炭纤维复合材料加固（共8篇）
炭纤维复合材料加固 篇1
摘要：对国产炭纤维与T300炭纤维复合材料层合板在常温干态、常温湿态、高温干态与高温湿态四种环境条件下进行了短梁剪切实验。采用宏观和微观相结合的方法,对其剪切性能、失效模式与损伤机理进行了对比研究。结果表明:界面性能是影响纤维树脂基复合材料剪切性能与失效模式最为重要的因素,而国产炭纤维复合材料在界面性能的控制上还有待改进。因此,国产炭纤维复合材料要进一步推广应用,还需进一步改善其界面性能,尤其是高温高湿条件下的界面性能。
关键词：CCF300,复合材料,失效模式,宏观形貌
炭纤维是一种高性能的纤维材料[1],炭纤维增强复合材料以高比强、高比模、耐热性高、耐辐射、耐磨以及性能可设计等许多优点在航空、航天、兵器、舰船和汽车等领域得到了较广泛的应用[2,3,4,5,6,7,8]。但是目前,全球炭纤维生产被国外少数几个企业高度垄断。在技术和产品出口方面分别采取严密封锁和严格限制的措施。国内航空航天领域所用的炭纤维,除极少量烧蚀所用炭纤维是国产的以外,耗量大的结构用炭纤维全部依赖进口[9]。为解决各个方面长期受制于人的现状,必须研制自己的高性能炭纤维。而本工作正是针对某国产炭纤维复合材料展开研究,对其复合材料层合板与T300炭纤维复合材料层合板同时进行短梁剪切实验,通过各种环境条件下的性能数据比较,以及失效模式、损伤机理的对比分析,研究国产炭纤维复合材料存在的不足,为国产炭纤维性能的进一步改进提供有价值的指导。
炭纤维复合材料层合板在剪切载荷下的失效模式研究已很多,卢天健[10]等研究了环氧复合材料基体对层间剪切强度的影响。吴人洁[11,12]等研究了基体、界面对单向层合板面内剪切强度的影响。上述研究基本认为界面强度的高低是决定剪切强度大小的最主要因素。但是,以往的研究往往针对的都是某一种纤维与某一种树脂基体,缺乏对比分析。所以本工作以多种纤维多种树脂基体复合材料的剪切实验为基础,结合多种环境条件下的宏观断口与微观形貌对比分析,对炭纤维、上浆剂以及界面性能进行了较为全面的剖析。从而找出制约国产炭纤维复合材料剪切性能的因素,为其进一步改进提供了理论依据。
1 实验
1.1 原材料
炭纤维为CCF300和T300炭纤维;两种上浆剂(分别表示为A,B);树脂为QY8911。
1.2 实验仪器
湿热老化环境箱:SH050A型,用于产生湿热环境;疲劳试验机:INSTRON 1332,试件的力学性能测试;扫描电镜:JSM-35CF型,用于试件断口的微观观察;应变计:常温应变计BA120-2AA(11)和高温应变计BA120-2AA 150,用于实验过程中的应变测量。
1.3 试样制备
将炭纤维制成预成型体,用热压罐在185℃下固化2h,200℃下加热3h后处理得到炭纤维体积分数为60%的复合材料板。制备得到三种复合材料:CCF300/QY8911(A上浆剂)、CCF300/QY8911(B上浆剂)、T300/QY8911(上浆剂未知);分别进行层间剪切实验,铺层顺序为[0]25,尺寸为18mm×6mm×3mm。
1.4 实验环境要求
分别在四个环境条件下进行实验:室温干态条件:温度(23±3)℃,湿度(50±5)%RH;室温湿态条件:温度(23±3)℃,实验件在(82±2)℃水里浸泡168h;高温干态条件:温度(130±3)℃;高温湿态条件:温度(130±3)℃,实验件在(82±2)℃水里浸泡168h。
1.5 力学性能的测定
按照ASTM D2344聚合物基复合材料及其层合板短梁剪切强度标准实验方法进行,并观察测定后的试样破坏模式。
1.6 观察试样断口形貌
将上述剪切实验后的试件断口切下,喷金处理后,通过JSM35CF型扫描电子显微镜观察断口形貌。
2 结果与讨论
2.1 复合材料剪切性能对比分析
图1是国产炭纤维CCF300/QY8911(A上浆剂)、CCF300/QY8911(B上浆剂)与T300/QY8911三种复合材料在常温干态、常温湿态、高温干态及高温湿态四种环境条件下的层间剪切强度比值。从性能数据来看,常温干态条件下,各复合材料的剪切强度均值差别不大,国产炭纤维复合材料的层间剪切性能与T300复合材料相当。在常温湿态条件下,国产炭纤维复合材料的层间剪切强度与T300复合材料的比值没有发生较大的改变,表明各复合材料受湿度的影响相同。但是,在高温干态条件下可以看到,国产炭纤维复合材料与T300炭纤维复合材料相比,层间剪切强度差距明显加大。由于层间强度一部分依赖于基体的剪切强度,另一部分依赖于界面的抗剪切能力,如果在基体性能相同的情况下,表明国产炭纤维复合材料的界面抗剪切能力受到高温的影响较为严重。同时,还可以看到,在高温湿态条件下,国产炭纤维复合材料两种上浆剂呈现不同的变化趋势,A上浆剂复合材料与T300复合材料剪切性能的比值下降到80%以下,而B上浆剂的复合材料仍然保持了较高的比值。表明A上浆剂的国产炭纤维复合材料的界面抗剪切能力受高温高湿的双重作用下降较为严重,需对其性能进行改进。
2.2 常温干态条件下复合材料失效模式对比分析
由于层间剪切强度反映了不同铺层间的抗剪能力,它不仅与基体的剪切强度有关,而且在较大程度上受纤维与基体之间界面的剪切强度影响。短梁剪切实验的宏观失效模式主要有三种:(1)单层或多层的剪切破坏。在较为理想的剪切状态下只发生中间层的剪切破坏,而多数情况下为多个层的剪切破坏(图2);(2)加载点应力集中压缩屈曲破坏或加载点对侧由于拉伸应力达到拉伸强度出现拉伸断裂;(3)非弹性变形。但是第二种与第三种在短梁剪切实验中都是不可接受的失效模式。从微观来看,若复合材料界面强度较高,基体强度较低,则层间剪切破坏面断面的主要特征是基体本身的内聚破坏,树脂呈典型的“锯齿”状,齿面朝同一方向倾斜,树脂块站立方向与纤维轴向垂直,同时横断面断口整齐,纤维拔出较短,且上面粘附较多的树脂;若基体强度较高,而界面强度较低时,层间剪切破坏面断面的主要特征则是纤维和基体间的界面脱粘,分层表面看不到齿状树脂块,但可以看到大量的裸露纤维和不规则的树脂残块,同时横断面参差不齐,有较多的纤维拔出,留下较多的孔洞,且拔出纤维较长,表面光滑。可见,在一定程度上正是由于基体强度和界面的结合状态决定了复合材料的破坏形式。
图3是常温干态条件下各复合材料横断面的SEM照片。图3(a)为CCF300/QY8911(A上浆剂)复合材料的断面,可以看到其断口不齐,因纤维拔出而留下的孔洞较多,且纤维拔出长度较长,表面光滑,表明该复合材料界面黏结强度不高。图3(b)中的CCF300/QY8911(B上浆剂)复合材料的断口也较为混乱,可以看到大量拔出的光滑纤维以及因纤维拔出而留下的孔洞,表明该复合材料的界面黏结强度也不高。图3(c)为T300/QY8911复合材料的横断面照片,可以看到,断口较为平整,且拔出纤维较短,与前面两种复合材料差别较大,表明其具有较高的界面性能。因此,通过比较可知,在常温干态条件下,国产炭纤维复合材料的失效模式与T300复合材料不同。
(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911
(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911
2.3 湿态条件下复合材料失效模式对比分析
湿态环境下炭纤维复合材料微观结构可诱发变形、内应力、损伤、开裂等而使层间剪切强度降低,水从纤维与树脂的界面以及层间向内扩散,从而引起树脂的溶胀,但是纤维则部分约束了溶胀。所以,这会导致内应力的产生,而且水分会使基体柔化,从而对层间剪切强度产生较大影响。同样,由于纤维与基体热膨胀系数的差异,在高温条件下必然会在界面产生内应力,进而影响层间剪切强度。因此,如果是在高温和高湿的双重作用下,复合材料的界面将受到更为严重的影响,进而使得层间剪切强度更加依赖于界面的性能。试件的横向剖面也能较为准确地反映复合材料界面黏结强度信息。文献[12]中描述了界面黏结强度的不同对于复合材料损伤过程的影响。通常情况下损伤的起始方式有两种:一种为基体开裂,另一种为界面脱粘。而主要发生哪种损伤起始,主要取决于界面的黏结强度与基体开裂强度的相对大小。
