超細金屬粉末的用途精選(九篇)

前言：一篇好文章的誕生，需要你不斷地搜集資料、整理思路，本站小編為你收集了豐富的超細金屬粉末的用途主題范文，僅供參考，歡迎閱讀并收藏。

第1篇：超細金屬粉末的用途范文

關鍵詞：活化；石油焦粉；高強度；成型壓力；保壓時間

中圖分類號：TM242 文獻標識碼：A

炭石墨材料具有許多優異的性能，如導熱導電性好、耐摩擦性能優異、模量高等[1].其中，高密度高強度炭材料因密度高、強度大、高溫耐磨的特性而在國防工業、航空航天、新型能源、工業生產、日常生活等眾多領域中顯示出重要性和特殊地位[2].一般而言當密度達到1.70 g/cm3，抗壓強度達到60 MPa以上即可認為屬于高密高強炭石墨材料的范疇[3].目前，對高密度高強度炭材料的研究熱點層出不窮[4].

國內外炭石墨材料領域制備高密高強度炭材料需要多次浸漬與焙燒，工藝復雜，周期長，生產成本高.本研究以活化石油焦粉為原料制備低密度高強炭材料，制備工藝簡單，只需一次焙燒，無需浸漬，所制樣品密度較低，生產周期僅為常規高密高強炭材料的1/3，大大節約了生產成本.對材料而言，高強度一般對應著高密度，這是材料的固有性質，但密度高，炭材料的膨脹系數一般也會增加，使材料抗熱震性能變差[5-6].本研究制備的低密度高強度炭材料由于具有比較低的密度能更好地應用于溫度變化劇烈、熱應力大的苛刻場合.

為了降低成本，縮短工藝，同時提高性能，本研究從原料、配方、工藝條件等多方面進行探討，試制比常規高密度高強度炭材料密度低10%，強度高10%的低密高強炭材料.

1實驗

1.1原料

實驗用主要原料為：A酸，質量分數65%；煅后石油焦，主要性能指標見表1；煤瀝青，主要性能指標見表2（其中軟化點用環球法測得）.

1.2工藝流程

樣品制備的工藝流程如圖1所示.

將石油焦粉碎至約12.5 μm，置于質量分數10%的A酸溶液中（以65%濃度A酸與蒸餾水配制而成）浸泡5 h，然后洗滌至pH約等于7，最后烘干.烘干后的細粉干料與破碎后的改質煤瀝青進行配料、混捏，并連續軋片3次再粉碎至75 μm以下，制成二次料粉.將二次料粉裝入16 mm×80 mm×60 mm的鋼制模具中，用液壓機分別施以100，150，200 MPa不同的成型壓力，并分別保壓5，10，20 min制成樣品生坯，裝爐后按圖2升溫曲線進行焙燒.

1.3測試分析

密度測試：鍍鉻游標卡尺，精確度0.02 mm；電子天平，精確度0.001 g，以質量除以體積計算密度.抗壓強度、抗折強度測試：WE100型液壓萬能試驗機，廣州試驗儀器廠.肖氏硬度測量：HS19A肖氏硬度計，山東萊州市試驗機總廠.SEM：FEIQuanta 200環境掃描電子顯微鏡，美國FEI公司.TGDTA： （SEIKO）TG/DTA7300熱重分析儀，日本精工（升溫速度10 ℃/min，1 000 ℃，保溫10 min，氣氛：空氣）.XRD：D8 ADVANCE X射線衍射儀，德國布魯克公司（Cu靶kα線，λ=0.154 18 nm，掃描速度，4°/min）.

