热稳定性分析
高纯铝热稳定性的检测是通过对加热处理过的高纯铝进行拉伸试验和硬度测试。图3和图4分别是Bc路径和C路径制得的高纯铝退火后硬度，从图中可以得出，经过加热到100和200℃进行退火后，试样的硬度明显下降。对比可以发现，经Bc路径挤压的试样退火后，第3和第4道次比前两道次硬度下降的幅度大。而C路径则是第2和第4道次的硬度下降幅度大，而其他两道次退火后硬度下降较小。对比加热温度可以发现，加热到100和200℃后退火，对退火后的硬度没有太大的影响。图5是挤压过第5道次至第8道次的高纯铝试样，从图5中可以看到:高纯铝在经过较高道次的ECAP挤压后，试样经过200℃退火后，其抗拉强度下降;试样经过100℃退火后，抗拉强度在第6和第7道次均高于未经热处理的挤压试样。对比100和200℃退火，试样经200℃退火后的抗拉强度明显下降，下降幅度比100℃退火后大很多。可见退火温度不同对抗拉强度的影响不同。
3结论
(1)高纯铝在ECAP第3道次后抗拉强度达到最大值为108MPa，伸长率在第1道次后剧烈下降，由44%下降至18.3%，随后抗拉强度下降，随挤压次数增加趋于稳定。(2)高纯铝的硬度随着挤压道次的增加不断上升，到4道次后，Bc路径高纯铝硬度为59.8HV，C路径高纯铝硬度为54.6HV。(3)退火后高纯铝的的硬度和抗拉强度都有所下降，不同的退火温度对退火后硬度的影响几乎相同，而对抗拉强度的影响差别较大。
作者：高松松 王进 单位：青岛理工大学
1实验方法
1．1原材料
①多聚甲醛，分析纯，天津福晨化学试剂厂生产；②苯酚，分析纯，天津博迪化工有限公司生产；③氨水，分析纯，天津福晨化学试剂厂生产。
1．2热固性酚醛树脂的制备
根据反应中引入催化剂的不同，酚醛树脂可分为酸催化合成的热塑性树脂和碱催化合成的热固性树脂。其中，热固性酚醛树脂具有不溶不熔的特性。本文将使用热固性酚醛树脂为树脂炭材料的前驱体，具体的合成工艺如下：将多聚甲醛与苯酚按照1∶1．3的摩尔比混合后，加入到三口烧瓶中；将三口烧瓶置于水浴炉中加热至65～95℃，同时加入少量NH3·H2O，保持反应过程中体系的pH值在7．5～9．5；搅拌反应一段时间后得到粘稠状液体，即为热固性酚醛树脂。
1．3酚醛树脂炭的制备
将合成的热固性酚醛树脂模压固化（即树脂注入模具中，160℃固化48h以上脱模），再置于电阻炉中，在氮气保护下进行炭化处理（炭化温度为850～900℃），得到酚醛树脂炭材料。
1．4酚醛树脂炭结构与性能的表征
采用NETZSCHSTA409型热重分析仪表征酚醛树脂炭的前驱体———酚醛树脂在N2气氛下的热失重行为。采用JSM6700型场发射扫描电镜观察酚醛树脂炭的微观形貌。采用RenishawInVia拉曼光谱仪分析酚醛树脂炭的元素杂化态。采用CMT－5304电子万能试验机测定酚醛树脂炭的压缩强度。加载速率为0．5mm／min，试样尺寸为10×10mm3。并通过试样的压缩应力－应变曲线，分析试样的断裂失效机制。
2力学性能分析
2．1酚醛树脂炭的微观结构
高聚物材料的热分解温度定义为失重10wt．％所对应的温度［11］。固化后的酚醛树脂在N2气氛中的热失重曲线，酚醛树脂的热分解温度为239℃，失重5wt．％时的温度为211℃，至850℃时的残炭率为50．7％；酚醛树脂在237和543℃附近的两个阶段发生明显的失重现象；600℃后，酚醛树脂进行结构重排，有机芳环结构逐渐向无机结构演变。第一阶段的失重是因为固化反应过程中残余的低分子物质挥发及分子间的交联缩合而引起的；第二阶段的失重则是因为自由基裂解、大量分子链断裂、脱氢等非均相分解所致，该过程分解出CO、CO2、CH4等气体，同时释放大量的热量。在1348cm－1附近出现代表sp3杂化的无序乱层炭结构的D峰，而在1589cm－1附近出现代表sp2杂化的取向度较好的微晶石墨炭结构的G峰。根据D峰与G峰的强度比值判断材料中炭结构的类型。使用Origin8．0软件计算两峰的积分面积，得到ID／IG＝2．15，大于1，表明酚醛树脂炭主要以非晶炭结构为主。从图2（b）可以看出，酚醛树脂炭主要由树脂炭基体、微孔和微裂纹组成。酚醛树脂在固化和炭化热处理过程中出现小分子逃逸，因而在炭基体中留下大量微孔，微孔的孔径为3～8μm。在炭化过程中酚醛树脂内部产生较大的热应力，在热处理结束后未得到完全释放，残余应力留在树脂炭基体中，从而形成一些宽度为1～2μm的微裂纹。
2．2酚醛树脂炭的压缩性能
酚醛树脂炭典型的压缩应力－应变曲线酚醛树脂炭的压缩强度为8．58MPa，酚醛树脂炭的压缩过程主要为弹性变形区，无屈服平台区。弹性变形区主要受静应力影响，反映了炭泡沫泡孔结构的强度特性，而屈服平台区主要反映了微孔孔隙结构被压垮的过程［3］。酚醛树脂炭的压缩应变较小，当应变达到4％左右，材料突然失效，曲线无屈服平台区，压缩断裂过程呈脆性断裂模式；应力－应变曲线出现一些“台阶”（图中箭头所示区域），表明在受压过程中，裂纹在材料内部发生多次偏转。由此可推测酚醛树脂炭的断裂过程（如图4所示）：酚醛树脂在固化过程中残存一定的内应力，其在炭化阶段未得到完全释放，并在材料内部形成一定数目的微裂纹；这些微裂纹在受压过程中不断扩展－连通，形成更大的裂纹；当大裂纹在其生长方向上遇到基体相中的微孔，发生裂纹偏转和裂纹弯曲效应，并吸收少量裂纹扩展能。由于树脂炭基体的脆性较大，微孔的出现不足以吸收足够的裂纹扩展功，难以阻挡裂纹进一步扩展。随着载荷的不断增大，材料内部的大量长裂纹迅速扩展－连通，致使其发生脆性断裂，同时在应力－应变曲线上出现明显的瞬间应力衰减现象。通常情况下，吸收的总能量越低，材料的韧性越差。由图3可计算出酚醛树脂炭在压缩过程中吸收的总能量为0．135MJ／m3。而多孔树脂基炭泡沫断裂韧性最差的试样，其吸收的总能量为0．3018MJ／m3［3］。与该研究结果相比，树脂炭在压缩过程中吸收的总能量降低了55．3％以上。平台区是吸收能量的主要阶段，而树脂炭的压缩断裂呈现脆性断裂模式，其压缩变形主要以弹性变形区为主，因此在断裂过程中吸收的总能量较低，断裂韧性较差。
3结论
（1）采用碱催化法合成的热固性酚醛树脂，其热分解温度为211℃；酚醛树脂经固化－高温炭化热处理形成了以非晶炭为主，含有树脂炭基体、微孔和微裂纹的酚醛树脂炭材料。（2）酚醛树脂炭的压缩强度为8．58MPa，应变较小，仅为4％左右；压缩应力－应变曲线以弹性变形区为主，压缩断裂特征为脆性断裂模式。（3）酚醛树脂炭的断裂韧性较差，由于压缩应力－应变曲线无屈服平台区，压缩断裂过程中吸收的总能量较小，仅为0．135MJ／m3。
作者：赵毓梅 单位：西北工业大学
1试验材料和方法
试样采用980钢试样，尺寸为150mm×50mm×20mm，共制作4个试样，打钢印进行标记。试验使用炉膛为260mm×160mm×100mm的实验室箱式炉。热处理工艺为调质，即860℃×0．5h水冷10s转油冷至室温+620℃×1h回火，开炉门冷却至室温，工艺曲线如图1所示。对1号试样不进行调质，对2号试样进行一次调质，3号试样进行两次调质，4号试样进行三次调质，每次调质工艺相同。试样经打磨、抛光、4%硝酸酒精侵蚀后，于高倍金相电子显微镜下观察显微组织。按照GB/T228．1—2010《拉伸试验第一部分:室温试验方法》进行试样制作和拉伸试验;按照GB/T229—2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行试样制作和低温冲击试验。
2试验结果与讨论
2．1调质次数对力学性能的影响
980钢经过不同次数调质后的力学性能如表1及图2所示。结果表明，980钢经过第一次调质后，强度显著提高，但低温冲击吸收能量无明显提高。980钢经过第二次调质，强度与第一次调质相比无明显变化，低温冲击吸收能量显著提高。980钢经过第三次调质，强度与第一次调质相比无明显变化，低温冲击吸收能量略有降低。
2．2调质次数对显微组织的影响
