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文|青衫秘史
编辑|青衫秘史
«——【·前言·】——»
当球形氮化硼的填充量大于20vol%时，导热系数快速增加，复合材料的热导率增长出现了“逾渗”现象。
这是由于更多的填料颗粒加入到环氧树脂基体中时， 颗粒与颗粒之间的接触和连接几率大大增加 ，并且优化后的填料配比粒径分布合理，大、中、小颗粒互相配合。
更容易形成连续的导热网路，从而显著增强复合材料的导热性能。
«——【·多尺度填料最佳配比下的热导率·】——»
还由于球形氮化硼在高填充下频繁碰撞，外层的片状氮化硼因此被剥离，在复合材料内部形成 “球形-片状”的二元填料体系 。
导热复合材料通常处在高温环境中，因此有必要考察温度对热导率的影响。
但是随着温度进一步上升，声子之间的碰撞加剧， 声子发生倒逆散射而造成复合材料的导热系数降低 。
«——【·热红外图像下复合环氧树脂的导热能力·】——»
为了测试球形氮化硼复合环氧树脂的导热能力，通过红外摄像机采集了复合环氧树脂在加热过程中复合材料的 表面温度与热红外图像 。
球形氮化硼复合环氧树脂的升温性能测试方法与升温过程中的热红外。
将填料含量为 0~30vol%的五个样品 用导热硅脂有效地粘附在陶瓷片上，以确保连接处的传热均匀性，然后将其置于100oC的加热台上，测量样品表面中心点位置的温度。
填料含量为30vol%的球形氮化硼复合环氧树脂具有最快的传热速度。绘制了表面中心温度随加热时间的变化曲线，在加热时间为100s时。
纯环氧树脂及不同填料含量的复合环氧树脂温度分别为 45.3oC，51.4oC，60.7oC，69.3oC，75.8oC。
可以看出具有较高的导热系数时，复合材料表面温度会以较高的速率随时间增加，这些数据也从侧面反映了复合环氧树脂导热系数的大小关系。
«——【·球形氮化硼复合环氧树脂导热机理分析·】——»
球形氮化硼复合环氧树脂属于绝缘材料，主要以声子为载体实现热量的转移扩散，但声子更倾向于沿着热阻小的导热填料内传播。
对复合材料的导热机理进行分析 。纯环氧树脂与不同尺寸填料 （D50为20μm，70μm，160μm）。
纯环氧树脂的脆断面，纯环氧树脂断面非常光滑，这是由于冷冻脆断导致的。
但是由于氧化铝的低热导限制，氧化铝/环氧树脂的导热性能仍相对较差。多尺度 导热颗粒体积比为1：1：1 时的复合材料断面，小颗粒虽然能分散在大颗粒之间，形成“填料-填料”的连续结构，然而过多的中小颗粒被基体包裹无法参与导热网络的形成。
为配比优化后的断面， 明显可以看到球形氮化硼为主要的导热骨架 ，均匀的分散在基体中，但是球形氮化硼之间无法充分接触作用，不能形成连续相。
此时，少量小颗粒的氧化铝分散在球形氮化硼的空隙中，将基体中孤立的球形氮化硼 “桥接” 起来。
虽然氧化铝的导热系数低于氮化硼，但仍然远高于环氧树脂基体，同时氧化铝的颗粒较小，声子传播路径短，因此总体热阻并不高，但声子却可以连续的通过填料网络，这极大的增强了 复合材料的导热性能 。
导热系数略微的差别可能来自于粒径分布不同而形成导热通路数量的差异。不含小颗粒氧化铝的复合材料的断面微观结构，明显可以看到 球形氮化硼被低热导的环氧树脂所分割 。
复合材料的微观结构上再次验证了多尺度填料在合理的配比下有助于填料形成连续相从而提高复合材料的导热性能。
多尺度粒径增强复合材料导热性能的机理示意图。可以观察到多尺度颗粒填充的复合材料比单独填充一种填料的复合材料具有更多 的热传导路径 。
添加有大粒径或小粒径的示意图。使用较大或较小的粒径形成的热流通道往往存在缺陷。复合材料中，小粒径的填料填充在大粒径的间隙中，当粒径分布合理时，多尺度颗粒紧密排列， 从而形成了更多的导热通路。
本章建立了球形氮化硼复合环氧树脂的非等温固化动力学模型，分析了填料含量对环氧树脂固化行为的影响，研究了多尺度填料配比、形貌、填料含量与温度对氮化硼复合环氧树脂导热性能的影响。
结合复合材料的微观结构，分析了多尺度粒径及粒径分布优化 增强导热性能的机理 。
«——【·球形氮化硼复合环氧树脂性能分析·】——»
环氧树脂及其复合材料 在电气设备中主要起到机械支撑和电气绝缘的作用。在电力设备制造过程中，环氧树脂及其复合材料需要经受车，刨，铣等 机械工艺的加工 。
并且长期运行中，长时间处于外力压迫、高场强和高温的环境下，这要求环氧树脂及其复合材料除了导热性能高以外，还需要具有一定的力学强度和优异的电气绝缘性能。
