多孔金属

多孔金属（精选七篇）

多孔金属 篇1

高效过滤分离技术的关键是过滤分离多孔材料的开发与制造。近年来, 金属多孔材料在国内外得到了广泛研究, 其制备方法也日渐成熟。按照孔隙的产生方式, 典型的制备方法主要分为铸造法、沉积法、烧结法、化学反应法等。

1 多孔金属材料的制备方法

1.1 铸造法

铸造法是目前比较成熟的工业化生产多孔金属材料的方法。铸造法适用于材料熔点相对较低的金属材质, 主要有铝合金、钢、铜、青铜、黄铜等, 所制备的多孔金属孔隙度可达90%以上。已经投入工程实际应用的多孔金属主要有泡沫铝、泡沫镍及其泡沫合金。根据具体工艺不同, 铸造法又分为直接吹气法、熔体发泡法、渗流法、金属-气体定向共晶凝固法 (Gasar工艺) 等[6]。

直接吹气法是通过吹气装置将气体由熔体底部吹入, 产生气泡上浮并聚集形成泡沫, 经传送带运输液态金属泡沫并使其冷却成为泡沫产品 (如图1所示) 。该技术要求材料发泡温度区间宽、金属熔体粘度合适, 以便提高泡沫稳定性, 保证收集与成形过程中多孔体不破碎。

熔体发泡法是在熔融金属中加入发泡剂而产生气孔, 主要包括熔化合金锭、熔体增粘、加入发泡剂搅拌、保温发泡、成型等工序, 如图2所示。常用的增粘剂有金属Ca粉、粉煤灰、SiC颗粒、Al2O3颗粒、Al粉等, 发泡剂主要有TiH2、ZrH2等金属氢化物以及CaCO3、MgCO3等盐类。为获得理想的多孔材料, 熔体粘度、与合金熔点温度相匹配的发泡剂、添加剂均匀分散程度等成为该技术的关键。

渗流法是将金属熔液渗入装有耐高温且可去除颗粒的铸模中, 经后续去除颗粒工序而获得多孔金属[7]。大多数金属的表面张力较大, 在重力作用下很难完全填充颗粒间隙, 因而又出现了压力渗流法、真空渗流法及将造孔剂抽真空然后加压渗流等新工艺。常用的填料主要有MgSO3、NaCl、石膏等颗粒。根据颗粒模板不同, 可以获得开孔或闭孔多孔金属材料, 如图3所示。

金属-气体定向共晶凝固法 (Gasar工艺) 如图4所示。合金锭在高压氢气气氛中熔化, 大量氢气溶解于液态金属中。当达到饱和时将熔体定向凝固, 熔体分解为固相和气相, 得到圆柱形气孔沿凝固方向排列的有序多孔材料[8]。该工艺要求金属材料熔体在高温时具有良好的气体溶解能力。氢溶解度、气体压力、热流密度和方向、化学成分等是该工艺需要严格控制的重要参数。

1.2 烧结法

烧结法是以金属纤维、金属丝网或者金属粉末作为原材料, 在一定的成型工艺条件下预成型, 然后在高温保护性气氛条件下烧结而获得具有较高孔隙度的多孔材料, 如图5所示。

烧结金属丝网多孔材料是采用金属丝编织网或者金属丝作为原料, 经过金属丝缠绕、复合或合理搭配多层金属丝编织网, 再经压制、轧制和高温处理而成的一种多孔功能材料, 具有强度高、耐高温、孔径分布均匀、透过性能好、耐腐蚀、寿命长等优点, 是高压、高温及腐蚀环境中使用的第三代高效过滤材料[9]。其主要应用于过滤器、金属橡胶减震器、缓冲垫、油水分离器等[10]。

烧结金属粉末多孔材料是采用金属粉末作为原材料, 经预成形、高温烧结而形成。其孔隙的大小和孔隙特性主要取决于制备工艺和粉末粒度[11]。由于原料种类丰富, 所需设备简单, 所制得多孔材料性能优异, 产品已在工业领域大量应用, 其中最主要的有不锈钢多孔材料、铜合金多孔材料、镍及镍合金多孔材料、钛及钛合金多孔材料等。烧结金属粉末坯料制备方法主要有冷压法、热压法、挤压法、热轧法、注射成形法、离心成形法等, 并可根据需要在坯料中添加发泡剂、造孔剂等。其中注射成形法所制得零部件各部分的密度比较一致, 组织结构也比较均匀且力学性能优异[12,13]。美国宾夕法尼亚大学[14]将雾化粉作为原料, 通过各向同性注射成型技术, 制得结构均匀的316L不锈钢多孔金属, 其孔隙率大于40%, 孔径小于10μm, 透气系数为10-14m2。

随着多孔金属应用越来越广泛, 人们对多孔金属性能的要求也越来越高, 不但要求高的过滤精度, 还要求保证更高的通过效率以降低系统能耗, 因此出现了不对称多孔金属, 如图6所示。烧结不对称多孔金属是将多孔金属作为基体材料, 将金属氧化物、金属或合金作为膜层材料。这种结构可以改善常规的对称多孔金属滤除效率低、反冲洗效果差等不足, 具有机械强度高、分离精度高、传热性能好、透过系数大等优点。

1.3 沉积法

金属沉积法是采用化学或物理的方法将金属沉积在具有一定孔隙结构易分解的有机高分子材料表面上, 经后续焙烧或其他工艺除去高分子材料, 得到多孔金属, 如图7所示。沉积法有电沉积法、气相沉积法、反应沉积法等。

电沉积法是利用电化学的方法将金属沉积在易分解的多孔有机物上 (如聚氨酯泡沫) , 然后采用热分解的方法将有机物除掉。由于有机物不导电, 需要先将有机物浸入导电浆料中进行导电化处理。

反应沉积法是将泡沫结构置于含有金属化合物气体的装置中, 在适当的温度下加热使金属化合物分解, 金属从其化合物中分离出来后沉积到具有多孔结构的泡沫基体上, 然后经加热分解有机物形成具有一定网络结构的多孔泡沫金属。

沉积法制备多孔材料工艺比较复杂、对设备的要求较高、沉积速度慢, 但所获得的多孔材料具有孔隙率高, 孔结构分布均匀、贯通, 具有三维结构等明显优点。典型产品是泡沫镍和泡沫铜。

1.4 反应合成法

反应合成法是一种新型的多孔金属材料合成方法。人们在研究自蔓延高温合成过程中发现, 自蔓延过程产生高的反应速度以及高的温度梯度, 产物具有多孔骨架结构。反应合成法是制备FeAl、TiAl等金属化合物多孔材料的可行工艺。成孔机理是, 由于Fe、Al的固有扩散系数相差较大, 通过元素扩散的Kirkendall效应会产生一定数量的微小孔隙。同时由于反应过程存在不同化合物之间的转变, 如中间产物Fe2Al5转变为FeAl相, 材料体积缩小12.56%, 也会导致一定孔隙的产生。为提高制备过程的可控性, 高海燕等[15,16]采用低温固相扩散后高温烧结工艺制备了FeAl多孔材料, 如图8所示。

1.5 其他多孔金属材料制备方法

目前, 还有其他多孔金属材料制备工艺的探索性研究报道。韩国的Myung-Jin Suk[17]通过放电等离子烧结技术 (SPS) 成功制得W-Cu多孔材料, 该多孔材料的孔隙结构沿纵向或径向呈梯度变化。P.Maarten Biesheuvel[18]采用离心喷射铸造技术, 结合球形颗粒在离心状态下的沉降规律, 成功制得多孔氧化铝膜结构。田茂东[19]采用溶胶凝胶法, 以SiO2作为多孔膜层材料, 以多孔钛作为多孔基体, 成功实现了复合膜层的制备。王俊等[20]运用悬浮粒子烧结法, 在TiAl金属间化合物基体上成功制得多孔Ni, Ni层孔径为10.6μm。高会元等[21]选择316L多孔不锈钢作为基体, 先对基体表面进行溶胶凝胶表面修饰, 再通过化学镀方式成功制得Pd-Cu复合多孔材料, 膜层厚度可控制在10μm。

国内多孔金属材料市场主要被PALL、MOTT、GKN等公司掌控, 国产的多孔金属膜的市场份额很小。我国整体研究水平和国外相比仍有一定差距, 主要的研究单位包括北京有色金属研究总院、西北有色金属研究院、北京钢铁研究总院等。北京钢铁研究总院采用粉末轧制技术成功制得多孔金属材料。西北有色金属研究院于20世纪末开始关注多孔金属膜的研究, 目前已能实现高流量、高分离精度金属膜管的制备, 其整体性能已经处在国际领先行列, 同时还开创了分离膜的离心沉积成形技术, 并研制出了相关的离心成形设备, 实现了小规模生产。

2 结语

金属多孔材料在能源与环保中的应用 篇2

1 金属多孔材料在能源领域中的应用

1.1 洁净能源转化———洁净煤技术

煤炭产业是我国能源产业的巨头, 预计到21世纪中叶, 煤炭仍是我国最重要的能源。煤炭能源与人们的日常生活息息相关, 煤炭可以通过燃烧发电、供暖, 为人们的生活提供各种便利, 但是作为一种传统能源, 煤炭燃烧会造成一系列的环境问题。我国的煤炭具有高硫化、高灰化的特点, 在燃烧不完全的时候不仅会带来巨大的烟尘, 还会产生二氧化硫、二氧化氮等有毒有害气体, 破坏大气层, 污染空气, 导致酸雨的出现。提高煤炭燃烧率的重要手段便是将煤制成蜂窝状, 增加煤表面与空气接触的机会, 或者直接投入碎煤进行燃烧, 使其尽可能燃烧完全。但是目前我国的煤炭燃烧率仍十分低下, 除了在负荷稳定的时候, 燃烧率能够与石油和天然气相近, 大部分负荷不稳定的时候, 其燃烧率将远低于石油和天然气。我国的煤炭平均燃烧率仅为29%, 远低于煤炭工业化的国家。因此, 洁净煤技术, 逐步减少污染物的排放, 提高煤炭的利用率已经成为我国能源研发技术的重要课题。煤洁净技术贯穿着煤炭燃烧的始终, 目前最先进的洁净煤技术是煤气化和煤液化, 气化煤技术能够最大限度地提高煤炭的燃烧利用率。在实现煤气化的过程中, 需要用到大量的烧结金属多孔材料, 比如输送煤粉的充气罐、通气管、通气板等, 用以保证煤粉输送的稳定、连续。还有氮气的过滤, 气化后混合气体的过滤, 蒸汽、水的过滤中, 都需要应用到金属多孔材料。一般情况下, 煤气化罐内的温度可达250—400℃, 气压为2.5—5.8MPa, 还混合着各种有一定腐蚀性的气体。因此穿插在内部的管道的工作条件极其恶劣, 采用的元件应当具有合适的孔隙性能, 耐高温高压, 能够抵抗煤粉的冲刷和混合化学气体的腐蚀。金属多孔材料的特殊结构正好满足这些苛刻的要求, 这是其他孔隙材料所达不到的。

1.2 新能源技术

燃料电池是继水力、火力、核能之后新一代的发电装置和内燃机动力装置, 也将成为今后发展中最具吸引力的发电装置, 尤其是氢氧燃料电池, 不仅燃烧产物无污染, 产能还高, 将成为未来燃料电池界的宠儿。燃料电池通过外部来供给燃料, 用金属多孔材料做电极, 在电解质内部发生化学反应以产生电能。用做电极的材料最好呈锥形孔道并具有螺旋梯度, 为气体、电解质提供一个良好的交界面, 并且是电的良导体, 有较大的表面积, 因为电极的表面积越大, 电极孔的分布越均匀细密, 电极反应的效率就越高。金属多孔材料不仅能够满足以上的要求, 还能够经过焊接加工, 制成圆管式, 大面积平板式和叠层波纹板式结构, 其中叠层波纹板式能够增加有效电流面积, 增加单位面积电流密度, 提高电池反应的效率。因此, 金属多孔材料是燃料电池的首选。在氢能装置中, 金属多孔材料也得到了广泛的应用。例如制氢装置中的集电器, 其主要作用就是使水与固体聚合电解质膜充分接触, 把燃料均匀引进膜———电极组件上, 使燃料电化学反应在膜上顺利进行。金属多孔材料还是开发生物质能源的核心材料, 生物质能源是唯一的一种能够长期再生的含碳能源, 玉米秸秆就是其中典型的代表。生物质能源被广泛应用在合成化工产品以及液体燃料等领域。我国的生物质能源储备丰富, 每年的玉米秸秆产量就多达6亿多吨, 这些秸秆被大量用于生产生物柴油, 生物酒精等燃料, 在生产的过程中, 需要应用金属多孔材料作为过滤材料和过滤催化材料。作为全球消耗17%的能源, 核能的开发也是所有国家长期以来不懈努力研究的课题之一。生产核能需要高精度、高可靠、耐腐蚀、耐辐射、命长的材料, 以满足核能源净化、核污染物排放、核退役设备净化、氢能源净化等技术要求。金属多孔材料不仅耐腐蚀、抗氧化, 还具有较好的延展性、可塑性, 能够满足核能开发等高精尖技术对材料的苛刻要求。新型的纳米镍膜便是一个典型的例子, 目前纳米镍膜已经被运用在同位素分离, 氕、氘、氚净化等技术上。

2 金属多孔材料在节能环保上的应用

2.1 高效洁净能源利用———表面燃烧技术

近十年来, 各国都在努力研究提高燃料利用率的技术, 表面燃烧技术便是在这一时期新兴发展起来的, 该技术的核心便是多孔表面燃烧器。表面燃烧器的燃烧区会向预混气体进行热量反馈, 并对预混气体进行预热, 以便使火焰稳定。预热区会接受由燃烧区经过辐射和传递而来的热量, 在预混气体经过预热区的时候会受到对流加热, 当预混气体到达燃烧区的时候, 便会边流动边燃烧, 完成化学反应和能量释放的过程。产生的大部分热能将从孔中散发出去, 以辐射的形式传递到周围。与自由空间的燃烧相比, 在多孔燃烧器上的燃烧具有热量高、燃烧速率快、低热值燃料可燃烧、辐射输出高、燃烧温度均匀、燃烧污染物少的优点。多孔表面燃烧器最初是用含碳化硅和氧化铝等陶瓷泡沫和纤维制作的, 但是这些材料成本高、不耐热、抗震性能低、易碎、制作困难、导热性能差, 无法满足市场的需求。随着科技的发展, 金属多孔材料逐渐取代了陶瓷泡沫和纤维材料, 成为多孔燃烧器制作材料的首选。金属多孔表面燃烧器能够承受1 000多度的高温, 有良好的导热性能, 耐腐蚀, 制作工序比较简单, 具有其他材料无可比拟的优越性。任何液体燃料都可以在金属多孔表面燃烧器进行燃烧, 经过气化和液化的煤粉也能够实现表面燃烧, 并且燃烧器能够有效吸纳燃烧产生的粉尘, 降低污染物的排放率。

