RTM成型工艺（共3篇）
RTM成型工艺 篇1
连续纤维增强陶瓷基复合材料因具有高比强、高比模、高可靠性、耐高温、耐烧蚀和低密度等优异性能,具有替代金属及其合金作为新一代高温结构材料的潜力,各发达国家正在竞相开展研究[1,2,3,4]。
目前陶瓷基复合材料的制备方法主要有化学气相渗透法(CVI)、前驱体浸渍裂解法(PIP)、反应熔融渗透法(LSI)和浆料渗透热压法(SIHP)等[5]。其中,PIP法可以借鉴树脂基复合材料成熟的成型工艺,尤其是树脂传递模塑成型(RTM)工艺。树脂传递模塑工艺不仅成型效率高、表面质量好,而且可用于复杂形状构件的制备,被认为是21世纪复合材料生产领域的主导成型工艺之一[6]。在陶瓷基复合材料制备过程中采用RTM+PIP工艺(即在第一次浸渍时采用RTM工艺,后续采用传统的PIP工艺),与全部采用PIP工艺相比,具有以下优势:RTM工艺浸渍更加密实,气孔率低,可以提高浸渍效率,有利于制件的快速定型;在大尺寸、大厚度以及复杂的结构件的成型方面更有优势;前驱体浪费少,成型后整修工作量少。然而,尽管RTM工艺在树脂基复合材料的制备方面已取得重要进展,但在陶瓷基复合材料的制备方面处于起步阶段。
在各种陶瓷基复合材料基体中,SiBCN陶瓷由于其具有较好的高温稳定、抗氧化和高温蠕变等显著的性能,受到各国研究者的广泛关注[7,8,9,10]。1996年Nature杂志报道了Ralf Riedel在SiBCN多元陶瓷方面的研究,报道称该陶瓷可稳定到2000℃[11]。Butchereit等研究了SiBCN陶瓷的氧化动力学,结果表明:其氧化速率常数为0.059μm2/h,低于气相沉积的SiC(0.095μm2/h);并且样品在1500℃空气中氧化100h质量只增加了0.2%[12]。Lee等在SiBCN基体中添加SiC填料,采用重复浸渍裂解工艺制备陶瓷块体,研究表明:该陶瓷在氩气气氛中在经过2000℃热处理10h后,其抗弯强度依然保持356MPa[13]。然而,目前已报道的SiBCN陶瓷前驱体多为固态,熔融后黏度较大,且对潮湿的空气敏感,不适合作为基体制备纤维增强陶瓷基复合材料,相关的研究也较少。Lee等采用含硼小分子化合物与低黏度的聚硅氮烷共混作为SiBCN陶瓷前驱体,采用PIP方法制备了Cf/SiBCN陶瓷基复合材料。初步研究表明:其室温抗弯强度为255MPa,在惰性气氛下经过1700~2000℃高温老化10h,强度明显下降(70~43MPa)[14]。后来,他们在纤维预制体中预先混入了经过处理的SiC填料,因此显著提高了复合材料的高温性能,复合材料在惰性气氛下经过1700℃处理10h后,其室温强度保持率为96%,并呈非脆性断裂;在1400℃,100MPa的载荷下负载60h后,其弯曲蠕变变形仅为0.25%。这些结果表明,SiBCN复合材料在超高温结构材料领域具有很广阔的应用前景[15]。然而该方法依然存在含硼小分子的低挥发性和对潮湿的空气敏感等问题。另外,众所周知,RTM成型过程中引入的气孔等缺陷对树脂基复合材料的性能产生很大的影响,然而这些气孔对陶瓷基复合材料影响的研究,鲜见报道。
鉴于此,本工作以中国科学院化学研究所提供的聚硼硅氮烷作为SiBCN陶瓷的前驱体,采用流变等分析手段,详细研究了其作为RTM树脂的成型工艺性能,进而成型出复合材料坯体,并通过重复浸渍裂解制备Cf/SiBCN陶瓷基复合材料。并进一步研究RTM成型缺陷对陶瓷基复合材料厚度、密度以及力学性能等方面的影响,为采用RTM工艺成型制备陶瓷基复合材料提供指导。
1 实验材料与方法
1.1 主要原料
