性能缺陷（精选6篇）
性能缺陷 篇1
摘要：钢筋混凝土框架是现代建筑物的主体结构。虽然这种结构在改善建筑物的结构强度和稳定性、耐用性方面发挥了极大地作用, 但是这种结构在抗震性能上有着很大的缺陷, 汶川县城钢筋混凝土建筑物大部分被夷为平地就是典型的例子。鉴于此, 笔者在分析钢筋混凝土框架结构抗震性能一些缺陷的基础上, 探讨了优化抗震设计的一些措施。
关键词：钢筋混凝土框架结构,抗震性能缺陷,优化设计
结构重量较大的钢筋混凝土框架结构的建筑物, 一旦在地震中倒塌, 几乎全部都会酿成楼毁人亡的惨剧。因此, 施工单位对钢筋混凝土框架结构建筑物的抗震设计非常重视。而在具体设计之前, 需要做好相关的抗震性能缺陷, 这样在能做到有的放矢, 改善钢筋混凝土框架结构建筑物的抗震性能, 尽最大可能地保障地震时居民的生命安全。
1 钢筋混凝土框架结构抗震性能的一些缺陷分析
1.1 抗震概念设计的因素
所谓的抗震概念设计, 指的是通过对国家相关建筑物抗震性能设计的一些原则, 并结合本地区地震发生的概率、烈度评估等资料的研讨, 确定出的钢筋混凝土框架结构类建筑物的基本性抗震设计原则。换句话说, 这种抗震概念设计是经过比较长时间的研究、讨论所的出的结论, 并在以后的较长时间内执行的设计概念。如果在进行钢筋混凝土框架结构建筑物具体设计时, 在结构概念设计方面出现失误或者该设计概念在制定时就不能够完全符合本地区实际情况的条件下, 就会导致建筑物设计方案存在抗震性能的缺陷。而且, 由于这种缺陷在一般情况下很难觉察, 因此也很难在方案审核时得到纠正, 故而会埋下严重的安全隐患。下面具体分析一下可能存在的一些缺陷。
1.1.1 荷载传递路径不明确。
钢筋混凝土框架结构结构性抗震设计时整个建筑抗震设计的关键, 也是最容易出现缺陷的地方。在工程上, 结构性抗震设计需要在一定的设计原则下进行, 也即结构的简单性、连贯性、整体性和规则性。如果在设计中因保证建筑物的外形而在结构设计中违背这些原则的情况下, 就会造成结构荷载传递路径不明确, 一旦发生地震, 钢筋混凝土结构体就会因力传递路线混乱无序而迅速垮塌。
1.1.2 钢筋混凝土框架结构的刚度和强度变化不连续。
造成这种缺陷的因素一般有两种, 一种是设计因素。一些建筑物设计者为了保证建筑物的外形或者保证附属结构的稳定性, 往往会采取对框架结构进行强度和刚度的局部加强或者削弱的做法, 造成框架结构的刚度和强度变化不连续;另一种是施工因素。在混凝土的浇筑过程中, 如果浇筑的方法出现问题或者振捣不均匀, 抑或建筑过程中出现了冷缝, 也会导致框架结构的强度和刚度出现突变的缺陷。
1.1.3 框架结构的平面和立体面布置欠规整。
建筑的体型应力求简单、规则、对称、质量和刚度变化均匀, 以减少地震作用产生的变形、应力集中及扭转反应, 这是抗震设计十分重要的一个原则。但在实际的设计过程中, 为了满足美观或者附属结构的安装要求, 往往在执行这一规则时不够坚决。而与此同时, 建筑物的设计者也可能对结构体的应力集中点、内部力传递的途径、地震发生时扭曲力的发生位置计算不准的情况下, 就很容易出现框架结构的平面和立体面布置欠规整的现象。
1.1.4 梁体结构强度大, 柱体结构弱。
为了能够承载较重的钢筋混凝土部件, 钢筋混凝土结构框架一般将梁体设计得比较粗, 强度和刚度也比较大。但与此同时, 作为框架结构非常重要的承力结构, 顶梁柱的设计强度却往往不能满足实际要求, 特别是在一些高层建筑中, 顶梁柱不仅数量少, 而且周径也不能符合相关的设计准则, 一旦发生地震, 顶梁柱就很可能快速折断崩塌。
1.2 计算设计原因造成的缺陷
所谓的计算设计, 指的是根据建筑物的力学特点和受力分布, 来设计钢筋混凝土框架的结构、强度和刚度。一旦力学计算出现失误, 就会导致钢筋混凝土的框架结构施工出现缺陷。
1.2.1 框架梁抗剪强度不足。
纵向受力钢筋以重力荷载而不是以重力荷载代表值来控制, 间距过大, 对梁端塑性铰约束不够;另一方面由于梁中的抗剪箍筋配置数量过少使框架梁产生剪切的脆性破坏。
1.2.2 框架柱抗剪强度不足。
框架柱是支撑钢筋混凝土框架结构的关键部分, 它的计算设计强度, 在很大程度上决定了框架结构的性能设计。但是, 如果在框架柱的计算设计中出现差错的话, 例如箍筋设计数量过少或者间距过大, 都会造成框架柱的展性出现设计性缺陷。一旦发生地震, 就很可能出现框架柱瞬间性倾倒的现象, 从而导致建筑物整体垮塌。
1.2.3 节点抗剪强度不足。
所谓的节点, 指的是钢筋混凝土框架结构部件之间的结合部和衔接点。由此可见, 节点的抗剪性强度计算设计直接会影响到整个框架结构的稳定性和强度。也就是说, 一旦这部分的计算设计强度达不到相关要求, 一旦发生地震, 钢筋混凝土框架结构的内部构件就会有快速“散架”的危险, 从而导致整栋建筑物的垮塌。而且, 由于节点的数量比较多, 每一个点对抗剪性能均有不同的要求, 这就给计算设计带来了很大的难度, 同时也很容易出现计算设计失误。
2 增强钢筋混凝土建筑物抗震性能的一些设计方法探讨
2.1 科学选择
钢筋混凝土框架结构建筑的选址是非常重要的抗震对策, 能够有效弥补框架结构中可能存在的一些缺陷。特别是在山区或者地震高发区, 建筑物的特别是高层建筑物的选址更为重要。其原因就在于, 由于地质结构的不同, 在遭受相同烈度的地震冲击时, 被破坏的程度也是不同的。例如相比较于松软的地面, 坚硬地面耐受力就非常强, 在这种地面上面建设钢筋混凝土框架结构建筑, 就能实现比松软地面好得多的抗震能力。因此, 选择施工地址时, 应尽量避开地震时可能发生地基失效的松软场地, 选择坚硬场地。基岩、坚实的碎石类地基、硬粘土地基是理想的桥址场地;饱和松散粉细砂、人工填土和极软的粘土地基或不稳定的坡地都是危险地区。同时还应应尽量避免跨越断层, 特殊困难情况下应进行地震安全性评价。另外需要注意的一点是, 选址是还应尽量避免距离高山、陡坡较近的区域, 以免被次生灾害 (山体滑坡) 破坏。同时, 在施工之前还要进行详细的地质勘探, 以防将建筑选建在了地壳断层上。
2.2 强化地基的抗震性能
地基是钢筋混凝土建筑的“脚”, 若想在地震中“站得稳”, 地基必须“扎得深”。在地震多发带 (包括其他地区) 的大型钢筋混凝土建筑为了提高抵抗地震的能力, 一般采用深基坑施工方法, 以增强建筑框架结构的抗扭曲能力。同时, 地基一般由钢筋混凝土整体浇筑的桩基础施工而成, 其中钢筋选择高强度的抗扭曲筋, 以加强基础的整体性和刚度, 同时采取减轻上部荷载等相应措施, 以防止地震引起动态和永久的不均匀变形。而在地基基础与上层建筑的接触位置, 为了防止地震中产生相对滑动或者断裂, 应采用嵌入式设计。在地基施工完毕后, 还要进行强度检测, 特别是对混凝土强度的试验检测, 必须严格, 保证地基整体的浇筑质量。
结束语
此外, 还应当加强钢筋混凝土建筑物的施工质量控制, 特别是在梁体、框架柱、节点等处的施工时, 必须确保施工强度和刚度。同时, 积极优化框架结构设计, 切实提高建筑物的抗震性能。
参考文献
[1]GB50011-2001.建筑抗震设计规范.