为不同次数调质态980钢的显微照片。可以看出，980钢未进行调质时，组织为铁素体，晶粒度级别为7．0级，进行第一次调质后，组织为回火索氏体和残留奥氏体，晶粒度级别为7．5级，存在颗粒状碳化物。经过第二次调质，残留奥氏体基本消失，为回火索氏体，晶粒度级别提高到8．0级，存在少量颗粒状碳化物。当进行第三次调质时，组织为回火索氏体和粒状珠光体，晶粒度级别为8．0级。回火索氏体是铁素体与粒状渗碳体的混合物。回火索氏体使钢的脆性降低，冲击性能提高［3］。析出的细小颗粒状碳化物，作为第二相质点，可以阻碍晶界的迁移长大，所以，随着调质次数增加，晶粒细化。此外，淬火的冷却过程存在形核和核心长大的过程。淬火冷却时间受到控制，新的晶粒没有长大到原始晶粒尺寸时，重新进行加热后冷却，再一次进行形核和核心长大，在原始晶粒中形成多个细小的晶粒，晶粒得到细化。钢的冲击韧性与晶粒大小有关［4］，韧脆转变温度T与晶粒直径d的关系可用公式T=K－lnd－1/3描述，因此，细化晶粒可以提高钢的冲击性能。从屈服和抗拉强度来看，经过第二次调质，980钢的屈服强度和抗拉强度明显提高，这可能与晶粒得到细化有直接关系。塑性变形过程中，由外加切应力直接引起滑移的晶粒只占少数，多数晶粒的塑性变形是由前面晶粒中的位错塞积群的应力集中所引起的，只有所有晶粒都进行了塑性变形，才会引起塑性变形的宏观效果，它的作用效果与晶粒尺寸有关。可见，通过细化晶粒，可以提高屈服强度和抗拉强度。
3结论
1)980钢经过第一次调质，屈服强度和抗拉强度明显提高，低温冲击吸收能量提高不明显，显微组织为回火索氏体和残留奥氏体。经过第二次调质，屈服和抗拉强度无明显变化，低温冲击吸收能量显著提高，显微组织转变为回火索氏体，晶界变得明显，晶粒得到细化。经过第三次调质，屈服强度、抗拉强度无明显变化，低温冲击吸收能量略有降低，显微组织为回火索氏体和粒状珠光体。2)980钢经过两次调质处理后，力学性能显著提高，效果最好。
作者：陈亮 单位：武汉船用机械有限责任公司
1力学性能试验研究
本实验所用的水平加载设备是美国MTS公司提供的动力液压伺服作动器，此作动器由MTS公司提供的FlexTestGT控制系统控制。同时FlexTestGT控制系统留有外部输入信号的接口，这样拟动力子结构实验中的数值子结构计算程序和DSP中控制程序就能和FlexTestGT控制系统连接进行数据信号交换。实验中使用的动力液压伺服作动器在动力加载时可以达到±1000kN，水平位移的范围是±300mm。竖向力由4个750kN的静力作动器产生，整个竖向加载是自平衡装置，大幅度的减少了设备的自重和加载过程中的摩擦力。本实验的试件为4件性能相同的新型高阻尼橡胶隔震支座，其平面尺寸和橡胶层数都为400mm×400mm×6层，橡胶每层厚度为20mm，橡胶层总厚度为120mm，橡胶的水平剪切弹性模量采用G12(1.2N/mm2)。
1.1试验方案
首先进行顺应变加载实验，实验中支座的竖向荷载为960kN(面荷载6N/mm2)，并在实验中保持恒定。水平方向通过水平动力液压伺服作动器输入正弦激励波，为了研究频率对支座性能的影响，对3件新型高阻尼橡胶隔震支座分别输入频率为0.1Hz、0.3Hz、0.5Hz的正弦波，对于每一频率的正弦波其振幅分别按100%、175%、250%应变的顺序进行改变，每一应变往返进行6次。而每一振幅实验之间将支座静置24h，使其能恢复到弹性状态。其次，为了研究加载经历对新型高阻尼橡胶隔震支座的力学性能的影响，对未进行过实验的1件新试件进行逆应变加载实验。实验中竖向荷载还是保持960kN不变，水平方向输入频率为0.5的正弦波，其振幅按250%、175%、100%应变顺序进行改变，每一应变往返进行6次。同样对于每一振幅实验之间将支座静置24h，使其能恢复到弹性状态。
1.2实验结果及分析
顺应变与逆应变实验中得到的新型高阻尼橡胶隔震支座的滞回曲线如图1所示。并且根据每一频率下第2～第6回的滞回曲线按最大位移法计算在不同应变下的等效水平刚度与等效阻尼系数。其等效水平刚度、等效阻尼系数和加载频率、应变的关系如图2、图3所示。从图2中可以看出随着加载频率的增加，等效水平刚度有增加的趋势，大致上频率每增加0.01Hz，其等效水平刚度增加0.042(kN/mm)。但是实验结果等效阻尼系数随着频率的变化几乎没有多大的变化，这说明新型高阻尼橡胶隔震支座的阻尼性能是稳定的，与激励频率的相关性小。同时从图3中可以看出随着应变的增加，等效水平刚度与等效阻尼系数都变小。从逆应变滞回曲线可以看出，当新型高阻尼橡胶隔震支座首先经历了大应变变形后，小应变实验的初始刚度比顺应变实验结果降低了，同时等效水平刚度与等效阻尼系数也发生了变化。根据每一频率下第二回至第六回的滞回曲线按最大位移法计算逆应变实验的等效水平刚度和等效阻尼系数，并与顺应变实验结果进行对比，其结果如图4所示。可以看出，在顺应变实验中100%、175%应变的等效水平刚度比逆应变分别高25%、19%，而250%应变时两者却几乎相同。对于等效阻尼系数，逆应变实验结果均比顺应变的实验结果小，100%、175%、250%应变时分别小了7.3%、0.9%、16.9%。由此可见新型高阻尼橡胶隔震支座的等效水平刚度、等效阻尼系数与加载顺序有很强的相关性。
2隔震性能分析研究
(1)力学模型。在分析中采用了10m高的混凝土桥墩，桥墩基础的平面尺寸6.3m×6.3m，基础高度为2.0m，桥墩的断面尺寸为5.22m×2.4m，高度为9.5m，桥面的重量为714ton.实验的桥墩模型的1次振型为{0.08，0.133，0.991}T，其周期为1.27s，(2)橡胶隔震支座及其地震波。在本次分析使用的是板式橡胶支座NR，新型高阻尼橡胶隔震支座HDR.其平面尺寸都采用方形400mm×400mm，纯橡胶层总厚度为120mm，橡胶的剪切弹性模量为1.2N/mm2。其175%应变时的阻尼比设计值分别为0.04，0.21.采用针对2类场地的地震波L2T1Soil2，其最大加速度峰值为0.22g，地震波的标准输入时间间隔为ΔT=0.01.(3)实验结果及分析。10m高桥墩在L2T1Soil2地震波输入条件下，2种支座的地震反应滞回曲线如图7所示。为了定量的评价其隔震效果，从分析结果中直接得桥墩顶部的最大位移，桥面的最大位移，桥面的最大加速度，同时通过计算求得桥墩底部的最大弯矩，结果如表1所示。分析结果表面新型高阻尼橡胶隔震支座对桥梁有良好的隔震效果。
3结论
本文对新型高阻尼橡胶隔震支座的力学性能与对桥梁的隔震性能进行了实验研究。实验结果表明新型高阻尼橡胶隔震支座是速度相关型支座，加载频率对其等效水平刚度有较大的影响，但对其等效阻尼系数影响不大。通过分析精确的定量地验证了新型高阻尼橡胶支座对桥梁的减隔震效果。
作者：邵丽霞 单位：长安大学
1引言
混凝土是以骨料为填料，以硬化水泥浆为基体组成的复合材料。骨料在混凝土中占其体积的70%～80%，是组成混凝土的骨架，骨料的粒径、颗粒形状、级配、弹性模量等均会对混凝土的强度、耐久性和抗渗性等产生重要影响，尤其对混凝土的力学性能影响较大。本文从混凝土宏观力学、断裂力学和细观力学三个方面总结分析骨料对混凝土力学性能的影响，期望为改善混凝土的力学性能和研制出高性能混凝土材料提供参考。
2基于混凝土宏观力学的影响研究