2.2 高温气体净化技术

高温气体净化技术是提高高温气体合理利用率的重要技术之一, 也是降低污染气体排放率的先进环保技术之一。在现代工业中, 高温气体净化技术的应用十分广泛, 例如在能源工业中, 对整体煤气联合循环和增压流化床联合循环两种联合循环高温气体的净化。在我国, 有90%的火电站安装了除尘器, 除尘效率为90%, 其中电子除尘器所占的比例不到20%, 但是其除尘效率却高达96%。许多大型城市还安装了烟囱以扩散发电站所产生的粉尘, 但是这并不能根本地解决发电站排放的废气对大气产生污染的问题。目前国外正在研究脱硫工艺, 希望能够除去90%以上的二氧化硫、二氧化氮等气体。金属多孔过滤装置能够实现除尘、脱硫、脱硝一体化, 清洁气体的效率可达99%。除了发电工业, 金属多孔过滤器还广泛应用在石化化工工业、冶金工业、玻璃工业等高炉高温气体的净化装置上。这些重工业产生的有害气体烟尘如果得不到有效的处理, 将影响到绿色植物的光合作用, 污染大气, 增加人们患心血管、呼吸道疾病的机率, 危害人们的皮肤健康, 融进水中还会污染水质, 严重破坏城市环境。为此国家环保部门制定了相应的治理措施, 并严格控制这些有毒有害气体的排放。高温气体的胡乱排放除了会污染环境外, 还会造成能源的浪费。这些高温气体本身就具有巨大的热能, 而其内部所包含的一些可回收利用元素也是一笔不可小觑的财富。如果能够合理利用, 将产生巨大的经济效益。金属多孔过滤器不仅耐高温、耐腐蚀, 还具有良好的可再生性能, 能够满足过滤高温气体的工作要求, 为净化高温气体做出巨大的的贡献。

2.3 净化汽车尾气

随着经济的发展, 私家车逐渐多了起来, 其产生的尾气也对环境造成了一定的破坏, 因此许多小车都安装上了空气净化装置。这些空气净化装置需要使用反应催化器, 使反应能够迅速进行。金属多孔材料具有高的热稳定性, 良好的机械强度, 大的表面积以及良好的导热性能, 因此满足作为汽车尾气净化装置催化器的要求, 为净化汽车尾气做出了一定的贡献。

3 结语

综上所述, 金属多孔材料在能源与环保领域得到了广泛的运用, 为我国的节能环保事业做出了突出的贡献。相信在未来的发展中, 其所应用的领域将越来越大。

参考文献

[1]奚正平, 汤慧萍, 朱纪磊, 等.金属多孔材料在能源与环保中的应用[J].稀有金属材料与工程, 2006, 35 (z1) :413-417.

[2]奚正平, 汤慧萍, 朱纪磊, 等.金属多孔材料在能源与环保中的应用[J].稀有金属材料与工程, 2006, 35 (z2) :413-417.

多孔金属 篇3

1 高温熔炼法

高温熔炼法是制备合金最常用的方法, 就是将几种不同的金属在高温下熔炼成合金的方法。例如Ag-Au合金就是采用高温熔炼法将高纯度的银和金熔炼在一起, 然后在800℃左右高温退火数小时, 最后将熔炼好的合金用机械辊轴压制成金银合金箔片, 厚度最薄可达100nm, 这种100nm厚的金箔片商业化生产之后的价格是0.007美元每平方厘米[2]。高温熔炼法对温度和设备的要求较高, 有一定的危险性。

2 机械叠轧法

机械叠轧法是指用机械辊轴将不同的金属薄片轧制在一起, 通过退火处理在金属薄片表面形成合金层的方法。Masataka Hakamada[3]将厚度0.5mm的金片与厚度10μm的银片叠加轧制在一起, 最终厚度为0.15mm, 经过高温退火后并在浓硝酸中腐蚀掉银, 可以在金片表面形成一层厚度在150-250nm并且孔径在40nm左右的纳米多孔金片。机械叠轧法制备的合金基体适合用来在金属片的一面制备成纳米多孔结构, 其工艺过程较复杂, 纳米多孔金属基体合金一般不采用此种方法制备。

3 蒸镀法

蒸镀法是常见的薄膜制备方法, 属于物理气相沉积 (PVD) 。物理气相沉积指的是利用某种物理的过程, 如物质的热蒸发时或在受到粒子束轰击时物质表面原子的溅射等现象, 实现物质从源物质到薄膜的可控的原子转移过程。Zhou Hui[4]利用新鲜解理的云母作为基底, 在4×10-3Pa的真空度下, 真空蒸镀Au和Cu的混合物, 得到Au和Cu的合金薄膜, 然后将合金薄膜放入烘箱中进行不同温度的大气氛围中的退火, 之后将薄膜浸入配置好的稀酸溶液中去除反应生成的Cu氧化物以及剩余的Cu, 最终形成孔径均匀的纳米多孔金。Morrish[5]则利用电子束在硅衬底轮流蒸镀金铜薄膜各四层, N2气氛围内退火2.5小时制得金铜合金薄膜基体。蒸发法的优点是具有较高的沉积速度, 相对较高的真空度, 以及由此导致的较高的薄膜质量等, 因此蒸发法制备基体合金膜受到相对较大的重视。

4 磁控溅射法

磁控溅射法也属于物理气相沉积的一种, 优点是在沉积多元合金薄膜时化学成分容易控制, 沉积层对衬底的附着力较好等。Okman[6]等分别用自己组装的高真空磁控溅射系统, 在硅基底上同时对纯金和纯银靶溅射沉积制备出金银合金膜, 热退火处理后再用硝酸溶液去合金化制备纳米多孔金膜。

5 电镀法

电镀是一项重要的化学工艺, 利用电解原理, 在待镀物的表面沉积上一层金属或合金, 从而提高物体表面的亮度以及其它的性能, 如提高耐腐蚀性能、导电性等。因为电镀能在固体表面镀一层金属或合金层, 因此可以用电镀法来制备纳米多孔金属的基体合金。贾法龙等[7]在金电极表面电镀一层锌, 再通过热处理形成合金层, 最后利用化学去合金化法在浓硝酸中去除合金中的锌而得到纳米多孔金电极。

摘要：综述了纳米多孔金属基体合金的制备方法, 主要包括高温熔炼法, 机械叠轧法, 蒸镀法, 磁控溅射法, 电镀法等。

关键词：纳米多孔金属,基体合金,制备方法

参考文献

[1]Eelebacher J, Aziz M, Karma A, et al.Evolution of nanoporosity in dealloying[J].Nature, 2010, 410 (6827) :450-453.

[2]Ding Y, Kim Y J, Erlebacher J.Nanoporous gold leaf“Ancient technology”[J].Adv Mater, 2004, 16 (21) :1897-1900.

[3]Masataka Hakamada, Yasumasa Chino, Mamoru Mabuchi.Nanoporous surface fabricated on metal sheets by alloying/dealloying technique[J].Materials Letters.2010 (64) :2341-2343.

[4]Zhou Hui, Jin Lan, Xu Wei.New approach to fabricate nanoporous gold[J].Chinese chemical letters, 2007, 18:365-368.

[5]R Morrish, K Dorame, A J Muscat.Formation of nanoporous Au by dealloying AuCu thin films in HNO3[J].Scripta Materialia.2011, 64 (9) :856-859.

[6]Oya Okman, Jeffrey Kysar.Fabrication of crack-free blanket nanoporous gold thin films by galvanostatic dealloying[J].Journal of Alloys and Compounds.2011, 509 (22) :6374-6381.

多孔金属 篇4

泡沫材料的力学性能主要依赖于基体力学性能、相对密度及表征材料内部几何结构的参数等。许多研究者从这些方面入手,以理论、实验或数值模拟的方法研究了泡沫金属材料的力学性能。如Gibson和Ashby[2]利用立方体交错模型对不同种类泡沫材料的压缩变形机制进行简单解释,给出了宏观力学性能的半经验公式。Vander Burg等[3],Zhu等[4]用Voronoi模型模拟泡沫材料的微结构,研究了材料的弹性模量和压缩性能。Warren和Kraynik[5]利用支柱型四面体微结构模型建立了开孔泡沫材料的弹性非线性本构关系,但它只适用于泡沫材料因支柱屈曲而导致屈服变形前的单轴变形行为。Nieh等[6]研究了泡孔尺寸对材料屈服强度和弹性模量的影响,并认为这种影响可以忽略。Onck等[7]利用数值模拟对泡沫材料进行分析,认为开孔尺寸对泡沫材料力学性能是有影响的。国内学者也在这方面作了众多研究,如卢子兴等[8]、赵隆茂等[9]、胡时胜等[10]通过理论和实验研究了泡沫材料相对密度对材料整体力学性能的影响,刘培生等[11]总结了近年来用于多孔材料的分析模型,曹晓卿等[12]从理论和计算两方面探讨了微结构对多孔材料力学性能的影响。

纵观整个研究领域,对开孔泡沫金属力学行为的研究,理论方面主要通过对典型胞元结构进行分析,采用简化模型和有限元模拟方法来得到泡沫材料的力学行为;而在实验方面,采用准静态或动态冲击实验。绝大多数的研究表明,相对密度对材料的力学行为起主导作用。但是,在孔隙尺寸对其力学性能影响方面的研究报道相对较少。本工作以国内市场上典型的多孔泡沫铜产品为对象,通过静压实验对多孔金属介质的力学行为进行研究,得到了材料力学性能与相对密度、孔隙尺寸等材料参数之间的相依关系。在此基础上,重点分析了孔隙尺寸对材料性能的影响机理。

1 实验

实验材料为开孔泡沫铜,由上海某新型材料生产商提供,其采用电解沉积工艺制成[13]。在生产过程中,阴极镀件是聚氨酯制成的开孔基体,电解过程利用电子流的作用,使电解液中金属阳离子还原成金属单质而沉积在阴极镀件表面。当还原的金属铜沉积量达到要求时停止电镀,然后在熔炉里对电镀好的材料进行热处理,烧掉基体,从而得到了开孔泡沫铜。因此,泡沫铜孔径的大小取决于聚氨酯泡沫基体孔径的大小,而相对密度可由电镀时间加以控制。网状的聚氨酯泡沫孔大小可以做到5ppi到130ppi,其中ppi指每25.4mm范围内的平均孔洞数量。利用同一种聚氨酯泡沫基体可以制得相同孔径但相对密度不同的泡沫金属材料。

本实验采用三种不同平均孔径的多孔泡沫铜,其ppi参数分别为40,70和100。由于材料为10mm厚的板料,通过电火花线切割方法将材料制成20mm×20mm×10mm尺寸的方形试件。图1 分别为40ppi和70ppi的泡沫铜面内SEM显微照片,可以看出材料的孔洞基本处于连通状态,但其孔径大小呈概率分布。经过初步测量,每英寸的平均孔洞数量和供应商提供的参数基本一致。

图1多孔泡沫铜的SEM形态(a)40ppi;(b)70ppi Fig.1 Microstructure of porous copper foams(a)40ppi;(b)70ppi

准静态压缩实验在多功能材料实验机(MTS)上进行,实验时将两块试件叠在一起进行压缩,则试件厚度为20mm。加载速率为5mm/min,名义加载应变率约0.0042s-1。由于材料的相对密度在板内有一定的分散性,按照ppi不同将其分为三组进行实验,所对应的试件分组编号分别为A,B和C,每组选出11个不同相对密度的试件。由于基体材料的密度ρs= 8.9g/cm3,通过测量试件的尺寸和质量得到各个试件的名义密度ρ。试件的相对密度如表1所示,ppi为40和70的材料,其相对密度均在0.06~0.085之间,而ppi为100的相对密度则在0.075~0.1之间。

2 实验结果与讨论

2.1 准静态压缩下材料的应力-应变行为

图2(a)和图2(b)分别给出了ppi为40和100材料的五条典型压缩应力-应变曲线,并给出了每条曲线对应的试件编号和相对密度。由图2可以看出,其压缩应力-应变曲线符合典型泡沫材料压缩应力-应变曲线的特征,即表现为明显的3 个阶段-线弹性变形阶段、塑性屈服平台阶段和密实化阶段。首先,材料经历短暂的线弹性压缩,达到屈服后进入平台段,此时应力不再增长或者增长缓慢。直到应变超过一定值之后,材料被压至密实。此外,随着相对密度的增加,材料的弹性模量和平台应力都有显著提高。

为进一步得出材料参数影响规律,开孔泡沫铜的弹性模量E取加载曲线初始线性段的斜率,平台应力σpl定义为从应力-应变曲线进入平台段的第一个点到应变达到50%时所对应的点之间曲线段的应力平均值。由于密实应变的定义目前还没有一个统一标准,为研究方便取50% 应变处的应力值为 σ0.5,而将1.5σ0.5应力值所对应的应变定义为密实应变εD。根据应力-应变曲线求出各个试件的弹性模量、平台应力及密实应变等力学参数。

图2不同相对密度泡沫铜应力-应变曲线(a)40ppi;(b)100ppiFig.2Quasi-staticcompressionstress-straincurvesatdifferentrelativedensities(a)40ppi;(b)100ppi

2.2 材料参数对其力学性能的影响

2.2.1 相对密度对弹性模量和平台应力的影响

实验用开孔泡沫铜材料的基体材料为纯铜,其弹性模量为Es=115GPa,屈服应力σys=200MPa。实验得出了3种孔隙度材料的相对弹性模量E/Es和相对平台应力σpl/σys随相对密度ρ/ρs的变化关系,如图3所示。图3还给出了每种孔隙度材料的弹性模量和平台应力的幂函数拟合,其变化规律与文献[2]给出结论基本符合。

由图3可以看出,对同种孔隙参数的材料,随相对密度的增大,材料的弹性模量和平台应力都有显著的增大趋势。材料的平台应力大小直接关系到材料的吸能特性,这说明材料的相对密度是影响其力学性能的关键因素。图3还显示当相对密度相同时,材料的孔径大小对其力学参数也是有影响的。

图3泡沫铜力学参数与相对密度的关系(a)相对弹性模量;(b)相对平台应力Fig.3 Mechanical properties of porous copper with respect to pore-size(a)relative modulus;(b)relative yield strength

2.2.2 相对密度对密实应变的影响

在大压缩变形条件下,开孔泡沫材料的孔穴棱杆屈服后被完全压垮,整个试件的孔隙全部被压实。此情形发生时,应力-应变曲线陡然上升,达到密实应变εD时,斜率将最终趋于基体材料的弹性模量Es。将εD的实验数据绘于图4,并对其进行线性拟合,可见三种孔隙度材料的密实应变均随相对密度的增大而有下降的趋势,这是因为相同孔径的情况下,材料相对密度越大越接近密实化状态,达到密实化所需的应变就越小。

2.2.3 孔洞尺寸对弹性模量和平台应力的影响

此前,众多研究仅仅考察了相对密度对多孔材料力学性能的影响,并认为其弹性模量和屈服应力只受材料相对密度的影响。但由图3和图4可以看出,材料的密实应变只与相对密度有关,而弹性模量和平台应力不但受相对密度的影响,而且在相对密度一定时,随ppi的不同而不同。当相对密度低于0.077时,ppi为40的材料,其弹性模量和平台应力明显高于ppi70的情况。而在相对密度大于0.08的情况,ppi越大其平台应力越低,即平台应力随孔径的增大而增大。