聚硼硅氮烷为橙黄色黏稠状液体,由中国科学院化学研究所提供。分析纯的过氧化二异丙苯(DCP)作为其交联剂,购于国药集团公司。碳纤维为T300级平纹炭布,型号为CF3011,购于山东威海拓展纤维有限公司,其基本性能如表1所示,使用前经过高温处理除去表面上浆剂。
表1 碳纤维织物CF3011的性能Table 1 The properties of carbon fiber fabric CF3011
1.2 试样制备
采用PIP法制备陶瓷基复合材料的路线图如图1所示。主要有预制体、RTM成型、重复浸渍和高温裂解等步骤。首先,将碳纤维制成一定形状的预制体,本实验主要是由14层二维碳纤维布叠加而成,纤维体积分数约为50%;然后,采用RTM工艺在80℃将聚硼硅氮烷注入,并经过120℃/4h和170℃/2h将预制体固化成型,得到复合材料坯体;而后将其放入炉子中,在氩气气氛中常压高温裂解得到半成品;最后,对半成品进行重复的浸渍和裂解得到致密的陶瓷基复合材料。重复浸渍周期为8次,为了尽量避免对碳纤维的损伤,前期处理温度较低,最后一次处理温度较高,以完全转化为陶瓷。因此,具体裂解工艺为:前7次以10℃/min的升温速率升至800℃,保温2h;第8次的处理温度为1100℃,保温2h。
图1 采用PIP工艺制备Cf/SiBCN复合材料路线图Fig.1 Schematic manufacturing cycle of Cf/SiBCN composites by PIP
1.3 测试与表征
流变性能测试采用TA AR2000平板流变仪测定,平板直径为25mm。超声波C-扫描检测:利用声反射板,测量穿过被检测试样的声波衰减强度的情况,检测设备是USIP-12型检测装置,Holosonic公司“5MHz,4”型的检测探头。力学性能测试:将制备的Cf/SiBCN陶瓷基复合材料裁成60mm×6mm×3mm的样条,采用CMT6104型微机控制电子万能试验机进行复合材料的力学性能测试,室温三点弯曲强度测试跨距/厚度比为15,压头速率为0.5mm/min。扫描电镜(SEM)表征:将样品用导电胶带固定在金属样品台上,真空镀金后,采用NOVA SEM430型场发射扫描电镜在15kV的加速电压观察样品形貌。
2 结果与讨论
2.1 聚硼硅氮烷的流变性能
RTM成型过程是液态的树脂在高填充模具中浸渗、流动的过程,为了能够顺利地充满模具,对树脂的流动性能有严格的要求。一般来说,RTM树脂在注射温度下的黏度越低越好,对于较大尺寸的构件,要求黏度低于250mPa·s;其次,要求树脂在高填充模具里的流动黏度恒定,既不随时间变化,也不随空间位置变化。因此,要求RTM树脂在较宽的温度范围内具有较低的黏度,从而具有较宽的加工窗口;同时该较低的黏度能够保持较长的时间[16]。
图2为聚硼硅氮烷的黏度-温度曲线。从图2可以看出,该SiBCN陶瓷前驱体室温下为液态,黏度相对较高(20℃约800mPa·s),随着温度的升高其黏度显著下降,直到60℃后黏度逐渐趋于稳定,在60~140℃范围内具有较低的黏度,约100mPa·s,随着温度进一步升高,由于发生乙烯基聚合反应,其黏度迅速增加,直至不能流动。该前驱体的最低黏度满足RTM成型要求,在较宽的温度范围内保持该黏度也为复合材料成型提供较大的操作空间。
为了进一步研究聚硼硅氮烷的长时稳定性能,本工作表征了其在恒定温度下的黏度-时间曲线,如图3所示。从图3可以看出,将聚硼硅氮烷恒温在100℃时,其黏度仅能稳定200min左右,更长的时间将使其黏度迅速增加;当将前驱体恒温在80℃时,其黏度-时间曲线在考核的时间范围内(500min)一直未发生变化,说明该SiBCN陶瓷前驱体在80℃至少稳定500min,此时,其黏度约为100mPa·s,显示出优异的可加工性能,这也为成型大型、复杂构件提供了保障。