天然骨料粒径、种类和级配等对混凝土抗压、抗拉等性能的影响较大，轻骨料、再生骨料的粒径、替代率等对混凝土力学性能的也有较大影响。成振林等［1］通过实验发现粒径小的粗骨料，在相同浆体条件下，其混凝土抗压强度较低，在非连续级配中，当单粒径增大时，混凝土强度呈递减趋势;在连续级配中，最大粒径占量最多时，混凝土抗压强度最大;随着粗骨料粒径增大，抗压强度增加，粗骨料级配好，混凝土抗压强度较高。徐仁崇等［2］发现在相同水泥用量的情况下，使用大粒径碎石配制的透水混凝土抗压强度较低，但透水系数较高。何锦云等［3］认为小颗粒的骨料存在缺陷的几率小，可降低骨料与水泥石界面的应力差，增加与水泥浆的粘结面积，使粘结强度提高;大颗粒的骨料下沉速度快，造成混凝土内部分布不均匀，影响混凝土的强度，过小的颗粒影响粘结强度。李嘉进等［4］发现混凝土抗拉强度随骨料粒径的增大而降低，骨料最大粒径为150mm试件的抗拉强度，只有骨料最大粒径为40mm试件抗拉强度的80%左右，但是骨料粒径对抗压强度的影响不明显。田砾等［5］通过三点受弯和直拉试验，研究发现放大骨料最大粒径，并通过颗粒级配来调整界面过渡区的组成，在满足必要的力学性能要求下，可显著改善纤维增强水泥基复合材料的应变硬化特性。周立欣等［6］通过试验研究发现，骨料类型对早龄期混凝土抗压强度和弹性模量影响较小，对早龄期混凝土劈裂抗拉强度影响较大。周敏等［7］发现无论是由单粒级还是连续粒级配制的无砂大孔混凝土，随着骨料最大粒径的增大，抗压强度逐渐减小，在浆体总量相同的情况下，单粒级骨料抗压强度低，且最大粒径增加，强度降低。Jawahar等［8］发现不同粒径混合的粗骨料，对自密实混凝土的抗压强度影响不大，在粗骨料含量一定的情况下，最大粒径粗骨料含量越多，自密实混凝土弹性模量、劈拉强度越大，粗骨料含量越大，自密实混凝土弹性模量、劈拉强度越大。Vu等［9］发现无侧限压缩时，粗骨料粒径对混凝土强度影响不大，在高围压下，粗骨料粒径越大，对应极限变形的平均应变越小，在高围压和高偏压力条件下，粗骨料粒径越小，混凝土轴向切线刚度越大。李凤兰等［10］发现当粒径小的轻骨料所占混合比例多时，可获得强度高于普通混凝土而弹性模量低于普通混凝土的复合骨料混凝土，当粒径大的轻骨料所占混合比例与粗骨料比例相当或多时，复合骨料混凝土的抗拉强度明显降低。于本田等［11］过对混凝土强度和电通量的测试，采用灰色关联分析方法研究发现，粗骨料的紧密空隙率与混凝土不同龄期强度的关联度最大，破碎面所占比例和压碎指标值次之，针片状颗粒含量最小，故降低粗骨料的紧密空隙率，提高破碎面所占比例可使混凝土获得较高的抗压强度。对于普通混凝土，一般情况下，骨料粒径越大，抗压强度越大，抗拉强度越小，级配越好，抗压强度越高，非连续级配下，骨料粒径越大，抗压强度越大，连续级配中，最大骨料粒径含量越大，抗压强度越大，一定条件下，放大骨料最大粒径，可以改善应变硬化特征，对受高围压的混凝土，粗骨料粒径越大，对混凝土应变，刚度越有利。但是对其它类型混凝土，如对无砂大孔混凝土，骨料粒径越大，抗压强度越小，对轻骨料混凝土，粒径小的轻骨料含量越多，抗压强度越高，故骨料对不同混凝土的影响不同。
3基于混凝土断裂力学的影响研究
混凝土宏观力学性能的研究，很难揭示材料变形和破坏的物理机制，研究骨料对混凝土断裂参数的影响，分析骨料对混凝土内裂纹的扩展演化过程的影响，这些基于混凝土断裂力学理论的研究受到关注。林辰等［12］利用双参数模型研究发现对于高强混凝土最大粗骨料粒径增大，临界应力强度因子增大。吴智敏等［13］发现当骨料最大粒径Dmax≤40mm时，混凝土断裂韧度、断裂能随Dmax的增大而增大，当Dmax＞40mm时，断裂韧度和断裂能随Dmax的增大而减小且趋于稳定，而临界裂缝尖端张开位移与Dmax无关。应荣华等［14］发现粗骨料可以较大地减小应力强度因子，其作用类似于加筋作用，粗骨料的粒径越大，粗骨料离裂纹尖端的距离越近，加筋作用也就越明显，裂纹尖端的应力强度因子降低的幅度越大，应力强度因子的值越小。朱亚超等［15］基于试验结果和改进的J积分计算方法，得出砂浆-骨料界面的ⅳ型断裂能随着砂浆基体强度的提高和骨料表面粗糙度的提高而提高。郑丹等［16］采用断裂力学方法分析了混凝土在拉压多轴情况下的破坏准则，结果表明拉压状态下的不同尺寸和骨料级配的混凝土试件抗拉和抗压强度均低于相应的单轴拉压强度，并且混凝土的骨料粒径越大，其双轴强度下降越大，最大骨料粒径对混凝土的双轴破坏准则并无影响。Zhang等［17］发现对普通强度的混凝土，骨料总含量一定时，小骨料颗粒导致高抗拉强度和急剧的峰后应力下降，骨料颗粒越小，峰后应力σ-w曲线越陡;但对高强度混凝土，对不同的骨料颗粒σ-w曲线基本相似，峰后应力σ-w曲线比普通强度的混凝土更陡，骨料颗粒越小，抗拉强度越高;对普通和高强混凝土，断裂能和特征长度随骨料颗粒的增大而增大。张海等［18］利用四点剪切加载的试验方法发现骨料不同，主要的断裂形式不同，骨料对混凝土断裂韧度影响较大;陶粒混凝土断裂韧度低于花岗岩和石灰石混凝土的断裂韧度。刘进宝等［19］基于稳定断裂试验，采用逆分析方法，发现断裂能随骨料粒径的增大而增大，表明骨料对裂缝有阻碍作用，随着骨料粒径的增大，骨料从基体中拔出的长度越大，最大黏聚裂纹宽度逐渐增大。郝彩哲等［20］发现不同骨料的混凝土断裂轨迹不同，骨料的强度越大，混凝土的断裂荷载越大，变形越小，也就是脆性越大，骨料不同，裂纹扩展的方式也不同，陶粒几乎完全断裂，花岗岩和石灰石少部分断裂。吴静等［21］认为弱化了的细集料-水泥石界面，细集料表面的初始缺陷将宏观分离裂缝诱导为均匀分布于砂浆基体中的弥散裂缝，增加了有效裂缝长度，也增大了断裂过程区，提高混凝土的断裂能和延性指数。通过断裂力学理论研究混凝土力学性能，发现粗骨料粒径越大，断裂韧度、断裂能、临界应力强度因子越大，表明粗骨料对裂缝的发展有阻碍作用，可以提高混凝土的延性和抗压强度，骨料越小，抗拉强度越高，峰后应力下降越剧烈，与骨料对混凝土宏观力学的影响一致。此外骨料强度越高，断裂荷载越高，变形越小，骨料表面越粗糙，断裂能越高，这些都提高了混凝土的强度，延性等。
4基于混凝土细观力学的影响研究
断裂力学研究宏观裂缝对混凝土性能的影响，但是无法分析宏观裂纹出现以前材料中微缺陷或微裂纹的形成及其发展对材料力学性能的影响，研究者将细观力学引入混凝土的研究。在混凝土细观力学的发展中骨料对混凝土力学性能的影响主要集中在细观力学数值模型建立，细观层次混凝土损伤研究两个方面。基于混凝土的细观结构，人们提出了许多混凝土细观损伤断裂的数值模型，如格构模型、随机粒子模型、随机骨料模型、随机力学特性模型等［22］，数值模型仍不断改进发展。孙立国等［23］提出了一种新的高效投放算法，通过一次性随机投放形成同种骨料的所有三角形基骨料，然后在此基础上随机延凸，生成任意形状的随机骨料。李建波等［24］通过提出骨料粒径极值比阈值的方法，剔除奇形骨料颗粒，并针对骨料填充过程采取半人工干预方式，切实做到在保证骨料目标填充效率及成功率的条件下，兼顾骨料形状与分布的随机性。汪卫明等［25］把骨料当作刚体，砂浆当做弹性体考虑，骨料用块体元模拟，砂浆用有限元模拟，提出了运用于混凝土细观力学仿真分析的块体元-有限元耦合方法，可以大大地减少有限单元的数目，简化前处理，减少计算量。王旗华等［26］提出的混凝土三相结构细观模型生成方法，避开了复杂的侵入判定，提高了骨料的投放效率，综合应用的极坐标方法、布尔运算方法以及图层管理方法，使筛分简单、计算量小、有限元处理便捷。Chen等［27］应用自定义的3D细观离散单元法分析沥青混凝土的断裂性能，在建立的细观模型中，骨料的形状、颗粒级配、骨料含量通过定义的功能能容易的控制。梁听宇等［28］应用随机骨料模型，进行数值模拟，发现骨料随机位置对混凝土试件强度的影响比较小，对变形影响比较大，骨料尺寸对强度的影响比较大，混凝土骨料相对试件越小，其脆性越明显。琚宏昌等［29］运用Monte-Carlo方法模拟三相复合材料混凝土试件，采用各向同性的Mazars损伤演化模型描述混凝土细观各相弹性损伤退化过程，利用有限元方法分别进行了混凝土二、三、四级配圆形、多边形骨料试件的单轴拉伸数值模拟。试验结果表明，同一级配任意多边形骨料试件的极限承载力总体上要大于圆形骨料试件的承载能力;二、三、四级配混凝土试件强度依次递减;在应力-应变曲线的软化阶段，圆形骨料较多边形骨料试件软化曲线平缓;多边形骨料混凝土试件的脆性指数较圆形骨料混凝土试件的脆性指数高。