界面特性（通用7篇）
界面特性 篇1
一般筋材与土相互作用机理较为复杂,与筋材的类型、变形特性、形状、几何尺寸和土的性质及上覆压力等有密切的关系。在工程应用中,通常通过直剪试验或拉拔试验等方法来测定加筋土的摩擦特性[1],但由于这2个试验的机理不同,导致试验结果常常存在较大差异。
本文在分析试验本身影响因素的基础上,对土工格栅加筋红砂岩粗粒土进行了不同法向压力作用下的拉拔试验[2],深入探讨了土工格栅与红砂岩粗粒土之间的筋土界面特性,为实体工程的设计提供必要的数据。
1 试验概况
1.1 试验仪器和方法
本次拉拔试验是在室内模型箱内进行。模型试验箱尺寸为3.00 m × 0.85 m × 2.00 m,由槽钢、钢板焊接,有足够的刚度。模型箱一侧面为有机玻璃面用以观测试验过程。在模型箱内,每隔0.2 m铺设一层筋材,共6层,填料为红砂岩,并根据潭衡西线实体工程的施工要求,保证压实度为93%左右,每层布设了2个土压力盒以测量法向应力。拉拔顺序从上到下。
模型箱顶面架设了贝勒梁,与顶面填土均匀接触。竖向用MTS作动器施加法向荷载;水平方向MTS作动器进行应变控制加荷(见图1)。拉拔速率为3 mm/min。
1.2 试验材料
拉拔试验的筋材土工格栅,主要技术指标见表1;填料为红砂岩土,主要物理力学性能指标见表2。
拉拔时采用2片夹具将土工格栅先夹紧后再施加拉力。为保证土工格栅的每一肋均匀受力,采用足够刚度的表面光滑的圆钢筋横穿在土工格栅的每一肋上,且钢筋表面包裹了1层土工布。
2 试验成果分析
2.1 试验成果
描述筋土间摩擦特性的定量指标拉拔摩擦因数f是一个重要参数。拉拔摩擦因数f由式(1)计算为
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式中:τ为剪应力,kPa;σ为法向应力,kPa;Tmax为最大拉拔力,kN;b、l分别为筋材的宽和长,m。
拉拔摩擦因数f与加筋长度、性状、种类、填土的密实度、上覆压力等因素密切相关。土工格栅的拉拔摩擦因数f与法向应力σ关系见图2。
总的趋势来看,拉拔摩擦因数f均随法向应力σ的增大呈非线性递减,且随着法向应力σ的增大,曲线趋于缓和。因此在进行高度较大的加筋土挡墙设计和计算时,应引起重视。
为表征筋材对填料本身强度的影响,引入拉拔系数K的概念。定义见式(2)为
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式中:φsg为加筋土筋材与填料的界面摩擦角;φ为填料本身的摩擦角;fsg为加筋土筋材与填土的界面摩擦因数,fsg=tanφsg;μ为填土本身的摩擦因数,μ=tanφ。
K反映了加筋土筋材与填料之间相互作用关系。
图3为土工格栅与红砂岩的界面摩擦特性拉拔试验曲线,试验成果见表3。
2.2 试验分析
上述试验结果可以从以下几方面进行分析。
1)拉拔试验中,填料与筋材的界面摩擦角由2部分组成[3]。第一部分为筋材表面与填料的摩擦角;第二部分为填料嵌固在筋材内部,对筋材横肋被动土压力产生的摩擦角。通常,由于筋材表面与填料的接触面积较小,所以第二部分起控制作用。筋材网格的形状大小和填料的颗粒级配等因素对第二部分产生的摩擦角影响显著。由于土工格栅相邻肋之间的空间太小,红砂岩与土工格栅横肋的嵌固作用不明显,因此试验得到的摩擦角比较小。
2)筋材抗拔力的发挥根据其与土体之间相对位移的大小可以分为3个阶段[4]。
(1)初始阶段。当筋材与土体之间相对位移很小时,抗拔阻力(由咬合力、摩擦力和黏着力3部分组成)尚未充分发挥,抗拔阻力随位移的增大而增大。在靠近拉拔力源端处的相对位移较大,抗拔力也较大,远处随相对位移减小抗拔力也逐渐减小,此时筋材有一定长度未发挥出阻力作用而处于空闲状态。在此阶段,总抗拔力随拔出位移的变化由2种因素组成。一方面是作用长度不断增大;另一方面是作用长度范围内的阻力随相对位移的增大而增大,使拉拔力随拔出位移的增大而迅速上升。
(2)发展阶段。随着拔出位移的增大,筋材与土体间相对位移不断增加,邻近土体中微裂缝不断发展,抗拔阻力逐渐得到充分发挥,并达到峰值。
(3)屈服阶段。随土体中微裂缝不断增多,整个筋材都处于残余阻力状态,总抗拔力随位移增大而保持基本不变,即接近残余抗拔力。
3)每种筋材在不同的法向应力作用下的拉拔位移与剪应力曲线变化趋势大致相同:当拉拔位移达到一定值时,曲线变得平缓,且大部分都出现了剪应力峰值。
4)采用红砂岩作为填料时,土工格栅的摩擦角仅为8.6°,黏聚力也很小,但很稳定;在进行锚固长度计算时应考虑粘聚力的影响[5]。
3 结语
通过室内筋材拉拔模型试验,对筋材与土介质的界面摩擦特性进行了详细分析,得出结论如下。
1)拉拔试验的剪切应力与剪切位移具有明显的非线性的性质。
2)在加筋土结构中,筋土之间的被动土压力和筋土之间的咬合力对筋材的拉拔强度起了很大的作用,对界面摩擦因数有很大影响。
3)土工格栅拉拔时存在一个临界摩阻强度。当拔出荷载小于临界摩阻强度时,摩阻强度随法向荷载的增大而线性增大;当拔出荷载大于临界摩阻强度时,摩阻强度随法向荷载的增大而不再显著地增大。
4)由于不同填料、不同土工合成材料的拉拔系数相差较大,所以具体加筋土工程的拉拔系数需要通过拉拔试验确定。
摘要：通过室内筋材拉拔模型试验,对筋材与土介质的界面摩擦特性进行了详细分析。深入分析了试验中影响界面摩擦特性的主要因素,并深入探讨了土工格栅与红砂岩粗粒土之间的筋土界面特性,为实体工程设计提供必要的数据。
关键词：土工格栅,红砂岩土,室内筋材拉拔,试验研究
参考文献
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颗粒润滑界面的流态和润滑特性 篇2
集成高性能的蜗轮发动机要求能够在非常高的温度和速度下正常工作, 然而, 液体润滑剂在高温下基本上丧失了润滑功能[1]。为了解决该问题, 在润滑领域内新的设计方法应该满足严苛的控制条件要求。Heshmat等[2]通过推力轴承的颗粒流润滑实验首次提出了有效的解决方案, 发现颗粒流润滑可以产生熟悉的类流体动力学的压力曲线, 称之为类流体动力学润滑压力曲线, 并且建立了基于经验的类流体动力学理论模型, 其实验研究为颗粒流润滑工业实现的可能性提供了第一手实验数据。
颗粒流润滑的润滑界面由离散的颗粒物质组成, 由于颗粒物质系统具有复杂性和离散性, 故某些问题用实验的手段很难解决。于是, 很多学者在颗粒流润滑的边界条件、持久接触影响、动力学波动、动力学理论、颗粒大小和颗粒表面属性影响等方面开展了一系列理论研究工作[3,4,5,6]。文献[7-8]对颗粒流润滑的微观破坏形式和机理、润滑过程中的受力和能量变化等进行了宏微观尺度的研究。但是, 剪切平行板间颗粒流润滑的流态和摩擦学特性方面的理论研究较少。因此, 本文建立了三体摩擦体系物理模型, 根据此物理模型应用数值方法分析了剪切平行板间颗粒流润滑三体参数对颗粒流动速度、伪温度 (区域内所有颗粒x向和y向波动速度的均方差, 波动速度为区域内颗粒速度和平均速度的均方差, 用来衡量颗粒波动的动能) 、固体体积分数以及摩擦因数的影响。
1 三体摩擦体系物理模型
韩晓明等[9]提出了三体摩擦体系的概念, 即摩擦副中的两构件为“第一体和第二体”, 运动副之间的颗粒介质为“第三体”。
如图1所示, 距离H=70μm的两平行板之间充满颗粒物质 (第三体) , 上平行板 (第一体) 保持固定不动, 下平行板 (第二体) 保持恒定的滑动速度U, 施加在第一体上的压力N为70kPa。该物理模型是应用二元碰撞假设理论[10] (二颗粒之间为持久接触状态, 应力张量是由颗粒碰撞、动力学运动和持久接触组成的) 和韩晓明等[9]提出的三体摩擦体系的概念建立的。初始状态时, 第二体滑动速度U为4.5m/s, 表面粗糙度 (表面具有的较小间距和微小峰谷不平度, 表面粗糙度越小则表面越光滑) Ra0为0.5μm, 表面与第三体颗粒的摩擦角δ (第二体与第三体颗粒在相对滑动瞬间接触点处总反力和其公法线间的夹角) 为30°, 第三体颗粒直径d为10μm, 颗粒恢复系数ep (颗粒与颗粒碰撞后的恢复系数, 与颗粒碰撞后弹性变形的恢复程度相关, ep=1表示完全弹性颗粒, ep=0表示完全非弹性颗粒) 为0.95, 颗粒内部摩擦角φ (两颗粒在相对滑动瞬间接触点处总反力和其公法线间的夹角, 其正切值等于两颗粒之间的静摩擦因数) 为25°, 应力常数Fr为4.0×10-32kg/m3, 颗粒材料采用二氧化钛, 单个颗粒密度ρp为4260kg/m3, 第一体表面粗糙度RaH为0.5μm, ew为碰撞中第一体和第二体的回弹系数, 其初始值为0.9。
2 边值条件推导
2.1 动量守恒理论及边值条件
平行板间第三体颗粒沿x方向剪切流动的动量控制方程为
式中, T为伪温度 (区域内所有颗粒x向和y向波动速度的均方差) ;Nf为摩擦正应力;up为颗粒速度;v为固体体积分数, 其最大值vmax为0.65。
y方向的动量控制方程为
第一体滑移边值条件为
第二体滑移边值条件为
2.2 伪能量守恒理论及边值条件
伪能量等于第三体颗粒波动速度引起的伪热能通量、颗粒碰撞应力引起的能量耗散和颗粒之间的非弹性碰撞引起的能量耗散的和。伪能量方程可表示为
第一体伪温度边值条件为
第二体伪温度边值条件为
3 方程简化及数值计算流程
3.1 特定条件下方程的简化
为了分析问题的方便, 对基本理论中的参数进行了量纲一化表示:
量纲一控制方程和它们的边值条件组成了一系列非线性且耦合的常微分方程。为了简化分析, 本文提出了以下简化解决方案。
滑动速度的边界条件如图2所示, 其中, Us代表滑动速度, 量纲一滑动速度表示为u*=Us/U, 则量纲一流动速度的解析解为
假设持久接触力为常量, 在滑动速度非常小且可以忽略不计的情况下, 量纲一伪温度控制方程可以简化为以下形式:
量纲一伪温度控制方程的简化形式类似于McKeague等[11]的推导结果。则式 (9) 的一般通解为
其中, B1、B0为常微分方程解的系数, 其余参数可以根据伪温度边值条件确定。
3.2 数值计算流程图
数值计算流程如图3所示。
4 结果及讨论
4.1 第三体参数对颗粒流润滑流态变化的影响
图4给出了颗粒直径d分别为10μm、15μm、20μm、25μm时伪温度、固体体积分数的变化情况。从图4中可以看出, 当颗粒直径增大时, 间隙和边界的伪温度呈现增大的趋势。由于伪温度和固体体积分数成反比关系, 固体体积分数则呈现减小的趋势。从图4中还可以看出, 随着颗粒直径的增大, 边界和间隙中央的伪温度和固体体积分数差值逐渐减小, 原因是随着颗粒直径的增大, 模型边界和间隙中央的颗粒波动速度差值逐步减小。
图5给出了颗粒恢复系数ep分别为0.95、0.96、0.97、0.98时伪温度、固体体积分数的变化情况。当颗粒恢复系数增大时, 边界的滑动速度将会减小。根据文献[3], “能量来源”有两个, 一个是由边界的滑动速度引起的, 另一个是由间隙内部颗粒流动的黏滞耗散引起的。当颗粒恢复系数增大时, 边界的滑动速度减小但间隙内部的黏滞耗散却增加, 因此, 在忽略滑动速度影响的情况下, 间隙内部的伪能量将会随着颗粒恢复系数的增大而增加。图5a中伪温度变化曲线证明了上述分析的正确性。
根据图5, 边界的固体体积分数小于间隙中央的固体体积分数, 而且固体体积分数会随着颗粒恢复系数的增大而减小, 这是因为固体体积分数的变化与伪温度有关, 当伪温度较大时, 较大伪温度区域的颗粒波动就较大, 则波动较大区域的颗粒向波动较小区域移动, 从而造成波动较小区域的固体体积分数增大;反之, 波动较大区域的固体体积分数会减小。
4.2 第一、第二体参数对颗粒流润滑流态变化的影响
图6给出了滑动板的滑动速度u分别为2.5m/s、4.5m/s、6.5m/s、8.5m/s、10.5m/s时伪温度、固体体积分数的变化情况。对于固定的滑动速度, 颗粒在边界的伪温度要明显大于间隙中央, 而且呈现从大到小再到大的抛物状变化, 当量纲一参数y*=0.5时伪温度达到最小值, 因而可以推断颗粒在边界的波动要大于间隙中央。但当滑动速度逐渐增大时, 伪温度会随着滑动速度的增大而增大, 而且此时的边界伪温度和间隙中央伪温度的差值会进一步增大, 这也从一个侧面反映了颗粒波动速度随速度增大的事实。根据式 (2) 中固体体积分数和伪温度的反比关系, 固体体积分数的变化与伪温度的变化恰好相反, 原因是边界的速度波动较大, 间隙中央的速度波动较小, 从而使颗粒从边界流向间隙中央。
图7给出了滑动板表面粗糙度Ra0分别为0.5μm、0.7μm、0.8μm、0.9μm时伪温度、固体体积分数的变化情况。当滑动板的表面粗糙度增大时, 滑动板边界的滑动速度减小。滑动板边界的伪温度随着滑动板表面粗糙度值的增大而逐步增大, 固体体积分数则逐渐减小;反之, 固定板边界的伪温度逐渐减小, 固体体积分数逐渐增大。由于滑动板表面粗糙度值的增大, 伪温度和固体体积分数的抛物状变化曲线呈现一头大一头小的趋势, 原因是滑动板表面粗糙度值的增大, 会使滑动板边界的波动速度增大, 固定板边界的波动速度减小, 颗粒会从滑动板边界流向固定板边界。基于此颗粒流动特性, 滑动板边界的固体体积分数会减小, 而固定板边界的固体体积分数则会增大。当滑动板和固定板的粗糙度一致时, 伪温度和固体体积分数的抛物状变化曲线又恢复原状。
图8给出了固定板表面粗糙度RaH分别为0.5μm、0.7μm、0.8μm、0.9μm时伪温度、固体体积分数的变化情况。当固定板的粗糙度增大时, 固定板边界的滑动速度减小。固定板边界的伪温度随着固定板粗糙度值的增大而增大, 固体体积分数逐渐减小;反之滑动板边界的伪温度则逐渐增大, 固体体积分数逐渐减小。比较图7可以看出, 滑动板粗糙度改变对于固定板边界的伪温度和固体体积分数影响较大;固定板粗糙度改变时, 滑动板边界的伪温度和固体体积分数几乎不变。原因是:当滑动板粗糙度变大时, 滑动边界的波动速度会增大, 该波动速度会随着颗粒流动迅速影响到固定板边界, 使固定板边界的波动速度同样增大;但当固定板边界的粗糙度增大时, 会使固定板边界的波动速度增大, 但当该增大的波动速度传递到滑动板边界时则被中间的颗粒层吸收, 从而使滑动板边界的速度波动几乎不发生大的改变。
4.3 主要三体参数的变化对摩擦因数的影响
剪切颗粒流润滑单元间的摩擦因数等于摩擦力FC和承载力WC的比值, 当考虑靠近下板的颗粒单元并且假设承载力沿x向保持不变时, 则摩擦因数可以表示为
图9为上下板粗糙度均为0.5μm, 颗粒恢复系数为0.95, 颗粒直径为10μm, 考虑或不考虑持久接触力情况下, 摩擦因数随滑动板速度变化的图形。从图9中可以看出, 在滑动板速度从2.5m/s变化到4.5m/s且考虑持久接触力的情况下, 摩擦因数随滑动板速度的增大而增大。撤去持久接触力后, 摩擦因数的变化趋势为先增大后减小, 在滑动板速度从4.5m/s变化到8.5m/s时, 摩擦因数随滑动板速度的增大而增大;之后摩擦因数随滑动板速度的增大而逐渐减小。
图10为在滑动板的速度为6.5m/s时颗粒恢复系数对摩擦因数影响的变化图。从图10中可以看出, 当颗粒恢复系数增大时, 靠近滑动板的颗粒层的摩擦因数呈下降趋势。这是由于在颗粒恢复系数增大的同时, 固体体积分数和滑动板边界的滑动速度会减小, 且滑动速度对摩擦因数的影响超过了颗粒恢复系数对摩擦因数的影响, 从而使靠近滑动板边界的摩擦因数减小。
5 结论
(1) 应用三体摩擦体系物理模型推导了剪切平行板间颗粒流润滑的动量、伪能量守恒控制方程和动量、伪温度边值条件。
(2) 详细分析了三体参数的变化对颗粒流润滑流态和摩擦因数的影响。研究表明, 三体参数的变化会引起剪切平行板间的伪温度和固体体积分数的变化;主要三体参数的变化会引起固体体积分数和摩擦力的改变, 从而造成摩擦因数随三体参数如图9、图10所示的规律变化。
(3) 颗粒在剪切平行板间的波动速度是剪切平行板间伪温度、固体体积分数以及摩擦因数发生改变的主要因素。剪切平行板间的颗粒会从波动较大的区域向波动较小的区域流动, 从而造成波动较大区域的固体体积分数减小, 而波动较小区域的固体体积分数增大。
(4) 研究颗粒在摩擦副间的流动和摩擦学特性是确定颗粒润滑轴承性能的重要一步, 可以为机械设计中对颗粒润滑条件下轴承参数选择提供指导意见和理论支持。
摘要：研究了在剪切平行板间 (上平行板固定, 下平行板定速滑动) 颗粒流润滑的流态和摩擦因数变化问题。应用三体摩擦体系物理模型和二元碰撞假设理论建立了动量控制方程、滑移边值条件以及伪能量守恒控制方程、伪温度边值条件。根据建立的方程, 应用数值方法详细分析了三体参数对剪切平行板间颗粒流润滑的伪温度、固体体积分数以及摩擦因数的影响。研究结果表明:颗粒在剪切平行板间的波动速度是伪温度、固体体积分数和摩擦因数曲线发生变化的直接因素。三体参数的改变会直接影响颗粒波动速度, 从而使伪温度、固体体积分数和摩擦因数曲线发生改变。
关键词：颗粒流润滑,剪切平行板,固体体积分数,伪温度,摩擦因数
参考文献
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界面特性 篇3
1 聚合物摩擦过程中界面迁移的分类
1.1 聚合物与聚合物间的转移
对聚合物与聚合物摩擦接触的研究远没有聚合物与金属摩擦接触的多。当聚合物与聚合物之间的滑动使材料发生转移时,控制粘着转移方向的关键因素是聚合物的内聚能[9,10],即低内聚能聚合物向高内聚能聚合物方向转移。图1为不同聚合物滑动接触材料转移方向。内聚能表征了物质间的吸引程度,聚合物的转移磨损实质上反映了物质内在结构的差异性。
1.2 聚合物与金属间的转移
当聚合物在金属表面滑动时产生粘着,粘着磨损的重要特征是软的聚合物向硬质金属摩擦副的转移:开始时聚合物转移到金属上,接着聚合物本体与附着在金属表面的聚合物转移膜之间产生粘着作用,然后聚合物本体剥落下来而产生转移膜的磨屑,原有的转移膜又同时碎裂成磨屑脱落下来,这样就形成材料逐渐损耗的过程。转移膜的生成改变了摩擦接触的类型,从金属与聚合物的摩擦接触变成聚合物与聚合物的摩擦接触;同时也改变了金属表面及形貌。薄转移膜在摩擦过程中的作用并不明显,但是稍厚且均匀连续的转移膜对减小摩擦磨损具有重要意义[8,9,10]。
2 界面迁移的影响因素
有一些因素直接影响转移膜的性能,这些因素主要包括滑动速度、滑动时间、载荷、填充物含量、材料、表面粗糙度、摩擦化学作用[11,12]等。下面着重叙述填充物含量、粗糙度以及粘结强度的作用和影响。
2.1 填料的作用