实验证明,多孔泡沫金属孔径大小对弹性模量和平台应力都是有影响的。类似的研究结果,也在其他的研究中发现[10]。为进一步分析其中的原因,考虑到实验所用材料为板料,对具有相同相对密度的三种不同孔径的开孔泡沫铜材料面内和厚度方向分别拍摄了SEM显微照片,如图5所示。由图5可见,该材料的微观结构在面内和厚度方向存在明显的差异,即面外方向孔径长度明显比面内方向要大。

图5不同孔隙度多孔泡沫铜材料的显微结构(a)40ppi面内方向;(b)40ppi厚度方向;(c)70ppi面内方向;(d)70ppi厚度方向;(e)100ppi面内方向;(f)100ppi厚度方向Fig.5 Microstructure of the porous copper materials(a)in-plane for 40ppi;(b)out-plane for 40ppi;(c)in-plane for 70ppi;(d)out-plane for 70ppi;(e)in-plane for 100ppi;(f)out-plane for 100ppi

为了对此作详细分析,采用如图6所示的模型,设面内方向为xy方向,而面外为z方向,孔隙沿面内方向的平均孔径为lxy,而厚度方向(即面外方向)的平均孔径为lz,则通过对上述微观结构图的测量,得到了三种不同孔隙度材料面内方向和厚度方向孔径比(lxy/lz),如图7所示。由图7可见,该材料两个不同方向孔径比随着ppi的增大而增大,并且逐渐趋于均匀。为分析该材料微结构特征对其宏观力学性能的影响,借助如图6所示的立方体交错模型对该材料微结构特征对其宏观力学性能的影响进行分析。假设孔隙的棱柱截面为正方形,且其宽度为t,则根据文献[2]的结论,多孔材料的宏观体积和质量分别可以表示为如下关系:

则材料的宏观相对密度:

另一方面,材料在厚度方向的弹性模量和平台应力分别有如下规律:

以上各式中C1,C2,C3为比例常数。 根据式(3),在相对密度相同的条件下lxy/lz越小,则t/lxy越大。因此,由式(4),(5)可知,其厚度方向的无量纲弹性模量以及平台应力也会变大。该分析结果显示,该材料ppi不同所造成的力学性能差异主要来自于其面内和面外方向的结构各向异性。

3 结论

(1)多孔泡沫铜材料的平台应力和弹性模量均随相对密度的增大呈幂函数变化规律,材料的密实应变随相对密度的增大而降低。另外,在相对密度相同的条件下,该材料的平均孔径对弹性模量和平台应力也有非常明显的影响。

(2)通过对材料微观特性的分析发现,其原因主要体现在材料孔棱的长度在材料面内和面外两个方向上的分布差异有关。随平均孔径的增大材料面内和厚度方向的孔径比越大,从而造成材料平台应力和弹性模量的明显增大。因此,该多孔金属材料力学性能对其平均孔径的依赖性是由材料微结构的各向异性造成的。该研究成果为该材料的力学设计和工程应用提供了相关参考。

摘要：采用万能材料试验机(MTS)和扫描电子显微镜(SEM)对几种典型多孔泡沫铜的准静态力学特性及其微观特征进行研究。结果表明,材料的压缩过程为典型的三阶段形式:弹性段、平台段和密实段;其力学性能不但依赖相对密度,而且受平均孔径的影响。材料力学性能的孔径依赖性主要是由其结构的各向异性所致。

多孔金属 篇5

近年来利用去合金化方法制备的孔隙尺寸小于100nm的纳米多孔金属材料由于比表面积高、密度低而具有特殊的物理、化学、机械性能,开拓了多孔金属材料新的应用领域,作为潜在的传感器和驱动器而受到国际材料学界的高度重视[1,2]。

去合金化,即选择性腐蚀,是指合金组元间的电极电位相差较大,合金中的电化学性质较活泼元素在电解质的作用下选择性溶解进入电解液而留下电化学性质较稳定元素的腐蚀过程。组元既可以是单相固溶体合金中的一种元素,又可以是多相合金中的某一相。最典型的例子是黄铜脱锌和铸铁的石墨化腐蚀。目前,对二元固溶体合金去合金化制备纳米多孔金属成为国内外研究的一大热点,特别是对通过Ag-Au系合金选择性腐蚀制备纳米多孔金的研究。现有的研究主要集中于采用不同的合金体系制备出各种不同的纳米多孔材料。本文对去合金化制备的几种纳米多孔金属及其制备过程、孔洞形成机制和应用方面的研究进行介绍。

1 去合金化制备的纳米多孔材料

纳米多孔金属材料可通过不同的合金体系制备,如通过Ag-Au[1,3,4,5,6,7,8,9]、Zn-Au[10]、Al-Au[11]、Cu-Au[12,13]、Ni-Au[14]均已制备出纳米孔隙尺寸金。在研究纳米多孔金的基础上,国内外科学研究者们将这种方法拓展应用于其他金属体系,如Si-Pt[15]、Cu-Pt[16]、Cu-Zr[17]、Mn-Cu[18]、Cu-Pd[19,20] 和Al-Ti[21]等,已制备出纳米多孔铂、纳米多孔铜、纳米多孔钯和纳米多孔钛等多种纳米多孔金属材料。

1.1 纳米多孔金的制备

目前,国际上对去合金化的研究主要集中在以Ag-Au合金体系为主的均匀固溶体。一方面从相图上看Ag-Au在所有组成范围内形成单相无限固溶体,另一方面Ag和Au都为面心立方结构,两元素的点阵常数分别为0.40786nm和0.40862nm,点阵错配度仅为0.2%,在整个成分范围内点阵常数变化不大。利用Ag-Au合金的去合金化已制备出多重孔隙尺寸的纳米多孔金块体、纳米孔隙金薄膜、纳米多孔金丝等多种多孔结构。

约翰-霍普金斯大学的Eriebacher教授[1]采用2.4g(12克拉)的白金叶在高氯酸中腐蚀去合金化的方法制备出孔隙尺寸约为40nm、密度为30%金致密体的金泡沫,其制备流程为:将2.4g(12克拉)白金叶(50~100μm)轧制成厚度约100nm的薄膜,然后在70%HNO3中自由腐蚀,得到孔隙尺寸最小约20nm 的多孔金。另外,德国H.Rösner等[3]用成分为Ag80Au20、厚度约为120nm的1.2g(6克拉)白金叶采用相似的方法制备出了纳米多孔金。

美国加利福尼亚纳米结构制备与表征实验室的Juergen Biener等[4,5,6]采用熔炼法制备金银合金,然后在不同溶液中选择性腐蚀溶解Ag,制备出系带尺寸为10~60nm的纳米多孔金试样,其制备工艺为: 1100℃熔炼制备金银合金→氩气氛围875℃热处理100h使成分均匀化→从合金铸锭上切割直径~5mm、厚度~3μm的圆片→抛光→ 800℃去应力退火8h→腐蚀分别采用:67%~70%HNO3溶液中自由腐蚀2~3天和1mol/L HNO3+0.01mol/L AgNO3电解液中电化学腐蚀,制备的泡沫金试样如图1,其中(a)为自由腐蚀,(b)为电化学腐蚀。

德国马克思普朗克金属研究院的T.J. Balk等[7]利用自组装的高真空磁控溅射系统,分别在硅基底和聚酰亚胺基底上溅射沉积制备金银合金,再用32.5%HNO3腐蚀去合金化制备出相对密度约为30%的纳米多孔金膜(如图2)。

Sang-Hoon Yoo[8]和Searson[9]等利用腐蚀去合金化方法制备出比表面积的纳米多孔金丝,其工艺步骤为:首先,在孔径为200 nm的多孔氧化铝模板上电化学沉积Ag-Au合金,随后将氧化铝模板在50~70℃的2mol/L NaOH溶液中溶解掉,然后使Au-Ag合金纳米线在稀HNO3中发生脱Ag腐蚀制得多孔结构的纳米金丝(见图3,其中(a)为Au-Ag合金纳米管;(b)为Pt包覆的Au-Ag合金纳米管;(c)为纳米多孔金丝;(d)为Pt包覆的纳米多孔金丝)。

纳米多孔金的去合金化体系还有Zn-Au、Al-Au、Cu-Au和Ni-Au等,如Jingfang-Huang等[10]在40%~60%(物质的量分数)ZnCl2-EMIC离子溶液中Au基体上电化学沉积Zn制备Au-Zn合金薄膜,然后在40%~60%(物质的量分数)ZnCl2-EMIC离子溶液中阳极极化处理去合金化制备纳米多孔金膜。王玲娟[14]采用熔炼制备Ni-Au合金,在1mol/L HNO3溶液中选择性溶解Ni制备出孔隙尺寸为20~60nm的纳米多孔金。

1.2 纳米多孔铂的制备

J. C. Thorp等[15]对PtxSi1-x非晶合金在HF中电化学腐蚀去合金溶解Si,制备出孔隙尺寸为10~25nm、系带尺寸约为5nm的纳米多孔铂膜(见图4)。Pugh等[16]通过真空电弧熔炼制得块状Cu0.75Pt0.25合金,然后利用三电极系统对试样进行腐蚀去合金化处理。在1mol/L H2 SO4溶液中,1.2V (SCE)电压下腐蚀2.4h得到孔径尺寸为3.4nm的纳米孔隙铂,这是迄今为止报道的最小的孔隙尺寸。

1.3 纳米多孔铜的制备

吕海波等[17]在5mm×25mm×0.8mm的玻片上用磁控溅射沉积合成62Cu-38Zr纳米合金,然后在0.1mol/L的HCl溶液采用电化学腐蚀去合金化的方法制备出孔径约为500nm的纳米结构多孔铜。Hayes等[18]利用Mn-Cu合金的腐蚀去合金化制备出多重孔隙尺寸的纳米孔隙铜。研究表明,Mn0.7Cu0.3合金通过自由腐蚀和外加电位阳极溶解均可获得纳米孔隙铜,随着电解质溶液和腐蚀方式的不同,FESEM观察到其孔隙尺寸在16~125 nm(见图5)。

1.4 纳米多孔钯及纳米多孔钛的制备

Meyerheim[19]和Schofield[20]等采用Cu-Pd合金体系,在酸溶液中选择性溶解Cu而制备出纳米多孔钯。Bayoumi等[21]将Ti-8%(原子分数)Al合金在1mol/L NaOH溶液中,2.8V电压下 (SCE)腐蚀2h,得到有序的纳米多孔钛,其孔径大小为30~100 nm,平均孔径为60 nm,然后将试样在1mol/L H3PO4+1%(质量分数)HF溶液中阳极氧化得到平均孔径为80nm左右的TiO2。

2 去合金化过程中孔洞形成的机制

对于二元合金体系A1-xBx(A为贱组元,B为贵组元),选择性腐蚀的发生需要满足以下两个条件[14]。首先,合金元素之间的标准电极电位有足够大的差值。例如Ag-Au体系,两者之间的标准电极电位差为0.8V,这表现为在一种电解质溶液中两组元的溶解速率不同。其次,合金中活泼原子的含量即贱组元的成分需超过临界阈值。当合金中的活泼组元小于临界阈值时,只在表面的几个原子层发生活泼组元的溶解,导致表面富集贵组元元素,从而使溶解过程不能持续进行。

国内外在去合金化理论的研究中提出了多种多孔的形成机制,包括溶解-再沉积机制、体扩散机制、表面扩散机制、渗流机制及相分离机制。

溶解-再沉积机制认为[22],去合金化过程中合金表面上的两组元同时溶解,贱组元留在溶液中,而贵组元在靠近溶解处的表面上析出,重新沉积在基体上。但当贱组元的电位远低于贵组元的阳极溶解电位时,两组元同时溶解不可能在任何条件下都能发生,因此这种机制无法圆满解释贵组元不溶解时贱组元的脱离现象。

Pickering等[23]提出去合金化是一个体扩散过程,表面的活泼元素首先在腐蚀过程中阳极溶解产生双空位,然后由于浓度梯度的影响,双空位向合金内部扩散,活泼组元向表面扩散从而优先溶解。这种模型实际上不太合理,因为在室温条件下活泼元素向合金表面的扩散速率不足以达到去合金化的速率。

Forty等[24]对Ag-Au和Au-Cu系统实验作了总结,提出了表面扩散的模型。合金系统由于活泼元素的溶解而变得无序,然后通过贵组元的表面扩散而重新变得有序。活泼组元溶解到电解液中,而贵组元原子通过表面扩散聚集成团簇,降低表面能。Au原子的聚集产生了富Au层。

Sieradzki等[25]在表面扩散的基础上提出了渗流机制,认为二元合金或两相合金中,随着溶质原子浓度的增加或某一相所占有分数的增加,当溶质原子浓度或某相所占百分数超过某一临界值后,就会在合金内部出现由溶质原子或某相近邻或次近邻组成的无限长的连通通道,去合金化就是沿着这些由活泼原子组成的通道优先发生溶解的。渗流模型能很好地解释去合金化过程中出现的临界电位、合金中活泼元素须超过一临界值才能发生去合金化和三维双连续金属/孔洞形貌形成的现象,但理论模拟结果与实验结果不一致。

Jonah Erlebacher等[26,27]在渗流机制的基础上进一步提出了相分离机制,认为在固体-电解液界面处发生相分离,使得合金中的贵元素获得化学驱动而聚集成二维簇。由于腐蚀的连续进行而使得表面区域不断增加,这些过程综合即形成孔洞。孔洞的特征长度尺寸可用连续模型预测,并可用动力学的Monte Carlo模型来模拟Ag-Au合金的去合金化过程,得到与实验几乎相同的形貌特征。

选择性溶解的完整模型包括多个方面:溶解动力学、表面扩散以及合金和电解液中的质量传输。Erlebacher等假设,决定形成这种双连续的多孔形貌的物理过程被限定在合金与电解液的界面区。合金与电解液界面由3部分组成:合金本身、电解液本身和单原子层厚度的合金/电解液界面区。用动力学的Monte Carlo模型模拟Ag-Au合金的去合金化过程,包括Ag和Au的扩散和Ag的溶解。模拟定性地解释了多孔的形成机制:以Ag-Au合金的(111)密排面为初始条件,当该面浸入到电解液中,其中一个Ag原子溶解。与这个空位配位的Ag原子的近邻原子比面上其他Ag原子的近邻原子少,更易溶解,因此只留下Au原子。在下一层开始溶解前,Au原子发生扩散聚集成小岛状,形成Au团簇。在Au团簇之间有一特征长度λ,于是表面由2个区域组成:局部表面发生钝化的Au的团簇及与电解液接触的未发生去合金化的区域。当未发生去合金化的区域的Ag原子溶解时,更多的Au原子被释放到表面,并扩散到Au原子的团簇中,继续留下未发生去合金化的部分与电解液接触。在早期,这些Au团簇为很多小岛,其凸起处为富Au层,底部为具有原始成分的合金。这些小岛被切去底部,增大了表面积而Au必须覆盖使其钝化,最后导致坑的形成和多孔性。Jonah Erlebacher等采用Ag-Au系腐蚀去合金化制备出纳米多孔金,提出相分离机制能建立去合金化的连续统一模型,从而引起国际上对于纳米孔隙尺寸金属材料的研究热潮。