唐欣薇等［30］对混凝土切口三点弯梁试验进行了数值仿真，分析了同级配不同骨料颗粒分布特征对裂纹扩展性态及宏观力学性能的影响。裂纹主要沿着骨料与砂浆界面扩展，当离开界面时，则从砂浆内部扩展，强度较高的骨料颗粒对微裂纹扩展有阻碍作用，断裂一般不发生在骨料内，数值仿真的力-位移曲线的应变软化段存在微幅波动现象。黄修山等［31］首先通过试验测定了数值模型中需要的砂浆、骨料强度和变形参数，在颗粒流数值平台上实现了砂浆、1～3mm、1～4mm和1～5mm粒组骨料数字混凝土单轴压缩虚拟实验，发现骨料对混凝土材料强度和变形特性具有明显的增强特性，骨料越大，微裂纹多绕骨料产生和发展，骨料粒径范围越大，越容易形成架空结构，造成应力应变曲线峰值附近的波动，形成次稳定和多级强化。Zhang等［32］运用骨料生成和打包算法建立了考虑混凝土非均匀性的数值模型，此模型表达了骨料分布的随意性，三点弯曲梁试验和数值分析发现骨料对断裂性能影响较大，裂缝不沿着原有裂缝发展，而是在附近呈Z字行分布，断裂方向上的骨料也破裂。王宝庭等［33］采用适宜极限分析及处理微裂纹行为的刚体-弹簧元法，以随机圆形颗粒模型代表混凝土的结构，模拟计算了混凝土试件的单轴抗压的本构特性，全级配混凝土试件的弹性模量与骨料的弹性模量的关系为二次曲线。黄俊等［34］用有限元方法模拟了轻骨料混凝土在单轴拉伸载荷作用下的破坏形式，发现轻骨料混凝土裂纹首先在轻骨料中萌生、扩展，断裂面扩展几乎不受骨料阻碍，破坏过程比较突然。骨料形状、颗粒级配、骨料分布、骨料含量、骨料和砂浆的模拟方法等都极大地影响了普通混凝土细观力学中数值模型的建立和处理，在数值模拟分析中，骨料粒径、强度越大，微裂缝多绕骨料产生和发展，骨料粒径范围越大，越易形成架空作用，任意多边形骨料试件的极限承载力大于圆形骨料试件的承载力等，可见骨料的粒径、级配和形状等影响了裂缝的萌生和发展，对混凝土细观力学性能影响同对混凝土断裂力学性能和宏观力学性能的影响基本一致。
5结语
本文从混凝土宏观力学、断裂力学和细观力学三个方面分析总结了骨料的粒径、颗粒形状、级配和密度等性能对混凝土的力学性能的影响。骨料特性影响了混凝土的抗压、抗拉强度等，影响了混凝土断裂形式、断裂参数、强度判据、数值模型，裂缝发展等，骨料对混凝土断裂性能、裂缝扩展、应力应变场变化等的影响和对混凝土宏观强度的影响基本一致。混凝土宏观力学、断裂力学和细观力学的研究，使人们从不同层面全面了解骨料对混凝土性能影响、混凝土的破坏机理及其复杂的应力应变场等，可为改善混凝土的力学性能和研制出高性能混凝土材料提供参考。
作者：王赟 单位：陕西理工学院土木工程与建筑学院
1试验概况
1．1原材料
水泥:呼和浩特市冀东水泥厂生产的P·O42．5级水泥;细骨料:呼和浩特市产河砂;钢渣采用包钢转炉钢渣，本试验选取钢渣均经过热闷工艺，释放其膨胀性，符合混凝土粗骨料相关标准，经破碎筛选，粒径15～25mm。试验对比用天然碎石采用呼和浩特市大青山机制硬质花岗岩碎石，粒径15～25mm。水胶比为0．3、0．4时，使用聚羧酸高效减水剂;水胶比为0．6时，使用萘系减水剂。
1．2试验配合比
混凝土配合比共三种，分别为0．3、0．4、0．6;钢渣代碎石率(体积比)分别0、50、100%。1．3试验内容试验内容分为三类:一是骨料性能测试，具体依照JGJ52—2006《普通混凝土用砂石质量及检验方法标准》;二是混凝土拌合物坍落度及含气量测试，参照GBT50080—2002《普通混凝土拌合物性能试验方法标准》;三是钢渣代碎石混凝土的力学性能测试，参照GBT50081—2002《普通混凝土力学性能测试方法标准》。混凝土强度试件尺寸为100mm×100mm×100mm，采用试验室标准养护，压缩强度试验龄期分别为3、7、28、90d、半年及一年，劈裂抗压强度试验龄期为90d。
2试验结果与分析
2．1骨料性能测试结果
密度、含水率测试结果见表1。钢渣表观密度为3126．67kgm3，含水率为2．17%。碎石表观密度为2843．35kgm3，含水率为1．1%。钢渣表观密度及含水率均大于碎石。表2为钢渣与碎石压碎指标测试结果。有试验结果可知，钢渣压碎指标平均值为4%，碎石压碎指标平均值为7%，钢渣压碎指标小于碎石压碎指标。
2．2混凝土拌合物
混凝土拌合物含气量及坍落度试验结果见表3。当水胶比为0．3时，相同配合比条件下，钢渣代碎石混凝土的坍落度与普通混凝土相近。当水胶比为0．4时，要达到与普通混凝土相同流动性，钢渣代碎石混凝土减水剂用量需增大到普通碎石混凝土的2．3倍。当水胶比为0．6时，钢渣代碎石混凝土单独增加减水剂已无法调配出与普通混凝土相同的流动性，需要同时增加水的用量。观察不同钢渣代碎石率的混凝土含气量，可发现在同等水胶比条件下，钢渣代碎石混凝土含气量比普通混凝土含气量大，且随着钢渣代碎石率的增大，拌合物的含气量逐渐增大。随着水胶比的增大，钢渣混凝土拌合物含气量有进一步增大的趋势。
2．3硬化混凝土力学性能
2．3．1抗压强度
表4显示了混凝土抗压强度试验结果。表5是混凝土各龄期相对强度增长率。图1为混凝土抗压强度随龄期的发展曲线。期龄90d后，普通混凝土抗压强度增长率开始逐渐减小，不足8%;而钢渣代碎石混凝土增长率逐渐增大至15%左右，钢渣代碎石混凝土增长率明显大于普通混凝土。到180d时，同水胶比下钢渣代混凝土已和普通混凝土抗压强度非常接近。180d后，不同钢渣代碎石率混凝土抗压强度增长速率已逐渐趋于稳定，钢渣代碎石混凝土强度增长率仍大于普通混凝土。且同等水胶比下钢渣代碎石率越高，混凝土强度增长越快。
2．3．2劈裂抗拉强度
表6为90d劈裂抗拉试验结果，图2为不同水胶比钢渣代碎石混凝土与普通混凝土90d劈裂抗拉强度变化曲线。由试验结果可知，不同替代率的钢渣代碎石混凝土与普通混凝土的劈裂抗拉强度随水胶比的变化趋势相同的，均随着水胶比的增大，劈裂抗拉强度不断减小。相同条件下，钢渣混凝土与普通混凝土劈裂抗拉强度无明显差异。
3结论
(1)钢渣与碎石在物理性质上存在的差异:钢渣表观密度和含水率比碎石大，压碎指标要小于碎石。(2)在相同配合比条件下，要配出与普通混凝土流动性相同的钢渣代碎石混凝土，需增大水和减水剂的用量;且随着水胶比的增大，所需水和减水剂用量逐渐增大;混凝土拌合物含气量随钢渣代碎石率的增加而增大。(3)与普通碎石混凝土相比，钢渣代碎石混凝土抗压强度早期增长率基本相同，长龄期抗压强度增长率大于普通碎石混凝土。(4)钢渣代碎石混凝土与相同配合比条件普通混凝土的劈裂抗拉强度接近。
作者：石东升 单位：内蒙古工业大学
1引言
近年来随着经济社会的发展和人们生活水平的不断提高，使得社会对物质产品消费不断提高，从而促进了作为商品重要包装形式的瓦楞纸板行业迅速发展，瓦楞纸板的需求量十分巨大。商品在流通过程中，瓦楞纸板这类纸质包装材料受到流通环境温度、湿度制约，其力学性质和动力学特性也直接受到环境的影响[1]。所以要求产品包装必须满足流通运输环境要求，保证产品的安全可靠性。在实际的流通运输环境下，引起瓦楞纸板力学性能变化的影响因素很多,温度和湿度的变化影响尤其显著,直接影响到瓦楞纸板包装物品的安全性和使用时限。王俊丽、李广生、肖文娟、程小琴等[2-5]通过在不同的含水率条件下瓦楞纸板力学性能的测定，得出瓦楞纸板的力学性能随纸板含水率的增加而下降。DongMeiWang[6]等人在不同温度下，研究温度对纸蜂窝夹层板的含水率的影响，结果表明瓦楞纸板的含水率随着温度的升高而下降；随着温度的变化，瓦楞纸板的含水率发生了变化，最终影响到瓦楞纸板的力学性能。在实际运输过程中，瓦楞纸板的力学性能在不同温湿度环境下的变化比较显著,但目前对瓦楞纸板在模拟运输环境下力学性能的研究却鲜有报道。当前，瓦楞纸板的种类繁多,不同类型的瓦楞纸板会有不同的力学性能。三层UV型瓦楞纸板的需用量非常大，已在精细产品、中小型和高档包装领域逐渐扩展，特别是在一些精密仪表、中小型家电、玻璃陶瓷器皿、医药、干鲜果品、饮料及礼品等的包装上体现得尤为明显。为了更好的解决三层UV型瓦楞纸板实际使用过程中出现的问题，为企业提供更多实际可行的借鉴方案，很有必要的对三层UV型瓦楞纸板的力学性能进行深入研究。