许多从事摩擦学研究的学者对填料的减摩作用进行了分析并总结出很多结论[13,14,15,16,17]。Wang等[15]研究发现,随着黄铜/PTFE(聚四氟乙烯)复合材料中铜含量的增加转移膜的厚度也增加,这有助于形成转移膜良好的延展性和连续性,但是滑动时间并不影响转移膜的摩擦性。研究结果表明,高含量的铜能改善转移膜摩擦性能、降低摩擦系数、延长磨损期限。转移膜受载荷变化影响,随着载荷增加,磨损期限缩短。转移膜中的铜有效地参与了应用于转移膜中的剪切力,而且其良好的延展性可用于提高转移膜的摩擦学性能。
朱敏等[16]研究了添加MoS2的PI(聚酰亚胺)复合材料的摩擦学特性,发现MoS2可有效降低复合材料的摩擦系数,且摩擦系数随MoS2含量的增加而减小。他们还发现向PI中添加不同含量的MoS2均可促进PI复合材料向偶件表面转移,使PI复合材料与金属表面之间的摩擦转化为PI复合材料与PI复合材料之间的摩擦,从而降低了PI复合材料的摩擦系数。PI+40%MoS2复合材料在偶件表面形成的转移膜比较均匀且致密,与偶件表面的结合较强,在摩擦过程中不易从偶件表面脱落,因此PI+40% MoS2复合材料具有良好的减摩和耐磨性能。所以,MoS2填充PI复合材料的摩擦磨损性能与其在偶件表面的转移膜密切相关。PI复合材料在偶件表面的转移膜并非越厚越好,只有当偶件表面形成一定厚度且分布比较均匀的转移膜时,PI复合材料才具有良好的减摩和耐磨性能。
Bahadur等[17]通过在聚苯硫醚(PPS)中添加无机颗粒研究其摩擦学性能,通过光学显微镜和XPS观察到在滑动端面聚合物材料转移膜形成。研究发现添加TiO2和CuO时PPS磨损减小,当含有2%TiO2或CuO时耐磨性最佳,形成的转移膜较薄且连续均匀。随着CuO含量增加到10%或TiO2含量增加到5%,转移膜变得不连续或成厚块,也不能完全覆盖在界面上。相反,添加ZnO和SiC时PPS磨损增加,主要是因为在界面上形成的转移膜的粘结性较差。
近来,王云霞等[18,19]研究了PTFE复合的材料组成与摩擦转移膜的关系,结果表明,随填料含量的增加复合材料的磨损率降低,其转移膜的均匀性和耐磨性也相应提高。Bronze/PTFE复合材料与其转移膜间存在良好的对应关系,即材料的磨损率越低其转移膜的耐磨性越好,且这种对应关系不受基底材料变化的影响。
填料对转移膜形成的作用还可以从其对于转移膜粘结强度的贡献得到体现。Bahadur等[17]的研究中还发现,在PPS中添加填充物与无填充物情况下,转移膜的粘结强度有明显差别,且含量不同粘结强度也不同,如随着CuO含量的增加转移膜粘结强度减小,因而耐磨性也变差;而添加ZnO或SiC要比无填充物时转移膜的粘结强度小,其磨损率也变大。粘结强度与磨损率的关系如图2所示。
2.2 对偶件表面粗糙度及其纹理特性的影响
2.2.1 粗糙度的影响
当两个摩擦表面接触时,由于表面粗糙度的存在,实际接触只发生在占表观面积的极小部分上。实际接触面积的大小和分布对摩擦磨损起着决定性的影响。王军祥等[20]研究了对偶件表面粗糙度对碳纤维增强尼龙复合材料摩擦学性能的影响,发现碳纤维增强尼龙(PA 1010)复合材料的摩擦磨损受偶件表面形貌的影响。当偶件表面粗糙度处于0.11～0.13μm时, PA 1010在偶件表面形成了不连续和不均匀的转移膜,该转移膜在偶件钢表面的结合力较弱,因而易于剥落。含10%碳纤维复合材料所形成的转移膜较厚且不够致密,而含20%碳纤维的复合材料在偶件表面形成的转移膜更加均匀和致密,这也是20%碳纤维增强PA 1010 复合材料具有更好耐磨性的原因。碳纤维增强PA 1010 复合材料在偶件表面形成了较均匀、连续且致密的复合材料转移膜,说明碳纤维能增强转移膜与偶件表面的结合力,此时复合材料的磨损率最低。偶件原始表面越粗糙,其磨损表面粗糙度的降低越显著;而与各种粗糙度的偶件表面对磨时PA 1010 复合材料的摩擦磨损性能差异主要取决于其相应转移膜的性能差异。摩擦副的表面粗糙度对于转移膜的附着强度也有很大影响,若摩擦副太粗糙,一方面由于摩擦副粗糙表面的犁削作用使聚合物很难形成均匀的转移膜;另一方面转移到对偶面上的聚合物也不连续,这两方面综合作用的结果都会使材料的磨损率增大。如果摩擦副太光滑,转移膜与对偶件间的粘结较差,则在滑动过程中也不易形成牢固的转移膜。
2.2.2 纹理特性的影响
在以往的研究中,人们对表面形貌的关注仅限于表面粗糙度上,其实表面粗糙度纹理方向对摩擦学行为也有很大影响[21,22]。
黄传辉等[22]考察了尼龙PA1010与平行纹理、螺旋线纹理及多方向纹理等不同粗糙度纹理方向的钢盘组成摩擦副时,粗糙度纹理方向对摩擦学性能的影响,发现螺旋线纹理钢盘与尼龙PA1010对磨时,摩擦因素和磨损量高于其他两种摩擦副;对磨后,钢盘表面形貌如图3所示,螺旋线纹理与多方向纹理钢盘表面存在很少的转移膜,表面粗糙度变化不大,平行纹理钢盘表面在A处转移膜很少,而B处转移覆盖较多,所以其表面粗糙度增长。
2.3 摩擦条件(速度、载荷、湿度等)的影响
滑动速度对转移膜形成的影响有两个方面:首先,高速滑动产生高温,使聚合物软化、降解,但某些情况下高温也有利于分子松弛和转移膜形成;其次,摩擦形成稳定剪切膜和转移膜。根据Samyn试验[23]得出结果,在低滑动速度下,半热固性聚酰亚胺(SP)主要存在粘弹性材料变形;在高滑动速度下,分子链的运动性受到限制,分子链刚性更强,不易生成转移膜。
Bahadur等以滑动时间、速度、载荷和材料的转移来研究转移过程(如图4),发现转移膜的厚度随滑动速度的加快而增加(因为滑动速度加快,温度升高,从而使粘度增加);随着载荷的增加而减少(因为压力越大从表面分离的材料可能越松散)[10]。
PTFE与PE对磨时[24],摩擦初始阶段,PTFE以很小的片状形式转移,转移膜的厚度在初始阶段迅速增加,但一段时间后,转移膜厚度则在一个平均值附近上下波动,其波动的幅度与试验条件有关,特别是载荷和滑动速度(见图5)。
章明秋等[25]的研究表明,摩擦过程中聚醚醚酮(PEEK)发生材料转移而在偶件钢轮的表面形成了转移膜,这有助于降低摩擦阻力和摩擦温升。在较低载荷条件下,这种转移膜的作用明显,因而PEEK的磨损率较低, 磨损机理主要是粘着磨损,也有在周期交变剪应力作用下以材料次表层裂纹萌生与扩展为特征的疲劳-剥层磨损。当载荷比较高时,摩擦界面的真实接触面积增大,摩擦力和摩擦温升都高,摩擦表面局部发生熔融而造成表层材料的塑性形变和流动。在这种情况下,由于热塑性流动磨损机制的作用,致使磨损率随着载荷的增加而快速增大。
湿度也对转移膜的生成有影响。Samyn等[23]在0.3m/s、50～200N金属对磨条件下,将60%与40%相对湿度SP进行对比,结果表明高湿度SP在开始滑动时μ存在一个峰值,而低湿度SP摩擦开始时μ很稳定,并随滑动距离的增加而降低,但其值较高;不同湿度的PI随着载荷的变化也有不同表现,低载时,低湿度比高湿度具有更低的μ值,但在150～200N之间发生过载,μ值发生转变,低湿度下的μ值超过高湿度的。此种表现与转移膜的形成有关:低湿度有利于形成转移膜;高载荷下PI的摩擦情况有所变化,因为此时更容易形成转移膜。
3 结语
综上所述,关于聚合物基复合材料在摩擦过程中的界面迁移——转移膜的形成规律及其对摩擦副摩擦学性能的影响可以归纳成以下几个方面。
(1)聚合物与对偶件滑动接触时都会发生界面迁移,导致形成一层转移膜。聚合物与聚合物滑动接触形成转移膜是低内聚能的聚合物向内聚能的聚合物迁移;而金属与聚合物滑动的接触始终是聚合物向金属迁移。
(2)填料对转移膜的形成有促进或减弱的作用,从而减小或增大材料的摩擦系数,提高或降低材料的耐磨性;并且填料对于转移膜粘结强度的贡献与磨损率有着强烈的关联,粘结强度大则磨损率小,粘结强度小则磨损率变大。
(3)表面粗糙度对转移膜的生成也有很大影响。当偶件表面粗糙度处于适当范围内时,在偶件表面形成了较均匀、连续且致密的复合材料转移膜,此时复合材料的磨损率也最低。
界面特性 篇4
有机硅低 表面能防 污涂料的 研发报道 始见于1972年的美国,其成膜物是硅橡胶[6]。在过去的几十年中,国内外研究者研发的低表面能防污涂料可分为有机硅和含氟聚合物两大类,其中研究较多和技术较为成熟的是有机硅低表面能防污涂料。近年来,已经商品化应用的有机硅低表面能防污涂料主要有:丹麦Hempel的Hempel 77000系列、荷兰Akzo Nobel的International Intersleek、日本Kansai的Captain Biox、日本Chugoku Seajet 2000、荷兰Sigma Sigmaglide、挪威Jotun的Sealion等[7]。但是,至今我国仍然没有可以商业化应用的低表面能防污涂料,急需加强相关的研究工作。
众所周知,海洋污损生物通过化学键合结合、静电相互作用、机械交联或扩散作用中的一种或几种机理附着在目标物的表面[8]。研究结果表明,如果固体的表面自由能越低,其附着力就越小[9];污损生物在有机硅涂层上的相对结合力与涂层的弹性模量及表面自由能乘积的1/2次方成正比[7,9,10]。此外,分子结构相似的小分子硅油对有机硅防污涂料的防污性能会产生重要的影响。而将甲基硅油添加到涂料中会改变涂层的表面自由能,同时,也能显著地影响海生物的初期附着行为[11,12],降低海生物在涂层表面的附着能力。Brady的研究表明[13,14],附着海洋污损生物在有机硅低表面能涂层上脱除的最佳方式是剥离脱落。如果涂层中的硅油能够随服役时间增加,逐渐迁移到涂层表面,削弱附着生物与涂层的结合力,就可以使得附着在船体的污损生物更易于剥离脱落。但是,关于硅油对有机硅涂层性能影响的系统研究报道较少。