[2]刘华新.重视抗震概念设计提高工程设计质量[J].辽宁工学院学报, 2005, 25 (3) :33-37.
性能缺陷 篇2
1试验材料及试验方法
在对铝合金焊接中接头产生的疲劳进行分析中,可以通过试验的方法对其进行全面研究。在本试验中采用的铝合金制品主要是强化铝合金6061板材,其焊接接头方式表现为采用的对接模式。在进行焊接的过程中还需要在焊接口添加合理的焊丝,这对焊接的顺利进行起到非常重要的作用。在本过程中采用的焊丝为5356焊丝。根据本次试验中选取的材料进行成分深入分析,发现本次试验中两种材料本身化学成分非常多。具体成分见表1。
在对整个分析中可以清楚的看出6061铝合金试验板在进行焊接的时候需要对其中含有的成分进行全面分析,并根据相应成分选取有效的焊接方式。在本次试验中采取的焊接方式为MIG焊和TIG焊,采用这两种焊接方式对6061板材进行焊接,不仅仅能够保证其内部化学成分不会遭到破坏,对其自身的焊接质量也起到提升作用。在进行全部焊接之后还需要采用合理的方法对焊接物进行验伤处理,找出其中存在的问题,并对出现问题的原因进行全面分析。在这个过程中还需要进行合理的铣削加工,其根本目的在于对发生疲劳破坏的地方有一个准确的获知。另外在进行疲劳试样分析中,还需要对取样位置进行合理确定,这对保证在验伤过程中获取最准确的信息起到非常重要的作用。另外在对焊接完毕的板材接口进行疲劳破坏查询的时候主要通过相应扫描电子显微镜进行查询,查询方式主要是对断口形状进行合理观察。
2试验结果及分析
2.1疲劳试验
在上述试验进行研究之后对相应数据进行合理统计可以清楚地了解到,6061合金在接受焊接之后发生疲劳破坏的主要部位在相应焊接口,而且在这个过程中还发现在焊接进行中,发生焊接缺陷和没有发生焊接缺陷都会导致断于焊缝的情况出现。但是整个焊接过程是否存在缺陷对存在的疲劳现象和相应寿命还有很重要的作用。主要表现在缺陷尺寸越大或者数量越多,发生疲劳寿命下降的情况也越多,也就是说这两者之间是一种正向反映模式存在的。对整个数据研究结果可以发现其自身主要数据关系,其整个试验中的6061合金对接接头轴向疲劳性能的相应数据详见表2。
2.2疲劳断口特征
典型的疲劳破坏断口一般包括3个区域,按大部分试样表现为单源特征,个别试样则表现为多源特征。按照断裂过程依次是裂纹源、疲劳裂纹扩展区和最后断裂区。疲劳开裂源自表面,试样疲劳裂纹源处可发现表面气孔、未焊透、显微疏松、夹杂物以及表面机械划伤。上述表面缺陷及损伤的存在,为疲劳裂纹的产生创造了条件,从而严重降低了焊接接头的疲劳寿命。表示裂纹前沿在间歇扩展中的逐次位置。试验各试样均具有同样的特征,疲劳辉纹细而密,且十分均匀。由于裂纹扩展中两表面的羁押和摩擦作用,断口疲劳区的突起部分被磨光或呈贝壳状的光泽表面。
2.3焊接缺陷的影响
铝合金焊接接头中的焊接缺陷主要有气孔、未焊透以及夹杂等。对于铝合金来说,焊缝余高的存在所产生的应力集中是影响焊接接头疲劳性能的关键因素,当焊缝余高去除后,焊缝中出现的缺陷就成为试件中最重要的缺口,从而成为影响焊接接头疲劳性能的主要因素。2.3.1气孔的影响。对铝合金焊接接头留有焊缝余高的横向焊缝进行试验时,发现焊缝中尺寸较小的气孔对疲劳破坏几乎没有影响。对含有0.8mm的单个气孔的接头试验后,发现与余高保留具有相似的疲劳断裂特征。当接头含有1.2~1.8mm的气孔连续成串并且其延伸超过试件宽度的75%时,这时气孔的影响就超过了焊缝外形所造成的应力集中的影响,破坏就从气孔缺陷处开始。也就是说,如果保留焊缝余高,试样中的缺陷只有达到一定尺寸时,疲劳性能才会进一步降低。如果将焊缝余高去掉,气孔就成为主要的应力集中,在这种情况下,随着缺陷程度的增加,疲劳性能逐渐下降,并且缺陷达到一定的尺寸(直径大于0.5mm,且在表面处)时,接头就会在气孔处开始疲劳断裂。2.3.2未焊透的影响。铝合金焊接结构中的未焊透是在对接焊缝中,焊缝金属没有到达接头的根部,因此在两板材表面的平面之间包含的焊缝金属要小于连接的两平面的厚度。有时未焊透分布在表面,有时分布在焊缝中间,并且其长度、厚度及方向各有不同。单面焊的未焊透位于根部,一方面这种缺陷的存在产生缺口效应,容易产生应力集中;另一方面几何上的不对称引起附加弯矩作用,因此造成疲劳性能的降低。
结束语
通过上述试验可以清楚发现,在铝合金模板进行焊接的过程中,其焊接主板和焊丝内部化学成分对整个焊接过程中出现的疲劳性能有很大影响。而且在对铝合金制品焊接口发生疲劳性能进行全面研究中,发现其内部产生疲劳性能的根本原因在于整个焊接过程中存在的缺陷大小和数量。也就是说焊接缺陷与出现疲劳破坏之间有一定关系。而且在上述试验中也清楚说明要想保证焊接接头的疲劳寿命,就需要对其焊接过程中存在的缺陷进行全面分析,使其对疲劳寿命的影响降到最低。
摘要：铝合金在人们日常生活中非常常见,采用这种材料制作成的各种产品由于自身性能良好而在社会上得到广泛应用。但是这种材料在制作工程需要通过焊接的方法进行产品制作,这就导致这种产品会出现相应疲劳性能。其发生疲劳性能的发生主要是因为焊缝中存在大量宏观尺度气孔,也就是说当铝合金产品自身的缺陷过多的情况,就会降低焊接焊头产生疲劳性能。因此,主要针对于焊接缺陷对铝合金焊接接头疲劳性能影响进行深入研究。
关键词：铝合金,焊接接头,疲劳性能
参考文献
[1]张志桐.奥氏体低碳镍铬锰合金焊接接头耐晶间腐蚀性能分析[J].世界有色金属,2016(8).