2結果與討論

2.1成型壓力對樣品性能的影響

表3中列出了在不同成型壓力和保壓時間下各樣品的性能.可以看出，在保壓時間一定的情況下，生坯的體積密度隨著成型壓力的增大而增大，當保壓時間為20 min，成型壓力為200 MPa時，各項性能指標均為最好，生坯密度達到最大值為1.68 g/cm3，焙燒品密度1.54 g/cm3.這是因為在二次料粉壓制時，隨著壓力的增加，其“橋架”破壞，拱橋效應消失，顆粒重排，坯料中大量孔隙被填充，壓坯密度提高很快（線性增長）.當坯料中孔隙基本填充后，顆粒彼此相切，繼續增加壓力，粉末體發生彈性和塑性形變，甚至斷裂，粉末顆粒逐漸密實，體積密度增大.在分別保壓5，10，20 min下，成型壓力從150 MPa增大到200 MPa時，生坯體積密度分別增加了1.25%，1.82%和0.60% ，而由100 MPa增大到150 MPa時增長量分別為2.56%，2.50%和2.45%.這是因為炭質粉體在被壓到一定程度后，內部阻力增大，塑性形變更難，雖然壓力繼續增長，但密度增長不如以前明顯[7-8].而生坯密度對焙燒品密度有很大影響，在相同條件下，生坯致密度越高顆粒間距越小，焙燒時所需克服的傳質勢壘也更小，傳質更容易進行.而且隨著密度的增加，粘結劑瀝青在結焦時揮發分逸出速度減緩，在原料表面接觸時間增長，瀝青析焦量增加，密度更大.

炭素材料的斷裂一般是由于材料潛在裂紋擴展蔓延而引起的脆性反應，在斷裂過程中幾乎沒有塑性變形，因此在受到外力作用時易在裂紋尖端形成應力集中，由于沒有塑性變形，集中的應力是以裂紋的增殖和擴展形成新的表面來釋放，導致在較低的應力下發生斷裂[9].當成型壓力在200 MPa，保壓時間為20 min時，樣品抗壓強度和抗折強度達到最大值為119 MPa和61 MPa，肖氏硬度達到最大值為79.成型壓力的增大使得生坯密度增加，干料、粘結劑的結合更加緊密，焙燒時傳質與致密化進行得更加充分，樣品需要在更大的外部壓力驅使下才能發生斷裂與破碎.所以成型壓力越高，制得的坯體密度越大，焙燒后樣品的綜合性能也越好.

2.2保壓時間對樣品性能的影響

從表3中可以看出，在成型壓力一定時，生坯密度隨著保壓時間的增加而增加，在保壓時間為20 min時達到最大值為1.68 g/cm3.隨著時間的增加，粉料粒子間的充填性能，弛豫現象趨于穩定，粉末壓制體內氣體逸出時間充足，壓力傳遞更加均勻，料粉顆粒間機械嚙合和變形充分.但在氣體逸出后雖繼續保壓，受粉體間內摩擦力和自身性能的影響，弛豫現象和料粉顆粒間的形變不可能一直增大[10]，所以在成型壓力分別為100，150和200 MPa下，保壓時間從5 min增至10 min時的生坯密度的增量分別為2.56%，2.50%和3.09%，而由10 min增至20 min時密度增量分別僅為1.88%，1.83%和0.60%.

焙燒后樣品的密度隨保壓時間變化規律和生坯變化規律一致.在焙燒過程中，粘結劑瀝青焦化所形成的炭網格將骨料顆粒結合起來，構成一個具有一定機械強度的整體.致密的坯體使瀝青分解出來的揮發物壓縮在顆粒內部及顆粒間空隙，減慢了粘結劑瀝青分解氣體逸出速度，使得瀝青析焦量提高，結焦炭得以形成堅固的網格[11-12].

從表3可以看出，當成型壓力一定時，樣品的抗壓、抗折及肖氏硬度都隨著保壓時間的增長而增大.在保壓時間為20 min時，達到最大值.保壓時間的增長使得樣品在成型時氣體有足夠的時間逸出，壓實過程也更完善，焙燒更充分，樣品的機械力學性能也更好.

2.3原料活化對樣品性能的影響

在200 MPa成型壓力，保壓20 min時，活化石油焦粉與非活化石油焦粉所制樣品的性能指標見表3.可以看出生坯體密相差不大，焙燒品體密前者稍大于后者，但抗壓、抗折、肖氏硬度等性能指標，前者遠大于后者.在保壓20 min，成型壓力200 MPa時，活化原料制樣品的抗壓、抗折強度值已達到119 MPa和61 MPa而非活化原料制樣品僅為92 MPa和39 MPa.