2材料与方法
2.1材料与仪器
实验材料：三层UV型瓦楞纸板，A型，克重为180g/cm2，南宁新大海纸箱厂。实验仪器：17-76型抗压强度测试仪，美国TMI仪器制造公司；LP-80U型恒温恒湿实验试验箱，广东宏展科技有限公司。
2.2实验方法
选择在流通环境下比较常见的温湿度。一般在车厢里面或集装箱内的温度为10℃-50℃，湿度为30%-80%。结合实验室相关条件，相对湿度选取40%、50%、60%、70%、80%、90%，100%的7个水平。温度选取20℃、25℃、30℃、35℃、40℃、45℃、50℃的7个水平。裁切100mm×25mm（长×高）的试样，试样采用GB/T22906.2-2008《纸芯的测定第2部分：试样的温湿处理》[7]进行试样温湿度处理。平压强度采用GB／T22906.9-2008《纸芯的测定第9部分：平压强度的测定》[8]；边压强度采用GB/T6546-1998《瓦楞纸板边压强度的测定法》[9]，粘合强度采用GB/T6548-2011，《瓦楞纸板粘合强度的测定》[10]。
3结果与讨论
3.1温湿度对瓦楞纸板力学性能的影响
3.1.1温湿度对瓦楞纸板平压强度的影响
不同湿度条件下，随着温度升高，各条曲线呈上下波动趋势，波动值在20℃-30℃和40℃-50℃范围内变化不大，在30℃-40℃范围内的变化大，说明三层UV型瓦楞纸板平压强度在温度为30℃-40℃时的影响大；引起这一变化的原因是在30℃-40℃时，在各相对湿度下，瓦楞纸板内的纤维之间容易散失水分，瓦楞纸板的含水率不高，纸板纤维间的氢键力作用比较大。相对湿度为80%时的曲线波动最大，说明温度对相对湿度为80%时的影响是最大的；相对湿度为100%时的曲线波动最小，说明当相对湿度达到最大值时，在各个温度条件下瓦楞纸板内的含水率都非常高，平压强度在此湿度下随着温度的变化比较小。当相对湿度为40%，温度在35℃-45℃时，瓦楞纸板的平压强度达到最大值，这是因为纸板内纤维之间的水分含量比较低，纤维之间的作用力比较大。不同温度时，当瓦楞纸板的相对湿度增加到70%-80%，瓦楞纸板的平压强度下降明显加快。影响瓦楞纸板平压强度主要因素是纤维的作用力，纤维间水分的含量直接影响着纤维间的相互作用力，当环境相对湿度增加到70%后，纸板纤维润胀达到最大程度，纤维间的氢键就会被破坏，使瓦楞纸板的平压强度下降。
3.1.2温湿度对瓦楞纸板边压强度的影响
不同湿度条件下，随着温度升高，各条曲线呈上下波动趋势，波动值在20℃-30℃范围内，变化大，在30℃-50℃范围内，波动值小。说明三层UV型瓦楞纸板边压强度在低温时容易受到温度变化的影响；引起这一变化的原因是当温度升高到25℃左右时，纸板纤维之间的作用力变小造成的；相对湿度为90%和100%时的曲线波动最大，说明在高湿度环境下，瓦楞纸板内随着温度的升高水分散失严重；从图可看出边压强度最大值范围出现在相对湿度为40%温度在35℃-45℃之间，这是因为在低湿高温的环境下，纸板内的水分含量低，水分对纸板结构力学造成的影响比较小，所以纸板结构力比较大。边压强度随着相对湿度的增大不断地变小。不同温度时，当瓦楞纸板湿度增加到80%，瓦楞纸板的边压强度下降更快，说明当瓦楞纸板的湿度到达80%以上时，瓦楞纸板的平压强度受湿度的影响加大，若湿度继续增加，瓦楞纸板就可能失效，在运输中就丧失了作为运输包装的保护产品的功能。
3.1.3温湿度对瓦楞纸板粘合强度的影响
不同湿度条件下，随着温度升高，各条曲线呈上下波动趋势，波动值在30℃-40℃范围内，变化比较大，说明三层UV型瓦楞纸板粘合强度对高温的影响是比较明显的，粘合强度主要的影响因素是粘合剂，在此温度范围内，水分的散失比较慢，导致粘合剂的含水量大，降低了粘合剂的粘合力。从图3还可以看出，随着湿度的增大，粘合强度都在不断下降。粘合强度的最大值范围出现在相对湿度40%，温度为40℃-50℃时，在高温低湿环境下，粘合剂的含水量比较少，粘合剂的粘合力比较大。当相对湿度大于70%时，三层UV型瓦楞纸板的粘合强度下降速率非常大，可能由于相对湿度大于70%时，水分增加较快，瓦楞纸板的粘合剂开始慢慢变软，粘合剂的粘合力不断下降，使得瓦楞纸板的粘合强度下降的速率变大。综合图1-图3所示，在温度为35℃-45℃的运输条件下，当相对湿度为40%时，三层UV型瓦楞纸板的三种力达到相对的最大值，在此条件下最适合物品的运输，可以更好的保护产品。对三层UV型瓦楞纸板力学性能影响比较大的是相对湿度，温度次之。
4结论
本文探讨了模拟流通环境中不同温度和湿度对三层UV型瓦楞纸板的力学性能的影响。研究表明，流通环境的相对湿度对瓦楞纸板的影响较大，温度对瓦楞纸板影响次之；当温度在35℃-45℃之间、相对湿度为40%的状态下，瓦楞纸板的力学性能达到最佳值，此时瓦楞纸板可以最大限度的保证产品的安全性。在运输流通环境下，保证相对湿度不超过70%，瓦楞纸板可以更好保护产品。但要探究其原因，还需要从微观层面，楞纸板的内在纤维的影响等因素进行深入研究，在未来的瓦楞纸板力学性能研究中需要结合结构力学，材料力学等进行细致地分析瓦楞纸板内在的影响因素，开展深层理论研究。
作者：黄剑宗 单位：广西大学轻工与食品工程学院
1试验材料及方法
试验原料为真空冶炼并锻造而成的锻坯，首先在锻坯上截取直径为4.0mm、长10.0mm的圆柱试样，采用热膨胀仪测得合金钢材料的A1和A3分别为710℃和930℃。采用二辊轧机将1200℃保温90min的锻坯热轧为厚度为3.0mm的热轧板，并对其依次进行酸洗、冷轧，最后得到厚度为1.2mm的双相钢冷轧薄板，其主要化学成分w(%)：0.10C、1.35Si、1.88Mn、0.007P、0.0056S，余量为Fe。在冷轧钢板上沿轧制方向截取长220mm、宽60mm双相钢试样，并进行连续退火试验。根据实验测得的A1和A3，确定退火温度分别为735、760、785、810和835℃。将试样加热至退火温度并进行保温处理，保温时间为6min，然后将试样冷却至685℃后淬火到240℃，保温12min后冷却至室温。对工艺参数不同的退火板取样，利用热场发射扫描电子显微镜及EBSD技术对其进行显微组织观察和相结构分析，并采用电子万能试验机对其力学性能按照国标要求进行测试。
2试验结果及分析
2.1显微组织
图1是退火温度为735、760、785、810和835℃时双相钢连续退火后的组织。可以看出，不同温度条件下的退火组织均为马氏体和铁素体，无明显差异。同时发现马氏体（硬相）呈凸起岛状，且均匀分布在铁素体（软相）的晶界上，形成了由软相和硬相组成的双相组织[4]。通过ImagesProPlu和彩色金相图片对不同退火温度下马氏体的体积分数进行定量分析，研究组织中的相构成[5]。统计数据显示，马氏体的体积分数随退火温度的升高由13.8%增加至19.7%，且马氏体岛尺寸增大。这是由于在退火过程中，奥氏体随退火温度的升高逐渐增多；同时，C元素以及其他合金元素的扩散率也增大，奥氏体的尺寸增大。大部分奥氏体组织在淬火处理后转变为马氏体，增加了马氏体的体积分数以及尺寸。由图1还可以看到，马氏体岛中心位置颜色较暗，而与铁素体交界区域出现了光亮圈。这是因为C元素的热扩散速率较大，使其在连续退火过程中扩散较充分，使铁素体与奥氏体中的碳浓度达到了平衡状态。而Mn元素在奥氏体组织中的扩散速率小于其在铁素体组织中的扩散速率，导致铁素体与奥氏体的交界区域成为富Mn区，而淬透性与Mn的含量呈正比例关系，不同淬透性导致其内部较暗，而与铁素体的交界呈现光亮圈。
2.2相结构