性能缺陷 篇3
过程性能模型(Process Performance Model,PPM)是CMMI4级过程域“组织性能管理”中的一个术语,主要是对软件开发过程中一项或多项过程或工作产品的可度量属性的相互关系进行描述。它根据选定的过程或子过程,通过分析组织内长期积累的相关历史数据进行开发[1]。过程性能模型被用来预测选定过程的性能,比如项目进度、成本及质量状态等,从而为项目计划及监控提供调整或决策依据。
从QCD角度划分,一般以缺陷密度、生产效率、成本及进度偏差、顾客满意度为监控和预测目标来建立过程性能模型。最好的过程性能模型就是利用企业自己长期积累的历史数据回归出来的模型。笔者结合在软件企业的CMMI4及CMMI5级高成熟度组织的改进实践,将重点探讨如何建立以缺陷逃逸率为监控和预测目标的质量过程性能模型。
1 缺陷逃逸率
缺陷逃逸率指软件产品发布后发现的缺陷数量与该软件产品在整个生命周期发现的所有缺陷数量之比。缺陷逃逸率通常用来衡量软件开发团队及测试团队对软件质量控制的水平。在很多软件外包行业,客户通常用缺陷逃逸率评价软件开发能力。
表1为某项目的缺陷注入移除矩阵[2],基于该矩阵,可以得到缺陷逃逸率(简写为DER,Defect Escape Rate)的计算方法。
其中i为缺陷注入阶段,根据项目生命周期阶段定义不同,可分为需求开发、概要设计、详细设计、编码阶段。j为缺陷移除阶段,缺陷移除的手段主要有评审及测试,所以此处j可分为需求评审、概要设计评审、详细设计评审、代码评审、单元测试、集成测试以及系统测试等几个阶段。如果某一个阶段不能100%移除缺陷,则必定有部分缺陷漏出到下一阶段,最终漏出到客户的缺陷数量就是缺陷逃逸数量。
2 缺陷逃逸率预测
实际开发中,项目结束前难以得到缺陷注入的整体数据。但是对于高成熟度组织来说,基于大量的历史数据,不难得到缺陷注入能力,从而基于缺陷注入能力以及缺陷注入目标数据得到缺陷逃逸率公式,通过合并移除缺陷的开发阶段以达到简化输入的目的。公式变换如下:
式(2)中,DIRB为根据历史数据识别的缺陷注入能力(基线),DERInDesign为设计阶段的缺陷移除率,DERInCoding为代码阶段的缺陷移除率,DERInTest为测试阶段的移除率。由于设计阶段及代码阶段的缺陷移除主要依赖于评审过程的执行,因此上述公式还可以继续简化为:
DERByReview为通过评审发现的缺陷移除率。
综上分析结果,只要建立评审及测试子过程的性能模型,即可预测出整体缺陷逃逸率。
3 过程性能模型建立
3.1 量化目标识别
将企业的商业目标逐层分解到可量化的质量及过程性能目标,是建立过程性能模型的第一步。缺陷逃逸率为客户考核企业的一个指标,因此将该模型对应的商业目标描述为“降低缺陷逃逸率,提高客户满意度”。经过层层分解,得到相应的质量与过程性能量化目标,再根据选定的质量及过程性能目标,选择对应的子过程。可以是一个子过程,也可以是多个子过程。建立的模型可以直接或间接预测相关结果,或者预测在开发生命周期中处于更下游的结果。表2列出了基于缺陷逃逸率的量化目标及子过程描述。
3.2 模型因子识别
经过以上分析,可以初步得出缺陷移除率公式:
每个子过程与多个因子相关,在建立模型之前,需要识别这些因子。因子分为可控因子和不可控因子两大类。可控因子是模型中需要识别的关键要素,通过调整可控因子可在一定程度上控制过程性能,从而指导项目开发和过程改善。不可控因子则代表过程实施的环境要素,是过程实施的制约条件,对过程性能的预测准确性也起到一定的作用[3]。分析因子需要重点关注导致结果的根本原因及和结果相互关联的要素,通常使用鱼骨图方法或头脑风暴方法进行分析。针对设计评审子过程、编码评审子过程,经过分析得出可控因子为设计评审投入比例、设计评审检出效率、编码评审投入比例、编码评审检出效率;针对测试子过程,识别可控因子为测试实施投入比例、测试设计人员经验。表2的最后一列定义了该模型因子。
3.3 历史数据收集,数据质量评估
识别了模型的可控因子后,就要收集相关的历史数据,进行数据初步分析。分析方法包括因子相关性分析、正态分布等。实际操作中,往往在建立PPB(过程性能基线)时,就已经完成了数据收集及质量评估工作。最方便的评估数据质量方法是观察法,通过对数据分布情况的观察,找出明显的异常点,分析异常点原因。图1为19个设计评审检出效率分布图,其中黑色圈出来的几个点与其它点相比差异较大,经过与相关执行者讨论分析,发现这3个点由于没有经过自查活动,导致评审的问题相对较多。因此,将这3个点提出后,数据大致在相同的范围内。依次类推,可以完成所有数据的评估,确保数据之间不会偏差过大。
3.4 历史数据回归分析
对每个模型的因子及预测目标进行回归分析,得出自变量X与因变量Y之间的部分相关性[4]。回归方程拟合结果需要满足如下条件才能认定其有效。
(1)回归方程的显著性检验。需要从总体上判定回归方程是否有效,即R2和调整后的R2越接近,说明模型拟合得越好。两者的值越接近1,代表模型拟合越好。
(2)回归系数的显著性检验。当回归方程效果显著时,还需要判定回归方程中哪些自变量显著,同时将效果不显著的自变量删除,并优化模型。回归系数的显著性主要通过对应因子的P值来判断,如果小于0.05就说明自变量是显著因子[5]。
图2和图3为评审移除百分比模型以及测试移除百分比的回归结果。
从回归结果可以看出,R2及调整后的R2基本有效,各因子的P值也证明了其显著性。回归方法如下:
评审移除百分比=设计评审工作量/总工作量*5.621 46+编码评审工作量/总工作量*6.275 48+设计评审检出效率*0.086 8+编码评审检出效率*0.313 14。
从这个模型的回归结果可以看出,R2及调整后的R2基本有效,但因子测试实施投入比例0.31,不满足0.05的条件,不是显著因子。在数据量有限的情况下,继续分析该子过程的因子是否还包含其它因子。如果分析后的结果没有改变,那么可以暂时认可该回归结果,待数据量积累到一定程度,再对模型因子作进一步调整、分析及再回归。这里回归方程为:
测试移除百分比=测试实施投入比例*0.283 96-评审移除百分比*0.377+测试设计经验*0.112 76
4 过程性能模型应用
4.1 应用场景
前面论述了模型在预测缺陷逃逸率方面的作用,然而在实际项目中,过程性能模型应用是贯穿项目始终的。仍然以该模型为例,应用场景如图4所示。
(1)项目计划阶段。根据计划,设计评审投入工时、编码评审投入工时、测试投入工时与总工时的比例结果,使用模型预测缺陷逃逸率目标,如果低于预期目标(例如,70%),则调整上述计划结果,提高目标达成可能性。
(2)设计阶段。设计评审结束后,根据实际的设计评审投入工时与总工时比例结果,设计评审检出效率再次代入模型,预测目标达成可能性,如果低于预期,可以通过组织二次评审或者提高编码计划投入工时、提高后续的测试计划投入工时,以此提高目标达成可能性。
(3)编码阶段。与设计阶段思路一致,调整后续测试阶段计划。
(4)测试阶段。作为缺陷检出的最后阶段,将所有因子相关的实际数据代入到模型中。如果仍然低于预期目标,则考虑增加测试轮次降低缺陷逃逸率;如果没有更好的手段,则降低客户预期,提前做好应急预案。
4.2 实现方式
过程性能模型建立以后,为了更直观地展示和预测,通过VBA将上述回归模型嵌入到Excel表中,形成可视化的过程性能预测模型。
5 结语
在CMMI模型中,仅对过程性能模型作了简要介绍,并未给出过程性能模型建立指南。笔者通过总结工作经验,详细介绍了如何快速、有效地建立实用且适用的过程性能模型,以及如何应用模型指导项目开发的方法,希望能够为高成熟度组织建立有效的过程性能模型提供帮助。
参考文献
[1]CMMI PRODUCT TEAM.CMU/SEI-2010-TR-033-2010[S].CM-MI for Development,Version 1.3.
[2]ROBERT W STODDARD,DENNIS R GOLDENSON.Approaches to process performance modeling:a summary from the SEI series of workshops on CMMI high maturity measurement and analysis[R].America:SEI Administrative Agent,2010.
[3]任甲林.术以载道-软件过程改进实践指南[M].北京:人民邮电出版社,2014:391-396.