炭材料的強度主要取決于焙燒時煤瀝青所形成的粘結焦強度，焙燒時煤瀝青析焦量越大，形成的炭網格越強勁，粘結焦強度就越高.而粘結劑是在與干料表面接觸的情況下進行炭化的，因此不能忽視干料表面活性的影響.干料與粘結劑在熱混捏過程中的相互作用機理如圖3所示.對于活化原料而言，A酸氧化使得焦粒表面原本處于平衡勢場狀態的碳原子，不再平衡，焦粒表面活性點增多，能更容易吸附較多的小分子組分，而這種吸附是鍵力更強的化學吸附而非微弱的范德華吸附.吸附小分子組分后，干料顆粒表面膨脹，根據相似相容原理，膨脹的干料顆粒外表面吸附粘結劑中其他組分.由于這些組分相對分子質量大，無法滲入干料顆粒中，因此顆粒被吸附的高分子碳氫化合物形成的外殼包覆起來，繼而呈凝聚狀結構.繼續焙燒熱處理，干料顆粒吸附的高分子碳氫化合物并沒有解吸，而是形成具有延伸性的致密外殼，因此在加熱時每個骨料顆粒像密閉的容器，在溫度的作用下，吸附著的低分子碳氫化合物進行分子締合，轉變為高分子碳氫化合物.而由于原料被活化，干料中部分碳原子上產生的羥基和羧基也在此時開始與瀝青中的組分發生縮聚反應，在焙燒中后期參與建立較多有序的由稠合苯環所構成的二維碳網層面群.

由上述分析可知，活化焦粉會對粘結劑中各組分進行有選擇的化學吸附，表面所吸附的氧或碳的氧化物將促進煤瀝青的脫氫縮聚，同時也促使干料表面和粘結劑交叉鍵的形成.因此，這種表面被活化的焦粉與瀝青混合形成了一種新的物質，其既不是焦粉也不是瀝青，而是一種高含碳的“膠料”. 這種原料成型時生坯內部結構更加均勻，焙燒時減少了制品易開裂的現象，提高了瀝青析焦量，使得瀝青焙燒形成的炭網格更加強固，兩相炭之間的結合更加牢固和均勻，從而可以明顯提高焙燒品的強度.

2.4微觀形貌分析（SEM）

為了對比試驗中各樣品的差異，選取了活化原料在100，150和200 MPa下成型并保壓20 min時所制焙燒品和未活化原料在200 MPa下成型，保壓20 min時所制焙燒品的SEM圖像進行分析，并分別命名（a）～（d）.從圖4中可以看出，（a），（d）圖的結構最為疏松，孔隙較多，分布不均，有顆粒集中的現象；（b）圖的結構較為密實，與（a）圖相比孔隙減少，顆粒集中現象不再明顯；（c）樣品最為致密，孔隙最少，基本沒有顆粒集中的現象.這也佐證了（c）樣品的機械和力學性能最好而（a），（d）樣品的最差.而且圖中（d）樣品的表面形貌較為粗糙，粘結劑的析焦不夠均勻.

2.5熱分析

一般炭素制品的氧化失重溫度在400～650 ℃之間.圖5 為c，d兩樣品的TGDTA圖.從圖中可以看出c，d兩樣品開始氧化失重溫度分別在550 ℃和450 ℃左右，c樣品的放熱峰也有所推遲.這是因為c樣品形成的碳網群落較多，黏結焦強固，原料和煤瀝青間兩相炭結合更牢靠，同時揮發分顆粒較好地填塞在干料空隙間，使樣品不易與空氣充分接觸，從而具有更好的抗氧化性能.另外，在用A酸進行活化時，可能新引入形成了部分的新鍵，與C―C鍵相比，新鍵鍵能更大，更不容易斷裂，從而導致樣品c的放熱峰比d高，氧化失重溫度后移.還有，就樣品密度而言c樣品的密度稍大，其與氧氣接觸面小，需要較長的時間完成反應，這也導致c樣品的失重溫度較高.

T/℃

2.6XRD分析

圖6為c，d 2樣品的XRD圖譜.由于2樣品的焙燒溫度均較低，僅為1 100 ℃，且未經石墨化處理，均為無定形碳結構，因此c，d樣的XRD峰值均比較低，但相較而言c樣峰值稍高.根據布拉格方程計算可知，c，d兩樣品的d002峰分別為0.346 0 nm和0.347 8 nm，與標準六方石墨的晶面間距0.335 4 nm有比較大的差距.因為在1 600 ℃以前無定形碳通過微晶增長向石墨的轉化并不明顯.而 c樣品峰值較高、d002較小的原因可能是，活化處理后的干料焙燒時形成的干料焦可石墨化程度更高.另外，在焙燒時煤瀝青粘結劑與活化原料的反應可能更有利于中間相小球體的產生、融并與長大，也提高了粘結劑焦的可石墨化程度.

