聚合物/纤维素材料（共7篇）
聚合物/纤维素材料 篇1
摘要：主要概述了纤维/聚合物泡沫复合材料性能的影响因素,总结了纤维的增强机理,讨论并分析了应用Halpin-Kerner模型及其修正公式进行模量预测的可行性及与实测值存在偏差的原因,最后指出采用有限元建模将能考虑到更多的影响因素,模量预测结果更为接近实验结果。
关键词：纤维,泡沫复合材料,增强机理,模量预测
聚合物泡沫材料以其品种丰富和工艺简单而备受关注。为了进一步提高性能,使其能够满足交通和运载工具轻量化、重要缓冲包装材料和需耐更高温度领域对轻质材料的强度、刚度和耐热性能等要求,研发人员对聚合物泡沫材料的高性能化开展了广泛而细致的研究。常用改性方法主要有改变聚合物的结构、添加助剂、添加填料和改变泡体结构等,而选用纤维进行增强改性,制成纤维/聚合物泡沫复合材料是应用最为广泛的方法之一[1]。
纤维增强聚合物泡沫复合材料是一种以聚合物为基体、增强纤维和气体共存的三相复合材料,不仅具有泡沫塑料的轻质,更兼有纤维增强复合材料的高强度、低压缩等特性,有望使泡沫产品进入耐承载结构材料领域,拓宽应用范围[2]。至今,国内外已在纤维/聚合物泡沫复合材料的发泡机理、成型工艺及力学性能等方面发表了相当多的研究论文,取得了大量有意义的成果。本文将从分析纤维增强聚合物泡沫复合材料的影响因素出发,简要地对增强机理和力学性能的理论预测模型进行综述。
1 力学性能的影响因素
对纤维/聚合物泡沫复合材料而言,影响其力学性能的因素主要来自两个方面。
一方面,泡沫复合材料的本质满足泡沫材料这一基本特性,因而影响泡沫结构基本性能的诸多因素,如密度、基体树脂的结构与性能、泡体结构、开闭孔类型、泡径尺寸与分布、泡壁厚度等,也是聚合物基泡沫复合材料的物理、化学及力学性能的重要影响因素。
Cunningham A等[3]曾提出聚氨酯(PU)硬质泡沫的性能与各种因素关系的模拟方程:
Y=y(ρ,CC, CS,PM, GE, etc.) (1)
式中:Y为泡沫材料的性能;ρ为泡沫体的表观密度;CC为化学组成;CS为泡体结构;PM为聚合物形态结构;GE为闭合气孔种类。
在这些因素中,往往又以表观密度的影响最为显著。徐涛等[4]的研究发现泡沫体的表观密度对短玻璃纤维(SGF)/PU泡沫复合材料的微观结构和力学性能的影响很大:当SGF/PU泡沫复合材料的密度从0.1g/cm3提高到0.5g/cm3时,其压缩强度和模量分别从1.93MPa和33MPa急增到17.91MPa和330MPa左右;分析发现在低密度下,增强纤维有1/2裸露在气孔中,与PU基体的有效接触面积仅有1/2,随着表观密度的提高, SGF能够被PU基体有效包覆而获得较好的增强效果。杨继年等[5]的研究也发现表观密度显著影响了SGF/聚丙烯(PP)泡沫复合材料的泡孔结构和力学性能:密度从0.32g/cm3增加到0.45g/cm3时,试样获得了更为均匀细密且多为闭孔结构的泡孔,冲击韧性和抗压强度分别从4.29kJ/m2和6.57MPa提高到17.87kJ/m2和20.57MPa,增幅均在1倍以上。
另一方面,增强体的性能(包括种类、含量及在基体中的分散状况)和界面结构(包括不同增强相与基体之间的界面结合)也是影响纤维/聚合物基泡沫复合材料性能的重要因素。为了提高聚合物基体的物理-力学性能而引入的增强体,也会对复合体系的发泡性能产生强烈的影响,最典型的表现就是外加增强体的引入在聚合物的发泡过程中起到了一定的异质形核的效应,增大了气泡的形核效率,大幅降低了发泡体系的平均泡孔直径、显著提高了泡孔密度,增幅往往能达到1个数量级以上,这对于提高泡沫复合材料的性能,尤其是力学性能具有显著的效果[6,7,8,9,10,11,12]。此外,增强纤维通过与聚合物溶液(或熔体)之间形成的内摩擦等交互作用,也会使基体树脂(尤其是热塑性聚合物熔体)的流动性明显降低,在大多数情况下会造成发泡体系的熔体强度(粘度)增大而影响复合材料熔体的发泡性能[13,14,15,16,17,18]:若外加增强体以适当的质量分数引入到基体中并能均匀分散,对于抑制气泡的过分膨胀、泡孔的坍塌与合并和避免出现泡体结构的不完整现象具有改善作用;若添加量过大,外加增强体的引入将会使发泡体系的熔体强度(粘度)急剧增大,导致部分气泡在形核之后无法正常膨胀、熔体中的溶解气体由于过度聚集而形成局部大泡孔的现象,反而恶化泡沫复合材料的发泡效果,进而导致其力学性能的降低。