3 纳米多孔材料的性能及应用

国外许多研究者对采用去合金化方法制备的纳米多孔金的力学性能进行了系统研究。Juergen Biener 等[4,5,6]用熔炼轧制再腐蚀去合金化的方法制备的纳米多孔金尽管具有高的孔隙率,但其强度仍与块体金的理论强度相当,制备的孔隙率为60%、孔径尺寸为40nm、晶粒尺寸小于50nm的纳米多孔金的致密块体,其硬度比多晶金高4.5倍,可达1.4~2GPa。德国纳米技术研究中心的C.A.Volkert等[28]通过聚焦离子束方法加工出多孔金的微米级圆柱体,研究表明,当纳米多孔金系带直径为15nm时,其屈服强度接近全致密金的理论强度,根据缩放比例定律,预计可达1.5GPa。因此,采用去合金化方法制备多孔金为制备低密度高屈服强度材料开辟了一条新路。

利用去合金化方法所获得的纳米孔隙金属特别是纳米多孔金,由于其具有良好的化学稳定性、高的比表面积以及高的屈服强度等优异性质而受到了越来越多的关注。Ertenberg等[29]的研究表明,Ag-Au合金去合金化后得到的纳米孔隙金能作为热交换器的一种优越材料,根据试样的N2吸附等温曲线计算出其BET比表面积为36 m2/cm3,为烧结Ag的4倍。德国的Volkmar Zielasek等[30]和山东大学的Caixia Xu等[31]分别发表了关于纳米孔隙Au催化性能的论文,研究表明,通常情况下可以采用纳米结构Au粒子作为CO氧化的催化剂,以增加其表面积,但需要将纳米Au粒子放在多孔载体上,而用纳米多孔Au无需多孔载体,这样就可以排除多孔载体在催化反应中的额外影响。他们的结果均表明,纳米多孔Au具有非常好的CO-CO2催化性能,预示着一类新的催化材料的兴起。Pt涂层的纳米多孔Au膜( Pt-NPGL)可为质子交换膜燃料电池提供无碳的抗中毒电催化剂,其Pt含量可控制在0.01 mg/cm2,降低了成本。据R. Zeis等[32]报道,Pt-NPGLIN/Nafion膜电极装置已被成功运用于质子交换燃料电池上,输出功率密度为4.5 kW/g Pt。Liu等则报道了纳米多孔Au纳米丝电阻率与十八硫醇吸收的关系,开拓了一条用纳米孔隙Au作为传感器的新路。

4 结束语

本文主要介绍了纳米孔洞形成的几种机制及几种纳米多孔材料的制备工艺。现有的报道都说明纳米孔隙的金属材料在物理、催化、机械性能等方面都有着广阔的应用前景。

多孔金属 篇6

高孔隙率多孔金属材料作为一种集物理功能与结构一体化的新型工程材料,由于其独特的微结构特征,压缩应力- 应变曲线中包含一个较长的应力平台,可承受较大的塑性变形,常作为吸能构件广泛地应用于可能遭受爆炸或高速冲击的防护工程中,以避免内含物受到危险应力的作用[1,2]. 如宇宙飞船阿波罗Ⅱ号的着陆垫、美国新型复合装甲指挥车和德国四引擎Havilland--Albatross飞机机身等. 多孔金属材料具有千变万化的胞元拓扑构型和多尺度变化的孔径尺寸 (在保持高孔隙率的前提下,孔径可逐渐由毫米级减小到微米甚至纳米级),因此,具有良好的可设计性,可以根据不同的应用需求在制备前对其微细观结构进行创新构型优化设计及多功能、 多学科协同设计[3,4,5,6].

在高技术、高能耗领域的实际应用中,多孔金属常作为芯层材料构成夹芯结构. 这种结构在充分发挥多孔金属材料自身特点的同时解决了强度低的问题,具有更优越的结构性能[7,8]. 如将夹芯层优化设计成热学、力学性能和功能沿某一方向成梯度变化的复合结构,可避免传统夹层结构面板与芯层材料之间的刚度不匹配,减少界面剪切应力造成的损伤破坏,从而提高其承载能力. 随着材料科学水平与日益增长的工程需要和国防战略需求之间的推动发展,轻质多孔金属及其夹芯结构的多功能特性及其在爆炸或高速冲击等特殊场合的冲击抵抗性能和能量吸收能力引起了国内外工程界和学术界的极大关注,得到了广泛的研究. 在动态冲击载荷作用下,结构的动态响应表现为时间尺度上的高度非定常和空间尺度上的高度局域化. 多孔金属夹芯结构的力学行为受强度较弱的芯层材料支配,而芯层材料的冲击损伤耦合了加载率、材料和几何非线性等效应, 研究具有较大的挑战性. 目前,强动载荷下多孔金属夹芯结构的典型变形/失效模式、能量吸收以及动态响应研究已取得阶段性的进展.

1 多孔金属概述

近十几年来随着材料制备和成形加工技术的迅速发展,人们能够根据实际需要设计和生产各种多孔金属材料. 常见的多孔金属材料主要包括泡沫金属材料、蜂窝材料和轻质点阵材料3类,如图1所示.

1.1 泡沫金属

泡沫金属材料是一种以金属和合金为基体,内部随机分布有三维多面形状孔穴的固体材料. 根据其内部孔隙构造的不同,泡沫金属有闭孔 (胞孔之间是互不相通) 和开孔 (胞孔单元之间相互连通) 两种典型的结构,如图1(a) 所示. 泡沫金属材料的制备工艺起源于泡沫塑料,常用的制备方法有熔体发泡法、粉末冶金法和渗流法等[8,9,10]. 熔体发泡法可通过直接注入气体 (如Norsk--Hydro技术和Cymat技术) 或加入易分解的发泡剂 (如Alporas泡沫铝) 来实现,该方法经济易行,但不易控制产品的胞孔均匀性及大小;粉末冶金法可得到不同密度的泡沫金属,但成本较高,难以制备大体积的构件;渗流法常用来获得开孔结构的泡沫金属,其孔径可准确控制,但相对密度较高且变化范围较小 (一般相对密度为0.3∼0.45),如美国的ERG公司的 “Doucel ” 泡沫铝.

泡沫金属材料独特的孔拓扑构型使其具有一些基体金属所不具备的特殊性质和功能,如低密度、高比刚度、低热导率和磁导率、良好的能量吸收性能和机械阻尼等. 一般来说,影响泡沫金属材料性能的主要特征和参数有以下几个方面:(1) 相对密度 (即多孔材料的表观密度 ρ*与基体材料的密度 ρs之比); (2) 胞孔拓扑和尺寸;(3) 孔构架和缺陷. 泡沫金属的性能除直接依赖于基体材料的性能及其相对密度, 还受到微观胞元结构的影响,可通过力学、热学、声学和电磁学等方面来综合表征.

图2给出了泡沫金属典型的单轴压缩应力 - 应变曲线. 其变形过程的3阶段特征:线弹性阶段、 平台应力阶段和密实化阶段, 分别对应着泡沫金属材料3个重要的力学性能参数:弹性模量、平台应力和密实化应变. 泡沫金属的密实化应变是指平台应力阶段与密实化阶段交接处的应变,但大多数泡沫金属材料压缩应力 - 应变曲线这两个阶段之间无明显的转变,很难准确定义其密实化应变. 目前用来确定密实化应变的方法主要有以下几种[11,12,13,14,15]: (1) 根据经验公式 εD= A - B (ρ*/ρs) 得到,式中A = 0.8 ～ 1.0, B = 1.4 ～ 2.0;(2) 平台应力阶段与密实化阶段曲线的切线交点所对应的应变;(3) 能量吸收效率 - 应变曲线的极值点对应的应变.

1.2 蜂窝材料

蜂窝材料最早起源于仿生学,因其孔穴截面类似于蜜蜂的蜂窝孔穴而得名,是指由棱柱形孔穴堆叠在一起并在孔穴横截面的平面里有序或无序排列的多孔材料,如图1(b) 所示. 蜂窝材料的孔穴截面通常为六边形,也可为三角形、正方形或菱形等.

同泡沫金属材料一样,蜂窝材料的性能直接依赖于孔穴的形状、尺寸和拓扑结构,而这些微结构特征宏观上主要表现为材料的相对密度. 蜂窝材料是各向异性的,其力学性能通常从面内 (in-plane) 性能和面外 (out-of-plane) 性能两个方面来描述. 蜂窝材料在共面压缩时孔壁出现弯曲,产生线弹性形变, 当变形超过临界应变后,孔穴出现由弹性弯曲、塑性屈服、蠕变或脆性断裂引起的坍塌破坏,随后相对的孔壁开始接触,孔穴完全坍塌,材料逐渐致密,刚度迅速增大. 而进行异面压缩时,蜂窝材料孔壁受到压缩或剪切,包括了轴向变形和弯曲变形,其模量和坍塌应力比共面加载时大得多.

1.3 点阵材料

点阵材料 (lattice material) 一般是指由杆、板等微元件按一定的规则重复排列构成的空间桁架结构,如图1(c) 所示. 由于其相对密度一般小于30%, 且微结构的壁厚一般比长度小很多,所以力学分析中常将其简化为梁模型. 根据母体材质的不同,点阵材料分为点阵金属材料和点阵复合材料;根据承受载荷的类型,点阵材料分为拉伸主导型点阵材料 (单胞主要通过内部各胞壁的拉压来抵抗外载和整体变形) 和弯曲主导型点阵材料 (主要通过内部各胞壁的弯曲来抵抗外载) 两类;根据点阵材料胞元结构形式和空间构型的不同,点阵材料又可分为全三角点阵材料、八面体点阵材料、四面体点阵材料和Kagome点阵材料.

常见轻质点阵材料的制备工艺有 “冲压成形法”[16,17,18]、“熔模铸造法”[7,19]和 “电沉积法”[20,21]. 冲压成形方法制备的点阵材料孔穴尺寸和芯层厚度易于控制,常用来制作相对密度较低的点阵材料. 熔模铸造法这种制备工艺得到的点阵材料胞元尺寸可以小到几个毫米,单元直径可以达到1∼2 mm. 但由于存在铸造缺陷敏感性,难以制造相对密度较低的点阵材料. 电沉积法得到的点阵材料胞元尺寸可达50 µm,适用于制造微机电系统. 此外,点阵材料还可以通过 “金属丝编织法” 和 “金属丝搭接组装”[22]等工艺获得.

2 多孔金属夹芯结构概述

多孔金属材料由于其强度不高,应用范围受到极大的限制,因而常作为芯层材料构成夹芯结构. 典型的夹芯结构是由两层较薄的面板和中间较厚的轻质多孔芯层构成,如图3所示. 芯体对外壳的分隔有效地增大了夹芯结构的惯性矩,得到了一个抗弯曲和屈曲载荷的轻型化结构. 夹芯结构的面板可以是铝板、钢板、木板、纤维混凝土塑料板或混凝土板等,主要承受面内载荷和弯矩作用;芯层材料可以是泡沫金属、泡沫塑料、蜂窝材料以及格栅材料等,主要承受横向剪切载荷. 这种结构在自然界中普遍存在,如人的头盖骨和鸟的翅膀截面均明显地呈现出低密度的芯体将固体表层隔开的结构.

2.1 制备工艺

根据不同的应用需求,多孔金属夹芯结构的芯体和面板可选用不同的材料组合,因而需要应用不同的连接技术. 常见的制备工艺有粘结剂胶接、焊接连接、表面热喷涂法、模具预压成型法、粉末复合轧制法等[23].

粘结剂胶接工艺是指用环氧树脂等粘结剂将多孔金属芯体与面板粘结在一起构成夹芯结构的方法. 该方法属于物理连接,要求粘结强度高于泡沫材料本身,具有工艺简单、产品精度高的特点. 但是面板/芯层粘结后仅在泡沫材料胞孔的骨架处实现了结合,夹芯结构的结合强度低、热稳定性低、膨胀率不匹配、耐高温和耐腐蚀性差,在服役过程中易出现分层破坏. 对于金属材料间的连接可采用焊接技术实现,包括钎焊连接、超声扭转焊接和激光束焊接等. 该方法对泡沫铝表面氧化层比较敏感,容易导致夹芯结构表面腐蚀的发生,也会导致结构强度的降低. 表面热喷涂法是通过气体喷射熔化的粉末或线材到需要涂覆的表面上以制备形状复杂的构件. 但此方法制备工艺较复杂, 不适于工业化生产. 模具预压成型法的主要制备工艺是将面板与混合过的粉末一起置于模具中,在液压机上冷压并保持450◦C恒温1 h左右后,进行热压得到圆片状可发泡预制体,再置于封闭发泡模具中加热,使其膨胀发泡,冷却凝固后即得到泡沫金属夹芯结构. 这种方法限制了泡沫铝夹芯板成品的大小,只能制备出大小不超过模具尺寸的产品. 粉末复合轧制法是将面板与粉末进行复合轧制得到可发泡的夹芯复合预制体,随后将预制体放入电阻炉中加热至适当的温度,使复合板的芯体呈熔融状态,发泡剂发生分解使芯层获得良好的泡沫结构. 这种工艺方法简单,易于连续性生产,克服了传统胶粘方法不耐高温、面板易脱落等缺点,界面实现了冶金结合.

2.2 多功能特性及应用

轻质多孔金属夹芯结构拥有极强的可设计性, 具有良好的多功能特性,因而越来越多地应用于航空航天、汽车工业、铁路交通、舰船、建筑、消声吸能和电磁屏蔽等领域. 当然,其应用范围主要取决于多孔金属的形态特征 (如胞孔类型、孔隙率、胞孔尺寸和内表面积等),冶金工艺 (要求的金属、合金或微结构状态),加工技术 (如泡沫或多孔固体成形以及多孔金属与面板组合的可能性) 和经济因素 (如成本、是否能产业化生产). 图4阐示了不同孔型拓扑的多孔金属对应的不同应用领域.

多孔金属夹芯结构克服了单一多孔金属材料强度低的同时兼具多孔材料独特的优异特性. 因其低密度的芯层材料,质量大大低于传统的致密材料[11,24], 具有高比强度、高比刚度等独特的力学性能[25]. 多孔金属夹芯结构在遭受爆炸/冲击载荷时,大量的能量被转变成塑性能以热量形式耗散,从而具有优良的抗冲击和能量吸收特性. 此外,由于多孔金属夹芯结构 (特别是蜂窝和点阵材料) 具有高孔隙率的特性,可通过其他填充材料 (如陶瓷棒) 来提高其抗弹道冲击的能力[26,27]. 多孔金属是一种轻质高阻尼材料,阻尼值可达到铸铁材料的5∼10倍[28], 因此多孔金属夹芯结构具有很高的阻尼特性. 当其作为阻尼层发生振动时还会被迫伸缩,层内产生较大的剪切应力和应变,耗散更多的能量. 特别是泡沫铝和金属壳间的接触性对结构阻尼有极大的影响, 如果接触表面间在压力作用下可以相对滑动,则会产生附加的界面阻尼作用,阻尼效应由界面的干摩擦产生,这就使得过量的振动可得到有效的衰减. 此外,由于压力、表面粗糙度、孔隙中的介质等因素造成夹芯结构面板与芯层材料之间的接触不完全而产生摩擦阻尼时,材料阻尼和摩擦阻尼共同作用使其阻尼增量大大提高. 因此可适当增加摩擦阻尼来提高多孔金属夹芯结构的抗振性[28].