[4]王慧,周伯生,罗文劼.基于CMMI的软件过程性能模型[J].计算机工程与设计,2009(1):109-112.
性能缺陷 篇4
1 涂层制备及表征和接触疲劳实验
1.1 涂层制备
采用超音速等离子喷涂设备制备样品涂层,喷涂材料为NiCrBSi合金粉末,成分(质量分数/%,下同)为:C 0.79,Cr 15.8,B 3.07,Si 4.53,Fe 5,余下为Ni。基体选用调质45号钢圆环,内径、外径、高度分别为30,60,25mm,内、外孔处45°倒角,两端面及内孔均磨光处理。喷涂前用丙酮清洗基体表面,然后喷砂处理以提高基体表面粗糙度和表面活性。根据需要,在进行NiCrBSi材料的喷涂时,通过改变功率的大小和送粉量的大小来制备含不同微缺陷的涂层———A#,B#和C#,喷涂工艺参数见表1。为防止基体过热,每喷涂约100μm后,暂停喷涂,使用压缩空气对基体进行冷却,喷涂过程重复进行5次。喷涂结束后,涂层厚度约为450~500μm。然后对涂层表面进行磨削处理,处理后涂层厚度约为350μm,表面粗糙度约为0.2μm。
1.2 涂层表征
图1(a)~(c)分别为不同喷涂工艺条件下,涂层A#,B#,C#的截面形貌。在喷涂功率较低,送粉量适中的情况下得到A#涂层,涂层层状结构明显,孔隙率较高,层状结构之间存有一定量的微观裂纹。这主要是由于喷涂功率较低时涂层内存在大量的未熔和半熔颗粒,这些颗粒在撞击基体发生扁平化时被反弹或被夹杂在涂层中所致。在喷涂功率和送粉量都适中的情况下得到B#涂层,涂层无明显层状结构,孔隙率和微观裂纹含量较低,结构较为致密。图中可以发现一些较大的孔隙这是由于空气的卷入形成的,较小的孔隙是由于熔滴的飞溅形成的。在送粉量较高,喷涂功率适中的情况下得到C#涂层,涂层层状结构不明显,无明显的微观裂纹,但孔隙率较高,并且孔隙尺寸较大,这是由于单位时间粉末喷射较多,一些粉末会发生团聚,致使粉末颗粒变大,在撞击基体发生扁平化时,颗粒未熔化部分动量较大,直接被反弹,或被包裹到涂层中,导致空气卷入严重,形成较大的孔隙。
(a)A#;(b)B#;(c)C#(a)A#;(b)B#;(c)C#
涂层内的微孔隙和微裂纹是构成涂层微缺陷的主体,喷涂功率和送粉量均对涂层的微缺陷有一定的影响。当喷涂功率较低时,涂层内的微孔隙和微裂纹含量较高,当送粉量较大时,涂层内的微孔隙含量较高,并且孔隙较大。基于涂层截面1000倍放大的SEM图像,采用灰度法[10]测得涂层A#,B#,C#的孔隙率分别为2.5%,1.3%,2.1%。
1.3 接触疲劳寿命实验
采用YS-1型球盘式接触疲劳实验机,对涂层的抗接触疲劳性能进行测试。配对接触副为GCr15钢轴承球,直径为11mm,表面粗糙度为0.012μm,硬度为HRC60。所有实验均在载荷为100N,转速为1500r/min的油润滑条件下完成。
每种涂层进行10次平行实验,以减少实验随机性带来的影响。接触疲劳实验结果如表2所示,其中:表面磨损失效表示为:SA(Surface Abrasion),剥落失效表示为:SP(Spalling),分层失效表示为:ID(Interfacial Delamination)。
Note:SA:Surface abrasion;SP:Spalling;ID:Interfacial delamination
2涂层接触疲劳寿命及失效模式
2.1 涂层接触疲劳寿命表征
采用两参数Weibull分布对涂层的接触疲劳寿命数据进行处理,其分布函数公式如(1)所示[11]:
式中:F(t)为t次循环的失效概率;β是形状参数,即失效概率曲线的斜率;η是位置参数,即涂层接触疲劳的特征寿命。
采用极大似然估计法来估计两个参数的值,如式(2)和(3)所示[12]:
式中,n为不同载荷条件下平行实验次数。
对上述两个公式进行计算,得到A#,B#,C#三种涂层的β值分别为5.948,5.915和5.118,η值分别为7.77×105,8.99×105,7.81×105周次。
在此基础之上,根据公式(1)可以得到A#,B#,C#三种涂层接触疲劳寿命的双参数Weibull失效概率曲线,如图2所示,横坐标为循环周次,纵坐标为失效概率。可以发现,涂层内原始微缺陷的含量严重影响涂层的接触疲劳寿命。从图中可以看出A#和C#涂层的接触疲劳寿命明显低于B#涂层的疲劳寿命。β为Weibull曲线的斜率,作为形状参数的β不仅反映涂层的失效机理,而且表征了涂层疲劳寿命的分散程度。β值越小,表示寿命的分散程度越大;反之β值越大,表示寿命的分散程度越小,测量越准确[13]。A#,B#,C#三种涂层的β值分别为5.948,5.915和5.118,总体差别不大,但C#涂层的β值略小,这反映了送粉量对涂层寿命的分散性影响较大。C#涂层的β值小是由于该涂层内部孔隙多并且较大,但微观裂纹少造成的。在接触应力循环作用下,涂层内的孔隙周围形成应力集中,进而形成裂纹并扩展,形成失效,甚至在孔隙较大处直接形成失效点坑,导致涂层的失效,但涂层内部的微观裂纹少,有利于涂层的耐疲劳性能。C#涂层的疲劳寿命与B#涂层相比呈现了两级化趋势,即一部分涂层试样寿命很低,另一部分试样寿命较高,这种两极化的趋势不仅增加了疲劳寿命的预测难度,而且使得工件在工程应用中存在了极高的安全隐患。
2.2 涂层的失效模式
涂层的失效模式主要包括表面磨损、剥落失效和分层失效三种。
2.2.1 表面磨损
表面磨损是一种常见的涂层接触疲劳失效形式之一[14],如图3所示,表现为涂层磨痕轨迹范围内出现涂层麻点式脱落。其显著特点是涂层表面出现大量的麻坑,麻坑较浅并相互搭接连通,周边存在沿着磨痕轨迹方向的裂纹,随着接触疲劳时间的延长,这种失效形式很可能演变成剥落失效甚至是分层失效。
2.2.2 剥落失效
剥落失效是一种典型的涂层疲劳失效形式[15],如图4所示,表现为涂层磨痕轨迹范围内出现圆形或椭圆形的剥落坑。其显著特点是剥落坑的尺寸较大,直径接近磨痕轨迹的宽度,剥落坑中心深度较深,周围呈阶梯片层状,这种台阶结构致使剥落坑深度由里到外逐渐变浅。
2.2.3 分层失效
分层失效也是一种典型的涂层疲劳失效形式[16],如图5所示,表现为磨痕轨迹范围内涂层整体脱落,露出基体表面,其显著特点是脱落宽度一般大于磨痕宽度,且脱落处存在有陡峭的边缘。可以看到,分层失效是最为严重的失效形式。
疲劳实验结果表明,A#涂层的主要失效模式为分层失效,涂层中未熔颗粒、微孔隙、微裂纹等缺陷较多导致涂层之间及涂层和基体之间的结合强度不足是造成该失效模式的主要原因;B#涂层的主要失效模式为剥落失效,这主要是由于涂层表层及亚表层含有的一定量的微孔隙等缺陷造成的;C#涂层的失效模式较为分散,表面磨损失效、剥落和分层失效的概率均等,涂层中所含孔隙较多并且孔隙的尺寸较大是导致涂层表面磨损失效的主要原因。
3 结论