杨继年等[19]在研究中发现,通过添加不同种类的相容剂对SGF-PP之间的界面结构进行优化设计,可制备出力学性能迥异的SGF/PP泡沫复合材料,如添加马来酸酐接枝PP,主要提升材料的强度,而引入马来酸酐接枝聚烯烃弹性体,则可使冲击韧度提升幅度达到77%;显示了增强纤维与基体的界面效应是影响泡沫复合材料力学性能的重要因素,在建立理论预测模型的过程中具有不可或缺的地位。
在这些诸多影响因素中,既存在着相对独立的因素,如泡沫体的表观密度和基体聚合物的性能,也存在着具有交互作用的因素,如泡孔结构的演变、增强体的性能以及界面结构等。因此,在特定的材料体系中,需要综合考虑影响最终性能变化的因素并分析其中的主次性,才能准确有效地揭示纤维增强聚合物泡沫复合材料性能变化本质,为后续实验方案的设计与优化提供正确的思路。
2 纤维的增强机理
泡沫材料在拉伸应力作用下,一旦聚合物支柱(泡壁的交界)断裂,与其相连的泡壁也即刻开裂,裂纹迅速延伸到下一个树脂柱或树脂交点上,如同鱼网的拉伸破坏,呈跳跃式地选择薄弱支柱逐个破坏;外加增强纤维的引入使得泡沫复合材料的拉伸破坏行为发生了变化,当产生损伤时,裂纹在基体中的扩展可以有多种形式,对此Cotgreave T[20]、李国忠[21]、闻荻江[22]等已做了较为详细的描述。纤维/聚合物泡沫复合材料在应力下的破坏与裂纹产生的难易、裂纹扩展的快慢及纤维在体系内的存在状况密切相关:在拉伸应力的作用下,材料的薄弱部位首先产生裂纹,而纤维的存在提高了产生裂纹的初始应力值,对裂纹的出现起到了一定的抑制作用;当裂纹出现并在扩展过程中遇到纤维时,由于纤维的强度要远高于基体,可能出现裂纹的终止、偏转并平行于纤维的轴向、纤维脱粘拔出、纤维带着基体拔出和纤维拉断等多种情况,而实际的破坏行为往往是上述几种形式的综合,破坏时以哪种形式为多,决定了增强效应的优劣[22]。
在压缩应力的作用下,泡沫材料的破坏主要是由基体支柱的弯曲、扭转变形,从而依次导致泡壁及支柱的失稳破坏引起的;经过纤维增强后,纤维可以有效地对支柱进行增强和减弱泡孔变形,且纤维还可以贯穿若干个泡孔,使得纤维周向一定范围内的泡孔以纤维为核心,联成了一个较大的柱体而有效地提高了压缩应力和模量[21,22]。因此,优化增强纤维在发泡体系中的分布和分散,将显著影响纤维的增强效果和复合体系的失效机制,也是进一步提高其力学性能的关键之处。
3 模量的理论预测模型
纤维/聚合物泡沫复合材料的力学性能受诸多极其复杂因素的影响,目前还没有形成一个具有普遍适用性的数学模型能从理论上进行较为准确的预测。大多数的模量预测模型都是基于纤维增强聚合物复合材料的基础上,通过对关键参数进行适当的修正,使之能延伸运用于纤维增强聚合物泡沫复合材料中。
用于预测泡沫复合材料模量的理论模型主要有简单共混模型[23]、平方律加和公式[24]、Halpin-Tsai模型[25]以及目前应用较为广泛的Halpin-Kerner模型[26]。Halpin-Kerner模型是基于未增强发泡材料得到的泡沫复合材料的模量预测模型,表达式为:
undefined
式中:ER为短纤维增强泡沫复合材料的模量;EU为未增强泡沫材料的模量;Vf为短纤维的体积分数;Vg为气泡的体积分数;V*g为忽略泡沫复合材料中的纤维相而形成的两相体系(含基体和气体)中的气体体积分数;A、B均为常数,分别由式(3)和式(4)给出。
A=2L/d (3)