图5给出了多孔金属夹芯结构的轻质、能量吸收和阻尼隔离特性在汽车工业中的多功能应用. 多孔金属夹芯结构还是一种先进的吸声材料,且当芯层材料孔径在0.1∼0.5 mm之间时其吸声效果达到最优. 同时很好地解决了阻抗匹配以及水温水压方面的影响,同时避免了化学纤维的易污染性,从而在结构吸声方面具有广泛的应用前景. 多孔金属夹芯结构在强迫对流环境下是优良的传热介质,可以作为承受高密度热流的结构,通过合理设计可以实现传热和承载双重功能. 此外在高孔隙率多孔结构中填充Saffil氧化铝纤维等隔热材料可起到隔热的作用. 另外,还可以利用多孔夹芯结构芯层材料的可渗流性流通冷却剂增强散热功能[29],而面板辅以良好的耐热或耐烧蚀材料,则可作为航空和航天飞行器中非常重要的高效轻质隔热和散热结构. 将胞元微结构优化设计的多孔材料与表皮吸波材料相结合可以更好地在飞机和舰船上实现隐身和降噪. 由于电磁波在多孔金属夹芯结构的孔隙界面上会发生反射和散射,因此多孔金属夹芯结构具有较好的电磁屏蔽隐身的能力. 可以通过设计多孔金属的胞孔拓扑和填充吸波材料来提高多孔金属夹芯结构的电磁屏蔽隐身性能. 多孔金属夹芯结构的另一特点在于其拥有大量的内部空间,可以在其中填充吸能、 隔热、吸声、吸波等材料以实现多功能集成[30,31], 可以根据实际需要来进行多功能一体化设计,从而满足航天、航空、航海结构多方面的需求.

3 多孔金属力学性能的研究现状

多孔金属材料的研究兴趣始于20世纪40年代,Sosnick[32]首次利用金属中低熔点物质汽化得到泡沫金属. 泡沫金属的首次成功获得及其所具有的优良性能激起了人们对其研究的热情. 随着制备工艺及技术不断发展和改进,泡沫金属已经形成了工业化生产,一些生产商已经建立起了许多 “泡沫金属” 生产线,如Shinko--Wire, Cymat, Alulight, Schunk, Karman, Neuman--Alufoam等. 同时促进和推动了许多研究机构之间的合作,如美国的多学科研究机构的超轻结构研究项目以及德国的国家研究基金的重点研究项目等[33].

3.1 多孔金属的准静态力学性能

目前,许多研究者对多孔金属材料的准静态力学特性进行了广泛的研究,并在多孔材料的变形模态、裂纹扩展、微观力学机制、多轴屈服行为和本构模型以及初始缺陷、单胞结构对其力学性能的影响等方面取得了一系列研究成果. Gibson等[11]实验研究了铝蜂窝和铝泡沫材料在准静态面内压缩条件下的变形过程. 铝蜂窝孔壁首先出现弯曲,随后出现渐进压缩变形;铝泡沫呈现出 “剪切带” 的变形模式,局部变形首先出现在相对较弱的区域,随即在下一个较弱的区域产生变形. 研究中采用规则的正立方体胞元模型来描述泡沫材料,假定开孔泡沫的弹性变形模式主要是棱杆的弯曲,而闭孔泡沫还需计及膜应力和胞孔内气体压缩的影响,得到泡沫材料弹性模量和相对密度的关系

其中C1,C2,C3,C4和C5是与胞孔相关的常数, φ 为基体材料的体积分数,Es为基体材料的弹性模量,υ*为泡沫材料的泊松比.

平台应力可表示为

Andrews等[34]和Gibson[35]研究发现孔壁和棱杆的弯曲是多孔金属材料的主导变形模式,且材料孔膜和孔棱的皱褶,胞壁的不平直,胞孔结构拓扑及尺寸不均匀都会诱发胞壁的弯曲变形,降低材料的性能.

多孔金属的孔洞和凹槽等宏观几何非线性导致的应力集中常常引起材料的局部失效,因此,需要对多孔金属材料的断裂行为及裂纹扩展规律进行研究. Sugimura等[36]研究了泡沫铝的裂纹扩展情况,并对基体材料到多孔材料的断裂韧性行为进行了简单分析. Mc Cullough等[37]得到了Alulight泡沫铝的裂纹初始韧性和R– 曲线. Olurin等[13]实验测试了泡沫铝Alporas和Alcan的变形、断裂韧性,并应用内聚力作用区模型来描述断裂韧性. 范天佑[38]讨论了泡沫材料中的裂纹及其扩展问题.

多孔金属微观结构复杂且极不规则,常用研究复合材料或高密度材料的方法 (如平均场和Hashin-Shtrikman方法) 都无法正确描述其力学性能. 基于多孔材料抽象几何模型的离散元法,Gibson等[11]建立了多孔材料的单胞模型,讨论了胞孔形状、尺寸和棱杆的截面形状对其力学特性的影响. 为了进行泡沫材料力学特性的均匀化研究,一些学者相继提出了多孔材料的二维[39,40,41,42,43,44]多胞模型和三维立方体、四面体和十四面体模型[45,46,47,48]. 利用多胞模型研究多孔材料力学特性时发现,预测的力学参数,包括体积模量和静水屈服强度都比真实值大. 考虑到这一现象可能是计算模型没有真实反应材料的不规则性和非周期性以及胞孔排列的无序性等引起的, Warren等[49],Grenestedt[50],Simone等[51]以及Chen等[43]在模型中引入各种形态学上的缺陷. 但这种模型理论上仅适用于规则的胞孔周期性排列的多孔材料. 大多数真实的多孔材料特别是泡沫材料,其微结构不具有规则性和周期性,因此有必要采用具有大量不规则胞孔的随机模型模拟多孔材料的微结构来描述其力学性能. Silva等[52,53]采用二维Voronoi随机模型与有限元数值计算相结合的分析技术研究了多孔材料的力学性能. Chen等[43]和Lu等[54]采用随机Voronoi模型描述了泡沫材料的热力学特性和多轴载荷下的弹塑性屈服行为. Li等[55]采用Voronoi随机模型和有限单元法相结合的方法,研究了非规则胞孔形状和非均匀棱杆横截面组合不完整性对开孔泡沫材料弹性特性的影响. 但是,上述研究大多局限于弹性范围内.

由于其体积的可压缩特性,多孔金属在多轴载荷下的变形机理非常复杂,从细观角度研究多孔金属材料的本构和屈服行为十分复杂. 目前对多孔金属材料本构行为的研究大多数均建立在宏观唯象层次上. Gibson等[56]基于泡沫材料在多轴加载下屈服行为的实验结果,提出了第一个理论模型. Deshpande等[57]考虑到静水压力在塑性本构关系中的重要作用,提出了一种自相似模型. 该模型引入塑性泊松比作为新的材料参量取代相对密度,能够很好地描述开孔Duocle和闭孔Alporas泡沫铝在多轴加载下的塑性行为. Miller[58]基于土的Drucker-Prager屈服准则,提出了一个泡沫金属的唯象弹塑性本构模型. Mohr等[59]和Doyoyo等[60,61]改进了Arcan等[62]用于研究纤维增强复合材料双轴加载的实验装置,采用 “蝴蝶” 形试件消除尺寸效应, 实现了多孔金属材料的准静态双向力学行为的实验研究. Hong等[63]实验研究了压应力为主导载荷下5052-H38铝蜂窝试件的动态双向压缩行为. 研究结果发现试件的名义压缩强度随着冲击速度的增加而增大,而剪切强度几乎保持不变.

材料的初始缺陷和单胞微结构对多孔金属的准静态力学性能也有很大的影响. 而这些因素如何影响多孔金属的力学特性以及如何据此改进多孔金属性能等方面,一直是学术界和工程界研究的焦点. Chen等[64]对含有不同几何缺陷的二维蜂窝材料的面内屈服行为进行了系统研究,发现胞壁的不平直是影响多孔材料性能的主要因素,而胞体错位和胞壁初始裂纹这两种缺陷可使静水压屈服强度降低至接近单轴压缩强度. Simone等[51]讨论了孔壁弯曲和皱褶对规则蜂窝材料及规则十四面体胞孔单元的刚度及强度的影响,结果表明杨氏模量比坍塌应力更容易受到这些缺陷的影响. 借助于计算机和有限元软件,一些研究者采用十四面体有限元模型分析了边界、孔壁弯曲及褶皱[53,65]、胞孔形状和孔壁厚度随机变化[66]等结构因素对开孔泡沫[45,67]和闭孔泡沫[68]性能的影响.

3.2 多孔金属的动态力学性能

多孔金属材料在包装工程、防护装置及缓冲结构中经常受到各种爆炸/冲击载荷作用,而多孔金属材料在这些强动载荷下优良的动力学特性倍受工程界和学术界的青睐. 早期对多孔材料动力学性能的研究可追溯到1983年Reid等[69]对冲击载荷下一维金属环惯性效应的实验研究. 从现有的文献分析来看,对多孔金属材料动态力学性能的研究主要集中在应变率效应、能量吸收、本构关系和应力波传播以及力/应力增强等方面.

3.2.1 应变率效应

应变率效应是指材料的瞬时应力和屈服极限随着应变率的提高而增大,也称为率敏感性. 多孔金属材料的三维拓扑结构十分复杂,目前在一维动态加载下有无应变率效应这一问题上还没有一致的结论. 表1和表2分别给出了具有代表性的开孔和闭孔泡沫金属材料应变率效应研究的实验结果.

一般来说,影响多孔金属材料应变率效应的因素可以归于以下几个方面:材料的内禀长度、基体材料性质、胞孔内气体压缩与流动、微惯性效应、 变形机制以及微结构拓扑等. 但是由于大多数实验数据由霍普金森压杆 (split Hopkinson pressure bar, SHPB) 实验技术获得,多孔金属试件的轴向惯性效应也影响材料的强度,实验结果反映的不仅是材料的应变率效应,而且包括轴向惯性效应导致的应力增加[84,85]. 假设泡沫金属的内禀长度约1 mm, 金属中弹性波速约1 000 m/s量级,金属中的塑性波速约为100 m/s量级,多孔金属固体相中的波速也应在相同的量级,因此,泡沫金属的特征应变率为1 × 105s-1,即:只有实验应变率超过1 × 105s-1时,泡沫金属的内禀长度才会对其应变率效应有影响. 众所周知,纯铝是应变率敏感性材料,而绝大多数铝合金是率不敏感的,因此,纯铝泡沫可能会出现应变率敏感性. 但是,基体材料和多孔材料之间的率敏感性却没有定性的关系,如表1和表2. 基于Gibson等[11]理论高应变率下多孔材料胞孔气体黏性流动也可能引起其应变率效应. 且在等温压缩[11]或绝热压缩[71]下闭孔泡沫胞孔内气体流动引起的应力增加为

式中,p0为初始大气压,ν 和 ρ*/ρs分别为多孔材料的泊松比和相对密度,γ 为胞孔内气体的比热容比,将胞体内气体视为理想气体时 γ = 1.4.

许多研究者将泡沫铝动态响应实验中的坍塌应力增加归因于微惯性效应. 动态加载下多孔材料单胞的微惯性效应倾向于抑制多孔结构的柔性屈曲而增大材料的坍塌应力. Calladine等[86]采用如图6所示的吸能结构模型分析了应变率效应. 图中类型 Ⅰ结构的准静态应力- 应变曲线中无 “过冲” 现象, 动态载荷下的破坏模式类似于静态加载时的弯曲变形,微惯性效应的影响可以忽略不计;而类型Ⅱ结构在准静态加载时呈现出较强的软化弯曲模式,高速冲击时横向惯性力引起支撑杆的初始轴向压缩,在弯曲变形机制出现之前多孔材料的坍塌应力已增强. 此外,多孔材料的变形机制也能引起应变率效应. 多孔材料在冲击载荷下靠近加载端面的部分被迅速压实,该处的应变率大于表观应变率. Lehmhus等[87]研究发现热处理后的泡沫铝材料的微结构发生很大变化,其微结构的变形机制可能从类型Ⅰ变为类型Ⅱ.

3.2.2 能量吸收性能

多孔金属因其良好的能量吸收特性常作为缓冲器广泛应用于汽车保险杠、宇宙飞船的起落架、升降机安全垫和仪表包装等方面. 缓冲器的关键特性是吸收大量的冲击能量,使传递给受保护物的应力小于其破坏应力. 因此,如何准确地评估多孔金属的吸能特性及如何选择合适密度的多孔金属做缓冲器, 近年来逐渐成为研究者倍受关注的问题[88,89,90,91,92,93,94,95].

Parkash等[88]认为泡沫金属材料吸能特性不仅与胞体结构的弹塑性有关,还与破碎胞壁之间的摩擦等其他的一些耗散过程有关. Gradinger等[89]研究了胞体结构的细观非均匀性对泡沫铝材料抗冲击性能的影响,结果表明能量吸收能力与多孔金属的胞体尺寸、胞壁厚度和其拓扑构型密切相关. Beals等[91]研究了密度不均匀的Alcan泡沫材料, 指出密度梯度是削减能量吸收能力和效率的重要原因. 韩福生等[92]研究了两种不同基体材料泡沫铝的变形和能量吸收机理,发现泡沫金属的能量吸收能力随着相对密度和屈服强度的增加而增加.

目前,用来评估泡沫材料能量吸收特性的方法主要有缓冲曲线[96,97,98]、吸能曲线[99]和能量吸收图[11]3种. 缓冲曲线评估泡沫材料吸能特性时随着材料属性、冲击能量以及泡沫材料厚度的变化而变化,缺乏一般性在使用中常受到限制;吸能曲线源于泡沫材料的应力- 应变曲线,能够较好地描述泡沫材料的能量吸收特性,但是只能描述一种密度的泡沫材料在某一应变率下的吸能特性;而能量吸收图考虑了密度和应变率效应,是一种与物理模型相结合的有效经验方法.