(1)热喷涂涂层中的微缺陷主要由微孔隙和微裂纹等构成。喷涂功率和送粉量对涂层的微缺陷有一定的影响,当喷涂功率较低时,涂层内的微孔隙和微裂纹含量较高,层状结构明显;当送粉量较大时,涂层内的微孔隙含量较高,并且孔隙的尺寸较大,但微裂纹含量较少,层状结构不明显。
(2)采用球盘式接触疲劳实验机对三种含有不同微缺陷的涂层进行接触疲劳实验,建立了疲劳寿命的Weibull概率曲线图。结果表明,涂层内的原始微缺陷对涂层的疲劳寿命有着较大的影响,A#,B#,C#三种涂层的孔隙率为2.5%,1.3%和2.1%,对应的接触疲劳寿命分别为7.77×105,8.99×105,7.81×105周次。可见涂层的接触疲劳寿命与涂层内微缺陷的含量成反比关系。
(3)A#,B#,C#三种涂层疲劳寿命的Weibull概率曲线图的β值分别为5.948,5.915和5.118。C#涂层的β值略小,表明送粉量是影响β值的主要因素,即送粉量对涂层寿命的分散性影响最大。
性能缺陷 篇5
红外热像法作为一种无损、实时、全场、非接触的测试手段,不仅能够用于对结构局部损伤(内部或外部缺陷等)的检测[4,5],而且可通过热弹性应力分析对结构局部的应力状态进行评估[6,7]。红外热像法借助于红外热像仪中的焦平面阵列探测器接收外界物体所放射出来的红外辐射,再由信号处理系统转变为被测目标的红外热像图,并在外部显示器上以灰度或伪色彩显示出来,从而得到被测物体表面的应力场,固有耗散和温度场的分布信息[8]。通过相应的控制软件获取承载结构的热像图后,就可以研究结构的应力状态,温度信号(与热耗散相关)和局部损伤在疲劳过程中的演变规律,达到快速预测控制结构疲劳强度的局部临界应力的目的,从而克服传统疲劳实验周期长,成本高等不足[9,10,11,12]。
本工作应用有限元方法对盲孔附近的应力集中系数随盲孔深度和盲孔直径的变化规律进行研究。基于热弹性应力分析获取不同尺寸盲孔缺陷的局部应力集中系数Kt,并与有限元方法的结果进行对比。利用红外热成像法对含盲孔构件在疲劳过程中的固有耗散和温度信号的变化规律进行实验研究,分析构件的局部疲劳损伤演化状态。根据疲劳演化过程中的固有耗散和温度信号的变化规律,快速预测含缺陷构件的疲劳极限σdf。通过已知的光滑试件的疲劳极限σsf,计算带盲孔构件的疲劳缺口系数Kf,并与有限元理论计算的结果进行对比分析。
1理论背景
1.1热弹性应力分析
变形体承受拉应力时,温度降低;承受压应力时, 温度升高的现象就是热弹性效应。热弹性效应并不会改变疲劳过程中试件表面的平均温度值,它只使试件表面的温度在某一特定的平均值附近发生周期性的变化。热弹性应力分析是基于热弹性理论的结构应力分析方法。温度变化量与主应力之和的变化量之间的关系如下[12]:
式中:ΔTthe为某平均温度值下温度波动的幅值;α为线膨胀系数;ρ为材料密度;Cp为比热容;T为绝对温度; Δσ为主应力之 和的变化。此方程仅 在绝热条 件下有效。
本实验加载频率fL=15Hz,由于加载频率大于3Hz时[13],机械能与热形式的能量耗散之间保持着动态平衡,即认为满足绝热条件,所以此方程有效。那么,利用红外热像法所测得的试件表面局部温度信号的变化规律,即可通过式(1)进行结构应力状态的评估,故有:
式中Km=α/(ρCp)定义为材料的热弹性系数,与材料本身的物理性质有关。
上述的热弹性应力可以通过锁相红外热像系统的控制软件Altair Li中的热弹性分析模式(E-Mode)来实现[14]。热像法不仅能够直接呈现出承载构件的交变应力场,而且能准确定位构件局部易发的损伤。相比于有限元建模方法,热像法实时、全场、非接触的优势,为结构整体应力评估提供了便利。
1.2锁相热像法
疲劳是能量耗散的不可逆过程。根据热力学两大定律,则有局部疲劳损伤的热力耦合方程:
式中:为试件表 面温度变 化率;k为热传导 系数;σ为柯西应力张量为应变率张量;α为表征材料内部微结构变化的内变量;ψ为赫姆霍兹自由 能;qe为外热源,可通过差分 红外热像 法及图像 处理技术 予以消除。在式(3)中,疲劳损伤引起的固有能量耗散源为
热弹性源和内耦合源分别为
通常,单周循环内的固有耗散源引起的温度变化远比热弹性热源引起的温度变化要小[14],所以需要利用特殊的手段才能进行提取。锁相热像法就是在红外热像系统中加入数字锁相技术,对所采集的热像数据进行快速傅里叶变换。该技术能够通过耗散模式(DMode)将疲劳过程中每周内固有耗散源d引起的微小温度变化实时地提取出来,用于结构的应力评估和疲劳性能分析。
由于耗散能与塑性变形、疲劳及损伤之间有密切的关系,所以很多研究人员利用红外热像法研究疲劳过程中的固有耗散、温度及循环载荷之间的关系,以快速评估材料的疲劳极限。Brémond等[14]用锁相热像系统的D-Mode提取试件在疲劳演化过程中每个周期内的热耗散量,以此作为试件疲劳损伤状态的评估指标开展疲劳热像法的研究。Krapez等[15]利用锁相技术处理疲劳过程中的热耗散温升及热弹性温度的变化规律,以预测多种金属材料的疲劳参数。Luong[16]则研究了从低应力到高应力下构件的固有耗散的变化规律,将导致固有耗散发生突变的临界应力点作为材料或构件的疲劳极限,该模型中消除了非塑性效应(黏性、滞弹性等)引起的预测误差。由于临界应力点的波动误差,Curà等[17]建立了一种迭代的方法,以确定临界应力(耗散能突变的拐点)的唯一性,结果证明该方法能更准确地预测材料的疲劳极限。李萌等[18]基于锁相热成像技术测定了铝合金铆接结构件在疲劳过程中的能量耗散,快速预测其疲劳极限,与实验结果吻合良好。
运用高速、高灵敏度 的焦平面 阵列红外 热像仪Cedip Jade III及其控制软件系统Altair和Altair Li来研究疲劳损伤演化过程中温度信号及固有耗散的演化规律。 由于温度 信号与固 有耗散的 变化规律 与材料的疲劳损伤过程密切相关,故可利用温度信号 ΔT、固有耗散d与循环应力σ 之间的演化规律实现对材料和构件疲劳极限的快速预测:
式中:d1,d2和 ΔT1,ΔT2分别为疲劳极限之下和之上的固有耗散和温升;a1,a2,b1,b2,γ1,β1,γ2,β2为材料常数;σa,σf为应力幅和疲劳极限。
基于前面的研究工作,本工作利用阶梯式连续加载的方法,通过红外热像技术研究疲劳过程中的固有耗散d和相对稳定温升 ΔT的变化规律,以快速确定带不同深度盲孔缺陷构件的疲劳极限,进而计算其疲劳缺口系数Kf,并与理论计算的结果相对比。
2研究方法
2.1实验材料及试件
实验所用的材料为广泛应用于工程结构和机械零件的低碳钢Q235钢,其基本的物理力学性能如表1所示[19]。通过机加工将t=5mm厚钢板加工成带不同深度的圆形盲孔缺陷的平板试件,如图1所示,试件的长度方向与钢板的轧制方向保持一致。盲孔中心位于试件的对称轴上,且盲孔具有相同的直径φ=6mm, 盲孔的深度h=0.9,1.8,2.7mm。
Note:σywas yield strength;σfwas fatigue limit strength.