本章研究了氮化硼形貌和填充量对环氧树脂复合材料的力学和电气性能的影响规律，测试了不同填料含量下复合材料的 拉伸、冲击强度与介电性能 。
获得了相对介电常数与介电损耗因数正切值在10-1~106Hz频率下的变化曲线，进一步研究了复合材料的体积电阻率与击穿强度，采用威布尔概率分布分析了工频击穿强度及其分散性随填料含量的变化规律。
表征复合材料的力学性能通常是对复合材料的拉伸强度和冲击强度进行测试，通过分析力学性能随填充量的变化趋势， 从而获得导热填料的加入对复合材料的影响。
按照国标 GB/T2567-2008《树脂浇铸体性能实验方法》 ，将样条制备成哑铃型，厚度为2mm。
在日本岛津公司AGX-V-10kN型万能材料试验机上进行拉伸测试，拉伸速率为0.5mm/min，直至样品断裂，记录此时的最大拉力为P，带入式（4.1）即可求得拉伸强度。
每组样品分别测试5次 ，取5次测试结果的平均值作为该组样品的拉伸强度。复合材料的拉伸强度随导热填料填充量的变化曲线。
在填充量低于10vol%时，拉伸强度均略高于球形填料体系，这是由于填料独特的片状结构起到了均匀应力的作用， 填充量增加到20vol%时，拉伸强度急剧下降。
片状氮化硼在高填充下拉伸强度急剧下降的原因，这是由于浆料粘度激增，导致复合材料内部存在很多的微气泡，外力作用时，裂纹从微气泡处逐渐发展，最终复合材料断裂。
对于球形氮化硼填充的复合材料，当填充量为5vol%时，复合材料的拉伸强度达到最大， 最大为67.7MPa 。
之后， 拉伸强度开始缓慢下降 ，这是由于少量的导热填料能均匀应力作用，吸收试样裂缝的破坏能，防止裂纹进一步发展，当填料含量继续增加时，填料之间形成的连续相导致局部的应力集中，复合材料容易发生断裂。
«——【·冲击强度·】——»
按照国标GB/T2567-2008制备了 尺寸为80×10×4mm 的冲击强度测试样品，测试设备采用深圳三思EPT7000E型摆锤式冲击试验机，试验条件为无缺口冲击。
每组样品分别测试5次，取5次测试结果的平均值作为该组样品的冲击强度。
添加导热填料后，随填料含量的增加， 复合材料的冲击强度同样出现先升高后下降的趋势 。
对于球形填料体系， 当填充量达到10vol%时 ，复合材料的冲击强度达到9.98kJ/m2，比纯环氧树脂提高了20.53%，原因在于少量的无机填料可以吸收冲击能量，并起到均匀动态负荷的作用。
而片状填料在高含量下由于微气泡、界面空隙等缺陷导致力学性能劣化。
纯环氧树脂的断面裂纹排列整齐，而在高填充含量下，环氧树脂基体中却未出现明显的裂纹， 说明无机填料在一定程度上分散了外界作用力。
然而在较高的填充含量下，导热填料之间开始接触作用形成连续相，由于填料-填料之间的界面结合性能较差，成为了复合材料的短板，造成其冲击强度下降。
«——【·结语·】——»
介电性能是表征环氧树脂及其复合材料电气绝缘性能的基础参数之一，反映了复合材料内部的微观结构和外界电场间的 相互作用 。
因此研究氮化硼/环氧树脂复合材料的介电性能对评估其电气绝缘性能 具有重要意义 。
使用NovocontrolConcept80宽频介电谱仪测试了氮化硼/环氧树脂 复合材料的介电性能 。测试装置的上下电极采用表面镀金的铜电极，电极分别采用直径为15mm和20mm的圆形铜片。
测试时，样品置于上下电极之间，拧紧与上电极连接的螺栓使试样与电极紧贴在一起。测试温度为25oC，上下电极间电压为1V，频率范围为10-1~106Hz， 获得了氮化硼复合环氧树脂的介电频谱特性 。
环氧树脂及其复合材料 的相对介电常数主要取决于各组分的位移极化、环氧树脂基体的转向极化和无机填料-树脂基体界面处的界面极化。
环氧树脂属于极性分子，即使经交联固化后，仍含有少量的羟基等极性基团 ，在外电场作用下，极性基团发生转向极化，但因为固化后的环氧树脂链节较长，同时形成的三维网状结构连接紧密，极性基团转向困难。
因此，环氧树脂的相对介电常数较低。当在环氧树脂中加入无机填料时，复合材料的相对介电常数会明显增加，这是由于无机填料的介电常数通常高于环氧树脂，并且无机填料的添加会产生大量的无机-有机界面。
在界面处，由于两种材料介电常数不连续，将会聚集了大量的自由电荷，加深复合材料的极化程度，因此 复合材料的相对介电常数随之增大。
«——【·参考文献·】——»
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