本工作通过机械搅拌分散的方式,添加不同分子量的甲基硅油,并改变甲级硅油的添加量来制备有机硅涂料,通过测定有机硅涂层在海水浸泡前后的水接触角、二碘甲烷接触角、表面自由能、弹性模量、与污损生物的附着力、红外光谱以及硅油迁移情况,研究甲基硅油含量和分子量对有机硅防污涂层表界面特性的影响。以期为研发防污性能更加优良的有机硅低表面能防污涂料提供科学的依据。
1实验材料和方法
1.1实验材料
有机硅树脂为山东大易化工公司生产的分子量约为40000的羟基封端的聚二甲基硅氧烷(hydroxy-terminated polydimethylsiloxane)。固化剂为 天津科密 欧生产的正硅酸乙酯(分析纯AR)。催化剂为天津科密欧生产的二月桂酸二丁基锡(分析纯AR)。山东大易化工生产的黏度分别为15,50,100,500mPa·s的甲基硅油为添加变量,分子量依次为1750,4400,7200和17300。包含相应甲基硅油的有机硅涂层分别记为Si-15,Si-50,Si-100,Si-500,不含硅油的聚二甲基硅氧烷(polydimethylsiloxane)有机硅涂层记为PDMS。
1.2试样制备
制备两组对比试样,一组研究硅油添加量不同对涂层性能的影响;另一组研究硅油分子量对涂层性能的影响。将甲基硅油添加到羟基封端的聚二甲基硅氧烷中,高速分散均匀组成A组分。静置24h待消泡完毕后,再依次添加B组分固化剂正硅酸乙酯和C组分催化剂二月桂酸二丁基锡,搅拌均匀,消泡完毕(可适当添加甲苯溶液调节黏度)后,涂刷在铝板和载玻片上,干燥固化7天待用。
1.3实验方法
为了消除涂层表面灰尘和海水中析出结晶盐对接触角测量结果的影响,将海水中浸泡前后的涂层试样在丙酮中超声 清洗5min,采用电吹 风风干后,使用JC2000C型接触角测量仪测量涂层表面的水和二碘甲烷接触角。每个涂层分别随机测量3个液滴,液滴大小为3μL;使用XLW型电子拉力试验机测定涂层的拉伸性能,计算弹性模量,拉伸速率为25mm/min;用HT220邵氏A硬度计测定涂层的硬度。
将海水中浸泡20天的涂层和未浸泡的对照涂层 (涂层统一采用在A组分中质量分数为16.7%的Si15载玻片涂层)取样,采用KBr压片法制样后,用EQUINOX55傅里叶变换红外光谱仪测量涂层试样的红外光谱,分辨率为2cm-1,扫描次数32次;涂层的表面形貌和迁移硅油采用OLS4000型激光共聚焦扫描显微镜定期观察拍照。观察拍照前,实验涂层在防尘良好的通风橱中自然温湿度环境 条件下分 别静置1周,1个月,3个月,6个月和1年。
2结果与讨论
2.1有机硅涂层的疏水亲油性
涂层的疏水亲油性可以分别通过测量其与极性介质水和非极性介质二碘甲烷的接触角来表征。图1为硅油含量和硅油分子量与有机硅涂层接触角的关系。 可知,对于充分固化的新制有机硅涂层(图1(a)),相比PDMS涂层,含甲基硅 油Si-15涂层的水 接触角 (Water Contact Angle,WCA)随硅油含量增加,涂层的水接触角相应增大。在涂料中加入不同含量的甲基硅油,可以在一定程度上增大涂层的水接触角,改善涂层的疏水性。在硅油含量(在A组分中含量为9.1%) 相同的条件下 (图1(b)),各涂层的水接触 角均大于PDMS涂层的水接触角。在涂料中加入不同的甲基硅油,可以在一定程度上增大涂层的水接触角,改善涂层的疏水性。但是,随着甲基硅油分子量的增大,甲基硅油增大有机硅涂层疏水性的程度减小。无论硅油的含量还是其分子量增加,经过20天海水浸泡后,各涂层的水接触角均有所减小,涂层的疏水性下降。结果表明,各有机硅涂层的二碘甲烷接触角(Diiodomethane Contact Angle,DCA)均小于90°,与二碘甲烷具有较好的润湿性,即较好的亲油性。相比PDMS涂层,在涂料中加入不同分子量和不同含量的甲基硅油,均可以在一定程度上增大涂层表面的二碘甲烷接触角,使涂层的亲油性降低。并且,随硅油含量增加,含甲基硅油Si-15涂层的二碘甲烷接触角相应增大。在硅油含量(在A组分中含量为9.1%)相同的条件下,各涂层的二碘甲烷接触角随甲基硅油分子量的增大而减小, 但其减小的幅度在5°以内。无论硅油的含量还是其分子量增加,经过20天海水浸泡后,各涂层的二碘甲烷接触角均有所减小,表明涂层的亲油性增大。
图1 有机硅涂层的接触角与硅油含量(a)和分子量(b)的关系 Fig.1 Relation between content of silicone oil(a),molecular weight of silicone oil(b)and contact angles of silicone coatings
2.2有机硅涂层的表面自由能
由上述涂层表面与极性介质水和非极性介质二碘甲烷的接触角测量结果,根据Owens和Wendt[15]提出的固体表面自由能估算公式,计算所得各涂层的表面自由能如图2所示。可见,PDMS涂层的表面自由能约为24mJ/m2,在涂料中加入不同分子量和不同含量的甲基硅油,均可以在一定程度上降低涂层的表面自由能,最低可达约22mJ/m2。这与王科等[16]的研究结果相似。并且,随硅油含量增加,含甲基硅油Si-15涂层的表面自由能相应降低。在硅油含量相同的条件下,甲基硅油的分子量为4400时涂层的表面自由能最低。经过20天海水浸泡后,各涂层的表面自由能均增大。并且,随硅油含量增加,含甲基硅油Si-15涂层的表面自由能的增幅相应减小。在硅油含量相同的条件下, 甲基硅油的分子量为4400时涂层的表面自由能增幅最小,受海水浸泡的影响较小。
图2 有机硅涂层的表面自由能与硅油含量(a)和分子量(b)的关系 Fig.2 Relation between content of silicone oil(a),molecular weight of silicone oil(b)and surface free energy of silicone coatings
桂泰江[17]对同类型有机硅涂层在一年内海水浸泡后的表面能研究结果显示,涂层的表面能随浸泡时间延长也表现为不断升降的变化规律。不管涂层的水接触角怎样变化,就涂层的水接触角在海水浸泡前后会产生明显的改变这一总体的规律,似乎可以说明有机硅涂层在海水浸泡过程中趋于降低固-液界面和体系的总能量,发生了硅油的迁移或者某些结构链段的分子重构,导致涂层的表面结构和性质发生了改变。 这是由于有机硅树脂主链具有高度的柔性和挠曲性, 很容易改变其链段构象以降低体系的能量;而甲基硅油结构稳定,不会参与有机硅树脂成膜过程的交联反应,可在涂层交联网络结构中均匀分布,并自由扩散迁移[9]。当非键合的自由硅油在涂层中迁移时,必然会造成有机硅涂层的表面结构发生改变。因此,硅油不仅可以增加涂层表面的光滑性,而且增加了涂层表面的憎水性。
2.3有机硅涂层与附着生物的相对结合力
Brady等[8]和桂泰江[17]的研究结果表明,污损生物在有机硅涂层上的相对结合力与涂层的弹性模量及表面自由能乘积的1/2次方成正比。该数值被认为是设计和筛选 有机硅防 污涂料的 一个重要 指标。 因此,获得表面自由 能和弹性 模量尽可 能小的涂 层有利于提高有 机硅涂层 的防污性 能和污损 物脱除性能。
力学性能测试结果表明,硅油的分子量和含量也显著地影响有机硅涂层的弹性模量,如图3所示,含硅油涂层的弹性模量均在一定程度上较纯PDMS涂层减小。除了硅油含量为16.7%的涂层弹性模量结果有些异常外,涂层中硅油分子量一定时,涂料中的硅油含量愈高,其涂层的弹性模量愈低;硅油含量一定时, 涂层的弹性模量随着其中所含硅油分子量增大而增大。这是由于硅油的分子量越大,其黏度和内聚摩擦阻力越大,即其在外力作用下的黏弹性抗力越大,因此,涂层的弹性模量也就越大。
图3 有机硅涂层的弹性模量与硅油含量(a)和分子量(b)的关系 Fig.3 Relation between content of silicone oil(a),molecular weight of silicone oil(b)and elastic modulus of silicone coatings
有机硅涂层的弹性模量和表面自由能计算得出的有机硅涂层与附着生物的相对结合力如图4所示。除了硅油含量为16.7%的涂层外,涂层中硅油分子量一定时,涂料中的硅油含量愈高,其涂层与附着生物的相对结合力愈低;硅油含量一定时,涂层与附着生物的相对结合力随着其中所含硅油分子量增大而增大。这就是说,为了获得具有更好防污性能和污损物脱除性能的有机硅涂层,应尽量选择小分子量的硅油。在硅油分子量一定的前提下,甲基硅油的含量有一个最佳值, 本研究条件下其为13%。
图4 有机硅涂层表面的附着生物相对结合力与硅油含量(a)和分子量(b)的关系 Fig.4 Relation between content of silicone oil(a),molecular weight of silicone oil(b) and relative adhesion force of biofouling of silicone coatings
2.4讨论