3.2.3 动态本构模型

目前对高应变率下多孔材料 “3阶段” 变形动力特性的本构模型研究较少. 基于实验结果, Rusch[100]提出了一个描述泡沫材料的唯象非线性应力 - 应变模型,即

式中,E为泡沫材料的初始弹性模量,f(ε) 为非线性应变方程. 此模型虽然能够很好地刻画刚性泡沫的承载特征,但是没有考虑应变率效应和温度的影响. Meinecke等[101]在上述方程中引入压缩模量的率相关系数,得到如下本构模型

Nagy等[102]通过采用如下的应变和应变率的耦合方程替代方程 (8) 中的压缩模量表达式修正了上述模型

式中,b1和b2为经验常数,˙ε0为参考应变率. 上述本构模型已被验证能够用来描述一定密度的泡沫材料的力学特性,但是不能表征其密度的影响. Sherwood等[103]同时考虑了温度、密度、应变和应变率的影响,得到

其中,H(T) 和G(ρ) 分别为温度和初始密度的函数关系式,f(ε) 为形状函数,所有的函数表达式均通过实验数据近似获得. Chou等[104]耦合了温度和应变率效应提出如下模型

并通过对给定密度的聚氨酯泡沫材料在一定温度和应变率范围内的动力学性能的研究结果验证了该模型的有效性. 对于可压缩泡沫,Faruque等[105]提出了温度和应变率相关的本构模型,并将它写入了有限元动态显式算法. 该模型的主要特点在于既包含了应变率对杨氏模量和屈服强度的影响,又包含了应变率对压缩和拉伸截断过程中杨氏模量硬化行为的影响. 此模型以弹性模量函数关系式的形式给出

其中,E0为初始的准静态弹性模量,a为应变率系数,b为密实化系数,˙εeff, ˙ε0, ˙εv和 ˙ε0v分别为有效应变率、参考应变率、体积应变和极限体积应变 (超过此极限值时弹性模量与体积应变无关). 为了研究高应变率冲击载荷下低密度聚合物泡沫材料的动力学特性,Zhang等[106]提出了如下温度和应变率相关的本构方程,并写入了有限元程序

显然,上述模型均为唯象本构模型且对高应变率下多孔金属材料动力学特性的理论研究还处于起步阶段. 基于上述研究,Wang等[107]提出了冲击载荷下泡沫铝合金材料的多参数非线性弹塑性唯象本构模型,该模型不仅能很好地刻画泡沫铝合金应力 - 应变响应的 “3阶段” 特征,还考虑了相对密度的影响.

式中,A反映了泡沫金属材料压缩过程中随着相对密度的增加屈服应力的增值,B表征了拉伸屈服强度,为简化常取为1,α 和 β 刻画了材料的非弹性响应,C和n直接表征了密实化区域的初值和强度, D描述了材料的应变率相关性.

3.2.4 应力波传播

与多孔金属在冲击载荷下的变形、断裂和失效等动态响应研究相比,国内外对涉及应力波的扰动和传播问题的研究成果较少. 这主要是由于多孔介质中波的传播问题本身比较复杂,除线性弹性波外,非线性的弹性波和塑性波也会有相当重要的作用. 其次,多孔介质中应力波的传播问题还需考虑其宏观等效关系的复杂性.

对多孔金属冲击波特性的实验研究最早可以追溯到1968年Boade[108,109]采用石英压力传感器测量了孔隙率为17.1% ∼ 32.2% 的泡沫铜和泡沫钨的冲击波特性. 1997∼1998年,Bonnan等[110]和Hereil等[111]用PVDF压电计记录应力时程,用VISAR速度干涉仪记录粒子速度时程,研究了孔隙率分别为9% 和17% 的粉末冶金泡沫铝的冲击波压缩特性,得到了它们的冲击绝热线. Deshpande等[71]采用一维冲击波模型应力波在泡沫金属中传播时对提高材料破坏应力方面的影响. Tsai等[112]指出爆炸载荷作用下冲击波压力的衰减和粒子速度主要取决于材料的孔径尺寸和不同层材料之间的破阻抗比值. 孔径越小,界面对应力波传播作用次数越多,波的弥散和衰减越严重. 王海福等[113]采用间接测压法研究了爆炸载荷作用下聚氨酯泡沫的冲击波压力特性,结果发现泡沫材料中的初始冲击波压力随孔隙率增大而显著下降,冲击波传播衰减效应受孔隙率影响同样显著,但不呈单一加快或减慢趋势. 王永刚等[114]采用理论和数值方法分析了应力波在泡沫金属中的冲击衰减特性及材料的缓冲吸能性能,但是研究中采用的泡沫铝的最大应变为0.7,最大应力为160MPa,不能很好地表征泡沫金属材料在强动载荷下的变形特点. 应力波在多孔金属中的传播、衰减等动态特性研究是决定超轻多孔材料在航天航空领域中实际应用的必要条件,这一方面的研究已逐渐成为当前学术界的热点领域,但是这一领域的研究还处于起步阶段,多数工作尚处于实验阶段,理论研究模型比较简单.

3.2.5 力/应力增强现象

到目前为止,绝大多数的研究集中于高孔隙率泡沫金属材料的能量吸收特性,以期望将其作为理想的抗爆炸/冲击防护材料. 然而,这些研究工作大多忽略了冲击波在固体相中传播过程可能出现的力/应力增强现象.

最早的关于应力增强概念是Reid等[115]解释木材动态单轴压缩性能实验中提出来的. Cooper等[116]在爆炸载荷下动物的胸内脏器损伤问题的研究中发现,由于使用泡沫层作为防护材料,从空气中传到水中的超压被明显增强,动物肺部损伤程度变得更加严重. 随后,力/应力增强现象在可压缩多孔材料的冲击试验中也被发现[117,118,119]. 这些实验结果都与我们期望的泡沫金属用作防护层以减少人体或结构的损伤相反. 许多研究者力图对多孔材料力/应力增强的形成机理进行解释,但到目前为止还没有给出一个公认的合理解释.

现有主要研究集中于利用简化的一维力学模型来研究均匀泡沫材料中应力波传播特征. Shim等[117]和Li等[120]采用一维质量- 弹簧模型分析了密度均匀泡沫材料的动态单向变形和压缩冲击波的衰减及增强效应,但他们采用的模型不能描述局部密度不均匀性对其应力波传播特性的影响. Daxner等[121]提出一种准二维的多孔金属分析模型研究了表观密度不均匀在受撞击过程中对最大应力及能量吸收的影响,但是由于泡沫材料的不均匀性,在强动载荷下会产生随机分布的局部变形带,载荷作用与不均匀变形相互耦合使其分析过程十分复杂. 王志华等[122]采用二维非线性弹塑性 “质量 - 弹簧 - 连杆” 分析模型研究了冲击波在泡沫金属材料中的传播特性以及可能出现的力/应力增强现象.

4 多孔金属夹芯梁力学行为的研究现状

多孔金属夹芯结构兼具多孔材料和传统致密材料的优良特性,在充分发挥泡沫材料良好吸能缓冲性能的同时克服了其强度低的缺点,逐渐成为学术界和工程界青睐的研究焦点.

4.1 多孔金属夹芯梁的准静态力学行为

Gibson等[11]最早完善和总结了准静态载荷下夹芯梁的刚度、强度和失效机制图方面的工作,由简单梁得到了夹芯梁挠度 δ 和压头压力P的关系为

其中,L为支撑点之间的跨距,s为载荷之间的距离,(EI)eq为等效弯曲刚度,(AG)eq为等效剪切刚度.

Steeves等[123]理论研究了聚合物泡沫夹芯梁3点弯曲时的坍塌强度,面板为Hexcel Fibredux 7781914G编织玻璃纤维,芯层为闭孔Divinycell PVC (polyvinyl chloride) 泡沫材料,相对密度分为6.6% 和13.3% 两种. 典型的失效模式可分为面板的微屈曲、芯层的塑性剪切以及加载区域面板的压痕失效3种. 通过构建失效机制图揭示了夹芯梁坍塌模式和几何构型之间的关系,并以质量为目标函数给出了夹芯梁的最优化设计方案. 基于分析模型,Steeves等[124]开展了实验研究和数值模拟,结果发现夹芯梁的峰值载荷同理论预测吻合较好,简支梁理论和理论分析模型不适用于长高比较小且面板与芯层厚度比值较大的夹芯梁. Deshpande等[125]研究了点阵夹芯梁在3点弯曲时的坍塌行为,得到了4个典型的竞争坍塌模式:面板屈服、面板褶皱、芯层压缩和芯层剪切. 破坏模态与夹芯梁的几何构型和材料的屈服应变密切相关. 基于夹芯梁面板和芯层的有效性质,给出了坍塌载荷的上限定理表达式,且与测量结果吻合较好. 研究还给出了不同结构配置夹芯梁的破坏机制图. 随着研究的深入,Tae等[126]对准静态弯曲载荷下泡沫芯层复合夹芯梁的力学行为进行了研究,发现夹芯梁出现以下几个变形/失效模态:表皮断裂、表皮褶皱、芯层剪切、芯层压缩以及面板和芯层之间的界面失效. Yu等[127,128]研究了闭孔铝泡沫夹芯梁在准静态和低速冲击时的三点弯曲性能,得到了类似的实验模态. 上述研究夹芯梁均为简支条件下. 为此,Jing等[129]系统地研究了固支开孔泡沫铝夹芯梁在准静态加载下的变形和失效模态,得到了较为完备的失效模式:上面板褶皱、 加载区域的芯层剪切、固支端的芯层剪切、面板和芯层的界面失效以及下面板断裂等.

许多学者还对多孔金属夹芯梁准静态下力学行为开展了理论预测和数值模拟研究,并基于理论、实验和数值模拟结果,得到了夹芯梁的失效机制图和优化设计方案. Mc Cormack等[130]假定夹芯梁面板和芯层之间粘结完好分别给出了不同失效模式下的极限载荷的函数表达式. 早期的夹芯结构理论中, 认为芯层承受了梁的所有横向剪力Q,而在泡沫金属夹芯梁芯层剪切失效模态的实验中已经观察到面板形成塑性铰承受了部分剪切载荷,如图7所示.

为了准确地刻画这种失效模式,Mc Cormack等[130]和Gibson等[11]基于能量平衡模型得到了考虑面板塑性铰贡献的剪切失效模式的极限承载表达式

式中,b为夹芯梁的宽度,t和c分别为面板和芯层的厚度,σfy和 τcy分别为面板屈服强度和芯层的剪切强度.

Tagarielli等[131]研究了简支和固支玻璃乙烯树脂面板和PVC泡沫芯层夹芯梁在三点弯曲测试的坍塌模式,得到了夹芯梁的坍塌极限载荷和固支夹芯梁在有限挠度下的分析表达式. 研究结果还发现,简支夹芯梁呈现出软化的后屈服响应 (softening post--yield) 阶段而固支夹芯梁由于面板的膜力拉伸作用呈现出硬化行为 (hardening behavior). Steeves等[123]对复合面板和聚合物芯层夹芯梁的三点弯曲坍塌强度进行了理论分析,构建了夹芯梁不同几何构型和坍塌模式之间的失效机制图,并基于最小重量设计获得了近似结构承载指标的函数表达式. 在前人的研究基础上,Tagarielli等[132]理论和实验验证了固支金属面板和铝泡沫芯层夹芯梁的塑形坍塌模式,构建坍塌机制图探讨了夹芯梁3个典型的破坏模态. 结果表明固支边界条件是主导夹芯梁面板塑形拉伸变形的主要因素. Chen等[133]拓展了Gibson等[11]的宏观理论,得到了四点弯曲下泡沫铝夹芯梁的失效模式图,并引入泡沫金属的本构模型数值模拟了夹芯梁的变形失效. Bart--Smith等[134]分析了泡沫金属夹芯梁在三点弯曲过程中的失效过程,并基于失效机制图探讨了压头尺寸对失效模式图的影响. Wick等[135]考虑夹芯结构的4种典型破坏模式 (面板失稳、屈服,芯层单元失稳、屈服),比较了各种夹芯结构对重量的优化设计,发现在弯曲和剪切联合作用条件下,蜂窝夹芯结构是有效质量最轻的夹芯结构形式,在以抗压塌强度为限制条件时,点阵夹芯结构的重量要远远低于蜂窝夹芯结构. Rubino等[136,137]先后研究了Y型夹芯梁在均布载荷和集中载荷下的坍塌响应以及Y型和波纹板芯层夹芯梁的三点弯曲性能. 随着多孔金属宏观本构的发展以及在商业有限元分析程序中的应用,多孔金属夹芯结构数值模拟方面的研究工作也在不断地深入开展. Koissin等[138]应用ABAQUS程序研究了集中载荷下泡沫芯层夹芯梁的非弹性准静态响应, 假定芯层压缩为理想的弹塑性行为运用Kirchhoff-Love静态理论导出了夹芯结构面板的控制方程,并基于极值原理得到了其解析解. Styles等[139]利用LS--Dyna软件隐式算法模拟了复合面板夹芯梁的弯曲行为,研究了芯层厚度对夹芯梁弯曲性能的影响. 为了真实地描述准静态测试中的载荷历程,模拟中采用如下的速度场

式中,T为总加载时间,dmax为压头的最大位移.

由于夹芯梁受到尺寸、结构配置以及边界条件的影响,最终的变形和坍塌模式是几种失效模式竞争时所需载荷最小的一种,当两种或多种失效模式所需载荷相同时,则可能发生模式的转化. 因而以几何构型和主导失效模式构建的失效模式图直观有效地反映了夹芯结构的力学特性,特别是在夹芯结构的优化设计方面得到了广泛的应用. 但是,Gibson等[11]的失效模式分析是基于实验结果和能量平衡以及假定变形机构得到的,无法揭示夹芯梁失效破坏的细观机理. 此外,上述的失效机制图均未涉及到材料弹性参数对坍塌模式的影响,因此,Ashby和Gibson理论对于面板材料的强弱程度是敏感的,且只在面板强度相对较弱的情况下才能较为准确地反映夹芯梁的失效模式[123],也就是说,材料的弹性参数很大程度上影响失效模式. 相关的研究仍然有待进一步系统深入地开展.

4.2 多孔金属夹芯梁的冲击力学行为

多孔金属夹芯结构的冲击力学性能研究主要是建立在层合结构的研究基础上展开的,但夹芯结构和层合结构的力学性能存在较大的差异,其接触力学行为主要受相对较弱的芯层材料支配,而且夹芯结构耦合了材料非线性和几何非线性,冲击损伤变形过程非常复杂.

目前对多孔金属夹芯梁冲击力学行为的研究主要集中在破坏模式、抗爆炸/冲击性能以及吸能机理等方面. Kesler等[140]基于泡沫材料的尺寸效应研究了泡沫铝夹芯梁三点弯曲测试中梁尺寸对其极限承载能力的影响. 研究中保持夹芯梁芯层厚度与跨距的比值为常数,改变芯层厚度的绝对值讨论了其极限载荷并给出了理论预测,结果表明考虑剪切尺寸效应时理论预测与实验结果吻合较好. Hazizan等[141]利用落锤加载装置研究了泡沫基体材料夹芯梁的低速冲击响应,得到了几种不同的变形模式: 剪切断裂、屈曲失效和界面失效,并通过能量平衡模型预测了夹芯梁的弹性响应. Meo[142]和Besant等[143]采用有限元方法模拟了铝蜂窝夹芯结构的低速冲击响应,已达到研究鸟撞、工具坠落和跑道碎片等低速冲击对航空航天飞行器引擎机舱或外壳等造成的潜在危害,解决长期困扰航空工业界的焦点问题的目的. Yu等[128]实验研究了开孔泡沫铝夹芯梁的变形和失效机理,发现动态加载下夹芯梁由于出现了较大的局部压入和破坏失效,其能量吸收能力低于准静态加载,由于其结构尺寸变化较少,未能得到完整的夹芯结构动态失效模式图.