图2 聚硼硅氮烷的黏度-温度曲线Fig.2 The viscosity-temperature curve of polyborosilazane
图3 聚硼硅氮烷的黏度-时间曲线Fig.3 The viscosity-time curves of polyborosilazane
RTM成型工艺技术的关键是在注射阶段树脂保持稳定的低黏度和长适用期,以减少浸润、浸渍和充模缺陷。本工作所采用的聚硼硅氮烷不仅具有较低的黏度,同时也具有较长的适用期,能够完全满足RTM成型工艺要求。而且,聚硼硅氮烷较低的黏度和较长的适用期也有利于后续复合材料的重复浸渍,一方面可以提高浸渍效率;另一方面,由于聚硼硅氮烷的稳定性,可以在浸渍过程中重复使用,降低了成本。
2.2 RTM成型工艺对复合材料坯体缺陷的影响
图4为RTM成型复合材料坯体超声波C扫描图。由图4(a)可以看出,样品CF/SIBCN-1裁去毛边后基本无缺陷。通过控制RTM工艺,在注胶过程中引入大量气泡,制备出具有较多缺陷的样品CF/SIB-CN-2,如图4(b)所示,样品中间区域存在较多的缺陷。进一步比较两者的密度,CF/SIBCN-1的密度为1.4729g/cm3,CF/SIBCN-2的密度为1.4679g/cm3,由于其相应的碳纤维的含量都是一样的,密度的差别主要取决于注入的聚硼硅氮烷含量,所以尽管密度只有细微的差别,但是反映在整块复合材料坯体样品中依然是较大的不同。这些差别将对后续陶瓷基复合材料的厚度和密度产生较大的影响。
(a)CF/SIBCN-1;(b)CF/SIBCN-2(a)CF/SIBCN-1;(b)CF/SIBCN-2
图4 RTM成型的复合材料坯体超声波C扫图Fig.4 Ultrasonic-C scan images of green composites prepared by RTM process
2.3 RTM成型缺陷对复合材料厚度的影响
图5为不同复合材料坯体的厚度随重复浸渍裂解次数的变化曲线。从图5可以看出,两种复合材料的厚度在前期均随浸渍次数的增加而增加,当浸渍4次后,复合材料的厚度不再发生变化,这主要是由于在前驱体转化为陶瓷过程中产生大量的挥发物,在常压裂解过程中没有外力抑制使得复合材料发生膨胀;经过几次重复浸渍裂解后形成了连续的陶瓷基体,从而抑制了复合材料的膨胀。对比两种复合材料的样品厚度,可以明显地看出,不同复合材料坯体对复合材料的厚度产生较大的影响,缺陷较多的样品CF/SIBCN-2厚度增加更为明显,其最终的厚度为3.28mm,较裂解前样品的厚度(2.62mm)提高了25%;而样品CF/SIBCN-1仅提高了14%(从2.61mm变为2.97mm)。这可能是由于有缺陷的样品力学性能较差,对裂解过程中由于气体释放带来的膨胀抑制作用较弱,从而更利于复合材料的膨胀。
图5 Cf/SiBCN复合材料的厚度-重复浸渍裂解次数曲线Fig.5 The thickness-number of impregnation/pyrolysis cycles curves of Cf/SiBCN composites
2.4 RTM成型缺陷对复合材料密度的影响