undefined
式中:L/d为纤维的长径比;Ef为短纤维的模量;EM为聚合物基体的模量。
王建华等[27]采用Halpin-Kerner模型预测短纤维/硬质PU泡沫复合材料的压缩模量,发现理论计算值普遍高于实测值,且密度越大相差的幅度也越大,他归结为模型建立在增强纤维与基体界面结合良好、纤维呈取向排列且泡孔分布均匀等理想条件的基础上,与实际材料体系存在偏差的缘故。
若从复合材料的混合定律出发,将未增强泡沫材料看作是以气体为填料的两相“复合材料”,则未增强泡沫材料的模量可由式(5)给出。
EU=EMVM+EgVg (5)
式中:VM为泡沫材料中基体的体积含量;Eg为泡沫材料中气体的模量。
由于该“复合材料”中的气体填料的模量和质量可近似等于0,因此未增强泡沫材料的质量即等同于聚合物基体的质量,根据质量、密度和体积之间的关系,可将式(5)改写成式(6):
EU/EM=ρU/ρM (6)
式中:ρU为未增强泡沫材料的密度;ρM为聚合物基体的密度。
进一步,可将式(2)改写为:
undefined
(7)
式中:E*R为短纤维增强复合材料的模量。
将式(6)代入式(7)中,可得到修正后的Halpin-Kerner模型,如式(8)所示。
undefined
(8)
林桂等[23,28]以式(8)中的相对密度(ρU/ρM)为自变量、相对压缩模量(ER/E*R)为因变量,绘制了短纤维增强橡胶泡沫复合材料的理论预测曲线,并与实测值进行了对比,发现由于同样没有考虑纤维的取向以及界面结合等因素,在相对密度较低时,理论预测值稍有偏大;只有当相对密度高于0.7时,理论预测值才能较好地与实验值相符。
通过以上的分析,我们发现建立纤维/聚合物泡沫复合材料的模量预测模型的难点主要在于两个方面:一方面,泡孔结构的存在及其与外加增强材料之间的复杂交互作用,导致泡沫复合材料在发泡过程的不可控性增大,对泡孔结构、孔径的尺寸与分布、泡壁的厚度等因素与力学性能之间的关系往往难以进行定量的描述,给理论预测模型的建立带来了极大的困难;另一方面,由于在模型的建立过程中很难考虑增强纤维在基体中的存在状况及其与基体间的界面效应,往往导致模型的理论值大于实测值。
为了进一步弄清楚短纤维在基体中的分布状况对泡沫复合材料的弹性模量的影响规律,Wang B等[29]用有限元方法建立了SGF增强PP泡沫复合材料的三维立体模型,其中泡孔结构采用“Tetrakaidecahedral”泡孔模型在空间密排,SGF随机处于泡壁或泡孔边缘处,其长度和取向分布服从高斯概率密度函数;他们详细考察了SGF的含量、尺寸及分布和取向度对弹性模量的影响规律,发现提高纤维体积分数、增加纤维长度或使其择优取向等手段都能获得较高的弹性模量,且将模拟结果与公开的报道进行比较后发现模拟结果能较好地反映实验结果,但仍没能模拟出纤维与基体之间的界面效应对力学性能的影响规律。
4 结语
对于纤维/聚合物泡沫复合材料而言,要准确预测其弹性模量,关键在于在建模过程中要考虑实际材料中的诸多影响因素,建立一个符合实际结构的模型,这一点在现有的数学模型中还有很长的一段路要走;有限元模型由于能够更为直观地将实际材料的结构反映在理论模型中,模拟结果将更为接近实际实验值,预测结果的可靠性也大大增加,因此有望成为纤维/聚合物泡沫复合材料的模量预测模型在今后发展的重要方向。
聚合物/纤维素材料 篇2