当界面黏结强度大于基体开裂强度时,则损伤的起始方式为基体开裂,如图4所示。图中τ表示切应力,σc,max表示最大压缩应力,σt,max表示最大拉伸应力,在纯剪切条件下,基体承受的主应力方向与纤维轴向成45°夹角,因此基体裂纹的开裂角度也为45°。图5为观察到的某复合材料中实际的基体裂纹开裂角度及裂纹形貌,可知与理论分析较为符合。同时,随着载荷的增加,基体裂纹也逐渐增加,最后各个裂纹之间相互连通,进而造成试件的最终破坏。但是在这个过程中,随着界面黏结强度的相对强弱不同,裂纹的连通方式也有所不同(图6)。当界面黏结强度相对较低时,裂纹会沿着界面扩展,进而将各个基体裂纹连通,此时在横向剖面观察到的将是呈凸状的剪切破坏基体,其底部与纤维垂直,而头部呈现弯曲的塑性变形(图6(b));而当界面黏结强度相对较高时,在基体裂纹之间产生新的裂纹,以非自相似的形式将各个基体裂纹连通,进而产生“齿”状基体,齿面朝同一方向倾斜,树脂块站立方向与纤维轴向垂直,而且越细的“齿”状基体表明纤维与基体的黏结强度越高(图6(a))。
上述为界面黏结强度大于基体开裂强度时的损伤起始及裂纹扩展方式。而当黏结强度小于基体开裂强度时,则损伤的起始方式通常为界面脱粘。此时裂纹沿界面扩展,将纤维与基体剥离,则可以观察到较多的光滑纤维,而基体受三向应力剪切变形,出现较多的碎脂。但是大多数情况下,某种复合材料的层间剪切破坏并非单纯的上述某一种形式,而通常为上述两种损伤形式的组合,只是可以通过观察哪一种形式占主导来判断该复合材料的界面黏结状态。
(a)齿状裂纹;(b)凹凸状裂纹(a)dentiform mode of crack connecting;(b)concavo-convex mode of crack connecting
图7是国产炭纤维CCF300/ QY8911(A上浆剂)、CCF300/ QY8911(B上浆剂)与T300/QY8911三种复合材料常温湿态条件下断口的SEM照片。从图7(a)中可以看到,纤维与基体界面受侵蚀较为严重,纤维与基体剥离非常明显,因此其损伤的特征为纤维与基体脱粘,同时可以观察到纤维与基体剥离后,表面光滑,黏结的树脂较少,基体剪切破坏呈现塑性变形,但没有明显“锯齿”状。因此可以判断,该复合材料的界面黏结强度较低,低于基体的开裂强度,主要的损伤形式为界面脱粘。图7(b)中,CCF300/QY8911(B上浆剂)复合材料界面受侵蚀的状态也较为明显,可以看到大量的碎基,虽然没有观察到单根的纤维完全从基体中剥离出来,但是界面脱粘破坏的特征也较为明显,因此表明该复合材料也具有较低的界面性能,其损伤形式也主要为界面脱粘。图7(c)为T300/QY8911复合材料,可以看到,其破坏剖面较为整齐,纤维与基体界面受侵蚀程度较轻,仍然保持了较好的黏结状态。同时,整个基体呈现密集的“锯齿”状,这与前面的理论分析较为吻合。表明该复合材料具有较好的界面性能,其界面黏结强度大于基体的开裂强度,其破坏特征主要为基体的剪切破坏。
(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911
(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911
通过三种复合材料常温湿态条件下的横向剖面SEM照片可以看出,CCF300/QY8911(A,B上浆剂)两种复合材料具有较弱的界面性能,黏结强度低于基体的开裂强度;T300/QY8911复合材料则具有较好的界面性能,黏结强度高于基体的开裂强度。因此,建议CCF300/QY8911(A,B上浆剂)两种复合材料改善其常温湿态条件下的界面性能。
3 结论
(1)从性能数据上来看,国产炭纤维复合材料的剪切性能基本与T300复合材料接近,但是在高温高湿条件下的剪切性能有一定差距。
(2)对复合材料剪切失效模式与损伤机理影响较大的因素为纤维与基体的界面性能,界面强度与基体强度的相对高低直接决定了裂纹的扩展方式。
(3)A,B两种上浆剂对于复合材料失效模式的影响较小,但A上浆剂抗高温高湿性能比B上浆剂稍差。
(4)国产炭纤维复合材料要得到更为广泛的应用,还需改善其界面性能,特别是高温高湿条件下的界面性能。
参考文献
[1]闻荻江.复合材料原理[M].武汉:武汉理工大学出版社,1998.
[2]益小苏.先进复合材料技术研究与发展[M].北京:国防工业出版社,2006.
[3]赵稼祥.民用航空和先进复合材料[J].高科技纤维与应用,2007,(2):6-10.
[4]赵稼祥.炭纤维复合材料在民用航空上的应用[J].高科技纤维与应用,2003,28(3):1-4,35.
[5]赵稼祥.炭纤维在美国国防军工上的应用[J].高科技纤维与应用,2003,28(1):6-9.
[6]霍肖旭,刘红林,曾晓梅.炭纤维复合材料在固体火箭上的应用[J].高科技纤维与应用,2000,25(3):1-7,20.
[7]赵渠森.QY8911树脂系列及其工程应用[J].工程塑料应用,1995,23(1):1-8.
[8]习年生,于志成,陶春虎.纤维增强复合材料的损伤特征及失效分析方法[J].航空材料学报,2000,20(2):55-63.
[9]李书乡,马全胜,刘清田.国产炭纤维现状及CCF300质量稳定性提高[J].材料工程,2009,(S2):207-210.
[10]卢天健,嵇醒,顾星若.环氧复合材料基体对层间剪切强度的影响[J].西安交通大学学报,1990,24(3):23-29.
[11]贺鹏飞,吴人洁.复合材料内部损伤发展的理论研究[J].上海交通大学学报,1994,28(3):17-22.
[12]贺鹏飞,吴人洁,王浩伟,等.基体、界面对单向层合板面内剪切强度的影响[J].材料科学与工程,1994,12(3):18-22.
炭纤维复合材料加固 篇2
关键词混凝土;碳纤维布;应用
中图分类号TU746.3 文献标识码A文章编号1673-9671-(2010)051-0135-01
近年来,纤维类材料在土木工程中的应用一直是国内外研究的热点。在所有这些纤维材料中,碳纤维材料是迄今为止应用于土木工程领域最早、技术最成熟,也是使用量最大的一种高科技材料。碳纤维材料具有高抗拉强度、高弹性模量、耐腐蚀、耐久性能好等优点,运用在加固工程中有施工方便,无需任何夹具、模板,能适应各种结构外形的补强而不改变构件外形尺寸,可多层粘贴,并能有效地封闭混凝土的裂缝,同时不增加结构自重的特点,经济合理。所以碳纤维材料常用于混凝土结构的抗震、抗剪和抗弯加固。论文重点介绍粘贴碳纤维材料加固土结构的原理和加固效果。
1常用混凝土结构维修加固技术
目前工程上常用的钢筋混凝土结构补强加固方法主要有:①加大截面加固法。加大截面加固法是通过增加原构件的受力钢筋同时在外侧重新浇筑混凝土以增加构件的截面尺寸来达到提高承载力的目的其优点是可以在增加构件承载力的同时增大其刚度和变形能力部分情况下也可以加强连接的可靠性。②外包钢加固法。外包钢加固法是用乳胶水泥环氧树脂化学灌浆或焊接等方法对梁柱外包型钢进行加固此方法主要是通过约束原构件来提高其承载力和变形能力。③预应力加固。预应力加固方法是通过预应力钢筋对构件施加体外预应力以承担梁屋架和柱所承受的部分载荷从而提高构件的承载力。④粘钢加固。粘钢加固混凝土结构在二十世纪六十年代开始出现由于粘钢加固用于加固混凝土结构的方法施工简单快捷施工时对生产活动和人们生活影响较小并且加固效果较好因此这种技术在二十世纪七十年代和八十年代在世界范围内得到了广泛的应用。粘钢加固是在混凝土表面用特制的建筑结构胶粘结钢板是提高结构承载力和抗变形抗裂能力的一种实用方法。⑤玻璃钢加固。玻璃钢是一种复合材料,它的膨胀系数与混凝土的线膨胀系数相接近,且具有比强度高、电磁绝缘性好等优点,可分别在梁底而和侧而粘贴玻璃钢来增强钢筋混凝土梁的抗弯和抗剪承载力,并改善梁的变形性能。但玻璃钢是热塑性的,这使得用玻璃钢加固的结构在高温或冷热循环条件下容易变形,并可能影响加固的效果,存在安全性的隐患。
2碳纤维材料加固技术的特点和优越性
1)碳纤维材料的化学稳定性能优异。该材料具有很强的抗酸性、抗碱性、抗盐性、抗紫外线和防水等功能。同时它也具有良好的适应温度稳定性。如果我们将防火涂料涂抹在碳纤维材料外表面则可以将它应用到防火加固工程中去。我国在许多旧烟囱的维修加固工程中也有广泛的应用。碳纤维材料可以很好地增强建筑结构对外部环境的适应能力,延长建筑结构物的使用寿命。
2)碳纤维材料的物理力学性能优异。该材料的优异的物理力学性能使它可以有效应用于结构物的抗弯、抗剪、抗压、抗疲劳、抗震、抗风、控制裂缝和挠度的补强工程,并且可以取得优异的加固补强效果。
3)碳纤维材料的质量轻、强度高,用它加固的结构体可通过装饰后,不留加固痕迹,不影响结构体外观。它质量轻、强度高的特点使它可以在基本不增加结构体积和不改变结构外形的情况下加固结构体。