图6为不同复合材料坯体的表观密度随重复浸渍裂解次数的变化曲线。从图6可以看出,两种复合材料样品的表观密度均随着浸渍次数的增加而增加;对比两种复合材料的样品的表观密度,可以明显地看出,尽管两种复合材料坯体的密度差别较细微,但是第一次裂解后,两者的表观密度差别较大,有缺陷的样品CF/SIBCN-2的密度仅为1.232g/cm3,而密实样品CF/SIBCN-1的密度为1.301g/cm3,相比前者提高了5.6%。另外,随着浸渍次数的增加,两者的表观密度逐渐接近,最终重合在一起,这也为后续的复合材料的力学性能的对比奠定了基础。
图6 Cf/SiBCN复合材料的表观密度-重复浸渍裂解次数曲线Fig.6 The apparent density-number of impregnation/pyrolysis cycles curves of Cf/SiBCN composites
从图6还可以看出,Cf/SiBCN复合材料的表观密度-重复浸渍裂解次数曲线呈现出典型的近抛物线形状,这与文献报道的结果一致[17]。Lee等采用含硼小分子化合物与低黏度的聚硅氮烷共混作为SiBCN陶瓷前驱体,经过16次浸渍周期后,其Cf/SiBCN复合材料的密度为1.90g/cm3,在13次浸渍周期时,其密度约为1.81g/cm3[14]。而本工作经过6次浸渍周期后,得到的Cf/SiBCN复合材料密度可达1.86g/cm3,相比之下,浸渍效率提高了一倍以上。通过对比可以看出,本工作采用的聚硼硅氮烷具有较高的浸渍效率,更适宜作为制备Cf/SiBCN复合材料的原料。
2.5 RTM成型缺陷对复合材料力学性能的影响
两种不同复合材料坯体的样品,在10℃/min的升温速率下经过8次浸渍周期后复合材料的性能如表2所示。从表2可以看出,尽管两者最终的密度没有差别,但是密实样品CF/SIBCN-1的抗弯强度和模量均高于缺陷样品CF/SIBCN-2的相应数值,前者的强度和模量分别为138.40MPa和39.73GPa,后者的强度和模量分别为135.58MPa和35.49GPa。
表2 Cf/SiBCN复合材料性能Table 2 The properties of Cf/SiBCN composites
两种复合材料在三点弯曲测试下的载荷-位移曲线如图7所示。从图7可以看出,两种复合材料CF/SIBCN-1和CF/SIBCN-2的载荷-位移曲线轮廓相似,均呈现出明显的韧性断裂模式,说明RTM成型缺陷对复合材料的断裂模式影响不大。
图7 Cf/SiBCN复合材料的三点弯曲载荷-位移曲线Fig.7 Three-point-bending stress-displacement curves of Cf/SiBCN composites
2.6 陶瓷基复合材料的微观形貌
图8是CF/SIBCN-2复合材料截面经抛光后的形貌。从图8可以看出,复合材料中存在很多明显的裂纹,主要出现在富基体区域,其形成的原因主要是前驱体在转化为陶瓷过程中伴随着失重和密度增加,导致出现较大的体积收缩。在后续多次重复浸渍裂解过程中,开孔裂纹可以被慢慢填充,而闭孔裂纹由于前驱体浸渗通道被堵而不能被填充。在富纤维区域由于纤维本身基本不收缩,从而抑制了大的缺陷的产生,经过重复浸渍后这些缺陷基本被填充,所以在该区域内的裂纹较少。研究表明,在前驱体转化过程中加入惰性填料可以起到减少体积收缩,富纤维区域的纤维相当于惰性填料的作用。由于复合材料中存在如此多的裂纹,它们在受力时形成应力集中点,导致材料很容易发生破坏,从而使复合材料的力学性能偏低,这也解释了上述研究结果。
图8 Cf/SiBCN复合材料的抛光截面的微观形貌Fig.8 Microstructure of a polished cross-section of Cf/SiBCN composite