上述研究结果表 明,海水浸泡 后有机硅 涂层的疏水性降低,亲油性增大,表面自由能和涂层与附着生物的相对结合 力亦增大,而其中海 水浸泡前 后涂层与附着生物的相对结合力变化程度极大地影响有机硅涂层的防污性能,其变化程度越小,则有机硅涂层在海水中的稳 定性越高,其抵抗海 生物污损 的性能越好。进一步分 析表明,PDMS涂层与附 着生物的相对结合 力变化量 达到6.75%,含9.1% 甲基硅油的有机硅各涂层与附着生物的相对结合力变化量 介于1.28%~6.37% 之间,均小于不含甲 基硅油的PDMS涂层,并且硅油分子量小,其相对结合力变化量也较小。
硅油除了影响有机硅涂层的弹性模量和表界面特性外,更重要的是要在服役过程中能够迁移到涂层与服役环境的界面或者涂层与附着生物的界面,形成硅油膜,从而将附着生物与有机硅涂层固体之间的结合转变为与硅油液体之间的弱结合,使得附着生物难以在有机硅涂层表面附着。甲基硅油是不具有反应活性的最常用的硅油之一,是无毒、无臭、无腐蚀性、不易燃烧的液体,具有卓越的疏水性、生理惰性、较小的表面张力等典型的聚硅氧烷的特性[18]。由于甲基硅油的分子结构与成膜物羟基封端的聚二甲基硅氧烷结构相似,因此,甲基硅油能够在有机硅涂料中均匀分布,形成均匀的共混体系。甲基硅油不参与有机硅的交联固化反应,可以保留液体的状态被均匀分散在固化后的三维网络交联聚二甲基硅氧烷之间。由于在海水中观测硅油的迁移析出存在着诸多的技术障碍,本工作选择通过观察涂层在空气中的硅油迁移行为来研究硅油含量和分子量的影响。
将实验涂层在防尘良好的通风橱中静置,定期利用激光共聚焦显微镜观察涂层表面的形貌及硅油迁移渗出情况。结果表明,在静置1周,1个月,3个月,6个月后的各涂层表面一直没有发现渗出硅油的存在, 静置1年后在分子量为1750的甲基硅油Si-15明显迁移渗出至涂层的表面,其他分子量较大的硅油仍均未观察到迁移至涂层的表面。这是因为,硅油迁移渗出的驱动力来自于涂层中固-液两相的体积百分比,以及它们与暴露介质的表面张力差。由于硅油的表面张力小于聚二甲基硅氧烷弹性体,且为液态,当涂层暴露在空气介质中,涂层与空气体系的界面能量就有自发减小的趋势和可能。分散在聚二甲基硅氧烷间隙的硅油在毛细管的虹吸作用下,需要克服其与基体的摩擦阻力,才能最终实现迁移渗出至涂层与空气的界面。对于线性甲级硅油而言,分子量越大其分子链越长,从而导致硅油的黏度,以及内聚摩擦力越大,因此其向涂层表面的迁移阻力越大,迁移渗出越困难。添加硅油Si15的有机硅低表面能涂层空气静置1年后的表面形貌如图5所示。其中,硅油在A组分的含量分别为4.7%,9.1%,13%,16.7%。利用图像处理软件Image Pro-plus,经过图像定量分析得到的渗出甲基硅油的覆盖面积比如图6所示。结果显示,在硅油分子量小的条件下,随着甲基硅油添加量的增加,其迁移出涂层表面的甲基硅油也会增加。这对于提升涂层的疏水性,降低涂层的表面能,弱化涂层与附着生物的界面结合力具有重要的作用。
图5 添加硅油Si-15的有机硅低表面能涂层的表面形貌 Fig.5 Surface morphologies of low surface energy for silicone coating added to silicone oil Si-15
为了进一步揭示海水浸泡后涂层表界面特性的变化原因,对海水浸泡前后的有机硅涂层进行了红外光谱测定。红外光谱图谱大致重叠,Si—O键结构稳定, 其峰值无明显 变化;而波数在 (1450±20)cm-1和 (2960±10)cm-1区域的波峰发生了较大的改变 (图7)。在这些区域的谱峰主要受C—H键的影响。在海水浸泡过程中,海水中的H2O分子会与有机硅涂层中的C—H键发生氢键作用,而这种作用导致C—H键的峰值发生了改变。这从一个侧面印证了前述涂层在海水浸泡过程中会发生分子重构,也可以部分解释海水浸泡后涂层与水和二碘甲烷的接触角减小的原因。
3结论
(1)随着涂层中添加的甲基硅油分子量的降低和添加量的增大,涂层的疏水性提高,而其亲油性和表面自由能越低,涂层与附着生物的相对结合力也降低。 弹性模量随着甲基硅油分子量的降低而减少。在硅油分子量一定时,甲基硅油的含量有一个最佳值,本研究条件下其为13%。
(2)红外光谱分析表明,海水浸泡使得C—H键的峰值范围扩大和增加,原因在于H2O分子会与有机硅涂层中的C—H键发生氢键作用,这种改变导致涂层的表界面特 性发生变 化,而Si—O键由于结 构稳定,其峰值无明显变化。
界面特性 篇5
排水性沥青路面结构的上面层是大孔隙沥青混合料, 中、下沥青面层采用密实级配沥青混合料, 并在上面层与中面层之间设置黏结层。由于上面层孔隙较大的特点, 使其与中面层的接触面积仅为密级配沥青路面的75%~85%[2], 因此, 为提高排水性沥青路面的耐久性能, 必须加强上面层与中面层之间的黏结作用, 该黏结作用主要由层间的黏结材料提供, 但由于材料本身特性、施工水平的差异和使用环境的影响, 导致排水性沥青路面结构面层之间的黏结质量存在较大的差别, 对整个排水性沥青路面结构的使用性能存在很大影响。
本文以排水性沥青路面结构为研究对象建立三维仿真模型, 对面层层间界面特性进行力学分析, 并对影响因素及影响趋势进行研究, 通过室内试验进行验证, 分析其抗剪切性能以及黏结性能。
1 层间界面性能力学分析
为了研究排水性沥青路面结构面层层间界面性能, 本文利用数值分析方法, 根据实际路面结构建立三维有限元仿真模型, 模拟路面结构实际使用条件, 对面层层间界面性能进行有限元力学仿真分析。
1.1 路面结构仿真模型建立
进行排水性沥青路面结构面层层间界面性能力学分析时, 路面结构自上而下依次为上面层、中面层、下面层、半刚性基层、底基层和土基。建立三维有限元仿真分析模型, 模型沿路面横断面方向和车辆行驶方向均取5 m。假定面层材料为黏弹性, 采用广义Maxwell模型模拟[3,4], 基层往下都是由均质、各向同性的弹性材料组成。经过有限元离散化后的三维仿真模型示意图见图1。
采用BZZ-100作为标准轴载, 轮载接地压力为0.7 MPa[5]。计算模型采用双轮矩形均布荷载, 后轴单侧轮与路面的接地面积为0.46 m×0.20 m (见图2) 。
1.2 影响因素
为了提高排水性沥青路面面层层间的力学性能, 优化结构设计, 本文通过有限元分析中面层厚度、环境温度以及层间接触条件对层间界面的力学性能, 研究这些因素对排水性沥青混合料面层层间界面性能的影响趋势。
1.2.1 中面层厚度的影响
有研究结果表明, 沥青路面中面层的厚度对整个路面结构的力学性能以及结构组合有着重要的影响。因此, 本文控制沥青上面层和下面层厚度不变, 分别为4 cm和8 cm, 通过调节中面层厚度分别为5 cm、6 cm、7 cm、8 cm, 分析考虑加载时间效应作用下, 其对排水性沥青路面结构面层层间界面受力的影响。不同中面层厚度时的面层层间剪应力示意图见图3。
从图3可看出, 面层层间最大剪应力随着中面层厚度的增加逐渐减小, 因此增大中面层厚度可以改善层间受剪状态, 有利于路面结构整体受力。同时, 面层层间最大剪应力随加载时间而显著减小, 这说明沥青路面材料的黏弹性有利于面层层间剪应力的松弛。综合考虑中面层厚度的影响、与上下面层厚度的匹配以及工程经济性, 推荐中面层厚度6 cm, 并在下文中以此结构作为研究对象。
1.2.2 层间接触的影响
在沥青混合料路面结构层中, 层间黏结界面是受力薄弱环节, 其接触状态对受力特点影响很大, 因此有必要分析排水性沥青路面结构上面层与中面层不同接触状态情况下的层间剪应力响应。
利用有限元软件中的接触单元在上面层与中面层的相接面设置接触, 通过设置层间摩擦因数改变层间接触状态, 研究在标准荷载作用下层间的界面力学响应。不同层间接触条件下的面层层间剪应力计算图见图4。
从图4可看出, 面层层间最大剪应力随着层间接触条件的恶化逐渐增大, 从层间连续到层间失去摩擦力, 最大剪应力提高了46.4%。由此可见, 选用黏结性良好的黏结材料并提高黏结层施工铺设质量, 在增强层间界面接触效果的同时起到减小层间剪应力的作用。
1.2.3 环境温度的影响
环境温度对沥青混合料性能的影响非常显著, 对比分析在高温、低温情况下路面结构应力特性的变化, 以全面了解排水性沥青路面结构在实际使用中的力学特性。
为突出外界气温变化对路面结构体内温度场变化的影响, 考虑3种不同温度场状况, 基准状况下路表及路面体内为0℃, 高、低温状况下分别假定路表温度为40℃和-26℃, 采用有限元热传导基本方法计算路面结构体内沿厚度方向的温度场分布, 高温和低温的温度场计算结果见图5。
考虑路面结构面层层间接触状态的实际情况, 对上面层和中面层层间接触状态不同情况下, 计算最大层间剪应力, 不同环境温度下的面层内层间剪应力计算结果见图6。
从图6可看出, 在基准与低温状况下, 最大剪应力随层间接触状态的恶化变化规律一致, 均呈线性缓慢增长, 而高温状况下呈非线性增长, 当层间摩擦因数μ<0.6时增长速度较快。因此, 夏季高温季节, 沥青混合料的抗剪强度显著降低, 当层间粘结状态较差时, 更容易导致沥青表面层出现剪切破坏。从计算结果上看, 虽然高温状况下的层间剪应力只有低温状况下的32.0%至56.9%, 但由于低温条件下沥青混合料的抗剪强度比高温条件下大得多, 因此沥青混合料的剪切破坏常在夏季高温季节出现。
通过上文的理论分析得到, 在不同中面层厚度、层间接触以及环境温度的影响下, 层间界面的最大剪应力均≤0.1 MPa。这为下文试验分析结构层间性能以及未来面层层间性能的技术指标制订提供理论依据。
2 层间界面性能试验研究