4)粘贴碳纤维材料加固混凝土技术的施工工序非常简单、便捷。当它在加固施工时不需要启用大型工程器械,仅需要采用小型电动工具操作。
3碳纤维布加固混凝土结构的应用施工要点
1)施工前的准备作业、基面处理要求。①混凝土基面的清理:先用钢丝刷将表面松散浮渣刷去,然后用壓缩空气清除粉尘;再用丙酮或无水酒精擦拭表面,也可用清水冲洗,但必须保证混凝土基面充分干燥后才能进行下一道工序的施工。②涂刷底胶:按比例准确配制底胶并搅拌均匀,从而确保粘接质量,当底胶超过时间绝对不能使用;将配制好的底胶均匀地涂抹在混凝土基面,注意直横均匀涂抹和底胶的自然风干。当底胶硬化后,发现在表面有凸起部分时,要再用磨光机或砂纸打光,待底胶完全干燥后,才可以进行下道工序的施工。③粘贴面的修补:为确保加固效果,如果发现粘贴面上有凹入部位或气孔,必须先用找平胶进行修补找平,保证粘贴面的平整后,等找平胶干燥后才允许进入下一道工序的施工。④粘贴碳纤维布:依设计尺寸大小裁剪出需要的碳纤维布,根据现场施工经验和作业空间确保下料长度,如果遇到有需要进行接长的情况,接头长度要求不得小于15cm;施工时要注意控制下料数量,下料数量要求以当天能用完的量为准;粘贴碳纤维布时,根据设计位置由上而下,有左至右有秩序地粘贴,并以滚筒压挤粘贴片,使得碳纤维布与浸渍树脂充分结合,同时去除气泡;确保观察贴片是否粘贴密实,若发现有间隙或气泡,要求及时处理。保证不出现间隙或气泡。⑤罩面防护处理:粘贴完碳纤维布后,要在其表面再均匀涂抹一层浸渍树脂,自然风干;确保材料表面已充分风干结合后,再在其表面涂抹罩面胶或采取其它防护措施处理。
2)粘贴施工要求。①对需要加固的混凝土结构基面要求:碳纤维布加固混凝土结构技术是依赖碳纤维布与结构表面的粘贴有效率,所以要求基面的混凝土强度等级不得低于C15。同时要求被加固混凝土结构具有良好的保护层,并且基面要求平整。②碳纤维布的粘贴:碳纤维布加固混凝土构件时,要求采用薄布多层的粘贴方法,从而确保与粘结材料充分浸润。对于受弯构件,最好在受拉区沿轴向粘贴碳纤维布进行加固,并且在主纤维方向的断面端部附近进行必要的锚固处理措施。③碳纤维布的搭接与截断:粘贴碳纤维布加固混凝土时,最好不要沿主纤维方向的搭接,特别是用于受拉构件和弯拉构件受拉区的加固。根据国内外实验研究表明:碳纤维布与混凝土粘结应力主要集中于端部10cm范围内,产生的粘结破坏是脆性的,同时粘结应力一般不会产生扩展。所以遇到碳纤维布必须搭接时,搭接部位要求必须避开构件的应力最大区范围,同时搭接长度必须不小于10cm,搭接端部必须平整无翘曲。多层搭接的各层接口位置,不可以在同一截面,每层的接口位置的净距最好大于20cm。④工程中选用的碳纤维布及其配套粘结材料,必须有厂家所提供的材料检验证明和合格证。
3)粘贴结材料的配合比控制。粘贴用胶结材料的配合比必须严格控制,它是粘贴加固质量和效果能否得到保证的关键环节,在配料时要求严格按使用配合比备料,在有条件的地方最好先进行粘结试验,将配合比不能达到加固设计对胶结材料的使用要求时,不允许应用于施工。
4)其它。①施工温度控制。环氧树脂在低温条件下固化比较缓慢,一般直选择在15°-28°的温度条件下进行施工。如果遇到在气温较低时施工,必须采取加温养护措施,譬如用紫外线灯烘烤。②应保持成型所需要的压力。混凝土梁板加固时,大多数都是在梁的底面进行,由下而上进行粘贴。如果成型时施加的压力不足,就会造成与混凝土之间粘合不够紧密,导致补强层材料发生脱落,会影响加固的效果。
4结束语
总之,新型材料碳纤维在我国引进和应用于粘贴碳纤维加固混凝土的技术时间不长。但该项技术在越来越多加固项目中得到应用,其优异的性能在混凝土结构加固工程中得到充分的体现。相信碳纤维加固修复技术会越来越成熟和完善。
参考文献
[1]张晶.采用碳纤维加固预防砼板裂缝产生[J].安徽建筑工业学院学报,2005.
[2]袁海军,姜红.建筑结构检测鉴定与加固手册[M].中国建筑工业出版社,2003.
炭纤维复合材料加固 篇3
1 实验材料与参数
炭纤维织物复合材料为T700炭纤维增强环氧树脂,由江苏恒神纤维材料股份有限公司提供,形状为六面体,尺寸为20mm×10mm×8mm,纤维取向呈现不同的排布形式,即纤维垂直且平行于摩擦面(N取向)以及编织状纤维平行于摩擦面(P取向)。
对磨幅选用工业用轴承用钢球GCr15,直径=40mm,表面粗糙度Ra=0.04μm。实验前,先对复合材料样品进行打磨抛光,然后用水和丙酮混合液清洗表面,并置于真空烘箱40℃下烘干48h。采用复合材料固定不动、GCr15钢球按一定角度做往复旋转运动的球/平面接触方式对炭纤维织物复合材料进行研究,其纤维取向示意图如图1所示。
图1纤维取向示意图(a)纤维平行且垂直于摩擦表面(N);(b)编织纤维平行于摩擦表面(P)Fig.1 The schematic diagrams of fibers orientation(a)fibers both parallel and vertical to the surface(N);(b)weave fibers parallel to the surface(P)
实验参数:角位移幅值θ=0.25,5°和25°,法向载荷Fn= 200N,环境为室温(23±3)℃,干态。扭动微动磨损实验后,通过光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)进行磨斑形貌观察;通过电子能谱(EDS)来分析磨斑微区的化学成分。
2 结果与讨论
大量扭动微动磨损的研究表明,其动力学行为须借助于摩擦扭矩T-角位移幅值θ曲线来分析[16]。图2为θ=0.25、Fn=200N时部分滑移区T-θ 动力学曲线图。可以看出,不管是N取向还是P取向,炭纤维织物复合材料动力学曲线均随循环周次增加呈线性关系,且摩擦扭矩增长幅度不大,说明此时接触表面的扭转变形由弹性变形来协调。其摩擦表面中心黏着,边缘产生微滑而出现轻微的磨损(图3)。表明接触表面的微动均处于部分滑移状态,即微动运行于部分滑移区。
图4为法向载荷不变、θ=5°时,混合区的T-θ 动力学曲线图。可以看出,曲线形状发生了明显改变,从初始循环到1000 次循环曲线均呈平行四边形状;前100次循环(图5(a)),摩擦扭矩变化不大,随循环周次增加摩擦扭矩逐渐增大,到700次循环后摩擦扭矩达到稳定状态。说明在扭动微动过程中,随循环周次增加,微动表面间扭动变形变得更加困难;摩擦耗散能均呈现逐渐增大的趋势(图5(b))。从θ=0.25°到θ=5°,摩擦耗散能增长幅度不大。当在滑移区时,摩擦耗散能增长较快,是因为在扭动微动过程中耗散了较多能量的缘故。
图6给出了随循环周次的增加磨痕的形貌演变图。可见,不管是N取向(图6(a-1),(b-1),(c-1))还是P取向(图6(a-2),(c-2),(c-2)),随着循环周次的增加,磨痕均呈现黏着区逐渐减小的规律,其中P取向黏着区几乎消失,说明P取向更有利于界面的相对滑动,微动更容易进入完全滑移状态;根据扭动微动运行区域特性,结合T-θ 曲线和磨痕形貌的演变,可以判断此时微动处于混合区。
图7为法向载荷不变、θ=25°时滑移区的T-θ 动力学曲线图。可知,在整个循环周期内曲线形状呈现平行四边形状,其摩擦扭矩值变化规律与θ=5°时类似,均随循环周次的增加而增大。然而对于P取向,炭纤维织物复合材料在800次循环时扭矩值开始减小,到1000循环周次时达到稳定,这可能是纤维与复合材料基体破裂致使转矩值出现了波动(图5(a)),说明纤维取向对损伤的抵抗作用存在差异。总之,扭动微动在两个纤维取向排布中均运行于完全滑移状态。
图2部分滑移区T-θ动力学曲线(θ=0.25°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle Fig.2 T-θkinetics curves at partial slip regime region(θ=0.25°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle
图3部分滑移区微观形貌光镜图(Fn=200N,θ=2°,N=103cycle)(a)N取向;(b)P取向Fig.3 The OM micrographs of partial slip regime region(Fn=200N,θ=2°,N=103cycle)(a)N-orientation;(b)P-orientation