2.7綜合性能比較

本研究制備的低密度高強度炭材料與傳統二浸三焙高強炭材料相比，只需要一次焙燒無需浸漬便達到高于傳統高強度炭材料的性能指標；生產周期由傳統工藝100 d以上縮短至30 d左右；樣品兼具低密度和高強度，膨脹系數小，抗熱震性能優異，為材料力學性能的進一步提高留下了更大的空間.總之，本研究制備的低密度高強度炭材料生產成本低，性能優異，用途更廣泛，市場潛力更大.

3結論

1）二次粉料模壓成型時，前期的成型壓力和保壓時間的增長對樣品各項性能的影響更顯著.

2）以10%濃度A酸活化石油焦原料，在混捏和焙燒過程中能較好地吸附粘結劑瀝青中的相關組分并與之反應生成強勁的炭網格.

3）本研究制備的低密度高強度炭材料各項性能均優于常規高密度高強度炭材料，生產周期縮短為傳統高密高強炭材料的1/3，節約了生產成本，并為低成本制備超高強度的炭材料奠定了堅實基礎.

4）在保壓時間為20 min，成型壓力為200 MPa時，活化原料制焙燒品體積密度為1.54 g/cm3，抗壓強度119 MPa，抗折強度61 MPa，各項性能均優于同等條件下未活化的原料所制的d樣品，具備了低密度高強度炭材料的特征.

參考文獻

[1]李春華，黃可龍，李效東，等.炭材料高溫抗氧化研究進展[J].材料導報，2004，18（2）：56-58.

LI Chunhua，HUANG Kelong，LI Xiaodong，et al.Progress in research on oxidation resistance of carbon materials at high temperature[J]. Materials Review， 2004，18（2）：56-58. （ In Chinese ）

[2]夏立博，陳建，李春林，等.超細粉制備高密高強炭素材料[J].炭素，2008（4）：23-29.

XIA Libo ， CHEN Jian， LI Chunlin，et al.Highdensity highintensity carbon materials prepared by using ulterafine powder[J]. Carbon，2008（4）：23-29. （In Chinese ）

[3]許斌，王金鐸.炭材料生產技術600問[M].北京：冶金工業出版社，2006：50-51.

XU Bin，WANG Jinduo.600 questions on production techniques of carbon materials[M]. Beijing ： Metallurgy Industral Press，2006：50-51. （ In Chinese ）

[4]MACKINNON A J，MEEZANN B，ROSS J S，et al. Highdensity carbon ablator experiments on the national ignition facility[J]. Physics of Plasmas， 2014，21（5）：1-11.

[5]SOSHKIN G S， RUTKOVSKII A L， SOSHKIN S V.Development of a control system for roasting carbongraphite materials based on modeling quality characteristics of roasted products[J].Automation of Production Processes，2011，52（5）：457-461.

[6]LOG T，MELAS J， LARSEN B. Technique for determining thermal shock resistance of carbon materials[J].Carbon，1993，31（6）：931-936.

[7]SHTERN M B. Densitypressure dependence and density distribution during powder pressing[J].Powder Metallurgy and Metal Ceramics， 2014，53（3/4）：139-142.

[8]SAMODUROVA M N， BARKOV L A， MYMRIN S A，et al. Powder compaction phenomenology for composite materials based on tungsten and carbon[J]. Metallurgist， 2014，57（9/10）：935-943.

[9]蔣文忠.炭素工藝學[M].北京：冶金工業出版社，2009：500-501.

JIANG Wenzhong.Carbon materials technology[M]. Beijing： Metallurgy Industral Press，2009：500-501. （In Chinese）

[10]胡建華，尚會森，程呈，等.金屬粉末壓制成形理論與工藝進展[J].材料熱處理技術，2012，41（20）：45-48.

HU Jianhua， SHANG Huisen， CHENG Cheng，et al.Research progress of metal powder compression theory and technology[J].Material & Heat Treatment，2012，41（20）：45-48.（In Chinese）

[11]宋永忠，翟更太，史景利，等.中間相瀝青制備高密度高強度炭/石墨材料[J].無機材料學報，2008，23（3）：519-524.