图9为陶瓷基复合材料在弯曲测试后的断裂面的微观形貌。从图9可以看出,正是由于上述富基体区域裂纹的存在,在受力过程中,材料从裂纹处发生破坏,留下大块的陶瓷基体。同时,大量的长纤维被拔出,说明基体与纤维的结合力太弱,这主要是由于缺少必要的界面层所致。纤维与基体结合力既不能太强也不能太弱,太强会导致基体开裂早期纤维破坏,使复合材料变脆;结合力太弱会使增强纤维直接被拔出,载荷转移作用较差,起不到增韧的效果[18]。
图9 Cf/SiBCN复合材料断裂面的微观形貌Fig.9 Microstructure of a fracture surface of Cf/SiBCN composite
3 结论
(1)聚硼硅氮烷作为SiBCN陶瓷前驱体具有较佳的流变性能,在60~140℃具有较低的黏度(100mPa·s),并且在80℃保持500min以上基本不发生变化,显示出较好的RTM成型性能,可以满足大型、复杂结构件的成型要求。
(2)常压裂解过程中,受前驱体裂解释放出小分子的影响,复合材料会发生膨胀,厚度增加。RTM成型缺陷会使这种膨胀进一步加剧,从而使复合材料的厚度明显增大,不利于复合材料的近净成型加工;RTM成型缺陷也会降低前几次浸渍裂解过程后复合材料的密度,随着浸渍次数的增加,这种差别逐渐缩小直至消失;此时复合材料的抗弯强度和模量均有少许降低。
(3)Cf/SiBCN陶瓷基复合材料力学性能相对较低,有待于进一步提升。
摘要：采用流变仪研究了聚硼硅氮烷作为RTM树脂的成型工艺性能,进而采用RTM工艺成型出复合材料坯体,再经过重复的浸渍-常压裂解工艺制备了Cf/SiBCN陶瓷基复合材料,详细研究了RTM成型缺陷对复合材料的厚度、密度以及力学性能等方面的影响。结果表明:聚硼硅氮烷完全满足RTM成型工艺对流变性能的要求;RTM成型缺陷会进一步加剧复合材料的膨胀,使复合材料的厚度明显增大;同时会降低浸渍裂解前期复合材料的密度;最终复合材料的抗弯强度和模量均略有降低。
关键词：RTM,SiBCN陶瓷,陶瓷基复合材料,聚硼硅氮烷
复合材料叶片RTM成型缺陷研究 篇2
在RTM充模过程中, 我们将玻璃纤维织物看成是多孔介质.孔隙有两种, 在纤维单丝之间形成的空隙以及在纤维单丝表面的宏观或微观裂纹形成的空隙, 为微观空隙, 其所形成的流体流动通道为微孔通道;在相邻纤维束之间所形成的空隙, 为宏观空隙。[1]
这样在流体流动方向上, 纤维束内微孔通道中的流体就一定会比纤维束间大孔通道内流体先和横向纤维束接触, 一旦纤维束内微孔通道中的流体和横向纤维束接触, 在横向纤维束内毛细作用力作用下会立即引发在横向纤维束内沿横向纤维束方向的垂直流动。沿流体注入方向的纤维束内的流体是可以同时和横向纤维束接触的, 如此会导致在横向纤维束微孔通道内的相对流动。若这样相对流动的流体汇合时, 沿注入方向的纤维束间大孔通道内的流体尚未到达横向纤维束, 则沿流动方向的纤维束间大孔通道内的空气就无可排除, 形成了气泡。此时形成的气泡是一个较大的气泡。随着流体的继续注入, 必然会破坏大气泡内外的压力平衡, 破裂数个小气泡, 继续稳定地存在于纤维束间的空隙里。
由于流体在不同流动通道中渗透导致了流体饱和度发生变化, 也就是在交叉流动区域长度方向上的饱和度存在差值, 当纤维束内微孔通道中流体饱和度和交叉流动区域中靠近微孔通道一侧的饱和度平衡时, 如果纤维束间大孔通道里的流动前缘仍未能到达横向纤维束, 则会形成了大气泡。反之, 如果纤维束间大孔通道里的流体饱和度大于纤维束内微孔通道中的流体饱和度, 而此时纤维束内微孔通道中仍未能注满流体, 则会形成在纤维束内纤维单丝间的微气泡。