在相同循环周次与角位移幅值下(图2和图4),N取向的接触刚度均小于P取向,这可能是因为摩擦表面在扭动微动过程中主要承受扭转应力与剪切应力。在N取向发生扭动微动时,因大量炭纤维垂直于扭动微动表面(纵向力学性能优异),能承受较大的扭动与弯曲变形而不折断(纤维受聚合物基体保护),使摩擦表面弹性变形大以协调微动相对运动。而在P取向时,纤维取向均平行与摩擦表面,当发生扭动微动时,因为纤维与基体的结合面成为薄弱环节,使得纤维更容易产生磨损而破坏,图8滑移区的结果(θ=25°)证实了这一点。整个循环周期内,可以观察到在T-θ 曲线滑移部分出现一定的波动,这可能与炭纤维发生破碎与断裂而产生的摩擦振动有关。
从图3形貌中可看出,在部分滑移区,不管是N取向还是P取向,微滑仅发生在接触边缘,且损伤极轻微。在混合区(图6),N取向和P取向的微动损伤区宽度随循环周次逐渐增大,损伤明显强于部分滑移区。而在滑移区(图8),两取向的接触区全部发生了较为严重的磨损,且形成了大量磨屑。但与金属材料对比来看[16],炭纤维织物复合材料具有较好的抗扭动微动磨损性能。
通过比较P取向和N取向对微动摩擦性能的影响,可以发现,在混合区随着循环周次的增加,微动磨损区半径逐渐增大,且P取向显著大于N取向(图9微动损伤区半径Rd=a-b,a和b分别为圆形磨损区域的外边缘与内边缘的半径),这可能是因P取向纤维排布方向的纤维取向均平行于摩擦面,发生扭转时,扭转力主要施加在横向纤维上,纤维容易被拨出和断裂(图10(a)),而且层间易滑移,致使磨损区域较大。而在N取向,因纤维被基体包裹,损伤明显降低,显著减少了磨损。在微动磨痕边缘观察到黑色磨屑(图6(c-1)),EDX分析表明,除C元素外还含大量铁元素以及O元素,这主要是对磨副GCr15 球形成了磨屑并发生氧化所致。 从磨痕形貌可以看出,磨粒磨损是磨损的主要机制。图10为混合区N纤维取向与P纤维取向的SEM形貌图。可知,炭纤维织物复合材料的扭动微动磨损机制为磨粒磨损和氧化磨损。
图4混合区T-θ动力学曲线(θ=5°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle Fig.4 T-θkinetics curves at mixed regime region(θ=5°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle
图5扭动微动摩擦扭矩(a)和摩擦耗散能曲线(b)(Fn=200N,N=103cycle)Fig.5 Friction torque of torsional fretting(a)and friction dissipated energy curves(b)(Fn=200N,N=103cycle)
图6混合区N取向(1)和P取向(2)纤维微观形貌随循环周次演变图(Fn=200N,θ=5°)(a)100cycle;(b)500cycle;(c)1000cycle Fig.6 The evolution micrographs for N-orientation(1)and P-orientation(2)fibers at mixed regime region with increasing cycles(Fn=200N,θ=5°)(a)100cycle;(b)500cycle;(c)1000cycle
图7滑移区T-θ动力学曲线(Fn=200N,θ=25°)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle Fig.7 T-θkinetics curves at slip regime region(Fn=200N,θ=25°)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle
图8滑移区不同取向纤维微观形貌光镜图(Fn=200N,θ=25°,N=103cycle)(a)N取向;(b)P取向Fig.8 The OM micrographs of differen orientation fibers at slip regime region(Fn=200N,θ=25°,N=103cycle)(a)N-orientation;(b)P-orientation
图9混合区不同循环周次下Rd柱状图(Fn=200N,θ=5°)Fig.9 The bar graph of damage circle radius with different number of cycles at mixed regime region(Fn=200N,θ=5°)
3 结论
(1)炭纤维织物复合材料与金属材料一样,同样存在3个微动运行区域,即部分滑移区、混合区以及滑移区。
图10混合区不同取向纤维扫描电镜微观形貌图(Fn=200N,θ=5°)(a)P取向;(b)N取向Fig.10 SEM micrographs of different orientation fibers at mixed regime region(Fn=200N,θ=5°)(a)P-orientation;(b)N-orientation
(2)炭纤维织物复合材料的扭动微动磨损较轻微,有较好的抗扭动微动性能,其磨损机制主要为磨粒磨损和氧化磨损。
炭纤维复合材料加固 篇4
结构性炭纤维复合材料国家工程实验室由中航工业航材院、制造所、哈飞、西飞、沈飞、成飞及威海扩展有限公司、北京航空航天大学、南京航空航天大学、中国航天科技集团航天特种材料与工艺研究所和中国航天科技集团公司第四研究院43所十一家科研院所、高等院校和企业组建而成。
实验室揭版仪式于2010年5月28日在中航工业航材院举行。结构性炭纤维复合材料国家工程实验室是应用研究成果向工程技术转化的有效渠道, 是产业化自主创新的重要源头和提升企业创新能力的支撑平台。实验室的建立对于复合材料产业的形成和发展具有非常重要的意义。
炭纤维复合材料加固 篇5
关键词：自然老化,复合材料,环氧树脂,力学性能
炭纤维复合材料以其高比强度与比模量、优异的抗疲劳性能、耐腐蚀性能与可设计性强等特点已广泛应用于航空航天等高科技领域[1]。尽管复合材料具有很好的耐腐蚀性能,但聚合物基复合材料在自然环境下使用,受到热、氧、光、微生物、力、化学介质甚至电等环境因素的综合作用,这些环境因子通过不同机制作用于复合材料,导致其性能下降、状态改变、直至损坏变质,出现发硬、变黏、变脆、变色和失去光泽等特性,这些变化和现象称为自然环境老化[2]。
为验证复合材料的耐久性,复合材料的耐老化性能引起了学术界的关注,近几十年来,科研工作者做了大量的研究工作,特别是复合材料人工加速老化的研究,主要包括湿热老化[3,4,5]、化学侵蚀老化、紫外线加速老化等,相对而言,自然老化的研究进行的较少。针对南海地域的自然环境,将航空工业中大量应用的T700/5288炭纤维增强环氧树脂复合材料放置于位于海南省万宁市兵器工业自然环境试验中心,经过自然老化3年后,研究其力学性能与热性能,以此了解热带海洋性气候对复合材料性能的影响。
1 实验
1.1 实验材料
(1)单向炭纤维增强环氧树脂T700/5288复合材料层合板,厚度1.85～1.88mm,由北京航空材料研究院提供。
(2)准各向同性铺层[45/0/-45/90]2s的炭纤维增强环氧树脂T700/5288复合材料层合板,厚度为1.85～1.88mm,由北京航空材料研究院提供。
1.2 实验方法
(1)暴晒场地
暴晒场地为海南省万宁市。
(2)微观形貌与元素分析
老化试样表层微观形貌采用S4800N型扫描电子显微镜(SEM)观察。通过扫描电镜附带的能量散射X射线谱(EDX)进行复合材料表面与内部的元素半定量分析。
(3)复合材料力学性能的测试
试样拉伸试验采用宏达2402试验机进行测试;试样压缩试验、弯曲试验、层间剪切试验采用宏达9102试验机进行测试。复合材料纵向拉伸强度与模量按GB/T 3354—1999方法测试;复合材料纵向压缩强度与模量按GB/T 3856—2005方法测试;复合材料横向压缩强度与模量按GB/T 3856—2005方法测试;复合材料层间剪切强度按GB/T 3357—82方法测试;复合材料弯曲强度与模量按GB/T 3356—1999方法测试。
(4)动态热机械分析(DMTA)
采用DMA Q800型动态机械仪测试分析复合材料老化试样的动态力学性能,测定改性树脂的力学损耗因子(tanδ),取tanδ曲线峰值位置所对应的温度为玻璃化转变温度Tg。测试条件:拉伸模式,频率1Hz,温度范围RT～300℃,升温速率5℃/min,空气气氛。