2.2有限元模型及边界条件
由于实验试件的对称性特点,利用ABAQUS进行有限元建模时只建立试件标距范围的1/4模型,如图2所示,所选用的单元类型为C3D8I[20]。在模型的对称面上分别施加对称边界条件,即在XOZ面上有uy=0且沿X,Z轴的转角ur1=ur3=0,在YOZ面上则有ux=0且沿Y,Z轴的转角ur2=ur3=0;在实验过程中模型两端被夹具夹持,故在XOY面上uz=0;随后在模型左部施加沿Y正向的均布拉伸载荷。有限元分析计算过程采用静态求解方式。
2.3实验研究
疲劳实验系统包括MTS810伺服液压试验机、红外热成像仪、数字锁相盒及相应的设备控制软件和图像采集和数据后处理软件[21]。Cedip Jade III红外热成像仪的响应光谱范围为3~5μm,空间分辨率达到320×240像素,采样频率可达170Hz,在25℃时热分辨率一般小于0.025℃。锁相技术通过快速傅里叶变换进行实时的数据处理,能够汲取周期载荷下材料热耗散引起的微小温升。利用数字锁相技术对采集的热像信号进行实时的处理后,可使最小温度分辨率达到0.001℃[2,3]。
疲劳实验在常温的实验室环境中开展,加载前利用细砂纸对所有被测试件的表面边界棱角处进行打磨处理,减小或消除棱角处的应力集中和边界效应对实验结果的影响。然后在所有疲劳试件表面均匀喷涂一层薄薄的黑色亚光漆,以提高试件表面的热发射率,使之达到约0.95左右。待黑色亚光漆晾干之后,在应力比为R=-1、加载频率fL=15Hz的条件下进行阶梯式连续加载的疲劳实验[22]。循环应力 以正弦波 的形式加载,根据不同的盲孔深度h=0.9,1.8,2.7mm, 初始应力幅值σa=100,70,80MPa,各级应力增量为5~10MPa,各级应力 水平下的 循环次数 为4000周次(此时试件表面 状态达到 相对稳定),连续加载 直至试件出现宏观裂纹或发生疲劳断裂为止。在疲劳实验的过程中,利用Altair Li软件中的E-Mode和DMode分别采集试件表面的应力场和耗散场,同时通过Altair软件记录试件表面的温 度场信号。这样通过热像图中局部热点区域的应力、耗散和温度信号, 就可以对疲劳演化 过程中的 应力状态 变化、损伤程度进行分 析研究。根据这些 信号的演 化规律,就可以从物理意义上对材料和构件的疲劳参数进行快速预测。
3结果分析与讨论
3.1有限元应力分析
关于盲孔附近应力分布的解析解尚未导出[23],所以本工作利用有限元软件ABAQUS对带盲孔构件的应力分布状态进行了分析。有限元模拟所加的均布载荷使得盲孔处的名义应力水平σa=170MPa。图3是通过有限元模拟所获得的相同盲孔直径φ=6mm、不同盲孔深度h下的主应力场状况。盲孔附近模拟应力场的分布形状为经典的类蝴蝶结形,最大主应力σmax位于垂直于试件加载方向的盲孔截面上[24],通过计算可知,相应的理 论应力集 中系数Kt=σmax/σa= 1.6371,1.8976,2.0139,2.0327,2.1681。图4是垂直于加载方向的盲孔截面 上从盲孔底部到顶 部路径h (x)上的理论应力集中系数Kt分布图。此处应力 集中系数Kt定义为路 径上每个 点的主应 力值与盲 孔截面名义应力 的比值。可知:盲孔上应 力集中程 度最大的位置不在 盲孔底根 部,而是在靠 近盲孔顶 部的孔壁上。
在研究盲孔附近的应力集中系数Kt与盲孔深度h和盲孔直径φ之间的关系时,(I)保持盲孔直径φ不变,分别改变盲孔深度h进行有限元建模计算,提取结果中的最大主应力σmax用以计算盲孔附近的应力集中系数Kt=σmax/σa,结果如图5(a)所示;(II)保持盲孔深度h不变,分别改变盲孔直径φ进行有限元建模计算, 并提取结果中的最大主应力σmax来计算盲孔的应力集中系数Kt=σmax/σa,结果如图5(b)所示。由图5(a) 可知,盲孔的应力集 中程度并 不是随着 盲孔深度 的增加而不断增加。当0<h/t<0.5时,应力集中系数Kt随孔深h不断增大;当0.5<h/t<0.95时,Kt近似为常数或略有下降的趋势;而当0.95<h/t<1时, Kt又突然增大。由图5(b)可知,当0<φ/B<0.05时,应力集中系数Kt不断地增 大;当0.05<φ/B< 0.7时,Kt又不断降低;当0.7<φ/B <1时,Kt又开始增大。
3.2热弹性应力分析
图6是应用锁相热像系统自带的Altair Li软件中的热弹性分析模式(E-Mode)计算得到的盲孔附近主应力场的分布。由热像图可知,在试件的盲孔周围存在着明显的应力集中现象,盲孔附近的应力场分布与有限元的主应力场相似,也是典型的蝴蝶结形状。 在垂直于加载方向的平面上,实际应力水平较高(红色区域),而平行于加载方向的平面上的实际应力水平较低(蓝色区域)。通过热像图还可以直观准确地确定承载构件表面最大主应力的位置和数值。对盲孔直径φ=6mm、深度h=0.9mm的试件,在名义应力幅σa= 150,170,190MPa下,图6中所给出的最大主应力值 σmax=222,261,334MPa,由此可计算相应的理论应力集中系数Kt=σmax/σa=1.48,1.5353,1.7579。可见低应力下(150,170MPa)Kt变化不大;而当应力升高至190MPa时,Kt变化较大,热弹性应力分析受到了疲劳损伤程度的影响。
图7是图6(c)中的沿试 件标距内 不同路径 的应力分布状态。可知在盲孔附近应力明显较高,应力梯度较大,在远离盲孔的试件标距内,受到应力集中的影响较小,应力分布也较为均匀。
图8是阶梯式连续加载条件下由热像图所获得的相同盲孔直径φ=6mm、不同盲孔深度(h=0.9,1.8, 2.7mm)的构件应力集中系数Kt的变化规律。在名义应力水平σa较低时(h=0.9mm,σa<190MPa;h= 1.8mm,σa<135MPa;h=2.7mm,σa<110MPa),盲孔附近仍以可逆的弹性变形为主,并没有较大的塑性变形,所以热弹性应力分析依然有效,能准确确定盲孔的应力集中系数Kt;但是当名义应力水平增大到一定程度时(h=0.9mm,σa≥190MPa;h=1.8mm,σa≥135MPa; h=2.7mm,σa≥110MPa),由于盲孔附近较大的塑性变形进一步加剧了应力集中,使得应力水平显著提高, 热弹性效应不再适用,所以测得的应力集中系数Kt发生了突变。为了与图3(a)~(c)中有限元计算的应力集中系 数Kt进行比较,计算了不 同盲孔深 度 (h=0.9,1.8,2.7mm)的试件在低应力下应力集中系数的平均值Kmt=1.4537,1.7253,1.8642。它们与图3 (a)~(c)中有限元模拟所计算的Kt=1.6371,1.8976, 2.0139之间的误差分别为11.2%,9.08%,7.43%。
这说明了热弹性应力分析在研究承载结构的应 力分布方面的可行性和可靠性。在实际工程结构和机械设备的零部 件服役过 程中,大部分寿 命都处于 宏观弹性变形阶段,所以热弹 性应力分 析在研究 结构局部应力集中、局部损伤 状态的方 向上具有 光明的发展前景。
3.3耗散场和温度场
图9是红外热 像系统所 采集的盲 孔深度h= 0.9mm的试件在 名义交变 应力幅分 别为150,170, 190MPa下循环4000周次时的表面耗散场和温度场信号的变化。随着加载应力水平的增大,盲孔局部的高应力集中使局部微塑性变形不断累积,疲劳微裂纹开始在位向有利的晶粒处成核、萌生、合并和扩展,疲劳损伤程度不断加剧,也使得该区域固有耗散的能量不断增多,从而引起了试件表面温度场信号的不断升高,这里往往是宏观疲劳裂纹预先出现的位置。因此, 构件局部温度信号的变化与其局部的应力状态和损伤累积程度息息相关,这就可以通过疲劳演化过程中的固有耗散和表面温度信号变化规律进行在役结构的安全性评估,减少或避免疲劳失效事故的突然发生。