退火温度分别为735℃和785℃时，汽车用高Si双相钢材料连续退火后的EBSD图像如图2所示。（采用黑色标记残余奥氏体，其他颜色标记马氏体和铁素体）可以看出，不同退火温度条件下双相钢组织中均得到了分布于铁素体晶界上的粒状残余奥氏体组织。这是由于双相钢材料中Si元素的含量较高，在退火过程可促进铁素体中C元素向奥氏体扩散，提高了奥氏体相中的含碳量；同时在冷却过程中Si元素还可以对碳化物的析出起到抑制作用，降低了奥氏体相中的碳损失。高碳奥氏体相的Ms点较低，因此具有较高的热稳定性，在室温条件下稳定存在并被保留。经测量，残余奥氏体的晶粒直径均小于1μm，稳定性较高。图3给出了双相钢在760℃时退火后的透射照片。可以看出，部分残余奥氏体组织呈薄膜状，分布于板条马氏体组织中。薄膜状奥氏体由于尺寸较小，同时周围包裹了马氏体束，提高了其成核所需表面能，因此增加了其向马氏体转变的难度。
2.3力学性能
表1给出了不同退火温度下双相钢连续退火后的力学性能。可知，随着退火温度升高，试验钢抗拉强度呈现先升高后降低。这是由于当退火温度高于735℃后，马氏体的体积分数开始急剧增加，抗拉强度也随之大幅提高；当退火温度超过785℃后，马氏体的体积分数不再增加，但在冷却阶段生成的铁素体体积分数逐渐增加，相比原始铁素体，新生铁素体的含碳量较高，导致马氏体的含碳量下降，抗拉强度也随之降低。传统低Si双相钢材料的抗拉强度为630MPa时，伸长率为23.0%。相比之下，退火温度为785℃时高Si双相钢材料的综合力学性能较高，抗拉强度为702MPa时，伸长率为25.5%，均高于传统低Si双相钢。伴随退火温度的升高，试验钢的屈强比未发生明显变化，最大为0.58，最小为0.44。传统低Si双相钢材料的屈强比为0.47，相比之下，除735℃退火外，双相钢的屈强比较低，因此其成型性能较好。这是由于钢中的Si元素不仅可以降低铁素体中C元素的含量，还可以对冷却及时效过程中碳化物的析出起到抑制作用，使C元素聚集在奥氏体中；此外，由于新生铁素体出现的无沉淀区降低了双相钢的屈服强度，因此其屈强比也随之下降。
3结论
（1）在汽车用高Si双相钢在连续退火后，铁素体晶界上均匀分布有岛状马氏体和粒状残余奥氏体，这是由于Si元素在退火过程中促进C元素的扩散，在冷却过程中抑制碳化物的析出造成的。（2）随着退火温度的升高，双相钢的抗拉强度呈现先升高后降低。当退火温度为785℃时，高Si双相钢的综合力学性能均高于传统低Si双相钢，有利于改善双相钢的成型性能。
作者：莫树懂 单位：广西交通职业技术学院
1原材料性能试验分析
1．1水泥
试验所使用的水泥是江西省生产的万年青牌P．O42．5，其细度为1．23。
1．2砂
采用武夷山当地的河砂，中砂，级配良好。
1．3粗骨料
采用武夷山当地产的碎石，表观密度为2867kgm2，最大公称粒径为40mm，级配良好。碎石的含水率小于0．2%。
1．4废弃混凝土
废弃混凝土集料(简称RG)，是武夷山当地旧建筑物上拆下来的废弃混凝土块，经人工破碎筛分、分级，按一定的比例混合后，粒径为5～40mm，级配良好。
1．5矿渣微粉
矿渣微粉是福建三钢集团龙海分公司生产的，比表面积为450m2kg。
1．6水
武夷山当地的自来水。
1．7减水剂
选用福州君安建材有限公司生产的YS－A型混凝土高效能减水剂，减水率为15%。
2试验研究
2．1混凝土基准配合比
根据《普通混凝土配合比设计规程》(JGJ55—2011)的要求，按照强度等级C35设计混凝土基准配合比，水胶比为0．4，坍落度120mm，砂率取38%。
2．2矿渣微粉再生混凝土配合比
试验采用废混凝土等质量取代天然粗骨料，取代率分别为0，25%，50%，100%。在废混凝土取代率试验的基础上，掺入矿渣微粉等量取代水泥用量，取代率分别为0，30%，50%，70%。采用均匀设计法制定了16组试验方案。
2．3混凝土试件的制作
根据《普通混凝土力学性能试验方法标准》(GBT50081—2002)(以下简称《标准》)的规定，试块采用150mm×150mm×150mm标准试模，按照试验方案制作成16组试块，分别测试7，28，60d的抗压强度和工作性能，每次确定的强度值取3个数据的平均值，故每组按照7，28，60d的养护龄期分别制作9个试块，总计144个试块。2．4流动性测试根据《普通混凝土拌合物性能试验方法标准》(GBT50080—2002)进行坍落度试验，测定不同组别混凝土拌合物的流动性。2．5抗压强度试验根据《标准》进行抗压强度试验，使用微机控制电液伺服压力试验机(HCT306A)进行试验，以0．5～0．8MPas匀速加压，试验分7，28，60d共3次进行，每次试验3个试块，抗压强度结果取平均值。
3试验结果分析
3．1流动性影响分析
以矿渣微粉和废混凝土掺量为变量，通过测试不同方案再生混凝土的坍落度值，得出对再生混凝土流动性的影响规律。当矿渣微粉取代率不变时，随着废混凝土掺量的增加，再生混凝土的坍落度呈现出比较明显的降低趋势;当掺入矿渣微粉后，再生混凝土的坍落度均有所提高;当废混凝土取代率不变时，随着矿渣微粉取代率的增加，再生混凝土的坍落度也有一定程度的提高。研究结果表明:废混凝土在破碎过程中产生很多的颗粒棱角，使其具有表面粗糙、孔隙率大和吸水性好的特征［5］，进行混凝土拌制时，在水胶比不变的前提下，由于废混凝土自身要吸收水分，减少了实际用于拌合混凝土的水量，导致混凝土的流动性变差。而矿渣微粉是细微球状体，其颗粒直径比水泥细，且表面光滑，可以起到填充水泥颗粒空隙的作用，而且吸水量小［6］。因此，在水泥刚开始水化时，矿渣微粉包围着水泥颗粒，起到了减水剂的作用，降低了水化速度，提高了混凝土拌合物的流动性。
3．2抗压强度影响分析
本试验以矿渣微粉和废混凝土掺量为变量，通过测试不同方案混凝土的抗压强度值，得出每组方案对不同龄期混凝土抗压强度的影响规律。混凝土7d的抗压强度的变化规律:在废混凝土取代率不变时，当掺入矿渣微粉后，其抗压强度降低。这是由于矿渣微粉的水化速度慢，当水泥用量随着矿渣微粉的掺入而减少时，混凝土的早期强度会出现明显降低。混凝土28d和60d的抗压强度的变化规律:再生混凝土后期抗压强度相比7d的抗压强度高，能够达到设计强度等级C35。当废混凝土取代一定量天然骨料，混凝土强度有一定程度地提高，但随废混凝土取代率的提高，抗压强度呈下降的趋势。当取代率超过50%时，混凝土的抗压强度下降较快;当再生骨料取代率为50%时，掺入适量矿渣微粉，使再生混凝土的流动性得以改善，抗压强度影响不大，28d均能达到35MPa;当再生混凝土中矿渣微粉掺量为50%时，其抗压强度随着废混凝土取代率的增加而提高，28d最高达到40MPa。分析表明:废混凝土不仅棱角多，而且表面粗糙，具有粘结面较好、界面粘结强度较高的特性［7］;另外，由于废混凝土的吸水性强，遇水后能很快湿润，促使其表面的许多微裂缝的立刻吸入水泥颗粒，使水化更加充分，形成致密的界面结构，在一定程度上补偿了废混凝土强度较低的缺陷;同时，矿渣微粉的细度比水泥颗粒细，起到了很好的填充作用，改善了再生混凝土的孔隙结构，使孔隙率降低，形成了密实充填结构［8］;此外，由于废混凝土的吸水率较高，降低了混凝土的有效水胶比，提高了再生混凝土的抗压强度。
4结语
当再生混凝土中矿渣微粉掺量为50%，采用水泥标号为P．O42．5时，其抗压强度随着废混凝土取代率的增加而提高，28d最高达到40MPa。由此可见，矿渣微粉再生骨料混凝土既能节约资源，又能消耗大量的建筑垃圾，对于减轻环境污染十分有效。随着科学技术的快速发展，矿渣微粉再生骨料混凝土一定会成为可持续发展的绿色材料。
作者：谷艳玲 单位：武夷学院土木工程与建筑学院
1试验原材料及配合比
1.1试验原材料
水泥:采用P.O42.5水泥，其主要性能见表1。石灰石粉:密度2700kg/m3，需水量比95%，其化学成分见表2。细骨料:采用天然河砂，表观密度2640kg/m3，细度模数2.77。粗骨料:采用天然卵石，粒径分别为5～20mm、20～40mm，表观密度2670kg/m3，压碎指标6.6%。外加剂:采用Gk—4A固状缓凝高效减水剂和GK—9A固状引气剂。