2 结果与讨论
2.1 微观形貌分析
两块T700/5288经过自然老化3年后,原本光滑平整的平面,均有表层纤维外露现象,可以观察到表层纤维起毛并散乱的现象。通过切割试样可以明显发现,表层边缘出现严重起毛现象。
图1为老化试样的扫描电镜照片,图1(a),(c)为老化试样表层的形貌,显示老化试样表层的树脂几乎完全降解,裸露出的纤维表层只附带很少的树脂颗粒,纤维与纤维之间有大量空隙无树脂填充,并有部分纤维完全脱离层合板表面出现纤维紊乱现象。将表层纤维去除,通过图1(b),(d)观察内部微观结构可知内部纤维间完全浸润树脂,纤维与纤维之间树脂无空隙。
(a)单向层合板表层;(b)单向层合板内部; (c)[45/0/-45/90]2s铺层层合板表层;(d)[45/0/-45/90]2s铺层层合板内部
(a)the surface of 0°-orientated laminates; (b)the inner of 0°-orientated laminates;(c)the surface of [45/0/-45/90]2s laminates;(d)the inner of [45/0/-45/90]2s laminates
2.2 老化试样元素分析
通过扫描电镜附带的X射线电子能谱(EDX)进行复合材料表面与内部的元素半定量分析,得到结果如表1所示。
纤维主要成分为碳元素,树脂可分析的主要成分为碳元素、氧元素与少量硫元素。由此可以通过氧元素的丰度来表征复合材料表层纤维的老化降解程度。通过数据对比来看,试样内部氧元素含量更高,也即树脂含量更高,并有少量硫元素存在,而试样表层氧元素丰度低,并且没有检测到硫元素,这是由于试样表层树脂降解更加严重,随着树脂老化降解的发生,氧元素与硫元素大量流失。在试样表层探测到了氯元素的存在,表征了表层含有少量NaCl,表明海南岛的热带海洋性气候对试样有盐介质的化学腐蚀作用。
通过老化试样表面微观结构的分析与元素分析可知,表面树脂发生了严重老化降解,其中影响最严重的为热氧老化与光氧老化过程。自然光中的可见光和红外线被复合材料表面吸收,在吸收部位变为热能使该处温度升高,促进氧化反应,会使复合材料基体发生热氧老化。热氧老化是高聚物在高温环境下与活性氧产生自由基而引发的自动催化过程。高分子链段会在氧的存在下发生断链生成自由基,活性自由基可能会组合生成小分子物质而流失。光氧老化是由于复合材料暴露在太阳光的情况下,基体会吸收紫外光而发生一系列复杂而有害的过程,这一过程为大气环境中的光氧老化。根据Einstein光化学当量法则(光化学第二法则),高分子老化行为主要取决于高分子材料吸收的单个光子能量与高分子材料的键能,当光子所具有的能量大于或等于高分子的键能时,会引发基体材料发生断链或使基体材料的分子电子轨道处在激发态,与大气中的活性氧发生反应,从而引发光氧化反应。
正是由于这两种老化机理的存在使老化试样表面树脂基体大量损失,出现表面纤维裸露,表面纤维起毛等现象,也由此影响了下面分析的力学性能与热性能等。
2.3 静态力学性能分析
表2为复合材料试样老化前后力学性能对比数据。通过数据可知,自然老化对复合材料的压缩性能影响最为严重,纵向拉伸性能与弯曲性能略有提高,而压缩性能下降。其中纵向压缩强度性能降低19%,横向压缩强度降低14%。
由于复合材料的老化主要破坏形式为树脂基体的降解老化,对纤维没有影响,因此表现出了纵向拉伸与弯曲性能的不变或略有提高,而压缩性能是由纤维与基体共同承担,从而造成树脂基体的老化对其力学性能的影响比较严重。
2.4 动态热机械分析
图2为测试自然老化3年后试样的DMTA谱图,通过谱图可知其玻璃化转变温度为180℃。未老化试样Tg为207℃,经过3年自然老化后,试样Tg降低27℃。这是由于复合材料在长期外置过程中,除发生物理老化过程外,还发生了化学降解过程。复合材料基体在太阳光紫外线作用下,发生了共价键破坏的现象,使聚合物内的惰性官能团生成了活性自由基,从而引发材料的光降解过程;紫外线还通过引发和促进氧对树脂的作用,引发复合材料的热氧老化过程。由于光降解与热氧老化的存在,使树脂的化学链发生断裂,交联密度降低,从而造成Tg下降。
3 结论
(1)通过试样的微观形貌分析,试样表面出现了裸露纤维,表层树脂含量低。
(2)老化试样的纵向压缩强度与横向压缩强度降低,其他表征力学性能基本不变。
(3)老化试样玻璃化转变温度降低。
(4)试样在海南地区放置3年后,树脂基体出现了老化现象,表层树脂甚至出现了化学降解,并因此造成了力学性能与热性能的下降。
参考文献
[1]陈祥宝.先进树脂基复合材料的发展[J].航空材料学报,2000,20(1):46-54.
[2]李晓刚,高瑾,张三平,等.高分子材料自然环境老化规律与机理[M].北京:科学出版社,2011.7-8.
[3]吕小军,张琦,马兆庆,等.湿热老化对炭纤维/环氧树脂基复合材料力学性能影响研究[J].材料工程,2005,(11):50-53.
[4]过梅丽,肇研,许凤和,等.先进聚合物基复合材料的老化研究—I:热氧老化[J].航空学报,2000,21(增刊):62-65.
[5]CANDIDO G M,COSTA M L,REZENDE M C,et al.Hygro-thermal effects on quasi-isotropic carbon epoxy laminates with machined and molded edges[J].Composites Part B:Engineering,2008,39(3):490-496.
[6]吕新颖,江龙,闫亮.碳纤维复合材料湿热性能研究进展[J].玻璃钢/复合材料,2009,(3):76-80.
[7]黄力刚,杨志忠,阎宏,等.复合材料耐碱性能的研究[J].纤维复合材料,2008,(1):45-48.
[8]詹茂盛,刘德顺.玻纤增强环氧树脂复合材料的酸雨循环老化性能与机理[J].玻璃钢/复合材料,2007,(3):28-32.
[9]SHOKRIEH M M,BAYAT A.Effects of ultraviolet radiation on mechanical properties of glass/polyester composites[J].Journal of Composite Materials,2007,41(20):2443-2455.
炭纤维复合材料加固 篇6
以T800为代表的高强中模型炭纤维是新一代复合材料的主选增强材料[5]。但其纤维单丝直径较小, 表面结晶结构完整使其表面惰性高[6], 导致表面性能与T300和T700级炭纤维相比相差较大, 与通用树脂浸润性较差, 界面结合性能较低, 在复合材料中难以发挥出其应有的性能[7]。此外, T800级炭纤维在我国目前尚处于起步阶段, 围绕其所开展的基础性研究工作也不充分, 因此研究国产T800级炭纤维特性, 对开发与之相适应的配套树脂体系, 提升国产T800级炭纤维复合材料的性能具有重要意义。
本工作采用扫描电镜 (SEM) 、原子力显微镜 (AFM) 、X射线光电子能谱 (XPS) 等手段观察分析了两种国产T800级炭纤维的表面物理、化学特性, 并通过单丝断裂实验研究了国产T800级炭纤维/环氧树脂复合材料在干态和湿热环境下的微观界面剪切强度, 探讨了国产T800级炭纤维表面特性与其复合材料界面性能之间的内在关联。
1 实验材料与方法
1.1 实验材料
本研究中使用炭纤维A (CF-A) 和B (CF-B) ;LY-1环氧树脂由沈阳东南化学研究所提供;甲基六氢苯酐由上海秉奇化工科技有限公司提供;丙酮 (化学纯级) 由青岛凯特化工有限公司提供。
1.2 实验方法及条件
去浆前后炭纤维的表面形貌观察[8], 采用ZEISS SUPRA 55VP型场发射扫描电镜, 加速电压为20kV。
去浆前后炭纤维的表面三维形貌图和表面粗糙度表征[9], 采用Veeco D3000型原子力显微镜微探针扫描, 轻敲模式, 悬臂的弹性常数为32N/m, 扫描面积为3μm×3μm。粗糙度采用Nano Scope软件分析。
去浆前后炭纤维表面的化学成分分析[10], 采用Thermo VG ESCALAB250型X射线光电子能谱仪, 官能团种类和所占比例采用XPS-peak软件分峰处理得到。