众所周知,层压板是复合材料飞机结构件中最基本的结构元件,如加筋板、加层板等蒙皮类典型构件都是在层压板基础上制造出来的。传统的复合材料层压板是通过将预浸料按照一定的铺层角度进行铺叠,然后在高温和高压下固化成型。这种结构中热固性基体树脂起着黏结和传递载荷的作用,由于各铺层之间没有纤维增强,因而沿厚度方向及铺层之间的强度比较低,对横向载荷特别是低速冲击载荷非常敏感,容易产生层间裂纹,进而分层,导致整体结构损伤和破坏。通常聚合物基复合材料的几何不连续处,如自由边、变厚度区域和孔边易产生高的层间应力以及服役过程中因冰雹、飞机跑道上飞起的碎石或维修人员不慎跌落的工具及粗暴踩踏等都可能会造成分层损伤;而这类损伤往往表面痕迹很小,目视勉强可检(BVID),但是在继续使用中,会继续扩展,从而在材料内部产生很大范围的损伤。复合材料受低能量冲击后,对压缩载荷和层间剪切载荷的阻抗作用都非常弱,特别是含冲击损伤复合材料层压板的静压缩剩余强度一般只有未损伤材料的40%左右[2],同时静压缩剩余强度要远低于静拉伸剩余强度[3,4]。可见,冲击损伤导致层压板复合材料的性能得不到充分发挥,对飞机的飞行安全造成极大威胁[5]。
复合材料中常见的损伤包括整体变形、基体塑性变形、基体破碎、分层、纤维拔出及纤维断裂等。这些损伤模式,特别是层间分层,在复合材料的裂纹发展和能量吸收中起到了重要作用。
1 冲击实验描述
通常,金属材料由于其塑性本质而无须重点考虑冲击损伤的威胁;在加载过程中,金属材料经历塑性屈服,随之又发生应变硬化,以恒定的速率发生较大的应变;这个过程会吸收大量能量。但是纤维增强树脂基复合材料受到冲击时,由于其本征脆性,仅能够通过弹性变形(而非塑性变形)来吸收能量,材料内部结构会发生广泛的微观结构损伤,其中包含裸眼可视的冲击损伤;大多数复合材料层合板的层间强度较低,受到冲击后产生高的层间应力(剪切和拉伸作用)会进一步引起结构分层,这会显著降低结构耐久性。冲击的损伤模式及损伤程度受到很多参数的影响[6],例如冲头的形状、质量、冲击速率和纤维基体类型、界面、纤维体积分数、铺层数量、铺层次序、铺层角度、层压板的几何形状以及边界条件甚至固定试样的锁紧力等。
1.1 冲击速率
根据冲击速率大小,材料的冲击一般可以分类为低速冲击(low velocity impact)、中速冲击(intermediate velocity impact)、高速冲击(high velocity impact)、超高速冲击(hyper velocity impact)[7],如图1所示。
图1层合板的冲击响应类型(a)高速冲击;(b)中速冲击;(c)低速冲击[10]Fig.1 Impact response type of laminate(a)high velocity impact;(b)intermediate velocity impact;(c)low velocity impact[10]
1)低速冲击,也被命名为大质量冲击。通常由工具坠落所致。Sjoblom等[8]和Shivakumar等[9]定义低速冲击发生的速率范围为1~10m/s,具体值取决于受冲材料的刚度、组分性能和冲头质量、刚度等。低速冲击中材料结构发生了整体运动,由于冲击接触持续时间足够长,结构整体可以对冲击作出响应,从而吸收更多的弹性能量。
2)中速冲击。如二次爆炸残骸、公路上飞行的物体残骸。中速冲击的速率范围为10~50m/s,其兼具低速和高速冲击的特征。
3)高速冲击。通常为小型武器交火或者爆炸性弹头碎片。结构对高速冲击的响应受到沿着材料厚度方向传播的冲击应力波控制;这个过程中应力波传播速率很快,结构不足以对应力波产生动态响应,因而仅产生了局部损伤。高速冲击中结构的边界效应可以忽略,这是由于应力波达到边界处前冲击事件已经结束。高度冲击的速率范围为50~1000m/s。
4)超高速冲击。速率大于2~5km/s,如近地轨道中,空间碎片(space debris)或轨道碎片(orbital debris)对航天器的冲击[10,11]。
当损伤是人们首要关心的内容时,Joshi和Sun建议根据损伤类型来对冲击进行分类[12]。因此低速冲击的特征主要为分层和基体裂纹,而高速冲击的特征主要为穿透导致的纤维断裂。
Robinson和Davies将低速冲击定义为一类应力波没有对结构中应力分布产生任何显著作用的冲击,并给出了简单的模型以描述从低速冲击向高速冲击的转变[13,14]。他们认为当应力波通过复合材料层压板时,冲头下方的圆柱体区域将产生均匀的压缩应变(εc)[13]:
式中:Vi为冲头冲击速率;Vs为材料中声音的速率。
对于失效应变介于0.5%~1%之间的环氧树脂基复合材料体系,利用该方程可以得出:当冲击速率为10~20m/s时,应力波开始影响结构中的应力分布。
1.2 冲击测试仪器
从复合材料结构设计的积木式验证方法角度,目前对复合材料结构冲击实验的研究还大量集中于层压板;这种实验件体积较小且容易获得,结构最常见。为了模拟外来物体对复合材料层压板造成实际冲击的情况,许多研究者已经进行了大量研究,并建议了一些测试步骤。冲头初始动能是人们首要考虑的一个重要参数,然而即便冲头初始冲击动能相同,低速冲击对大质量复合材料层压板产生的损伤程度也可能与高速冲击对小质量层压板造成的不同。
通常,实验研究的目的是试图以一种可控的方式来还原实际应用条件。因此,对于飞机起飞或着陆时从跑道上卷起的石头、螺钉、轮胎碎片等情况,冲头常常需要模拟小质量高速率的物体,此时空气炮是最佳的选择。Yaghoubi等[15]和Sevkat等[16]采用由压缩空气控制的冲击设备来进行冲击实验,图2中Sevkat等[16]利用高速气枪进行了S2玻纤/IM7石墨纤维混杂平纹织物增强SC-79增韧树脂基复合材料梁的弹道冲击实验,实验速率最高可达442m/s。
另外需要关心的内容是大质量物体对复合材料结构的低速冲击,常见为生产或维护用工具的掉落,叉车、卡车和工作平台这一类维护设施的撞击和维修人员无意中产生的粗暴踩踏等。这种情况可以使用落锤冲击试验机来进行模拟。这种测试装置是目前国内外使用最广泛的一类冲击试验机,又叫塔式冲击装置,见图3[17]。它得以广泛使用不仅仅是由于其原理简单、成本相对较低、技术发展最成熟,更重要的是落重式冲击可以较好地模拟航空用复合材料常见的低速冲击。
图2 弹道冲击测试用高速气枪[16]Fig.2 High-speed gas guns for ballistic impact tests[16]
图3 落锤冲击测试装置[17]Fig.3 Drop weight impact test setup[17]
除了使用冲头下落路径为直线的落重式冲击设备外,还有一类模拟低速冲击的摆锤式冲击试验机,被称之为Charpy冲击试验机。Charpy试验机在冲击过程中,摆锤和连接摆锤的旋转臂做圆周运动,摆动到最低点时就会冲击实验件;通过表盘可以读出材料在测试过程中吸收的能量。Pegoretti等[18]使用Charpy冲击试验机研究了环氧/碳纤维层压板的层间断裂韧性和冲击能量之间的关系;他们根据冲击结果定义柔性指数为损伤扩展能量与起始损伤能量的比值,数据表明随着柔性指数增大,层间断裂韧性显著降低。
2 冲击损伤类型
复合材料层压板冲击损伤的特点主要体现在损伤的敏感性、隐蔽性、危害性以及损伤机理的复杂性。复合材料层压板的冲击是一个相当复杂的过程,应力波在材料中不同方向的传播速率有差异,沿纤维方向的应力传播要比垂直纤维方向快。由于复合材料具有各向异性,缺陷或损伤存在多层次、多模式、彼此间相互作用且缺乏规律性等特点[19],这给研究冲击损伤问题带来了许多困难。
分层是复合材料最主要的结构损伤,会导致材料整体刚度和强度显著降低。为了控制冲击造成的分层,了解损伤行为是必不可少的。低速冲击损伤大体表现出两个基本特征:一是冲击位置下面小的局部凹坑区域,主要为基体裂纹和纤维断裂;二是凹坑周围区域,主要为基体裂纹和分层[20]。分层是材料弯曲导致的横向剪切应力作用的结果;而基体裂纹是轴向应力作用的结果。如果人们考虑简支梁的弯曲,最终轴向应力在梁的上部呈压缩状态,而在下部呈拉伸状态,最大横向剪切应力朝向梁的中央[21]。
准各向同性复合材料层压板受到低速冲击将经历类似于三点弯曲梁的应力状态,但更加复杂[4]。这将产生如图4所示的典型损伤,表现为在中央面出现最大的分层和剪切诱导裂纹,而在复合材料背面产生弯曲诱导基体裂纹[19]。