2 实验观测
最早开展浸润研究的是Williams[2]等人, 他们在流动观察实验中发现当流体的流动前沿流过后, 一些气泡仍然存在于纤维床中, 称重法测得气泡体积含量不超过4%, 但没有深入探讨其与流体及增强材料性能的关系。将结果与用水和酒精所做实验结果进行比较, 发现表面张力对空气的包裹有一定的影响, 他们提出了表面张力对流速以及树脂在纤维中的流动形态的影响。Peterson和Robertsonl[3]模拟了RTM成型工艺, 将树脂注入一支玻璃管中, 纤维沿着玻璃管轴向排布, 实验发现纤维含量较低时产生一些较大的椭圆形气泡, 这些气泡流动性好, 一般都随着树脂向前迁移:而纤维含量较高时 (>50%) 产生的圆形气泡分布比较均匀, 这些气泡的流动性较差。注射压力增加, 气泡体积随之降低, 但流动性好, 而且气泡大都在纤维/树脂界面处产生。Molnar等人[4]分别拍摄了高、低流速下树脂流经单向纤维织物时的显微照片。在流速较低时, 纤维丝间流体流动速度比纤维束间的快, 这是因为有毛细作用力的影响;而在流速较高时, 毛细作用力的影响较小, 纤维丝间流体流动速度明显比纤维束间的慢。
Hull[5]描述了FRP中容易形成气泡的区域以及气泡的类型: (1) 纤维束之间和纤维束内形成的气泡, 可能为圆形, 或者伸长为平行于纤维束的椭圆形空穴。这些气泡的大小与纤维束间和纤维束内的孔隙有关。 (2) 层间和富树脂区域的气泡。Judd和Wright[6]通过研究总结出制品中每含有1%的气泡, 复合材料的层间剪切强度就要下降7%, 可见气泡缺陷的存在对复合材料的机械性能极为不利;不仅会降低复合材料制品的弯曲强度、耐久性和抗疲劳性, 而且对气候的敏感性和吸湿性增加, 强度等性能的分散性增加。在实际应用中, 气泡的存在将加速制品对湿气的吸收。制品表面或附近区域气泡的存在会影响表面处理效果。
Hayward和Harris[7]研究了RTM工艺中影响气泡含量的因素, 结果表明在真空辅助下树脂浸润预成型体, 得到制品的空隙率降低, 剪切和弯曲强度增加。对制品进行图象分析发现空隙率有明显的降低, 在真空辅助下空隙率为0.15%, 而没有真空辅助的空隙率为1.0%。
3 模型化研究
一些研究者在实验观测的基础上, 建立了相应的理论模型用来预测不同浸渍条件下气泡的生成量。尽管这些模型在推导过程中经过某些简化假设, 且针对不同的简化任何条件, 但这些模型仍能揭示出一些微观的物理现象。Parnas和Phelan针对垂直于单向纤维束的流动过程, 建立了气泡卷裹的模型, 模型考虑了纤维床层中同时出现的两种相互竞争的流动:纤维束之间的流动和纤维束内部的渗透, 用Darcy定律确定纤维束间和纤维束内部树脂的流动前沿, 模型中毛细力被忽略。Patel和Lee[8]由实验结果出发, 基于多相Darcy定律, 推导出液态复合材料模塑 (LCM) 过程中气泡形成的模型, 给出了束间和束内气泡含量的计算公式。
4 减少复合材料缺陷的研究
4.1 减少气泡含量Lundstrom等[9]
观察到, 随着真空度的增加, 最大气泡含量及可探测到的气泡区域将减小。表面活性剂的利用和对纤维进行表面处理, 通过减小纤维/基体的接触角, 也可以改善纤维的浸渍效果, 从而减少气泡的含量。但同时要求设备的密封要好, 以防止外部空气进入模腔。Stabler等[10]研究了其它减小气泡含量的方法。他们发现气泡含量降低的条件为模腔表面变化平缓柔和、树脂中的初始气泡含量要低。
4.2 增强纤维浸润性