复合材料的微观界面剪切强度采用单丝断裂实验测试, 拉伸速率为2μm/s。实验过程中, 对偏光显微镜下的光弹花样进行视频成像, 并测量、统计单丝断裂长度[11], 基于Kelly-Tyson模型计算复合材料微观界面剪切强度[12]。
去浆炭纤维采用索氏萃取法以丙酮为溶剂抽提72h后干燥得到, 由此还可测得上浆炭纤维A和B的上浆量分别为1.19%和1.10%。T800级炭纤维/LY-1单丝复合材料体系试样湿热处理条件为71℃水浴浸泡500h达到饱和吸湿状态, 吸湿后的试样在71℃环境下烘72h至水分完全去除。
2 结果与讨论
2.1 炭纤维表面形貌
两种炭纤维去浆前后的表面形貌如图1所示。由图1 (a) , (b) 可见, 两种上浆国产T800级炭纤维表面存在沿纤维轴向分布的沟槽结构, 但沟槽较浅;由图1 (c) , (d) 可以发现, 两种去浆炭纤维表面沟槽较上浆炭纤维表面沟槽深度要深。这是由于在炭纤维上浆过程中, 表面张力的作用使上浆剂在炭纤维表面铺覆, 沟槽处填充的上浆剂多有利于表面能降低, 表面积减小, 从而表现为上浆炭纤维表面更加光滑[13]。
2.2 炭纤维表面粗糙度
两种炭纤维在原子力显微镜下表面形貌如图2所示。上浆炭纤维表面沿轴向分布沟槽较多, 表面局部区域上浆剂不均匀, 表现为一些“凸起”。而相对于上浆炭纤维, 去浆炭纤维表面则出现更深的沟槽, 呈“山脊”状, 粗糙度显著增加。
对去浆前后炭纤维表面不同区域的粗糙度进行统计, 得到两种炭纤维去浆前后的平均粗糙度, 见表1。可以发现, 两种上浆炭纤维A和B表面粗糙度相当, 而去浆后两种炭纤维表面粗糙度都有所增加, 其中去浆炭纤维A表面粗糙度增幅更大, 这与原子力显微镜下炭纤维A表面沟槽较宽较深的观察结果一致。这种沟槽在上浆过程中对上浆剂引流作用较强, 上浆后表面更加光滑[14]。
2.3 炭纤维表面化学特性
对炭纤维表面采用XPS全扫描, 得到两种炭纤维去浆前后表面元素成分及含量, 如表2所示。炭纤维表面元素主要为碳、氮、硅、氧等元素。炭纤维的表面活性可以用O/C比来表示, 含氧官能团不仅可以提高炭纤维的表面能, 还可与树脂反应形成化学键提高界面粘接强度, O/C值越高, 其表面活性越大, 化学键合力越强[15]。从表2可以发现, CF-A表面的O/C比高于CF-B, 其表面含氧活性官能团更多。
图3为两种炭纤维去浆前后XPS分峰图, 表3为两种炭纤维表面C1s峰拟合结果。由图3和表3可知, 两种炭纤维表面的活性官能团主要是以—C—OH或—C—OR、为主。相对于CF-B (—C—C—或—C—H—含量高达82.88%) , CF-A表面—C—C—或—C—H—含量仅为41.71%, 表明CF-A表面含氧官能团含量更高, 表面化学活性更强[16]。相对于上浆炭纤维, 去浆炭纤维表面含氧官能团含量降低, 表明活性减弱。
2.4 微观界面性能
采用单丝断裂实验测试单丝复合体系的微观界面剪切强度 (Interface Shear Strength, IFSS) , 两种炭纤维去浆前后单丝复合体系典型断点形貌如图4所示, 可以发现, 上浆炭纤维CF-A和CF-B单丝复合体系断点呈现明显的十字光弹花样, 应力冲断纤维呈脆性破坏, 为典型的强界面结合破坏模式。去浆后两种炭纤维复合体系断点十字光弹花样更加明显, 说明界面粘接强度更高。
表4为两种炭纤维CF-A和CF-B去浆前后的微观界面剪切强度, 去浆后两种炭纤维的界面剪切强度较上浆炭纤维明显提高。图5为两种炭纤维去浆前后IFSS的变化趋势与O/C比和表面粗糙度的关系。由图5可以发现, 去浆前后两种炭纤维界面剪切强度变化趋势与纤维表面粗糙度大小趋势一致, 与表面化学活性大小趋势并不一致, 这说明去浆后纤维表面粗糙度增加对界面剪切强度的贡献比化学键合作用更大。从图5还可以发现, 上浆炭纤维CF-A和CF-B, 表面粗糙度相当, 但CF-A表面活性显著高于CF-B, 其微观界面剪切强度只略高于CF-B体系。上述现象表明, 界面剪切强度由纤维表面化学活性和粗糙度共同作用, 表面粗糙度对界面强度的贡献不可忽视。
另外, 对两种炭纤维去浆前后的单丝复合体系分别经湿热处理至达到饱和吸湿以及饱和吸湿后烘干状态下的微观界面剪切性能进行了考察。图6~9分别为CF-A和CF-B去浆前后单丝复合体系经不同条件处理后在单丝断裂实验过程中呈现的光弹花样。通过单丝断裂实验计算得到的不同纤维单丝复合体系在饱和吸湿状态和饱和吸湿后烘干状态下的微观界面剪切强度如表5所示。
由图6~9可以发现, 在单丝断裂实验中, 无论是两种上浆T800级炭纤维, 还是去浆炭纤维, 在自然干态下其单丝复合体系都存在明显的十字光弹花样, 且断点数较多, 呈现出强界面结合现象;湿热处理后, 不同复合体系断点附近均出现了不同程度的界面脱粘和断点数量减少现象, 说明湿热处理对界面造成了一定程度的损伤, 导致界面结合强度降低;饱和吸湿烘干后, 不同复合体系断点数量较饱和吸湿状态下出现了不同程度的增加, 说明烘干后界面性能相对于吸湿状态下有所恢复。
从表5中可以发现, 相对于饱和吸湿状态, 饱和吸湿烘干后单丝复合体系在单丝断裂实验中平均断裂长度降低, 意味着断点数量增加 (这与前述光弹花样变化趋势吻合) , 界面剪切强度增大。说明湿热环境对界面的损伤分为可逆部分和不可逆部分。水分对于化学键合力的破坏不可逆, 除了化学键合力之外, 纤维与树脂间还有物理的机械啮合力, 其受基体溶胀影响, 水分造成的基体溶胀经烘干去除水分后可以恢复, 这部分为可逆部分。吸湿导致的化学键合力破坏在烘干后不可恢复, 但水分对机械啮合作用的削弱在烘干后可恢复, 导致部分界面性能恢复。
另外, 由表5还可以发现, 无论是炭纤维CF-A还是炭纤维CF-B, 在饱和吸湿状态下上浆和去浆炭纤维复合体系的微观界面强度基本相当, 说明化学键合作用对界面强度的贡献在湿热处理过程中被明显削弱, 湿热处理后界面性能主要由炭纤维表面沟槽与基体树脂的机械啮合作用贡献。
3 结论
(1) 相对于国产上浆T800级炭纤维, 去浆后炭纤维表面含氧活性官能团含量降低, 粗糙度增加, 与基体树脂的界面结合强度增大。
(2) 纤维/基体界面结合强度由纤维表面化学活性和粗糙度共同作用, 表面粗糙度对界面强度的贡献不可忽视, 尤其是在湿热环境下。
炭纤维复合材料加固 篇7
摩擦材料在使用过程中随着时间的延长,特别是频繁刹车的情况下,制动衬片的表面温度急剧上升可达800℃以上。传统有机摩擦材料耐热性能较差,当温度高于350℃时树脂炭化产生热衰退现象,导致刹车性能降低,这是造成事故的主要原因[3,4]。陶瓷基摩擦材料具有密度适中、耐腐蚀、使用寿命长、制动舒适,环保等一系列优点,但是一般陶瓷材料制备工艺复杂,成本高,所以低成本新型陶瓷刹车片的发展将具有非常重要的社会意义、经济意义和良好的发展前景[5,6,7]。基于此,本工作提出一种采用无树脂的无机黏结剂,以纤维作为增强体,利用模压工艺制备出的新型陶瓷摩擦材料。无机黏结剂是一种以硅酸盐为主要成分的黏结用材料,通过改性的硅酸盐类无机黏结剂使用温度可以达到750℃。以硅酸盐类无机黏结剂替代传统有机合成摩擦材料中树脂基体制备出新型陶瓷摩擦材料,能够克服耐热性差的缺点,使摩擦材料的耐热性大幅度提升。新型陶瓷摩擦材料的制备采用模压工艺,较低处理温度,与传统陶瓷材料相比,具有工艺简单、成本低的优点。
本工作采用炭纤维作为增强纤维,通过改变其含量制备了五种炭纤维增强新型陶瓷摩擦材料。研究了炭纤维含量对新型陶瓷摩擦材料的物理性能、力学性能、摩擦磨损性能的影响,以期为新型陶瓷摩擦材料的设计提供实验支持。
1 实验
1.1 主要原料及试样制备
无机黏结剂,粒度150～200目,其化学成分为聚合铝硅酸盐,固化温度100～250℃,固化后材料以(-Si-O-Al-O-)n为骨架形成连续三维网络结构,陕西西安德谦科技有限公司;短切炭纤维,直径为10～ 25μm,长度为3～10mm,宜兴市天鸟高新技术有限公司;Kevlar纤维,长度2mm左右,美国杜邦公司;WG-80石墨粉,工业级,粒度150～200目,市购;三氧化二铝、硫酸钡、硅藻土、萤石粉、萤石粉、碳酸钙均为工业级,粒度150～200目,市购。
采用模压成型工艺制备新型陶瓷摩擦材料,将原材料经充分混合后,利用平板硫化机热压成型,压力为50MPa,热压温度为150℃,保压时间为2min/mm。然后在50～180℃温度范围内进行热处理,得到实验用摩擦材料试样,依次标记为试样1, 2, 3, 4, 5。实验所用摩擦材料试样的配比组成如表1所示。
1.2 实验方法