通过室内试验, 结合理论分析结果, 研究排水性沥青路面结构面层层间界面力学性能。首先成型排水性沥青路面面层复合结构, 分别通过面层结构的剪切试验, 模拟面层层间界面在实际荷载作用下的受力状况, 以确定面层层间抵抗剪切的能力和黏结层的黏结效果。
2.1 原材料
排水沥青路面上面层的大孔隙特征与传统的密级配沥青混合料相比, 耐久性和功能性衰减更快。因此为提高排水性沥青路面的性能及使用寿命, 本文试验中沥青结合料选用高黏度改性沥青, 并加入0.1%的纤维以改善排水沥青混合料的耐久性。玄武岩集料和石灰石矿粉, 其性能均符合规范要求。上面层与中面层之间的防水黏结层采用SBS改性乳化沥青。
2.2 试件结构及成型方法
面层结构层间界面性能试验主要以“大孔隙沥青混合料上面层+黏结层+中面层”复合结构为试件结构对象。剪切试验试件先成型成双层车辙板, 然后切割成40 mm×60 mm×60 mm的试件进行试验。
2.3 面层结构剪切试验研究
根据沥青路面的使用环境与条件, 对面层结构在常温20℃和高温60℃条件下的剪切性能进行试验。采用斜面剪切试验模拟荷载作用方式, 更符合路面结构实际工作状态。根据已有经验及试验条件, 试件受力面与加载方向取成夹角a=60°, P为最大破坏荷载, 试验加载速度为50 mm/min。面层层间剪切试验结果表见表1。
上文的理论分析得到, 在不同中面层厚度、层间接触以及环境温度的影响下, 层间界面的最大剪应力均≤0.1 MPa。因此, 从表1的试验数据可知, 面层结构20℃时和60℃时的层间抗剪切强度都显著高于有限元计算所得的最大值, 说明试件的层间抗剪切性能均满足要求。同时从试验结果看出, 高温条件下面层层间的剪应力显著小于常温状态, 下降了28.20%。由此可见, 高温环境下对结构的层间抗剪切性能影响很大, 受剪切力造成的层间滑移及黏结失效病害在夏季发生的几率较高。
3 结语
1) 面层层间最大剪应力随着中面层厚度的增加逐渐减小, 增大中面层厚度可改善层间受剪状态, 有利于路面结构整体受力。同时, 面层层间最大剪应力随加载时间而显著减小, 沥青路面材料的黏弹性有利于面层层间剪应力的松弛。
2) 层间最大剪应力随着层间接触条件的恶化逐渐增大, 从层间连续到层间失去摩擦力, 层间最大剪应力提高了46.4%, 选用粘结性良好的黏结材料并提高黏结层施工铺设质量, 可有效改善层间界面接触效果并达到减小层间剪应力的作用。
3) 在基准与低温状况下, 最大剪应力均随层间接触状态的恶化呈线性增长, 高温状况下呈非线性增长, 层间摩擦因数μ<0.6时增长速度较快。由于低温条件下沥青混合料的抗剪强度比高温条件下大得多, 因此沥青混合料的剪切破坏常在夏季高温季节出现。
4) 通过室内模拟试验, 面层结构20℃和60℃时的层间抗剪切强度都显著高于有限元计算值, 该面层结构的层间抗剪切性能均满足使用要求, 并且高温环境对面层层间抗剪切性能影响很大, 路面结构设计时应重点考虑夏季高温因素作用。
摘要：通过建立排水性沥青路面结构的三维仿真模型, 分析在不同的中面层厚度、层间接触条件以及环境温度的影响下, 面层层间界面的力学特性。进而通过排水性沥青路面面层结构的剪切试验, 结合有限元计算结果分析评价排水性沥青路面结构层间界面实际使用性能及特点。研究成果为排水性沥青路面的结构设计提供理论分析和试验依据, 为路面铺筑施工提供指导意见。
关键词：排水性沥青路面结构,大孔隙沥青混合料,面层层间界面特性,力学分析
参考文献
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界面特性 篇6
随着垃圾数量的增加及工程技术的发展,对垃圾填埋场衬垫系统提出了更高的要求,从原来的单层黏土衬垫,发展到单层土工膜衬垫及最新广泛使用带有双层收集系统的双层复合衬垫[1]。
双层复合衬垫系统中土工膜是最主要的防渗材料,用来隔断渗滤液进入地下对地下水和土壤造成污染[2],所以衬垫系统的稳定性与土工膜的受力特性非常重要。随着垃圾填埋场中垃圾填埋压缩,导致垃圾与保护材料、保护材料与土工膜之间产生相对位移和摩擦应力[3,4],使土工膜产生张拉力[5,6],也有可能导致边坡失稳。因此,保护材料与土工膜接触面以及与填料的界面摩擦特性是影响边坡稳定或土工合成材料受力大小的主要因素。许多学者[7,8,9]利用拉拔试验研究土工合成材料与填料的界面摩擦特性,填料主要是砂土和黏土,土工合成材料包括纺土工织物、无纺土工织物和塑料拉伸土工格栅。吴景海[10]以5种不同类型的土工合成材料为加筋材料,以石灰、粉煤灰和砂为填料,通过拉拔试验和直剪试验,比较全面地研究了土工合成材料在加筋工程中的界面摩擦特性。张嘎和张建民[11]进行了大尺寸的粗粒土与土工膜接触面的单向和往返剪切试验以及土工布拉拔试验。剪切实验结果表明,粗粒土与土工布接触面出现了一定程度的应变软化,相对法向位移的变化受法向应力影响很大。郭玉芬[12]等通过拉拔试验测定了土工合成材料与风积砂的界面摩擦特性,结果表明,在风积砂中设置土工合成材料,会使风积砂获得一定的粘聚力。以上主要集中对加筋土作用下的土工合成材料进行了研究,而对垃圾填埋场中起防渗作用的土工合成材料研究较少,虽然有关界面摩擦特性的试验研究较多,但是不同的试验方法,不同的材料界面具有不同特性,有必要对此进行深入研究。直接剪切试验在剪切过程中面积有变化,而斜板仪法试验比较麻烦。因此,本研究采用拉拔试验比较不同种类土工合成材料与填料的界面作用特性,为垃圾填埋场复合衬垫系统中土工合成材料的边坡稳定性评价及受力分析和衬垫系统的施工提供支持。
1 试验仪器、材料和试验方法
1.1 试验仪器
拉拔试验箱由上下2个箱组成,箱体尺寸均为300 mm×300 mm×100 mm(长×宽×高),见图1,采用10 mm和5 mm厚的钢板拼装而成,其中拉拔方向的前后两端在半高处开有横贯全宽的水平窄缝,最大高度5 mm,供试样引出箱体,紧贴缝壁安置一块可上下抽动的板并通过螺栓固定,以调整缝隙大小,防止填料在拉拔过程中漏出。
1.2 试验材料
试验采用高密度聚乙烯HDPE、三元乙丙EPDM、无纺布3种国产土工合成材料。试样宽300 mm,长500 mm,基本的物理力学性能见表1。试验采用风干中砂和黏土2种填料,其中砂的密度为1.62 g/cm3,不同粒径的含量见表2。黏土的最大干密度为1.50 g/cm3,最优含水率为25.1%,试验黏土样为饱和黏土,含水率为30%。
1.3 试验方法
拉拔试验采用应变控制方式,拉拔过程中材料的界面面积保持不变,拉拔速率为2.0 mm/min。填料装好之后,利用重物施加稳定的垂直压力,水平方向拉拔力通过5 k N电子万能试验机测控系统施加,试验示意见图2。试验过程中读取拉力与位移,当拉拔力达到峰值后,继续拉拔直至拉拔力下降至稳定或拉拔位移达到40 mm,即停止试验。
2 拉拔试验结果
土工合成材料的拉拔强度由2部分组成:一部分为土工合成材料表面与填料的摩擦力,另一部分为填料嵌入土工合成材料空隙的部分被动土压力。土工膜仅存在第一部分;无纺布两部分均存在,由于无纺布表面与填料接触面积大,其中第一部分起控制作用。
2.1 不同填料与HDPE土工膜界面特性
图3为砂土和黏土与HDPE土工膜拉拔试验的拉拔力与位移关系。
从图3可以看出,随着拉拔力的增加,位移量随之增大,HDPE土工膜渐渐被拉出,当拉拔力达到某一峰值后,拉拔力趋于稳定。当上下填料为砂土,3个法向应力分别为8.43、14.5、20.6 k Pa时,对应的峰值拉拔力为781、1309、1840 N,对应的峰值剪应力分别为4.34、7.27、10.22 k Pa。当上下填料为黏土,4个法向应力分别为3.31、2.98、2.22、1.52 k Pa时,对应的峰值剪应力分别为1.83、1.77、1.32、0.75 k Pa。
法向应力与峰值剪应力的关系见图4。
从图4可以看出,随着法向应力的增大,峰值剪应力也随之增大,两者呈线性关系,通过对试验数据的拟合,得出HDPE土工膜与黏土的摩擦系数为0.62,即摩擦角为31.6°,HDPE土工膜与砂土的摩擦系数为0.48,即摩擦角为25.8°。2种填料下,拟合曲线的线性相关性系数分别为1.0和0.97。与袁磊和董筱波[13]的拉拔试验结果相比较,HDPE土工膜与砂土界面的摩擦系数为0.57,比较接近。
2.2 砂土与不同土工合成材料的界面特性
选用砂土为填料,分别与土工膜和无纺布进行拉拔试验。图5、图6为砂土与不同土工合成材料拉拔试验的水平力与位移关系及法向应力与峰值应力的关系曲线。对试验数据进行拟合,得到了不同土工合成材料与砂土的界面摩擦系数。其中无纺布与砂土的摩擦系数最大,为1.02,EPDM土工膜与砂土的摩擦系数次之,为0.62,HDPE土工膜与砂土的摩擦系数最小,为0.48。这是因为无纺布表面最粗糙同时无纺布的空隙使得砂土嵌入其中增加了第二部分的拉拔特性,因而摩擦系数最大,EPDM表面存在纹理,因而次之;HDPE表面最光滑,摩擦系数最小。
2.3 HDPE土工膜与无纺布的界面特性
在实际垃圾填埋场的衬垫系统中,HDPE土工膜的上面铺设无纺布(以下简称GT),以保证使用过程中土工膜不被垃圾中的尖锐物穿刺[14],造成破坏引起地下水污染。本试验分3种情况,分别为HDPE土工膜下部铺设GT、HDPE土工膜上部铺设GT、HDPE土工膜上下两面都铺设GT。图7中填料为黏土时,3种情况下拉拔试验的水平力与位移关系及法向应力与峰值剪应力的关系曲线。GT+HDPE表示HDPE土工膜下铺放GT,HDPE+GT表示HDPE土工膜上铺放GT,GT+HDPE+GT表示HDPE土工膜上下都铺放GT。