RTM工艺成型过程中树脂对纤维增强体的浸润是非常重要的, 浸润不好将导致RTM成型复合材料中产生缺陷, 这将降低复合材料的力学性能。为了提高RTM成型过程中树脂对纤维增强体的浸润性, 人们作了大量研究工作。对纤维表面进行处理, 可以改善RTM成型过程中树脂对纤维增强体的浸润效果。
4.3 数值模拟与在线监控技术
RTM的数值仿真模拟虽然在很大程度上可以优化工艺参数, 减少缺陷的产生。然而在实际生产中, 由于织物材料中的杂质、铺层顺序、边缘的裁剪及在模具中的铺敷不当等引起局部渗透率、纤维体积含量的变化以及模腔壁与预成型体间的优先通道, 要真实地模拟这类变化则较为困难;此外, 实验规模的实验通常是在较为理想的条件下、特定形状的模具中进行, 与实际生产存在一定的差距, 而与实验有较好吻合的理论预测模型对实际生产的预测亦可能存在一定的差距。因此, 在RTM的数值仿真模拟基础上进行实时在线检测以采取相应的措施是最为实际、有效的方法。
5 结语
本文主要介绍了复合材料RTM工艺中所存在的缺陷问题以及国内外专家学者所进行的大量的理论和实验研究。目前的RTM复合材料缺陷研究主要集中在注塑时的气泡产生和纤维的浸润性方面。实验研究表面, RTM工艺过程中气泡排放不充分, 会造成材料内部存在大量的密集孔隙;如果注胶过程中, 纤维浸润树脂不充分会造成局部缺胶和干斑。本文针对复合材料叶片出现的缺陷进行了研究, 希望能对其缺陷的排除起到积极作用。
参考文献
[1]李柏松等, RTM缺陷形成机理的研究, 云南大学学报2002 24
RTM工艺气泡缺陷形成机理研究 篇3
RTM工艺是一种闭模成型技术, 通过将树脂注入预先铺有预成型体的闭合模具中即时成型制品, 具有成型周期短、对环境污染危害少、设备和劳动成本低、能成型复杂和大型制件的优点。RTM工艺中的缺陷主要包括:表面质量差、起皱、漏胶、气泡、干斑、裂纹和结构变形等, 其中气泡是危害最大的缺陷之一, 气泡的存在不仅会引起纤维浸润性降低、粘结性变差、复合材料构件强度不一致及表面质量低劣, 而且还会降低复合材料的耐久性和耐疲劳性能[1]。本文综述了RTM过程中气泡的形成机理, 展望了RTM气泡研究的方向。
1 RTM工艺气泡缺陷形成机理概述
RTM成型工艺充模过程中树脂在纤维增强材料中的流动主要有以下两种方式:1) 树脂胶液在纤维束间孔隙内的流动;2) 树脂胶液在纤维束内纤维单丝间孔隙内的流动。纤维束之间的孔隙比较大, 其中形成的气泡一般都是比较大的, 而纤维丝之间的孔隙要小得多, 其中形成的气泡一般为较小的气泡或微小的气泡。气泡形成的原因有以下几种可能:模具中空气的包裹;脱模剂的部分蒸发;溶解性气体或挥发性化学物质的挥发等。气泡的形成和变化受许多因素的影响, 诸如:注射压力、模腔温度、固化过程压力、树脂性能 (粘度、表面张力等) 、增强材料特性 (纤维类型与取向、表面处理等) 以及树脂/纤维的接触角。
1.1 大气泡形成机理
当动压力小于毛细作用力时, 纤维束内的流动较之纤维束间的流动要快, 这是大气泡形成的主要原因。
在一定温度下, 注射压力较低时, 纤维束内的毛细作用力起重要作用, 纤维束内的流体将向纤维束间的孔隙流动, 如果此时纤维束间滞后的流动前沿还没有到达纤维束内流体向纤维束间大孔隙内渗流的位置, 在纤维束之间就会裹入空气而形成大气泡。
1.2 小气泡形成机理
当动压力大于毛细作用力时, 纤维束间的流动较之纤维束内的流动要快, 这是小气泡或微小气泡形成的主要原因。