参照“QC/T473—1999”,“GB/T1041—2008”,采用CMT5304—30KN型万能试验机测试试样的抗剪切强度和抗压强度;参照“GB/T5763—2008”,采用QDM150型定速摩擦磨损性能试验机测试试样摩擦磨损性能;采用MM1000型惯性摩擦磨损性能试验机测试摩擦制动稳定性,主要测试条件为:主轴转速2000r/min,制动压力1.0MPa,主轴惯量0.20kg·m2,对偶材质为45#钢,表面粗糙度为 0.8μm (Ra);采用JSM-6360LV型扫描电镜观察试样磨损后的表面形貌;采用TGA/SDTA851e型热分析仪测试耐热性能,测试条件为:气氛为空气,升温速率10℃/min。
2 结果与讨论
2.1 炭纤维含量对抗压强度和抗剪切强度的影响
图1为炭纤维含量与抗压强度和抗剪切强度之间的关系曲线。从图1可以看出,随着炭纤维含量的增加,试样的抗压强度和抗剪切强度均先增大后减小。当炭纤维含量为20%(质量分数,下同)时,试样的抗压强度和抗剪切强度均达到最大值。
图2为试样1, 5的剪切面微观形貌图。从图2可以看出,当炭纤维含量较低为10%时(见图2(a)),基体将炭纤维紧密包裹,两者之间紧密结合,炭纤维的增强作用得到充分的发挥,使材料的抗压强度和抗剪切强度得到提高,随着炭纤维含量增加,这种增强作用表现得越明显,材料的抗压强度和抗剪切强度越高;当炭纤维含量增加到某个临界值时(20%),炭纤维的增强作用达到最大值,继续增加炭纤维含量到30%(见图2(b)),会造成黏结剂的含量不能使各组元之间紧密结合,并且有纤维团聚现象发生(图2(b)白色圈定区域),两者都会造成纤维与基体的界面结合力减弱,不能达到预期的增强效果,在外力的作用下炭纤维与基体结合较弱的界面反而为裂纹的生成和扩展创造了条件,导致材料的抗压强度和抗剪切强度降低[8,9]。
(a)试样1;(b)试样5
(a)sample 1;(b)sample 5
2.2 定速实验条件下炭纤维含量对摩擦磨损性能的影响
2.2.1 炭纤维含量对摩擦因数的影响
图3为炭纤维含量与摩擦因数之间的关系曲线。从图中可以看出:在升温过程中,各个试样的摩擦因数均比较平稳,没有出现热衰退;各个试样的摩擦因数变化趋势一致,在不同温度下,随着炭纤维含量的增加,摩擦因数都降低。这是因为本实验所采用的无机黏结剂固化成型后耐热性好,使用温度可以达到750℃以上,高温下不会形成影响摩擦因数衰退的焦油状物质,从而保证了摩擦因数的热稳定性[3,10]。同时,因为模压成型时的压力施加方向与摩擦面垂直,成型压力作用下大部分炭纤维的分布方向与摩擦面平行或呈现小角度,在摩擦过程中不断有平行于摩擦表面的炭纤维与对偶盘接触,炭纤维的自润滑性和减磨性能发挥重要的作用;且随着炭纤维含量的增加,与对偶件接触的炭纤维增多,其润滑作用增强[11],摩擦因数减小,所以摩擦因数随炭纤维含量的增加而减少。
2.2.2 炭纤维含量对磨损率的影响
图4为炭纤维含量与磨损率的关系曲线。从图中可以看出,当温度低于300℃时,随着炭纤维含量的增加,试样的磨损率先减小后增大;当温度达到300℃时, 试样1, 2, 3的磨损率增幅突然变大,而试样4, 5的磨损率增幅依然较小。
图5为试样磨损后的表面微观形貌图。从图5可以看出,当炭纤维含量低于20%时,炭纤维、填料、黏结剂结合较紧密,磨损表面完整光滑;当炭纤维含量高于20%时,炭纤维与基体黏结剂之间的结合情况较差,磨损表面出现凹坑与剥落。
当温度低于300℃时,各组分之间的结合情况是影响磨损率的主要因素。当纤维含量小于20%时,随着炭纤维含量的增加,炭纤维减磨作用增强,磨损率减小;当纤维含量高于20%时,随着纤维含量增加,黏结剂的含量相对于炭纤维含量减少,黏结剂与炭纤维不能充分结合,且有可能出现纤维团聚现象,造成结合强度降低,更容易发生黏着磨损,故试样的磨损率增大。
当温度高于300℃时,试样1, 2, 3的磨损率增幅较大,而炭纤维含量较高的试样4, 5磨损率的增幅相对较小。高温条件下,炭纤维的高温稳定性成为影响磨损率的主要因素。当实验温度达到300℃时,摩擦面瞬间温度将远高于300℃,炭纤维含量低于20%时,表层炭纤维在氧化和压力共同作用下使得原来规则的石墨结构发生破坏,并且结构发生转变,使炭纤维与基体之间的界面结合减弱,增强作用被削弱[12]。同时,无机黏结剂固化后具有陶瓷的性质,摩擦表面在经受反复剪切作用时,产生很大应力集中,应力点上无机黏结剂和增强体之间的界面受到破坏。随着摩擦进行,基体发生脆性碎裂,黏结作用丧失(黏结性失效),因此试样磨损率增幅较大[13,14]。当炭纤维含量高于20%时,摩擦过程中不断有与摩擦表面平行和呈小角度的炭纤维与对偶盘接触,由炭纤维的“乱层石墨”结构引起的自润滑性和减磨性降低了磨损率的增幅。
2.3 惯性实验条件下炭纤维含量对摩擦材料摩擦因数及其稳定性的影响
2.3.1 炭纤维含量对摩擦因数的影响
图6为炭纤维含量与摩擦因数的关系曲线。从图6可以看出,随着炭纤维含量的增加,材料的摩擦因数减小,与定速实验条件下的测试结果趋势一致。这主要是因为随着炭纤维含量增加,炭纤维的自润滑作用增强,导致摩擦因数减小。
(a)试样1;(b)试样2;(c)试样3;(d)试样4;(e)试样5
(a)sample 1;(b)sample 2;(c)sample 3;(d)sample 4;(e)sample 5
2.3.2 炭纤维含量对摩擦因数稳定性的影响
图7为100次连续制动过程中摩擦因数的稳定性曲线。从图7可以看出,各个试样在前20次制动过程中,摩擦因数逐渐增大,第20次以后摩擦因数趋于稳定。这是因为随着制动次数的增加,摩擦表面粗糙峰变形程度增加,新的接触面不断产生,实际接触面积增大,因此动摩擦因数增大;而经过多次往复制动后,摩擦表面达到动态平衡状态,摩擦因数趋于平稳[15]。从图7中还可以看出,随着炭纤维含量的增加,摩擦因数波动幅度减小,摩擦制动的稳定性提高。这是因为随着炭纤维含量的增加,裸露在摩擦面的炭纤维增多,炭纤维的“乱层石墨” 结构引起的自润滑性作用增强,从而使摩擦因数相对平稳[16]。
3 结论
(1)随着炭纤维含量的增加,摩擦材料的抗压强度、抗剪切强度先增大后减小,并且当炭纤维含量为20%时,试样的抗压强度和抗剪切强度达到最大值。
(2)新型陶瓷摩擦材料在350℃以内摩擦因数稳定,没有出现热衰退现象;随着炭纤维含量的增加,摩擦因数降低,且摩擦因数稳定性提高。当温度小于300℃时,随着炭纤维含量的增加,试样的磨损率先减小后增大;当温度高于300℃时,炭纤维含量的增加有助于减缓材料高温下磨损率增长。
炭纤维复合材料加固 篇8
关键词：原位转化炭纤维,助熔剂,界面,断裂韧性
氧化铝陶瓷具有硬度高、绝缘电阻大、耐磨、耐腐蚀及耐高温等一系列优良性能, 广泛应用于冶金、纺织、石油、机械、化工、建筑及电子等各个行业[1,2]。但陶瓷材料的脆性本质使其在高温、高应力, 特别是动态条件下的应用受到了限制[3]。炭纤维以其优异的高模量、高强度、密度小[4]等特点而作为增强体引入到陶瓷材料中。目前, 研究较多的是炭纤维增强碳化硅基复合材料, 炭纤维的加入使复合材料的断裂韧性显著提高, 但在炭纤维与基体界面处形成的石墨转化层会使复合材料的抗弯强度下降[5,6,7,8,9]。目前对于炭纤维增韧氧化铝基复合材料的研究较少, 主要是由于炭纤维与氧化铝的润湿角很大, 且在高温时不会发生化学反应生成石墨转化层, 使复合材料中炭纤维与氧化铝基体的界面结合较差而影响整个复合材料的性能。M.Santi等[10]研究了碳纳米纤维增强氧化铝复合材料, 结果表明, 加入2.5%碳纳米纤维增韧氧化铝的断裂韧性比纯氧化铝提高了大约13%, 但纳米复合材料的硬度和抗弯强度随碳纳米纤维体积分数的增加而降低, 主要是由于纤维分散不均和纤维与基体间结合不牢固导致。此外, 炭纤维的价格较高。因此, 本工作以聚丙烯腈PAN预氧化纤维为先驱体, 在热压烧结过程原位转化生成炭纤维增韧氧化铝, 将炭纤维的制备和氧化铝陶瓷的制备合二为一。主要研究助熔剂对原位转化炭纤维/氧化铝复合材料的组织结构、性能以及炭纤维与基体界面的影响。
1 实验
1.1 原材料
采用α-A12O3粉末作为基体材料, 平均粒度为3.5μm, 纯度≥97%, 密度为3.96g/cm3。添加剂为MgO, CaO和SiO2粉末, 均为化学分析纯, 纯度均大于99%。实验采用PAN预氧化纤维作为先驱纤维, 密度为1.4g/cm3, 纤维平均直径14μm左右。
1.2 试样制备