但上述研究均局限于多孔金属梁的低速冲击力学行为,关于多孔金属夹芯结构在高速冲击、特别在爆炸载荷下的动态失效行为的研究还非常匮乏. 这是由于实验研究夹芯结构在强动载荷作用下的动力学行为及其失效机理主要采用爆炸加载方式获得强冲击载荷. 实验中使用炸药这一高能物质有许多困难:安全性差、需要专用场地、技术复杂, 重复性差,即很难精确得到预先设定的冲量.为了能在常规实验室条件下频繁、精确地验证理论模型和对设计原型进行实验研究, 急需发展一个简单、经济和安全的动态实验加载技术,使其能够给出在空气和水中爆炸下的压力加载历史. 为此, Radford等[144]提出了一种新的应用金属泡沫子弹撞击产生强压力脉冲模拟炸药爆炸产生冲击载荷的实验方法,所给出的冲量可以通过改变子弹长度、 密度及冲击速度来控制. 利用该加载技术,Radford等[145]采用高速摄影技术研究了撞击载荷下3种不同芯层 (角锥桁架、波纹型和铝合金泡沫) 夹芯梁和实体梁的动力响应. 研究发现,3种夹芯梁中角锥桁架夹芯梁的抗冲击性能最差,但所有的夹芯梁都比等质量实体梁具有更高的抗冲击破坏的能力. Rubino等[146]在Radford等[145]的基础上开展了类似的研究,得到了夹芯梁的极限破坏模式. 夹芯梁面板用AISI 304不锈钢材料,芯层有Y型桁架和波纹型两种. 研究发现铜钎焊Y型夹芯梁的破坏出现在加载冲量I 4.5 k N·s·m-2,前面板和芯层在靠近固支端出现撕裂破坏,后面板与芯层的撕裂出现在临近跨中区域;而激光焊夹芯梁和实体梁的失效冲量为I 6.4 k N·s·m-2,且所有的失效都涉及梁横截面的拉伸撕裂.

在强动载下,纤维增强复合材料夹芯结构抗冲击性能的研究已得到广泛关注[147,148,149,150],主要利用结构压溃过程中脆性材料的宏微观损伤的发展来耗散冲击能量,结构的变形一般在弹性范围内,限制了其应用范围. 而金属夹芯结构利用结构的屈服行为或屈曲失稳过程中的韧性材料较大的塑性变形能力来吸收冲击能量. 近年来,多孔金属夹芯结构以其优异的抗冲击性能及能量吸收能力备受研究者的关注. Fleck等[151]和Qiu等[152]考虑到爆炸载荷作用时间、芯层的压缩响应时间和夹芯结构的整体动力响应时间有量级上的差异,将夹芯梁的动力响应过程分为3个阶段 (阶段I —— 流固耦合作用、阶段II —— 芯层压缩和阶段III —— 梁拉- 弯共同作用),建立了夹芯结构的理想刚塑性分析模型,发现材料的弹性变形和应变强化对结构的性能影响可以忽略不计,在考察的芯层强度范围内,芯层的压缩强度对结构的整体动力响应影响很小. Xue等[26]采用有限元计算结果验证了该分析模型的可靠性. Qin等[153,154,155]引入考虑芯层强度和塑性拉伸- 弯曲影响的屈服准则,对泡沫金属夹芯梁在压头加载、局部脉冲载荷和均布脉冲加载时进行了大挠度分析. Fleck等[151]的分析模型解耦夹芯结构的3阶段响应, 提供了一个承受强动载荷作用的夹芯结构理论分析框架,但是分析模型中一些假设条件的问题还没有得到很好的验证. 如冲击波在可压缩芯层里的传播以及在不同界面 (面板和芯层之间的) 的反射特性等还没有很好地分析[156,157,158];一部分多孔材料在阶段II可归类为速度敏感结构[159],在高速冲击下,速度效应使得动态屈服强度要比其静态强度大很多;在阶段II,模型假设芯层在达到密实化应变以前承受均匀压缩的假设的合理性验证等. 为此,一些科研工作者对解耦动力响应为3阶段的合理性进行了研究. 依据芯层的厚度、芯层的强度以及脉冲的幅值,将其典型动态响应分为强度较低芯层和强度较高芯层以及介于二者之间的3种不同响应,如图8所示.Liang等[160]和Mc Shane等[161]开展有限元模拟解耦分析了夹芯梁3个响应阶段,研究表明,对于芯层强度较高的夹芯梁,阶段I和阶段II的耦合效应可能低估20%∼40% 的冲量作用;强度较低的芯层可以通过阶段I的流固相互作用减少传递的冲量,但同时增加了阶段II芯层压缩与阶段III夹芯板整体的弯曲和拉伸的耦合作用.

上述研究很少涉及到爆炸与冲击等强动载荷下夹芯梁抗冲击性能系统的实验研究,夹芯梁的特性主要依赖于其几何形状、尺寸、面板和芯层的力学性能等. 其抗冲击性能和能量吸收机理主要取决于夹芯梁面板和泡沫芯层的相互作用、加载方式以及加载率等. Tagarielli等[162]研究了泡沫金属子弹撞击加载时玻璃纤维复合面板夹芯梁 (芯层分为PVC泡沫和balsa软木两种) 的动态响应. 并将夹芯梁跨中的最大瞬态横向挠度作为量化其抗冲击能力的指标. 研究结果表明,加载冲量较低时balsa软木夹芯梁的抗冲击性能优越于PVC泡沫夹芯梁,而加载冲量较高时,软木夹芯梁由于出现纵纹方向的劈裂破坏过早地出现纵向剪切失效. Rathbun等[163]利用泡沫铝子弹高速撞击模拟高压瞬时脉冲载荷的方式研究了不锈钢四边形蜂窝芯层夹芯梁抵抗冲击载荷的能力,验证了夹芯结构抗冲击性能的优越性以及有限元分析软件模拟结构响应的可靠性. 国内对高速冲击下多孔金属夹芯梁动态响应的实验研究较少. Jing等[164,165,166,167]系统地研究了泡沫子弹撞击载荷下开孔、闭孔泡沫铝以及铝蜂窝夹芯梁的冲击力学行为,分析了不同结构几何构型和加载冲量对夹芯梁失效机制及其转变和抗冲击性能的影响. 由于理论预测的复杂性和实验验证的局限性以及计算机有限元程序的迅速发展,数值模拟逐渐成为一种研究夹芯梁高应变率响应的重要手段. Qiu等[168]采用有限元方法施加压力时程脉冲分析了固支夹芯梁的冲击响应,指出面板材料的弹性、应变强化以及芯层材料的屈服强度对结构性能的影响很小. Tilbrook等[169]利用理论预测和数值模拟相结合的方法研究了夹芯梁的水下爆炸响应. 刘华等[170], 刘敬礼等[171]和康建功等[172]用有限元分析软件验证了简支和悬臂点阵夹芯梁动力响应理论预测的有效性. 康建功等[172]运用有限元软件LS-DYNA分析了固支泡沫铝夹芯梁在冲击载荷下的动力响应,着重考察了面板材料及芯层厚度对夹芯梁跨中位移的影响,并与实验结果和理论预测结果吻合较好.

5 多孔金属夹芯板力学行为的研究现状

5.1 多孔金属夹芯板的准静态力学行为

随着多孔金属材料制备工艺及其工程应用的发展,多孔金属夹芯板的力学行为已得到广泛研究. 就现有的文献来看,目前对多孔金属夹芯板的研究主要集中在准静态载荷、低速冲击和高速冲击与爆炸载荷下的力学行为以及其抗侵彻性能的研究.

Koissin等[138]系统研究了泡沫芯层夹芯板的准静态非弹性响应,研究中假定夹芯板无整体弯曲变形和芯层为理想的弹塑性材料,利用Kirchhoff-Love静态理论得到了面板的控制方程以及面板挠度、芯层压缩和接触力的解析解,并开展相应的实验研究和有限元分析,结果发现三者吻合较好. Foo等[173]开展实验和数值模拟研究了铝蜂窝夹芯方板的准静态压入失效行为,预测了夹芯板的初始破坏及其演化过程并估计了其静态失效能量. Belouettar等[174]分别研究了复合纤维和铝蜂窝芯层夹芯板在四点弯曲测试中的静态疲劳性能,讨论了其损伤和失效模式以及芯层密度和胞孔尺寸对夹芯板极限承载能力和损伤过程的影响,并引入整体和局部参数评估了夹芯板的疲劳寿命. Ruan等[175]实验研究了准静态压入载荷下泡沫铝夹芯圆板的力学响应和能量吸收能力. 研究结果发现夹芯板的变形模式有整体弯曲、伴随局部压痕的整体弯曲变形和局部压痕3种,并讨论了面板厚度、芯层厚度、边界条件以及粘附层对其变形模式和能量吸收的影响. 基于上述研究,Fan等[176,177]实验研究了单层和多层编织物夹芯板准静态压缩时的失效机理和能量吸收能力, 研究结果发现多层夹芯板的变形为单层夹芯板变形的复合模式,其能量吸收能力也得到极大的增强, 显著优越于等质量的单层夹芯板. 可以看出,目前关于多孔金属夹芯复合板的准静态响应研究已趋于系统和完善.

5.2 多孔金属夹芯板的低速冲击力学行为

夹芯板在航空航天、汽车工业及其结构工程中往往遭受低速冲击的情况. 如航空航天飞行器在起飞和着陆可能会受到跑道旁碎石等以不同速度的冲击以及鸟体的撞击等;建筑结构在装饰和维修过程中也可能遭受工具或碎片跌落等冲击载荷.

Shin等[178]针对韩国低层巴士的常用结构材料组成的4种不同类型的夹芯板开展了低速撞击响应的实验研究,利用光学显微镜得到了试件截面的失效模式. 冲击试验结果发现编织玻璃纤维面板的夹芯板比铝合金面板的夹芯板具有较好的抗冲击破坏性能. 结果还发现夹芯板的冲击参数诸如能量吸收、峰值载荷挠度、最大接触力和接触时间均随冲击能量的增大而增大. Fatt等[179,180]运用单自由度和多自由度系统预测了刚性子弹撞击下复合夹芯板的低速冲击破坏. 采用的夹芯板由各向异性层合面板和恒定压缩性能的芯层组成. 预测了冲击载荷下夹芯板的瞬态变形响应,得到了夹芯板初始破坏时冲击力和冲击速度的解析解. 研究表明尽管惯性效应、面板和芯层的该应变率材料属性影响夹芯板的冲击破坏载荷,但其初始冲击破坏模式类似于准静态加载,即:前面板拉伸和剪切断裂、芯层剪切和后面板的拉伸失效. Foo等[173,181]开展实验和数值模拟研究了低速冲击下铝蜂窝夹芯板的失效响应, 讨论了铝蜂窝夹芯板的初始破坏模式及其演化过程. 不少学者针对低速冲击下多孔金属夹芯板的几何拓扑构型[182]、功能梯度芯层[183]对其力学行为的影响及其冲击后残余压缩强度[184]和低速侵彻行为[185]开展了大量的研究.

从上述研究可以看出,目前对低速冲击下夹芯板力学行为的研究主要集中在实验研究和数值模拟方面,由于夹芯板变形和失效过程中面板和芯层耦合作用的复杂性,相关的理论研究还比较少. 复合结构的冲击动力学行为的理论分析常采用弹簧 - 质量模型和能量平衡模型这两种数学模型进行描述. 在弹簧 - 质量模型中,需考虑弯矩、剪力和膜力的共同作用,接触弹簧表征了结构的横向载荷 - 变形行为,通过求解系统的运动方程便可以得到完整的力- 时间关系. 现有的分析模型大多局限在弹性变形范围内,未考虑损伤演化过程,忽略了芯层的可压缩性以及面板的大变形. 为此,Olsson等[186]基于板的大挠度理论和芯层屈服条件预测了夹芯板的冲击响应. Fatt等[179]通过在弹簧 - 质量模型中引入一个遭受恒力的阻尼器刻画芯层的动态压缩阻抗,并在准静态载荷 - 变形响应的基础上利用最小势能原理得到了阻尼器和弹簧阻抗的近似解. Anderson[187]引入Maxwell阻尼器来解释低速冲击下夹芯结构材料损伤的机制,完善了夹芯结构动力响应的单自由度模型. 而在能量平衡模型中,假定结构一旦达到准静态行为下的最大挠度,子弹就停止加载,所有的初始动能均转化为结构的变形能,子弹的动能等于由于接触、弯曲、剪切和膜力变形的能量之和. 利用这种方法,Hassan等[188]研究了铝蜂窝夹芯结构的冲击响应,研究结果发现,低速冲击下的准静态假定是可行的,且能量平衡模型能较好地刻画夹芯结构的冲击响应. 但是能量平衡模型局限于弹性响应范围,并未考虑能量耗散. 此模型不适用于冲击速度较高时芯层发生破坏 (如孔壁屈曲、芯层压缩等) 的夹芯结构响应分析. 此外,该模型仅能预测出最大冲击力,不能给出其载荷 - 时间关系. Kassno[189]基于能量和动量守恒定律理论研究了碳纤维复合层合结构的冲击侵彻行为,得到了其弹道极限以及侵彻后子弹的残余速度. 但是该研究也未考虑冲击行为的载荷 - 时程关系.

5.3 多孔金属夹芯板的高速冲击力学行为

多孔金属夹芯板结构的高速冲击力学行为的实验研究一般有以下几种常用的加载方式:(1) 爆炸冲击波加载;(2) 片状炸药的接触爆炸加载;(3) 子弹/鸟体撞击加载;(4) 平面脉冲波加载等. 夹芯板的特性主要依赖于其几何形状、尺寸、面板和芯层的力学性能等,其特殊的失效模式主要依赖夹芯板表皮和泡沫芯层的相互作用, 加载方式,以及加载率等.