图10和图11分别是在名义应力幅σa=190MPa下的固有耗散场和温度信号沿不同路径的分布图。分析可知,与应力场分布相似,在盲孔周围的耗散和温度有明显的梯度变化,在远离盲孔的试件标距内,由于受到应力集中的影响较小,耗散量和温升值的变化均较小,而且场分布也比较均匀,说明这些地方的疲劳损伤程度均匀,累积程度也较小。同时,通过固有耗散、温度和应力沿路径的分布曲线还可以定量计算盲孔缺陷的平面尺寸。本工作中试件的实际宽度B=10mm,在热像图中对应42个像素点,而通过分析固有耗散、温度与应力沿不同路径的分布曲线上的突变点,可以获得盲孔缺陷区域所占的平均像素点为27.67,计算其所对应的尺 寸为6.59mm,与盲孔的 实际直径φ= 6mm的误差约为10%。由于定量热成像法所采集的热像图为试件表面的可视部分,所以不能给出盲孔缺陷的具体深度。但是锁相红外热像技术作为一种无损检测手段,可通过构件表面温度信号的相位及幅值信息确定含缺陷构件一定深度范围内(<10mm)的缺陷尺寸[25,26]。
3.4疲劳极限的快速预测
利用传统的疲劳实验方法(成组法和升降法)来获取材料或构件的疲劳极限,实验周期长、资源消耗大。锁相红外热像法根据材料疲劳损伤过程中的固有耗散及其相应的温度信号的变化规律,为快速、准确地评估材料和构件的疲劳性能参数提供了有力的手段,而且大量的研究结果显示,由该方法所预测的材料和构件的疲劳极限与传统方法之间具有良好的吻合性[27,28,29]。
图12是采用阶梯式连续加载的方法,分别利用疲劳损伤累积过程中构件表面的固有耗散和温度信号的变化规 律,所确定的 不同盲孔 深度的试 件疲劳极 限 σdf。可知,疲劳过程中的固有耗散和温升变化规律均可以作为疲劳损伤的评估指标,用于快速预测评估材料和构 件的疲劳 极限。 本工作中 的盲孔试 件φ= 6mm,h=0.9,1.8,2.7mm,这两种评估指标所预测的疲劳极限间 的误差分 别为0.31%,1.49%,1.18%。 由于盲孔的深度与应力集中程度相关,故图12中试件的疲劳极限随着盲孔深度的增加而降低[30]。通过对失效试件的断口观察发现,疲劳微裂纹均萌生于盲孔顶部边缘附近,说明这里的应力集中加速了微裂纹的萌生和扩展,降低了疲劳寿命。
疲劳缺口系数Kf是光滑试件与带缺口试件的疲劳极限的比值,Kf=σsf/σdf。另外,Kf与Kt之间也具有一定的关系[31],即Kt越大,则应力集中程度就越严重,构件的疲劳寿命就越短,Kf就越大。疲劳缺口敏感系数q定义二者之间的关系如下:
疲劳缺口敏感系数q与缺口几何形状和材料性质有关,当缺口的最大应力低于材料的屈服极限时,可以利用Neuber公式来计算[32]:
式中:r为缺口根部半径,此处为实验试件的盲孔半径,r=3mm;σb=407MPa,为材料的强度极限。
在3.1节中通过有限元模拟分别计算了盲孔直径 φ=6mm、深度h=0.9,1.8,2.7mm试件的理论应力集中系数Kt。通过公式(7),(8),便可得相应的疲劳缺口系数Kf,列入表2中。郭杏林和王晓钢[19]运用锁相红外热像技术研究了Q235钢光滑试件疲劳过程中固有耗散的变化规律,并基于Luong双线法[16]确定其疲劳极限σfTM=178MPa。因此,结合图12中所预测的带不同深度(h=0.9,1.8,2.7mm)盲孔试件的疲劳极限均值σdf=157.55,133.6,119.1MPa,便可以快速确定盲孔试件的疲劳缺口系数Kf:
表2将有限元法、热弹性应力分析法及锁相热像法所预测的带盲孔试件的疲劳缺口系数Kf进行了比较,说明了锁相热像技术在研究材料和构件疲劳性能方向上的可行性。
4结论
(1)盲孔附近的最大应力不在孔底根部和孔顶,而在接近孔顶的孔壁上。盲孔附近的应力集中程度并不是随着盲孔深度和直径的增大而线性的变化。当盲孔直径φ=6mm、深度h=0.9,1.8,2.7mm时,热弹性应力分析所确定 的Kt与有限元 结果间的 误差分别 为11.2%,9.08%,7.43%。因此,热弹性应力分析能够较为准确确定构件局部的应力集中系数Kt。
性能缺陷 篇6
钙钛矿锰氧化物具有丰富的物理内涵和半金属导电性, 在信息、电力、电机、医疗等领域有着广阔的应用前景, 备受国内外科学界关注[1,2,3]。在钙钛矿锰氧化物系统的等带宽系[4]中, LCMO系因其掺杂过程中平均有效离子半径 (rA) 值几乎不变, 所以成为了研究载流子掺杂效应的理想系统。
正电子 (e+) 湮没技术 (PAT) 是研究晶体缺陷和电子结构的重要实验手段[5]。它具有很多独特的优点[6], 在高温超导、铁电、压电、庞磁电阻效应等钙钛矿型化合物材料的研究工作中得到广泛应用, 并取得了有意义的研究结果[7,8,9,10,11,12,13,14,15]。
正电子 (e+) 湮没辐射多普勒 (Doppler) 展宽谱可反映样品中不同动量电子与正电子的湮没信息, 可用于研究具有较高动量的内层 (核心) 电子状态[16,17,18]。本实验采用符合正电子湮没辐射多普勒展宽谱技术研究了La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3陶瓷的微观缺陷和3d电子行为, 测量了La2/3Ca1/3Mn1-x-FexO3陶瓷的磁电阻特性, 研究了微观缺陷和3d电子对多晶陶瓷磁电阻性能的影响, 进而探讨不同Fe掺杂量对LCMO系陶瓷磁电阻率微观机理的影响。
1 实验
采用固相反应法制备La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3多晶陶瓷。选用La2O3、CaCO3、MnO2、Fe2O3光谱纯粉末样品为原料, 先进行充分球磨, 烘干后再充分研磨, 然后将粉料直接在1100℃空气气氛下预烧30h后随炉冷却至室温, 再进行球磨、造粒、压片, 最后放入高温管式烧结炉在800℃空气气氛中排胶, 排胶后分别在1350℃或1400℃高温进行终烧。
样品的室温磁电阻性能测试是将样品用标准四引线测电阻装置连接后放入可调式电磁铁产生的磁场中进行测量。
采用双探头符合正电子湮没辐射Doppler展宽谱装置测量单晶Si、Fe、Mn以及La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3多晶陶瓷样品的Doppler展宽谱。采用本装置测得的Doppler展宽谱的低能端和高能端的本底都很低, 谱线峰高与本底之比均高于105, 能够较灵敏地反映出高动量的内层 (核心) 电子状态[19,20,21,22]。
2 结果与讨论
2.1 正电子湮没辐射Doppler展宽谱
正电子从22Na放射源产生进入固体样品热化后, 与固体中的电子湮没, 主要产生2个能量大约为511keV的γ光子。湮没前由于正负电子对具有纵向动量PL, 这时湮没光子相对于511keV产生Doppler能移 (511±ΔE) 。电子的纵向动量PL与Doppler能移ΔE的关系为:ΔE=cPL/2 , 其中c为光在真空中的传播速度。
由于正电子与高动量核心电子湮没而引起的多普勒展宽谱的形状差异较小, 因此为了区分不同的展宽谱, 构造了商谱:以充分退火的单晶Si的Doppler展宽谱中的每一道的计数作为参考, 将其他样品的Doppler展宽谱中的相应道址的计数与之相比, 获得实验样品的商谱。在作商谱之前, 先对每条原始Doppler展宽谱进行9点光滑, 再把能量范围从511～530keV (PL为0～74.3×10-3m0c) 的谱线面积归一到106, 最后得到的商谱如图1所示。商谱的横坐标为正-负电子对湮没前电子的纵向动量PL (单位为10-3m0c, m0为电子的静止质量, c为光在真空中的传播速度) 。图1中的MnFe011、MnFe021、MnFe031、MnFe041、MnFe051、MnFe061、MnFe071、MnFe081分别表示在La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3块材中Fe含量 (物质的量) 分别为0.00、0.17、0.20、0.33、0.50、0.67、0.75、0.84的实验样品。