从图7可以看出,无论哪种情况下,刚开始时,HDPE土工膜拉拔力随着位移快速增长,达到峰值后趋于稳定,并有一个缓慢下降的趋势。在GT+HDPE和HDPE+GT的情况下,对数据进行拟合,得到HDPE土工膜上下两个界面的摩擦系数分别为0.68和0.70,说明2种情况下土工膜的界面特性基本一致。在GT+HDPE+GT下,对试验数据进行拟合得到土工膜与无纺布的摩擦系数为0.50,这表明,相对前2种情况,双面铺设GT时HDPE的变形能力最强,同时因摩擦系数小在使用过程中HDPE土工膜容易产生滑动,因此,在实际工程中要对其进行抗滑移分析。
3 结论
(1)自行设计的拉拔试验盒配合5 k N拉力试验机能有效地进行土工合成材料的拉拔试验研究。
(2)土工合成材料与黏土的摩擦角大于土工合成材料与砂土的摩擦角。
(3)填料为砂土时,无纺布与填料的摩擦角最大,EPDM次之,HDPE最小。
(4)填料为黏土时,GT+HDPE和HDPE+GT下HDPE土工膜的界面特性基本接近,摩擦系数分别为0.68和0.70,而GT+HDPE+GT下,HDPE土工膜的界面摩擦系数最小为0.50。
摘要：土工合成材料与填料的界面特性是决定垃圾填埋场中衬垫系统与土工合成材料受力特性的重要因素。选择3种不同种类的土工合成材料,用砂土和黏土为填料,通过拉拔试验研究土工合成材料的界面特性。试验结果表明:界面的峰值剪切强度与峰值位移随着法向应力的增加而增加;土工合成材料与黏土之间的摩擦角较大;填料为砂土时,无纺布与填料间的摩擦角最大,EPDM次之,HDPE最小;当HDPE上下都铺无纺布时,界面的摩擦系数最小。
界面特性 篇7
随着航空、航天、现代轨道交通和汽车工业等的高速发展,高新技术对材料的性能要求日益提高。铝基复合材料以其质量轻、比强度高、抗疲劳性能好、韧性高、抗冲击性高、耐高温、耐磨损等优良性能而具有很好的应用前景[1,2,3]。碳纳米管独特的结构和优异的物理化学性 能备受人 们的关注。碳纳米管是由片状石墨卷曲而成的中空管道,具有石墨的本征特性(耐热、耐腐蚀、强度高、自润滑性等),还具有极高的机械强度和理想的弹性、低的热膨胀系数、尺寸小等优良的特性,是复合材料的理想增强相[4,5,6,7]。近年来,碳纳米管在增强高分子复合材料[8,9,10]方面取得了很快的发展,但在增强铝基复合材料方面[5,6,7],由于其具有极大的比表面积、表面能,存在很大的范德华力,容易聚集缠结,很难均匀地分散到金属基体上,且与铝基体的表面张力、密度差别很大,使其与铝基体的浸润性差,界面结合不理想,成为影响复合材料性能的重要因素。国内外学者围绕碳纳米管增强铝基复合材料的制备、基本性能、界面特性和增强机理几个方面进行了大量的研究工作,本文对比了国内外研究并综合阐述了国内外最新进展。
1碳纳米管增强铝基复合材料的制备及基本性能
碳纳米管的加入可提高复合材料的强度、硬度、弹性模量等[11,12,13],同时也能改 善复合材 料的摩擦 磨损性能[11,14]。但在制备过程需要解决如何使碳纳米管均匀地分散到基体中且在制备过程中保持完整的结构并稳定地存在,以及如何使碳纳米管与铝基体的浸润性提高进而改善界面结合状态。由此,碳纳米管增强铝基复合材料的制备方法大致分为:液相法、固相法、两相加工法[15]。
液相法中,液态金属可以完全包裹碳纳米管,有足够的表面接触形成较强的界面结合力;但温度较高,可能会发生严重的界面反应,生成脆性界面相影响复合材料的性能。曾刚等[12]以不同方法制备了CNTs/AlSi7Mg复合材料,明显提高了其抗拉强度、硬度和弹性模量。但化学包覆镍碳纳米管的增强效果更好,可见化学镀镍可改善碳纳米管与基体的润湿性,增强碳纳米管与基体界面结合,从而提高复合材料的性能。丁志鹏等[11]采用无压渗透法制备了碳纳米管增强铝基复合材料,碳纳米管均匀地分散于复合材料中,且与铝基体结合良好。
固相工艺中,碳纳米管能较为均匀地分散在基体金属上,温度较低,界面反应较弱。R.Pérez-Bustamante等[14]通过高能球磨压制烧结制得CNTs/Al2024复合材料,碳纳米管含量为5%时其磨损量要小于含量低的其他复合材料,在载荷分别为0.5N、1N的实验条件下较铝合金基体磨损量降低37%、21%。WuYufeng等[16]利用半固体粉末工艺制得均匀分散的碳纳米管增强铝基复合材料,不同温度下所制得的复合材料的断裂面如图1所示,可见600℃制得的复合材料发生脆性断裂,而640℃条件下所得复合材料发生韧性断裂。这是由于温度较低时制备的复合材料界面粘结力较弱,外载荷不能有效传递到碳纳米管,材料发生沿晶断裂,温度较高时复合材料有良好的界面,能有效传递载荷,材料发生韧性断裂。
两相工艺中,史娜等[13]采用磁力搅拌与放电等离子烧结技术制备铝基复合材料,当碳纳米管在试样中的质量分数为1%时,其在铝基体中均匀分布且界面结合良好,没有空隙和裂纹等缺陷存在,此时试样的抗拉强度和硬度较纯Al分别提高了20.4%和15.8%,摩擦系数、磨损量最低,减磨效果最好。YangXudong等[7]通过浸渍法在铝粉表面沉积少量(5%)的镍然后原位合成碳纳米管,原位合成的高晶化度碳纳米管具有竹状结构,避免了其与铝基体在1000℃以下发生反应,热压制得碳纳米管含量为1.5%的复合材料的屈服强度、弹性模量分别为纯铝基体的2.2倍、3倍。
综上可见,碳纳米管含量较低时,复合材料的力学性能随其含量的增多而增加,起到较好的增强作用。这主要是因为碳纳米管均匀地分散在基体中且与铝基体间形成良好的界面结合,能有效地将外力由铝基体传 递给增强 相碳纳米管,发挥其高强高弹的特性[13,17];同时碳纳米管在外力作用时会产生五元环、七元环来释放应力,调节应力分布[18];另外,镶嵌在基体中的碳纳米管可阻碍裂纹的扩展,使复合材料的硬度、强度、弹性模量等显著提高[18]。碳纳米管的加入也大大改善了复合材料的摩擦磨损性能,碳纳米管与石墨有类似的自润滑机理,在摩擦过程中碳纳 米管层间 转动或滑动,部分破坏的碳纳米管在摩擦副表面发生滚动,形成一薄层碳膜降低摩擦系数[11,14,18,19],另一方面碳纳米管镶嵌在基体中起到桥连强化的作用,阻碍裂纹的扩展,减少表层材料的剥落,从而降低磨损量来提高复合材料的耐磨性能[14]。
目前,为解决碳纳米管在铝基体中的均匀分散、与铝基体的界面润湿等问题,出现了很多新型的制备方法,但复合材料的性能并没有达到预期设想的效果,因此还需进一步优化现有的制备工艺,同时开发低成本、高效率、可规模化生产的新型制备方法,推进该新型复合材料的广泛应用[20]。
2碳纳米管增强铝基复合材料的界面
2.1界面对复合材料性能的影响
界面是复合材料十分重要的微结构,作为增强体与基体的连接纽带,对复合材料的物理、化学和力学性能等具有极其重要的影响。复合材料获得强化效果取决于应力能有效从基体转移到增强相的能力。如界面结合太弱,界面在较低应力作用下即发生脱粘,在任何有效 应力传递 到增强相 之前,界面就已失效,材料得不到强化;如界面结合过强,在外力作用下界面不能脱粘,在载荷作用下应力得不到松弛,局部的应力集中造成复合材料的低应力破坏[21]。适中的界面结合才能提高复合材料的综合性能,适当的界面结合实现增强体与基体材料的粘合,使载荷能在增强体与基体间互相传递,同时当材料受到更大的载荷产生裂纹时,界面阻碍裂纹的扩展或增大裂纹扩展的路径,消耗更多的能量,使复合材料断裂韧性提高[15];另外,在外力作用下增强体发生脱粘,产生的塑性变形消耗部分能量,起到强化的效果[17],因而复合材料获得适当的界面结合十分重要。
金属基复合材料在制备过程中,增强体与基体金属不可避免地出现界面反应或元素偏聚、扩散等[22],这些都会影响复合材料的界面结合,进而影响复合材料的综合性能。严重的界面反应将造成强界面结合,虽然提高了界面结合强度,有利于金属基体与增强体的浸润,但是有大 量界面反 应产物,形成聚集的脆性相,同时造成 增强体严 重损伤,强度下降[23]。由此可见,轻微的界面反应可促进碳纳米管与铝基体的浸润,增强界面结合,而严重的界面反应生成过多的脆性相反倒降低基体的强度。
2.2界面结合机制
碳纳米管增强铝基复合材料界面的结合机制主要有机械结合、反应结合、浸润结合、混合结合等。机械结合主要是靠增强物表面及基体收缩产生的摩擦力完成,碳纳米管有极大的比表面积保证其与铝基体有足够的接触面结合。H.J.Choi等[24]用粉末冶金法制备铝基复合材料时发现,球磨强度不足的碳纳米管多数位于基体粉末的表面,随着球磨强度的增加,碳纳米管与铝基体通过机械咬合作用形成良好的界面,如图2所示,可见随球磨强度的增加碳纳米管与铝基体通过机械咬合结合得越来越紧密。反应结合是基体与增强物之间发生化学反应,在界面上形成化合物以化学键的方式将基体与增强体连接起来。研究表明,碳纳米管表面存在的无定形碳和石墨,与铝极易发生反应生成Al4C3 薄膜,Al4C3可使Al/C的浸润角减小,有利于提高碳纳米管增强铝基复合材料的界面结合强度、改善碳纳米管增强铝基复合材料的界面性能[25]。HansangKwon等[26]在制备碳纳米管、纳米碳化硅共增强铝基复合材料的过程中发现,复合材料的力学性能随球磨时间的延长先增加后降低,这是由于随球磨时间的延长晶粒越细小,同时碳纳米管受到轻 微的破损 生成碳化铝,少量的碳化铝有利于界面的结合,但随球磨时间的进一步延长,碳纳米管受到的破坏程度增加,有大量的碳化铝脆性相生成使复合材料的性能下降。浸润结合是基体与增强物之间发生润湿,并伴随一定程度的相互溶解而产生的一种结合形式,为了改善碳纳米管与铝基体的浸润通常对碳纳米管进行表面改性使混合粉末更好地连接。混合结合是同时存在几种结合形式的界面结合。