将PAN预氧化纤维剪成长度介于3~5mm的短纤维, 与含有助熔剂或不含助熔剂的氧化铝粉末分别混合球磨一定时间后, 放入石墨模具在ZT-52-20Y系列真空热压炉中进行烧结, 烧结温度为1650℃或1700℃, 升温速率为10℃/min左右, 压力为40MPa, 保温保压120min并随炉冷却至室温。在相同的工艺条件下, 制备纯氧化铝试样作为对比材料。基于前期的研究结果[11], 实验配方及工艺参数如表1所示。试样尺寸为55mm×10mm×10mm。
1.3 性能测试
采用HITACHIS-3400N型扫描电子显微镜观察复合材料的显微组织和断口形貌, 在观察前对待测样品进行喷金处理;采用D/max-2500转靶衍射仪, Ni滤波的CuKα辐射源 (λ=0.1541nm) , 加速电压和电流强度分别为40kV和150mA。设定扫描间隔为0.02°, 以4 (°) ·min-1的扫描速率, 在5~75°范围内扫描试样。
采用阿基米德原理测定陶瓷复合材料的密度。在HV-1000显微硬度测试仪上测定复合材料的显微硬度, 加载9.8N, 保压时间15s。采用压痕法测试复合材料的断裂韧性[12], 计算公式
式中:KIC为断裂韧性;H为维氏硬度;a为压痕对角线半长;c为表面裂纹半长。压痕对角线长度及裂纹长度采用显微硬度测试仪附带的光学显微镜进行测量。
2 结果与分析
2.1 相结构
图1为原位转化炭纤维增韧氧化铝陶瓷复合材料 (T1AF20, T2Z3AF20试样) 的XRD图谱。可知, T1AF20试样图谱中的衍射峰为典型的α-A12O3相。T2Z3AF20图谱中, 除了α-Al2O3相, 还有新相MgAl2O4镁铝尖晶石相, 以及少量的CaAl2Si2O8钙长石相生成。这是由于助熔剂中的MgO与Al2O3在烧结过程中发生反应, 形成了镁铝尖晶石相;CaO, SiO2与Al2O3在烧结过程中发生反应形成钙长石相等。这些新相在晶界处聚集, 起钉扎效应[13], 可有效抑制氧化铝晶粒的长大, 形成细小的氧化铝基体颗粒, 从而促进复合材料的致密化。聚集在炭纤维与基体界面处的新相亦可改善界面的结合强度, 使复合材料的力学性能得到提高。T1AF20中未发现明显的炭纤维特征衍射峰, 原因可能是, 相比高含量的氧化铝晶体, 原位炭纤维含量较少, 对应炭纤维的衍射线密度较小, 因此, 炭纤维的衍射峰被掩盖。
2.2 显微组织
图2为复合材料的显微组织。PAN预氧化纤维在与原料粉末混合时, 取向是无序随机的。但在热压烧结时, 由于在基体压实与致密化过程中纤维沿压力方向转动, 最终原位转化生成的炭纤维在复合材料中沿加压面择优取向。由图2 (a) 可发现, 氧化铝基体组织疏松, 颗粒间孔隙较多, 且原位炭纤维与基体间的界面间存在较大的空隙, 界面结合较弱。这是由于原位炭纤维的加入阻碍了陶瓷烧结过程中氧化铝颗粒间原子的传输与扩散, 从而导致基体组织疏松, 产生气孔等缺陷;此外, 在烧结过程中, PAN预氧化纤维由非塑性耐热的梯形结构转化形成具有乱层石墨结构的炭纤维, 并在此过程中发生一系列的环化、交联和裂解等化学反应而释放出大量小分子气体 (CO, H2O, NH3, N2等) , 使纤维的直径由原来的14μm左右收缩到7μm左右, 纤维的收缩使炭纤维与基体间形成较大的空隙 (图2 (a) ) , 从而导致复合材料的组织疏松, 缺陷增加, 致密度下降, 炭纤维与基体间的界面结合较弱, 弱的界面结合将会影响炭纤维增韧效果的发挥。图2 (b) , (c) 分别为T1Z3AF20和T2Z3AF20复合材料的显微组织, 可以看到两种复合材料的组织致密, 缺陷较少, 且炭纤维与基体间的界面结合较好。这是由于助熔剂在晶界处形成低熔点液相MgAl2O4镁铝尖晶石等, 形成的液相贯通于氧化铝晶粒之间和炭纤维与基体的界面处, 减少了烧结所需要的能量, 形成较多的黏结面, 消除了氧化铝晶粒间的气孔和炭纤维与基体的界面空隙, 促进复合材料整体的致密化。
2.3 断口形貌
图3为纯氧化铝陶瓷材料和复合材料的断口形貌。由图3 (a) 可知, 在1700℃下烧结的氧化铝陶瓷材料中, 氧化铝颗粒较粗大, 晶粒间没有明显的界面, 断口呈穿晶脆性断裂。图3 (b) 显示, 原位炭纤维的加入使复合材料中氧化铝颗粒尺寸变小, 说明原位炭纤维弥散分布于基体中, 在烧结过程中阻碍了原子的扩散, 抑制了氧化铝颗粒的长大, 从而形成了颗粒尺寸较小的基体组织。但较弱的纤维与基体结合界面使裂纹沿界面扩展, 导致断面存在大量纤维脱粘-拔出现象, 可见较多纤维被拔出后留下的孔洞。
图3 (c) , (d) 分别为1700℃和1650℃烧结的复合材料断口形貌, 复合材料的致密度较好, 但1700℃烧结的复合材料断面上的纤维脱粘和拔出现象较少, 纤维拔出长度短且部分纤维被直接拔断。说明在加入助熔剂后仍在较高的烧结温度下进行烧结时, 助熔剂的加入可以在较低的温度下便实现氧化铝的烧结, 当继续增加烧结温度后, 温度的升高会导致氧化铝晶粒和低熔点第二相 (MgAl2O4相和CaAl2Si2O8相) 的长大, 促进低熔点物质向炭纤维与基体的界面处填充, 使炭纤维与基体间的界面结合过强, 过强的结合界面不利于轴向载荷的传递, 还会导致裂纹在基体中生长, 当发生断裂时纤维被直接拔断, 导致复合材料韧性的下降。当降低烧结温度到1650℃时 (图3 (d) ) , 氧化铝晶粒尺寸细小, 颗粒间界面清晰可见, 断口呈沿晶断裂, 断面处没有纤维拔断现象, 纤维脱粘-拔出现象明显, 未见大量纤维拔出后留下的孔洞, 说明炭纤维与基体的界面结合较好。由此可知, 助熔剂的加入不仅起到了降低烧结温度、促进复合材料烧结致密化的作用, 而且改善了原位炭纤维与氧化铝基体间的界面结合。晶粒的细化和适合的界面结合强度有益于复合材料综合性能的提高。
2.4 物理和力学性能
对各复合材料进行物理和力学性能测定 (选择加压面为测定表面) , 测定结果如表2所示。可知, 原位形成的炭纤维降低了整体陶瓷材料的密度和硬度, 但使其韧性显著增加。氧化铝陶瓷中加入纤维后, 纤维阻碍了原子的扩散, 致使氧化铝的烧结性能有所下降而不能有效填充基体中的气孔, 同时纤维的添加也会引入孔隙、结合面空隙等缺陷, 此外, 炭纤维的密度较氧化铝较小, 从而导致复合材料的密度显著下降。当有外加载荷作用于纯氧化铝陶瓷上时, 应力易集中于陶瓷中的微裂纹处, 使裂纹扩展, 应力产生突变的同时呈现脆性断裂。加入纤维后, 纤维在复合材料中承载由陶瓷基体传递到纤维的应力, 避免由于应力集中而导致微裂纹的出现;其次由于纤维的拔出和脱粘 (图3 (b) ) , 消耗了应变能, 裂纹不会急剧扩展, 并且纤维从基体中拔出消耗了断裂能, 从而使复合材料的断裂韧性大幅提高。
当1700℃烧结时, 助熔剂的添加改善了复合材料的烧结性能, 助熔剂在烧结过程中形成熔融相填充了基体内以及炭纤维与基体界面处的气孔等缺陷, 促进了材料的致密化, 使复合材料的密度得到改善, 硬度有所提高, 但硬度提高趋势并不明显, 这可能是由于加入助熔剂后, 氧化铝晶界处析出的镁铝尖晶石、钙长石等相在较高的烧结温度下发生长大且硬度较低, 从而导致复合材料的硬度上升趋势缓慢。由于较高烧结温度时尖晶石等第二相的长大使晶界减少, 且炭纤维与基体的界面结合较强 (图3 (c) ) , 当裂纹发生扩展时, 没有足够的晶界吸收断裂能, 并且纤维不能有效通过拔出来吸收断裂能, 从而导致其断裂韧性较低。当降低烧结温度至1650℃, 形成的镁铝尖晶石相在晶界起钉扎效应, 抑制氧化铝晶粒的长大, 形成细小的基体颗粒, 使复合材料的致密度得到显著提高, 硬度也随之提高。结合其显微组织及断面形貌分析 (图2 (c) 和图3 (d) ) , 纤维与基体间界面结合较好, 当裂纹发生扩展时, 有足够的纤维发生解离、脱粘和拔出来消耗断裂能, 使裂纹沿界面发生扩展或偏转, 复合材料的断裂韧性显著提高。
综上所述, 助熔剂的引入不仅促进了材料的致密化程度, 提高了复合材料的密度、硬度和断裂韧性, 而且还降低了烧结温度, 改善了原位炭纤维与基体间的界面结合强度。
3 结论
(1) 在本实验条件下, 原位炭纤维均匀弥散分布于基体中, 在烧结过程中阻碍了原子的扩散, 使复合材料的组织疏松, 炭纤维与基体间的界面结合较弱。
(2) 通过向复合材料中添加助熔剂, 便可在较低的烧结温度下实现复合材料的烧结, 且添加的助熔剂在烧结过程中与氧化铝形成镁铝尖晶石等第二相在晶界起钉扎效应, 抑制氧化铝晶粒的长大, 消除气孔, 促进复合材料的致密化, 改善炭纤维与基体间的界面结合强度。