在一定温度下, 注射压力较高时, 纤维束内的毛细作用力相对于动压力作用较弱, 动压力对纤维束间的流动起主要作用, 纤维束间超前的流体将向纤维束内部渗透, 如果纤维束内滞后的流动前沿在纤维束间流体渗入之前还未到达渗透发生的位置, 则此处纤维束内部的空气将被包裹在里面而形成小气泡。
2 国内外研究概况
RTM工艺使用的增强纤维预制体通常采用二维或三维织物形式, 其内部存在纤维束内和纤维束间两种不同尺度的结构单元, 因此, 在RTM工艺树脂充模过程中, 一般存在两种尺度的树脂流动:一种是存在于纤维束之间通道中的相对宏观流动, 另一种是存在于纤维束内部的相对微观流动 (包括沿纤维单丝的横向渗透和纵向渗透) , 这两种流动行为相互耦合, 使得RTM工艺的浸润机理十分复杂[2,3]。Binetruy C[4]建立分析模型描述整体流动与纤维轴向平行时纤维束的渗透性。根据在纤维束内轴向和横向流动机理研究, 这个模型显示纤维的主要浸润过程是从横向到轴向。整个过程中轴向流动被忽略从而简化了纤维束的浸润。Koo Kang M[5]提出一个数学模型描述当整体流动是横向时气泡形成的机理。这个模型显示对于给定的纤维预成型体, 树脂速率和毛细压力效应用毛细管数值描述。根据适当的标准, 可预知在纤维束间气泡的尺寸和含量。Patel[6]探索了RTM充模过程中纤维浸润和气泡形成问题。他们通过流动可视化实验研究充模流动中气泡的形成机理, 提出气泡形成与毛细作用力和液体—纤维—空气的接触角有关。Joel Breard等人[7]对微观和宏观两种尺度的树脂流动进行了数值模拟, 研究了毛细作用和微观—宏观流动相互作用对气泡形成的影响, 但没有考虑注射压力的影响和气泡的移动。Peterson和Robertson[8]模拟了盯M成型工艺, 将树脂注入一支玻璃管中, 纤维沿着玻璃管轴向排布, 实验发现纤维含量较低时产生一些较大的椭圆形气泡, 这些气泡流动性好, 一般都随着树脂向前迁移;而纤维含量较高时 (>50%) 产生的圆形气泡分布比较均匀, 这些气泡的流动性较差。注射压力增加, 气泡体积随之降低, 但流动性好, 而且气泡大都在纤维/树脂界面处产生。Parnas和Phelan[9]建立了垂直于纤维束流动过程中气泡裹入的一维模型, 描述了纤维束间大孔隙中及纤维束内小孔隙中树脂流动前沿的形态, 提出了纤维束结构对气泡形成的影响。
国内武汉理工大学王继辉等[10]采用试验和数值模拟相结合的方式研究RTM工艺缺陷形成机理和充模过程的优化控制方法, 通过理论分析, 建立了多层编织布的断面分析模型, 得到断面内气泡形成的多种影响因素, 在此基础上, 通过可视化试验和数值模拟技术进行了验证和统计分析, 从材料设计的角度上来探讨气泡的消除方法。对提高RTM制品质量和促进RTM工艺的广泛应用具有重要意义。浙江大学邵雪明[11]以多层机织布为对象, 首先基于两个分别对应于两种典型叠加模式的单元结构模型, 通过理论分析, 建立了多层机织布纵向切面内气泡形成的分析模型, 然后采用有限元—控制体积方法对单元结构内树脂的扩散及气泡形成的过程进行了数值模拟。山东大学杨俊英[12]考虑表面张力对纤维束间流场的影响, 对纤维束间区域宏观气泡和纤维束区域微观气泡的形成机理进行了理论分析和数值模拟, 揭示了温度、纤维束间距等对流动前沿的影响规律, 但没有考虑流动过程中的固化反应。
综上所述, 可以看到影响RTM成型工艺中气泡缺陷形成的主要因素是树脂的粘度、增强材料织物的结构形式与性能、孔隙率、模具表面质量、模具温度和注塑压力。但模具温度和注塑压力对于气泡含量的影响尚不清楚, 并且, 国内外目前的研究工作尚未全面地评价这些机理或阐述它们之间的相互作用。
3 研究水平与发展趋势