Karagiozova等[190]报道了聚乙烯和蜂窝夹芯圆板在爆炸载荷下的动力响应的试验研究. 但为了研究芯层可能发生的应力增强现象,面板和芯层没有粘贴到一起. Dharmasena等[191]实验研究了方形蜂窝夹芯结构在爆炸载荷下的动力响应. 在施加的载荷范围内,在爆炸源附近可明显地观察到上面板的弯曲变形和芯层胞壁的渐进屈曲. 在没有进行优化的情况下,夹芯板比等质量的实心板中心挠度要小得多. 但该实验没有测得爆炸载荷的作用冲量和压力. Nurick等[192]实验研究了爆炸加载下铝蜂窝芯层夹芯板的动态响应,讨论了其失效模式和结构构件的相互作用. Zhu等[193]研究了爆炸载荷下蜂窝铝夹层板的变形和失效模式,考察了面板厚度、孔径尺寸、孔壁厚度及炸药量对结构响应的影响. Mc Kown等[194]报道了在静态和接触爆炸载荷下两种八面体点阵材料的力学性能及其失效模式, 发现两种点阵材料在准静态下主要呈现水平和45◦角的屈曲失效模式和沿45◦角的渐进破坏模式,爆炸载荷下的失效模式与静态压缩相类似,但屈服应力比静态载荷下增加20% 左右,有较明显的应变率效应. Tilbrook等[195]利用Kolsky杆测量动态压缩夹芯结构前、后面板的应力的方法研究了不同冲击速度下不锈钢波纹板和Y型板的平面外动态压缩响应. 研究结果发现,当冲击速度低于30 m/s时,两种拓扑结构的微惯性稳定性都阻止其发生弹性屈曲变形;当冲击速度较高时,芯层材料中的塑性波导致前面板的应力随着冲击速度的增大而增大,而后面板的应力近似保持为一常数. Mc Shane等[196]利用泡沫金属子弹撞击加载研究了固支夹芯圆板和等质量实体板的动态响应,如图9(a) 所示. 夹芯板面板为AISI 304不锈钢,芯层有AL-6XN不锈钢角锥桁架和AISI 304不锈钢四边形蜂窝两种. 研究结果发现夹芯板比等质量的实体板具有较好的抗冲击性能, 且四边形蜂窝夹芯板的抗冲击性能优越于角锥桁架夹芯板. 与此同时,Radford等[197]应用相同的方法研究了泡沫金属夹芯板的动态响应,得到了类似的实验结果,如图9(b) 所示. 赵桂平等[198]对两种厚度的泡沫金属、格栅夹芯板在冲击载荷下的动态响应和变形机制进行了分析. 重点从夹芯板面层和芯体在冲击前后能量转化的角度来比较结构变化对夹芯板动态响应性能的影响. 讨论了不同的结构形式抗冲击性能的差异,分析了它们破坏的机理. 基于泡沫金属子弹撞击加载模拟爆炸载荷的实验技术, 国内一些研究者[199,200]对多孔金属夹芯板的动态响应开展了系统深入的研究,得到了较为完整的变形和失效模态以及关键结构配置参数的影响.

实验研究强冲击载荷作用下夹芯结构的动力学特性和失效机理具有一些局限性,如成本高,实验结果离散性大以及技术复杂等. 国内外学者对多孔金属夹芯板的抗冲击性能开展了大量的理论研究工作,并取得了一定的研究成果. Alwar等[201]研究了脉冲载荷激励下四边简支的各向同性芯层矩形夹芯板的非线性动态响应,分析了试件长宽比和芯层模量对其响应的影响. Mei等[202]应用经典夹层板理论分别研究了四边固支和简支规则角铺设矩形板的大挠度响应过程. Reddy[203,204]采用9节点剪切变形等参元及其修正理论研究了复合材料层合板的动态响应问题.

但上述理论仅局限于芯层为不可压缩材料,不适用于可压缩多孔金属芯层夹芯板的大挠度分析. 为此,Qiu等[205]建立了空中和水下爆炸载荷作用下固支夹芯圆板变形响应的理论模型,考虑到爆炸载荷作用时间、芯层的压缩响应时间和夹芯结构的整体动力响应时间有量级上的差异,将夹芯板结构的变形分为3个连续的阶段:流固耦合阶段;芯层压缩阶段和夹芯板塑性弯曲和拉伸的联合作用阶段. 夹芯板3阶段的变形机理如图10所示. 并应用有限元方法验证了理论模型的可靠性. 结果表明,芯层压缩强度和面板的应变强化行为对结构响应的影响不大. Deshpande等[206]对脉冲载荷下可压缩泡沫芯层夹芯板的一维冲击响应问题开展了理论研究, 确定了芯层材料应变强化行为对其动态响应的影响. Zhu等[207,208]基于上述分析模型,建立了爆炸载荷下多孔金属夹芯板的理论分析模型,通过实验结果验证了其分析模型的可靠性. 并应用解析模型, 考虑了边长比、芯层相对密度及芯层厚度等参数, 对结构进行了优化设计.

此外,Aktay等[209]理论预测了Nomex纸蜂窝和聚醚酰亚胺泡沫芯层复合夹芯板的冲击损伤行为. Main等[210]研究了空中爆炸载荷下夹芯板的单轴压缩性能,讨论了质量分布对多孔夹芯板压缩性能的影响. 为了确定多孔金属夹芯板是否芯层强度越高,其抗爆炸/冲击性能就越优越于等质量的实体结构,Xue等[211]采用弹塑性实体结构的动态有限元算法评估了均布爆炸脉冲载荷下夹芯板的抗冲击性能. 研究结果表明芯层材料的强度和能量吸收能力对其优异的抗爆性能是极其重要的. Andrews等[212]建立了考虑夹芯板动态效应的单自由度质量 - 弹簧系统,构建了空中爆炸载荷下复合夹芯板的失效模式图,直观地给出了结构的失效模态与关键参数之间的对应关系. 总得来说,强冲击载荷下多孔金属夹芯板动力学行为的理论研究很大程度上取决于屈服面的选择,图11总结了常用来分析夹芯板和实体结构大挠度响应的屈服准则[213].

如上所述,多孔金属夹芯板具有良好的抗冲击性能和能量吸收能力,其静态、动态力学性能已得到广泛的研究. 然而,在其服役过程中往往还易遭受各种弹丸的撞击作用 (如飞鸟撞击和弹道载荷等), 因此,不少学者对多孔金属夹芯板的抗侵彻性能也展开了系统的研究. 张明华等[214]实验研究了不同子弹冲击速度下纯铝板和泡沫铝夹芯板的抗侵彻性能,并讨论了其破坏模态.结果表明应力波在纯铝板中的传播与在泡沫铝夹芯板中的传播有很大差异, 由于泡沫铝的黏性效应使应力波在传播过程中有明显的波幅衰减现象. Fatt等[215]得到了蜂窝夹芯板遭受平头弹和球头弹正向撞击下弹道极限的解析解. 该理论解将夹芯板完整的侵彻过程解耦为前面板的侵彻、芯层侵彻和后面板侵彻3个阶段. Dean等[216]对轻质金属纤维芯层夹芯薄板侵彻行为的能量吸收开展了大量的实验研究和数值模拟,结果发现,子弹的冲击速度超过弹道极限速度时,夹芯板的能量吸收能力随着冲击速度的增加单调递减至最小值后呈现出单调递增趋势. Goldsmith等[217]研究了不同子弹形状 (球形弹、锥形弹和平头弹) 对蜂窝夹芯板侵彻性能的影响,得到其弹道极限值和侵彻后剩余速度与初始速度之间的对应关系. Hou等[218]系统研究了钢质子弹侵彻泡沫铝夹芯板的力学特性,探讨了面板厚度、芯层厚度、芯层相对密度和子弹形状对弹道极限速度和能量吸收能力的影响. 由于泡沫材料的不均匀性、 测试方法的局限性以及实验精度等耦合效应 (如实验中夹芯板弹道极限值的确定常采用介于穿透和未穿透之间的实验值),有必要对多孔金属夹芯板的侵彻力学行为开展大量的数值模拟研究. Hanssen等[219]基于实验研究结果,应用有限元程序LS-DYNA对鸟撞泡沫铝夹芯板进行了分析. 模拟中泡沫铝的本构模型选用了 *Mat Deshpande Fleck Foam,铝板选用 *Mat Damage 1本构模型. 结果表明选用的本构模型能够很好地预测夹芯板的局部应变、局部失效及整体变形行为. Buitrago等[220]采用Abaqus/Explicit有限元算法模拟了蜂窝夹芯板的高速侵彻过程,对比实验结果讨论了剩余速度、接触时间和弹道极限速度与侵彻速度的关系. 国内倪长也等[221]对3种不同的点阵金属芯体三明治板遭受钢质子弹侵彻作用下的抗侵彻性能进行了有限元模拟研究. 模拟中夹芯结构采用Johnson--Cook本构模型,并采用一个与应变、应变率、温度和压力相关的常数值来描述不同参数相对影响的破坏准则.

6 多孔金属夹芯壳结构力学行为的研究现状

上述研究表明,多孔金属夹芯结构以其优异的抗冲击性能及能量吸收能力备受研究者的关注,但大多集中于研究夹芯梁和平板结构方面. 在实际工程应用中,大量具有不同曲率的夹芯结构被采用. 这一方面是由于结构功能性要求,如在航空航天领域中的各种飞行器,为了满足高速飞行时的空气动力学要求,必须具有各种特殊的外形设计. 简单的梁和平板是无法满足的. 鉴于壳结构具有曲率面复杂的几何形体,而多孔金属芯层复杂的三维拓扑结构更加增加了其在动载荷下力学性能分析的难度.

到目前为止,关于多孔金属芯层夹芯壳结构在爆炸载荷作用下的动力学问题的研究很少. Hause等[222]发展了一种双曲率夹层板在爆炸载荷作用下的分析模型,重点研究了板的曲率、面板的各向异性和叠层顺序、芯层的横观正交各向异性、结构的阻尼等对动态载荷响应的影响. 提供了设计动态服役环境下夹层壳结构的新思路. 鉴于夹层板的混合结构特征,可能出现局部的不稳定性 (起皱),会导致结构的突然失效. Vonach等在文献 [223] 中采用不同的有限元模型 (常规的和单细胞模型), 评估了理论模型的精确性和有效描述起皱的能力. Hohe等[224]给出一个具有横向可压缩芯层的双曲率夹层板结构的改进的几何非线性壳理论. 这一模型中面板是建立在Kirchhoff理论的基础上的,而芯层位移则采用了二阶/三阶幂级数展开的形式. 这一理论考虑了动态效应和初始的几何不完整性. 在横向变形采用大位移理论,而在切向位移梯度被假设是小变形. 运动方程采用Hamilton原理导出,所给出的公式适用于所有的弹性和弹- 塑性材料模型. 由于假设了芯层横向屈曲模态,整体和局部的 (面板折皱) 不稳定性模态可被给出. Li等[225]研究了具有可压缩芯层的夹层扁壳在爆炸载荷作用下的非线性动力响应. 给出一个新的非线性可压缩芯层模型,即取壳芯层的横向位移为该方向变量的四阶多项式函数. 控制方程采用和Reissner--Hellinger变分原理相结合的Hamilton原理给出. 简支夹层扁壳的解析解是采用Galerkin法和Laplace变换相结合的方法给出. 结果显示,改进的夹层壳模型可以获得结构的瞬态响应,如夹层扁壳在爆炸载荷作用下冲击波响应及面板和芯层瞬时特性. 而在稳态阶段,所有的面板和芯层的位移趋向相同. 并且进行了芯层的能量吸收能力和不同的材料和几何参数对经受爆炸载荷作用的夹层结构的影响研究.

上述研究对象尽管是夹芯壳的动态问题,但由于芯层材料不是体积可压缩多孔材料,而仅仅是有别于经典板壳理论中的假设:法线上各点在结构中面法线方向上的位移被忽略,即w(x, y, z, t) ≈ w(x, y, 0, t). 采用芯层的法向位移包含有不同阶数的横向变量的方法描述其可压缩性. 分析多局限在弹性范围,就现有的文献,关于具有多孔金属夹芯壳结构的研究结果极其有限. Hutchinson等[226]研究了具有泡沫金属芯层圆柱夹芯壳在轴向载荷下的屈曲问题. 在给定承载能力下,以最小壳质量为其优化目标参数,对面板厚度、芯层厚度和密度进行了优化. 考虑了所有由面板折皱、屈服及芯层屈服等给出的约束条件. 发现夹芯壳比具有较 “强” 刚度的壳有较大竞争优势. 从优化设计的角度评估了壳体对缺陷的敏感性. Dawson等[227]采用线弹性屈曲理论和塑性理论相结合,给出了一个对各向同性、具有可依从变形芯层的圆柱壳的综合性能分析. 在给定半径、材料和轴向压缩承载能力的情况下,进行了薄壁夹芯圆柱壳的优化设计. 分析还确定了芯层模量和壳模量的优化比.

但是这些具有可压缩多孔金属芯层夹芯壳结构的研究都限于圆柱壳受轴向压缩载荷的问题,具有轴对称的特性. 而具有可压缩多孔材料芯层夹芯扁壳结构关于爆炸载荷作用下动力响应的研究,夹芯圆柱壳在内部和外部局部爆炸载荷作用下的动态力响应和失效模式的研究还鲜有报道. Shen等[228]在这一方面开展了探索性的实验研究,讨论了TNT炸药爆炸载荷作用下两种曲率、不同面板厚度、不同泡沫铝芯层厚度的夹芯壳结构的动态响应. 但是得到的变形和失效模式较少,有关强动载荷下泡沫金属夹芯壳结构动力响应理论分析模型的研究还未曾涉及. Liu等[229]采用有限元模拟研究功能梯度泡沫铝芯层夹芯圆柱壳的动力响应和爆炸抵抗性能. 研究发现在遭受相同爆炸载荷时,功能梯度夹芯圆柱壳的径向挠度明显低于非梯度夹芯圆柱壳,从而验证了其良好的抗爆性能. Fatt等[230]提出了复合夹芯圆柱壳遭受外部爆炸载荷时早期响应的理论分析模型. 该模型将可压缩泡沫芯层认为是弹塑性的能量吸收媒介,在早期响应阶段能够削弱爆炸冲击波和吸收部分的爆炸能量. 基于上述分析,Jing等[231,232,233,234,235,236,237]系统开展了爆炸加载和泡沫金属子弹撞击等强动载荷下闭孔泡沫铝夹芯圆柱壳结构的动力学行为及其失效机理的研究. 得到了较为完备的动力失效模式,并提出了脉冲载荷下泡沫铝夹芯壳动力响应的理论分析模型. 考虑空气的非线性压缩和有限冲击条件,通过对泡沫金属夹芯壳结构施加压力脉冲,对其最佳承载范围和最优拓扑构型作了一些初步探讨. 从上述研究可以看出,多孔金属夹芯梁和平板已经得到了系统的研究,其抗冲击性能, 能量吸收和失效机理已得到实验、理论和数值模拟的验证. 然而,对于不同曲率的夹芯结构 (单曲率夹芯板,夹芯圆柱壳和夹芯球壳等) 的动力学研究还处于起步阶段.

7 结束语

多孔金属 篇7

由安徽省地矿局322队承担的“安徽省宣州区茶亭铜多金属矿普查(第二次续作)”项目通过安徽省公益性地质调查管理中心专家组织的野外验收。本次续作开展了物探、钻探、化验分析等多种工作,其中钻探12孔,累计进尺17 279.75m。通过验证显示,多个钻孔见厚层斑岩型铜(伴生金)工业矿体,其中有一个钻孔见工业铜矿体累计厚578.27m,累计Cu平均品位0.50%、Au平均品位0.85g/t;见低品位Cu矿体累计厚761.35m,累计Cu平均品位0.27%、Au平均品位0.44g/t;见共生低品位Au矿体累计厚262.85m,累计Cu平均品位0.55%、Au平均品位1.23g/t。“宣州区茶亭铜多金属矿普查”项目为2011年第一批安徽省地勘基金续作项目。此次多孔见斑岩型铜矿体是继之前单孔发现总厚度超千米的斑岩型铜金矿(化)后,取得的又一找矿突破。