图1 (a) 为Fe和Mn的商谱, Fe的商谱谱峰比Mn的商谱谱峰高。从Fe和Mn的核外电子排布 (Fe:1s22s2-2p63s23p63d64s2;Mn:1s22s22p63s23p63d54s2) 来看, Fe和Mn中都含有3d电子。在正电子湮没实验中, 进入样品的热化e+一部分与外层4s发生电子湮没, 另一部分与具有较高动量的3d电子发生湮没。相关研究[17]表明, 商谱的谱峰是正电子与3d电子湮没几率的反映, 正电子与3d电子的湮没几率大, 则商谱的谱峰高, 正电子与3d电子的湮没几率小, 则商谱的谱峰低。在Fe原子中3d6电子比Mn原子中的3d5电子多, 因此当e+进入纯金属Fe时, Fe原子中较多的3d6电子与正电子相遇的几率就比Mn大, 正电子在纯金属Fe中的湮没几率要比进入Mn的大。因此Fe的商谱谱峰比Mn的商谱谱峰高。
图1 (b) 是Fe含量分别为0.00、0.17、0.20、0.33的 La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3多晶陶瓷的商谱, 谱峰随样品中Fe含量的增加而增高。从价态平衡的角度分析, 掺入的Fe以Fe3+替代了Mn3+, 且Fe3+ 与Mn3+的有效离子半径相差不大, 铁掺杂对晶体结构影响不大。Fe3+的3d5电子比Mn3+的3d4电子多。因此当正电子进入掺杂量x≤0.33的La2/3-Ca1/3Mn1-xFexO3陶瓷样品时, 正电子与3d电子湮没几率随样品中Fe含量的增加而增大。
图1 (c) 是 Fe含量分别为0.33、0.50、0.67、0.75、0.84的La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3多晶陶样品的商谱, 谱峰随样品中Fe含量的增加而逐渐降低。相关研究[23,24,25,26]表明, La2/3Ca1/3-MnO3中的Mn3+与Mn4+物质的量比为2∶1, Mn3+约占0.67, 即Fe 掺杂量x>0.67时, 过多的Fe3+将导致La2/3-Ca1/3MnO3中的价态不平衡, 即多余的Fe不能进入钙钛矿结构而另外形成新相。Fe的常规价态有Fe3+和Fe2+两种, 在生成的新相中, Fe有可能以Fe3+、Fe2+或Fe原子的形式存在, 也可能是3种形态共存。Fe的这3种形态的核外电子排布 (Fe:1s22s22p63s23p63d64s2;Fe3+:1s22s22p63s23p63d54s0;Fe2+:1s22s22p63s23p63d54s1) 比原有钙钛矿结构中的Mn3+ (Mn3+:1s22s22p63s23p63d44s0) 与Mn4+ (Mn3+:1s22s2-2p63s23p63d34s0) 的3d多, 但这也不可能使陶瓷样品的商谱谱峰随样品中Fe含量的增加而逐渐降低。比较合理的解释是, 在La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3中, 当Fe掺杂量x>0.33时, 随着Fe掺入量的增加, Fe不再以Fe3+进入钙钛矿晶体结构中取代Mn3+, 而是以另外的新相出现。随着新相的增多, 将导致多晶陶瓷La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3体系的微观缺陷增多。尽管Fe掺杂量的增加使得样品中的3d电子数量增多, 但新相也随Fe掺杂量的增加而增多, 即样品中的相界面增多。微观缺陷的逐渐增多使得正电子与3d电子湮没的几率减小。因而在La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3中, 当Fe掺杂量x>0.33时, 随着Fe掺入量的增加, 样品中的相界面增多, 商谱的谱峰降低。
2.2 磁电阻性能测试
用标准四引线法测量了La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3陶瓷样品在不同磁场下的电阻率, 电磁铁的磁感应强度在0～1T之间连续可调, 测量结果如图2所示。
从图2中可以看出: (1) 不同烧结温度获得的样品在中间掺杂区 (即0.2
不同烧结温度的La2/3Ca1/3Mn0.5Fe0.5O3和La2/3Ca1/3-Mn0.33Fe0.67O3陶瓷样品的电阻率在中间掺杂区 (0.2
在中间掺杂区 (0.2
高掺杂区 (x>0.67) 的La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3样品的电阻率下降至与低掺杂区 (x<0.2) 样品的电阻率相近。由正电子湮没辐射Doppler展宽谱的分析可知, 当x>0.33时, 有新相生成, 样品中的缺陷随新相的增加而增加。即当Fe的掺杂量超出0.33以后多余的Fe就不能进入钙钛矿结构而另外形成新相。新相的生成会使体系的电阻率下降, 只是此时所生成的新相很少, 加上各种强关联作用, 样品的电阻率不降反而有所升高。当x≥0.5时, 样品中生成的新相逐渐增多, 使得样品类似于一个被无规剪断的导通网络 (如图3所示) 再逐步被修复一样, 新相生成得越多, 网络导通越多, 从而使系统的电阻率又降低。
3 结论
(1) 金属Fe的商谱比Mn的商谱高, 这是由于Fe原子的3d电子比Mn原子的多, 正电子在金属Fe中与3d电子的湮没几率大。
(2) 当x≤0.33时, La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3陶瓷样品的商谱随Fe含量的增加而升高, 这表明Fe离子进入钙钛矿晶体结构取代Mn3+使得样品3d电子增多, 正电子与3d电子的湮没几率增加;当x>0.33时, La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3陶瓷样品的商谱随Fe含量的增加而降低, 说明La2/3Ca1/3Mn1-x-FexO3陶瓷样品中出现了新相, 缺陷增多, 正电子与3d电子的湮没几率减小。
(3) 对Fe掺杂量x为0.50、0.67的La2/3Ca1/3Mn1-x-FexO3样品, 当烧结温度较高时, 样品中形成较多的有序相, 从而使样品的电阻率减小。
(4) 在中间掺杂区 (0.2
(5) 在高掺杂区 (x>0.67) , La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3样品中的新相增加导致类似一个被无规剪断的导通网络, 样品中的新相越多, 网络导通越多, 样品的电阻率降低。
摘要：用符合正电子湮没辐射Doppler展宽技术研究了La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3陶瓷的缺陷和3d电子行为。结果表明:对x≤0.33的样品, 随着样品中Fe含量的增加, 3d电子数量增加, 样品的商谱谱峰升高;对x>0.50的样品, 随着样品中Fe含量的增加, 样品中有新相生成, 体系缺陷增加, 样品的商谱谱峰降低。测试了La2/3Ca1/3Mn1-x-FexO3多晶陶瓷的磁电阻性能, 讨论了微观缺陷和3d电子对La2/3Ca1/3Mn1-xFexO3多晶陶瓷磁电阻性能的影响。