1.2试验配合比
试验采用内掺法，以石灰石粉替代不同掺量的水泥然后按表3的配合比成型混凝土试件。试验以R0为基准配比，通过改变石灰石粉掺量，研究石灰石粉对碾压混凝土工作性能、力学性能和耐久性能的影响。
2石灰石粉对碾压混凝土工作性能的影响
碾压混凝土工作性能按《水工混凝土试验规程》(DL/T5150—2000)进行测试。掺入石灰石粉后，碾压混凝土拌和物的VC值出现降低的趋势，但随着掺入量的增加降低幅度减小。不掺石灰石粉时R0配比的VC值为8s，当掺入石灰石粉时，配比R1、R2、R3、R4都降至5s以内，说明石灰石粉具有固体减水剂的作用，适当的石灰石粉对改善碾压土的工作性能有益。VC值的大小是决定碾压混凝土可碾性和层间结合技术的关键。随着石灰石粉的加入，碾压混凝土液化泛浆时间缩短有利于碾压混凝土的层间结合，这主要是由于石灰石粉的密度低于水泥密度。采用等量替代法大大提高了碾压混凝土中浆量的体积，同时提高了浆砂比。同时，把混凝土看作是一个连续的颗粒堆积体，石灰石粉中的细颗粒对碾压混凝土起到级配微调作用，从而改善碾压混凝土的工作性能［3］。
3石灰石粉对碾压混凝土力学性能的影响
碾压混凝土抗压强度、静力抗压弹性模量和极限拉伸值按《水工混凝土试验规程》(DL/T5150—2001)进行测试。配比编号为R1和R2的7d强度比基准配比R0强度高，28d时虽仍有提高但提高幅度不太明显，到了90d强度基本接近;配比编号R3和R4的早期强度和后期强度均比基准配比强度低。说明:当石灰石粉的掺量不超过20%时可提高碾压混凝土早期抗压强度，对碾压混凝土后期强度无不利影响;当石灰石粉的掺量超过20%时，随着其掺量加大，碾压混凝土各个龄期强度降低。同时，从表4中可知，随着石灰石粉掺量的增加，碾压混凝土的静力抗压弹性模量出现先降低后增加的趋势，而碾压混凝土的极限拉伸值则出现与其相反的趋势，即先增加后降低。这表明适当石灰石粉掺量对防止碾压混凝土坝的裂缝是十分有利的。混凝土可以视为连续的颗粒堆积体，石灰石粉的细度比水泥小，石灰石粉的细粉分散在水泥颗粒之间，起分散剂的作用，可以对碾压混凝土进行级配微调，使碾压混凝土内部更加密实。同时在水化早期，有大量的网状C—S—H生成，石灰石粉的支点咬合作用有利于水化物产生，从而加速了C3S的水化［4］，这种作用在早期十分明显，故一定量的石灰石粉可提高碾压混凝土的早期强度，但随着掺量的增加，混凝土内部参与水化反应的水泥越来越少，从而影响了碾压混凝土的强度。由于石灰石粉的等量替代提高了碾压混凝土的浆砂比，降低了碾压混凝土的VC值，从而起到提高碾压混凝土极限拉伸值、降低碾压混凝土静力抗压弹性模量的效果。
4石灰石粉对碾压混凝土抗渗性能的影响
碾压混凝土抗渗性能按《水工混凝土试验规程》(DL/T5150—2001)采用逐级加压法进行测试，抗渗等级以每组6个试件中2个出现渗水时的最大水压力表示。抗渗等级按公式:W=10H-1计算。分别对5组试件90d龄期进行抗渗实验得出如下结果:R0试件的抗渗等级大于W10;R1、R2、R3、R4试件的抗渗等级均大于W12。碾压混凝土的抗渗性能是指碾压混凝土抵抗压力水渗透的能力，碾压混凝土的密实程度决定了其抗渗性能的高低，随着石灰石粉的掺入，碾压混凝土抗渗性能有一定程度的提高，这是由于石灰石粉的掺入起到了微填充的作用，阻断了碾压混凝土内部的毛细通道，提高了碾压混凝土的密实度，进而提高了碾压混凝土的抗渗性能。
5石灰石粉对碾压混凝土抗冻融性能的影响
碾压混凝土工作性能按《水工混凝土试验规程》(DL/T5150—2001)进行测试。不同石灰石粉掺量的碾压混凝土90d龄期200次快速冻融结果。随着石灰石粉掺量的增加，碾压混凝土的质量损失率增加，相对动弹模量降低。当石灰石粉掺量不超过20%时，碾压混凝土试件可达到200次冻融循环;当掺量达到30%时，只能达到150次冻融循环;当掺量达到40%时，只能勉强达到100次冻融循环。碾压混凝土抗冻性能的好坏与碾压混凝土用原材料、碾压混凝土内部的孔结构及碾压混凝土密实程度等因素有关系。目前常用的方法是提高碾压混凝土的密实度和掺加引气剂。由于石灰石粉中的细粉颗粒对碾压混凝土有级配微调的作用，在一定程度上提高了碾压混凝土的密实度［5-6］，但随着石灰石粉掺量的增加，碾压混凝土中的含量明显降低，导致其抗冻性能降低。所以，在碾压混凝土中掺入适量石灰石粉，并合理调整引气剂的掺量，仍可保证碾压混凝土具备一定的抗冻融循环能力。
6结论
a.一定掺量的石灰石粉具有降低碾压混凝土VC值、改善碾压混凝土的工作性能的作用。b.当石灰石粉的掺量不超过20%时，可提高碾压混凝土早期抗压强度，对碾压混凝土后期强度无不利影响。当掺量超过20%时严重影响碾压混凝土的抗压强度。c.适当掺量的石灰石粉具有提高碾压混凝土极限拉伸值、降低碾压混凝土静力抗压弹性模量的作用，对防止产生碾压混凝土坝裂缝十分有利。d.石灰石粉的加入对碾压混凝土的抗渗性能无不利影响。e.石灰石粉的过量加入会大大降低碾压混凝土的抗冻性能，但若掺量合理并适当调整引气剂的掺量，碾压混凝土仍具有一定的抵抗冻融循环的能力。石灰石粉作为一种新型掺和料，在碾压混凝土中的应用显得尤为重要，其合理利用具有广阔的应用前景和良好的经济效益，符合变废为宝、节约资源、保护环境的可持续发展的思路。
作者：赵哲 单位：石家庄滹沱新区投资开发有限公司
1有限元模型建立
对模型作如下假设：基体是连续相，填料粒子是分散的；填料粒子具有均匀性和周期性；填料添加比例为5%。根据假设，建立反映不同填料粒子分布形式的有限元模型。实验所用材料为建筑工业用X90管线钢，其化学成分如表1所示。对真空脱气工艺冶炼后的工业用钢连铸坯料进行轧制。采用MULPIC层流冷却设备对矫正后的轧制钢板进行热处理。并依据多相组织调控机理对层流冷却设备进行参数设置，试验板材尺寸为18mm×3000mm×12000mm。对试验钢板的轧制表面、沿宽度方面的截面和沿长度方向的截面分别取样，进行打磨和抛光处理。其中所使用的金相腐蚀液为3.5%的硝酸酒精溶液。采用Axiovert-200MAT型光学显微镜(OM)和FEIQuanta600型扫描电镜(SEM)对试验钢组织进行观察；使用H-800型投射电镜(TEM)对双喷薄后的试样进行微观形貌的观察；采用GenesisXM2对实验样品进行能谱分析(EDS)。
2试验结果及分析
2.1X90钢的组织分析
热处理前试验钢板厚度中层纵截面处的微观组织。可以发现，试验钢的原始奥氏体组织为长50.0~65.0μm，宽20.0μm的长条状扁平形晶粒，并沿着钢板轧制的方向分布。同时在其晶界处出现大量多边形的铁素体组织，尺寸范围为3.0~7.0μm。由于基体的相变温度受到钢内高能奥氏体晶粒的影响，因此随着奥氏体晶粒的长大，相变驱动力增加，促进相变发生。同时，生成的铁素体的力学性能、晶粒大小及相变过程中的动态也与原始奥氏体晶粒尺寸相关。在工程生产实际中，可以采用细化奥氏体晶粒尺寸的办法，达到增加其形变量和降低形变温度，优化X90管线钢材料的力学性能。与X70管线钢不同，X90管线钢的主要组织为粒状和板条的贝氏体、多边形的铁素体以及残留M/A。图2为试验钢不同位置光学和扫描电镜分析。可以发现，试验钢的基体组织为贝氏体、铁素体以及M/A构成的多相组织。准多边形铁素体在横、纵截面的试样中沿轧制方向呈带状分布。这是由于过冷处理增加了奥氏体晶界能量，促使铁素在轧后空冷过程中形核、生长；经挤压后，试验钢中贝氏体相互交错且取向不同，增大过冷处理的冷却速率不利于增加粒状贝氏体及M/A的数量。终轧厚度为18mm的试验钢板透射电镜分析如图3所示。其中，粒状贝氏体和板条贝氏体分布在准多边形铁素体周围。板条状贝氏体是在中低温的转变温度下制备得到的，其宽度为0.5μm，位错密度高，可提高钢强度。在试验钢板条束间隙中发现M/A相，该相在TEM图片中呈白色或黑色条状，如图3(d)和3(e)所示。另外，由于试验钢添加了0.09%的Nb元素作为晶粒细化剂，因此X90钢的晶粒得到了一定程度的细化。这是由于Nb可以抑制奥氏体晶粒的生长。