2.3改善界面结合的方法
从界面结合机制来看,可以通过改善碳纳米管与铝基体的浸润性或提高它们之间的物理、化学结合力来增强界面结合强度,提高复合材料的力学性能。从以下几个角度出发来改善界面的结合。
2.3.1碳纳米管表面处理及管内填充
碳纳米管以其独特的结构被应用于复合材料中,但因与铝基体的界面浸润性差且在高温下会发生有害的界面反应,限制了复合材料综合性能的发挥。S.K.Singhal等[2]利用粉末冶金法制备了氨基化的碳纳米管 增强铝基 复合材料。氨基化的碳纳米管在铝基体中的分散效果优于没有处理的碳纳米管,能良好分散在Al基体中并不互相结块。高分辨电子显微镜显示有一薄层碳化铝生成,这被认为有利于载荷从铝基体传递到碳纳米管,有益于提升 复合材料 的力学性能。KangPyoSo等[27]将硅纳米粒子涂镀到碳纳米管表面,高温退火形成SiC层。SiC层减小了碳纳米管与铝基体的润湿角,从而提高了润湿性,如图3所示,润湿角从145.8°降到134.6°;同时SiC共价键的形成提高了界面结合强度。YangXudong等[28]利用浸渗法使Co催化剂均匀地沉积在铝粉末表面,然后通过化学气相沉积法(CVD)原位合成碳纳米管,将所得的复合粉末经短时间机械球磨后压实、烧结、热挤压,得到界面结合良好的复合材料。范冰冰等[29]采用石蜡分别对碳纳米管和铝粉进行修饰,烧结、热挤压得到具有较高硬度、较大应力、呈韧性断裂的复合材料。在封闭的中空碳纳米管中填充金属或非金属颗粒不仅会缩小与铝基体的密度差,还会改变碳纳米 管的性能,进而促进 与铝基体 的浸润。LiWang等[30]通过催化氧化的方法成功制得了铷纳米粒子填充的碳纳米管。
2.3.2优化制备工艺参数
在制备过程中通过改善碳纳米管的分散、碳纳米管的纯度、温度、压力等参数优化制备工艺,使碳纳米管与铝基体浸润,界面反应物适量,提高界面结合强度,或采用粘结剂来改善结合强度。MortazaviMajid等[31]在球磨碳纳米管与铝的混合粉末时加入硬脂酸钠阻止碳纳米管冷焊,使碳纳米管均匀分散。DengC.F等[32]使碳纳米管分散在乙醇中,然后将所得到的混合悬浮液与铝粉末混合,辅助超声波振动筛机械搅拌,制得碳纳米管均匀分散且界面结合良好的复合材料。SrinivasaR.Bakshi等[1]将碳纳米管加入到聚乙烯醇(PVA)水溶液中,然后与铝粉末混合喷雾干燥制得碳纳米均匀分散的铝基复合材料。LinJiang等[4]对铝粉表面进行改性,在其表面引入亲水性的聚乙烯醇膜,聚乙烯醇与碳纳米管的浸润性良好,且在流动的氩气氛围中加热混合粉末到773K保温2h,可完全除去聚乙烯醇,通过这种方法可制得碳纳米管均匀分散且界面结合良好的复合材料。LiaoJinzhi等[33]利用聚酯粘结剂辅助(PBA)混合方法成功制得碳纳米管含量低且增强效果显著的复合材料。
3碳纳米管增强机理
目前,对碳纳米管增强铝基复合材料的研究还不太成熟,大部分研究只注重复合材料性能的提升,而对其增强机理研究相对较少。从结构上来说,碳纳米管具有纳米级的中空管径、高长径比,在自然状态下一般呈卷曲的线状分布,且碳纳米管有比晶须大得多的长径比,但其管径尺寸又远远小于纤维,所以碳纳米管的增强机制与传统增强体不同[34]。目前,被用于解释CNTs/铝基复合材料性能提高的强化机制主要有细晶强化[3,35]、载荷传递[35,36,37]、位错强化[38,39]、第二相强化[37,40]等。
3.1细晶强化
碳纳米管的细晶强化作用源于除其本身能够成为基体金属非均质形核的基底从而提高形核率外,还可通过对晶界迁移的阻碍作用使基体金属的细晶和亚晶稳定,根据HallPatch公式,复合材料的晶粒越小,其强度越高,力学性能越优良[41]。ChristopherR.Bradbury等[3]利用球磨然后热压的方法制得碳纳米管增强铝基复合材料,复合材料的晶粒尺寸随碳纳米管含量的增加逐渐变小,6%以后基本保持不变。表1是纯铝基体与3%碳纳米管增强铝基复合材料的力学性能及晶粒大小的比较。从表1中清楚地看出,碳纳米管对铝基体具有明显的细晶强化作用,使复合材料的力学性能远高于铝基体。
3.2载荷传递
碳纳米管自身力学性能优异,在碳纳米管增强铝基复合材料中通过界面剪切作用使载荷由基体传递至增强相,使碳纳米管作为主要的应力承担者,是碳纳米管增强铝基复合材料的主要强化机制。界面作为载荷传递的“桥梁”起关键作用,弱的界面结合使载荷无法传递至增强相就发生了界面失效,而强的界面结合易造成局部应力集中,因此碳纳米管和铝基体间适中的界面结合是实现碳纳米管有效承担和传递载荷的关键[21,22,23]。许世娇等[36]采用粉末冶金法制备了不同体积分数碳纳米管增强的铝基复合材 料,碳纳米管 含量为1.5%时屈服强度为164.8MPa,较纯铝基体提高53.6%,力学性能达到最佳,而当碳纳 米管含量 为3% 时屈服强 度为129.8MPa。这是因为碳纳米管含量较低时得到较好的分散并与基体结合较好,均匀分散的单根碳纳米管能够有效地将载荷由基体传递到碳纳米管上,从而发挥增强效果;碳纳米管含量较高时,碳纳米管没有有效分散,有的以团聚的形式存在,载荷传递受到严重的影响,从而引起复合材料性能下降。
3.3位错强化
在CNTs增强铝基复合材料中,由于铝基体的热膨胀系数比增强相碳纳米管的热膨胀系数大很多,在界面区域引起热错配应力,当热错配应力大于基体的屈服强度时,热错配应力以基体塑性变形的方式进行松弛,在碳纳米管周围形成高密度位错区,这些高密度位错缠结阻止滑移的进行,导致位错强化,提高了复合材料强度[42,43]。R.George等[39]通过粉末冶金技术制得碳纳米管增强铝基复合材料并对碳纳米管的主要增强机制进行分析,复合材料屈服强度的显著增加可通过热失配模型和Orowan滞后模型来解释,可见复合材料的强化是这些机制协同增强的结果。D.Lahiri等[38]通过辊压法制得碳纳米管增强铝基复合 材料,碳纳米管 含量为9.5%时复合材料的抗拉强度提高1.5倍。这是因为碳纳米管含量较高时碳纳米管团簇阻碍位错的运动并使位错密度增加,从而使复合材料的抗拉强度显著提高。
3.4第二相强化
碳纳米管增强铝基复合材料中,当材料所受应力超过基体的屈服应力时,会通过位错运动使应力得以释放,但碳纳米管阻碍基体金属的长大和位错运动,使基体塑性变形受到抑制,从而提高材料性能。碳纳米管作为弥散的“第二相”均匀分布在铝基体中,当位错运动到碳纳米管周围时,由于其较高的比强度和弹性模量使得它在阻碍位错的运动时,位错只能绕开它而不能够切过去,位错以Orowan机制绕过碳纳米管,位错线每经过第二相一次就会产生一个包裹增强颗粒的位错环,其余部分 继续移动。由 于位错环 应力场的 反作用,增大了新位错线通过时的阻力,材料要继续滑移,必须增大应力作用,故使材料强化[42,44]。H.J.Choi等[40]利用碳纳米管的细晶强化、第二相强化机理制得高屈服强度的碳纳米管增强铝基复合材料。S.J.Yoo等[45]利用Orowan机制通过球磨辊压制得高强度碳纳米管增强铝基复合材料。
以上4种强化机制并不是孤立存在的,而是彼此相互作用,其强化效果 一般不能 简单地线 性相加[35,37,39,41]。DongH.Nam等[35]利用碳纳米管的载荷传递和细晶强化机理制得CNT/Al-Cu复合材料,屈服强度、弹性模量较Al-Cu基体分别提高3.8倍、30%。C.D.Li等[37]采用一种新方法制得CNTs/Mg-6Zn复合材料,其抗拉强度、屈服强度、弹性模量较Mg-6Zn合金得到显著的提高,这主要是因为碳纳米管的细晶强化、载荷传递、第二相强化等的共同作用使复合材料的力学性能提升。
4结语
碳纳米管是一种理想的增强相,近年来在增强铝基复合材料方面取得了很大的进展,但由于碳纳米管具有极大的比表面积、表面能,存在很大的范德华力,容易聚集缠结,很难均匀地分散到铝基体上,且与铝基体的表面张力、密度差别很大,使其与铝基体的浸润性差,界面结合不理想,严重制约着铝基复合材料性能的提升。相关研究表明碳纳米管的增强机理主要有细晶强化、载荷传递、第二相强化、位错强化,但其理论还不够完善,有待进一步的发展。鉴于以上存在的问题,今后可从碳纳米管的表面改性出发,在碳纳米管表面嫁接活性基团,减少碳纳米管聚集缠结,使其更好地分散到铝基体中,同时活性基团可改善其与铝基体的浸润性能,进而得到理想的界面结合状态;另一方面可从多相多尺度共增强铝基复合材料着手,使碳纳米管与其他纳米颗粒发挥协同增强作用,进一步提高碳纳米管增强铝基复合材料的性能,制备性能理想的铝基复合材料。
摘要：碳纳米管以其独特的结构和优异的性能被认为是复合材料的理想增强相,其增强效果受其在基体中的分散性能、与基体的界面结合状态等诸多因素的影响。在碳纳米管增强铝基复合材料的制备方法和基本性能研究现状基础上,从界面结合状态对其基本性能的影响和一些改善界面结合的方法,以及碳纳米管的增强机理等几个方面综述了碳纳米管增强铝基复合材料的发展现状。