2.2力学性能分析
试验钢不同位置试样的力学性能测试结果如表2所示。可知，轧制钢板的最高屈服强度为653MPa，最低为609MPa；抗拉强度为713~723MPa；最大的屈强比为0.89。在低温的抗冲击实验中，DWTT重锤冲击实验的剪切面积不小于80%，冲击做功的范围在213~247J的范围内。X90第三代管线钢的具有较低的屈强比及较高的延展性能，可减少裂纹和开裂的产生，增加其在应用过程中的安全性能。
3结论
（1）建筑用X90第三代管线钢组织由板条和粒状的贝氏体、M/A以及准多边形的铁素体的多相组织构成。低密度的准多边形铁素体能够提高钢基体的韧性；含Nb析出物可抑制位错的滑移和扩展；夹杂在位错之中的极硬M/A可以提高钢的强度。（2）经热处理后，试验钢具有较低的屈强比，较高的延展性能，能有效减少裂纹和开裂的产生，提高材料的安全性能。
作者：申喆 单位：焦作大学
1实验方法
1.1合金成分
为使合金具备较高的抗拉强度、良好的充型能力及较高的耐磨性等性能，选择硅含量为18%。实际生产中，常将含铁量超过2.0%的回炉料，做废铝处理或给压铸厂回用，为增加高铁铝合金的回收利用率，同时保证良好的工艺性能和使用性能，将加入铁含量定为3%。根据文献报道［1-2］，高铁铝硅合金中锰的最佳添加量存在差异，现有报道主要集中在w(Mn)/w(Fe)=0.5～1.1，锰和铁含量相同时对高铁含量铝硅合金中的富铁相具有较好的中和效果，因此选锰加入量为3%(即w(Mn)/w(Fe)=1.0)。有资料表明［3-4］，随着铜含量增加，合金密度和热裂倾向增大，耐腐蚀性和铸造性能降低，根据合金的种类和用途的不同，所选铜的含量不一样，铜的含量取5%。
1.2热处理工艺选择
根据相关文献［5］，T6处理对于铝合金效果最好，即固溶处理后再进行人工时效。该热处理工艺可使高温时出现的富铁相扩散于基体中。人工时效可使富铁相均匀化。固溶温度选择525℃，保温时间4h，淬火采用水介质，温度为70～80℃的水。人工时效选择温度180℃，保温5h。
2试验结果与分析
2.1抗拉强度检测方法与数据
零件试样按GB/T228-2010《金属材料拉伸试验室温试验方法》规定尺寸加工，在电子万能试验机上进行拉伸试验，高铁含量的铝硅合金在加入一定量的锰后性能有所提升，但提升幅度较小(抗拉强度由118MPa提升到135.2MPa，提升幅度为14.58%)，不足以消除铁元素对合金的影响。在加入锰的基础上，加入铜后合金性能有较大提升(抗拉强度由135.2MPa提升到168.8MPa，提升幅度为24.85%)，基本已经能够消除铁元素带来的不利影响。合金经过T6热处理后，可以使性能再次提升到193.1MPa，相对于不含铁的铝硅合金(Al-18Si)抗拉强度提升28.73%，有利于扩大合金使用范围，这对铝硅合金的回收再利用具有重大意义。
2.2合金SEM及EDS分析
图1为Al-18Si-3Fe-xMn合金中主要相的SEM形貌。图1(a)为未加锰时即Al-18Si-3Fe中长条状和细长的针条状富铁相的形貌，含铝、硅、铁分别为65.79%、21.42%和12.79%，不含锰。图1(b)和图1(c)为Al-18Si-3Fe-3Mn中富铁相形貌。图1(b)含铝0.85%，含硅99.15%，不含铁和锰。图1(c)含铝、硅、铁锰分别为64.77%、18.51%、8.68%和8.05%。当锰含量为零时，即Al-18%Si-3Fe合金中富铁相的组成元素为铝、硅、铁，可认为这些相为三元富铁相。当锰含量为3%时，富铁相组成元素为铝、硅、铁、锰，可认为这些相为四元富铁相。图中浅灰色的相为初生硅。Al-18Si-3Fe-3Mn-5Cu合金热处理前后主要相的SEM形貌和微区成分分析的位置，图2(a)含铝75.65%、铜24.35%，图2(b)含铝78.34%、铜21.66%。图2(a)中白色珊瑚状组织和图2(b)中白色组织是铝和铜组成的一种物相，铝和铜的原子比例分别为3.11和3.62，结合Al-Cu二元合金相图可以判定为Al2Cu相，虽然实际测得铝铜比大于2∶1，这是因为受到基体中α-Al的干扰和能谱仪电子束聚焦能力有限的影响。从图2可知，富铜相是以富铁相为核心方式析出和(Al+Al2Cu)共晶形式析出两种方式同时进行，这与文献［6］记载，当铜的质量分数大于1%时的析出方式吻合。从图2(b)中存在富铜相可以得知，部分富铜相尺寸较大，固溶处理并不能将其完全溶解。
2.3铸态组织结构观察与分析
从图3(a)和图3(b)可以观察到，Al-18Si合金中加入3%的铁后，出现粗大的双锥状富铁相，这种富铁相一般称为α铁相，双锥状富铁相对合金基体的割裂作用非常明显(合金强度从150MPa下降到118MPa)。从图3(c)可以观察到，在富铁含量的铝硅合金中加入3%锰可使富铁相和初生硅得到细化，富铁相形态由双锥状转变为三叶状、四叶状、块状、田字状和块状(即β相)。通过对相关文献分析［7-8］，α铁相和β铁相都是通过δ高温铁相和剩余液相发生包晶反应生成，α铁相也可以通过包晶反应转变为β相。在平衡凝固过程中，δ高温铁相先析出。非平衡凝固组织中出现δ高温铁相，是由于在较大冷却速度下，δ高温铁相向β铁相的包晶反应变得困难，而不是较大的冷却速度抑制了β铁相的形核生长。在高温区，α铁相和β铁相分别通过包晶反应转变为β铁相，当冷却速度非常大时，包晶反应难以进行，而使δ高温相保留至室温。锰的加入，使α相从准稳定相转变为稳定相，L+αβ的包晶反应不再发生，L+δβ的包晶反应也受到抑制，L+δα的包晶反应受到促进。因富铁相由α铁相转变为β相，以及晶粒的细化，合金的抗拉强度得到一定提升(从118MPa提升到135.2MPa)。从图3(d)可以看到，在富铁含量的铝硅合金中加入3%锰的基础上加入5%铜后，合金中富铁相形态变化不大，Al2Cu相在富铁相周围析出。是由于Al2Cu相包裹了富铁相，从而减小了富铁相对合金基体的割裂作用，使得合金抗拉强度得到提高(从135.2MPa提升到168.8MPa)。Al-18Si-3Fe-3Mn-5Cu合金经过T6热处理后，富铁相和初生硅相边角被钝化，铸态下的CuAl2在固溶处理过程中，重新溶解入基体中，形成过饱和固溶体。此时，快速淬入70～90℃的热水中，溶质的扩散和重新分配来不及进行，CuAl2的形核和长大无法实现，从而得到过饱和的单相α固溶体。从图4可以看到，固溶处理后铜元素的分布明显均匀化，铜元素在单相α固溶体中有较大的过饱和度，共格界面处的基体晶格产生畸变，对基体起到强化作用。同时认为，由于高温下原子扩散作用增强，热处理后富铁相周边剩余的CuAl2相与富铁相结合更紧密，CuAl2相与基体结合部分更圆滑，因此更有利于消除富铁相对基体的割裂影响，提高合金强度。通过两种方式对合金的强化，合金的力学性能得到较大提升(从168.8MPa提升到193.1MPa)。
3结论
Al-18Si-3Fe合金中加入3%锰后，富铁相形态得到改善，能够小幅度提升(抗拉强度幅度为14.58%)高铁含量铝硅合金强度，但不能完全消除铁元素带来的不利影响。Al-18Si-3Fe-3Mn合金加入5%铜后，析出的Al2Cu相包裹富铁相，减小富铁相对合金基体的割裂作用，使得合金抗拉强度得到提高(从135.2MPa提升到168.8MPa)。Al-18Si-3Fe-3Mn-5Cu经过T6处理后，铜元素在单相α固溶体中形成较大的过饱和度，对基体起到强化作用，同时由于高温下原子扩散作用增强，热处理后富铁相周边剩余的CuAl2相与富铁相结合更紧密，CuAl2相与基体结合部分更圆滑。通过两种方式，合金的力学性能得到较大提升(从168.8MPa提升到193.1MPa)，优于不含铁Al-22Si合金性能，实现铝硅合金的有效回收利用。
作者：李林鑫 单位：四川化工职业技术学院