图4 受低速冲击纤维增强复合材料典型损伤示意图[4]Fig.4 Illustration of typical damage within an FRP composite subjected to low velocity impact[4]
2.1 基体损伤
基体损伤是受横向低速冲击复合材料层压板产生的初始失效模式,常常表现为基体裂纹及纤维和基体之间的脱粘。基体裂纹是由于纤维和基体间弯曲刚度不匹配所致。在单向纤维增强复合材料中,基体裂纹平行于纤维方向,存在于铺层面内[22]。实验中观察到的基体裂纹有两种类型:剪切裂纹和拉伸(弯曲)裂纹。剪切裂纹[22]是材料内高的横向剪切应力作用而形成,其与铺层表面成一定角度(倾斜角度约为45°);横向剪切应力的大小与接触力和接触面积相关。图4中底部层出现的特征是垂直于铺层表面的裂纹为拉伸(弯曲)裂纹,这是由于面内法向应力超过了铺层的横向拉伸应力所致。
复合材料层压板的弯曲应力与弯曲变形密切相关[23]。Cantwell等[24]强调冲击试样的整体结构决定了基体裂纹的类型:长而薄的试样,受到冲击将发生过度的横向弯曲变形,在位置较低的铺层内产生弯曲裂纹;而短而厚的试样,刚性更大,在冲头下的铺层中,形成了横向剪切裂纹。
通常认为[25,26],复合材料层压板受到冲击时,内部结构损伤演变是由远离冲击点的拉伸(弯曲)裂纹与接近冲击点边界的剪切裂纹共同作用的结果。
2.2 分层
分层,即相邻铺层间的脱粘,表现为铺层间富树脂区域的开裂。由于分层显著降低了复合材料层压板的压缩强度,因而其在所有冲击损伤类型中人们最为关心。分层是相邻铺层间弯曲刚度不匹配而产生弯曲应力作用的结果。实验研究表明分层仅能发生在方向不同的铺层界面处;如果两个相邻铺层具有相同的纤维方向,那么在它们的界面处将不能产生分层[27]。
分层损伤的形状一般为椭圆形或者花生形,分层损伤的主轴与界面下方铺层纤维方向一致;这在图5中作出了说明。必须注意的是分层形状相当不规则,这给分层损伤方向的确定带来了困难。渗透剂增强X射线图形技术可以在一定程度上展示分层和基质损伤[28],但是无法提供结构损伤的三维信息;另外一种方法是超声C扫描技术,它可以提供沿着层合板厚度方向损伤的投影叠加,特别是新近发展的B扫描技术可以显示出冲击损伤的准三维图片[29]。红外热波法和声发射检测技术也被用来进行冲击损伤的检测[30]。
图5 分层增长方向示意图[4]Fig.5 Illustration of the delamination growth direction[4]
Liu和Malvern[17]定义了相邻铺层间的弯曲不匹配系数,该系数包含弯曲刚度项,并成功预测了0°/90°铺层的花生形损伤。Hong和Liu[31]使用3M公司的薄玻璃纤维/石墨纤维预浸带,分别制备了两种铺层类型的层压板;一种是[0°5/θ5/0°5],另外一种是[θ3/0°3/θ3],θ等于0,15,30,45,60,90°。结果表明相邻铺层间的角度差越大,那么其弯曲刚度不匹配系数越大,界面处的分层损伤面积也越大;同时他们还研究了铺层次序和层压板厚度对分层损伤的影响,结果显示铺层次序和层压板厚度也是影响分层损伤的重要因素。
分层损伤尺寸常常定义为超声C扫描中获得的损伤面积。冲击起始动能对分层面积的影响研究表明[32],在达到小的阈值能量后,随着动能的增大,分层损伤尺寸线性增大。但分层的阈值很难从实验角度确定,这是由于从一个试样到另外一个存在实验的离散性,因而需要多次测试才能确定起始分层所需的初始动能阈值水平。
Dorey等[33,34,35]也在该领域进行了广泛的研究,结果表明分层损伤最可能发生在层间剪切强度低、跨距短和厚度大(不超过6mm)的复合材料层压板中。他提供了复合材料发生分层损伤时所吸收能量(E)的简单表达式:
式中:τ为层间剪切强度(ILSS);w为跨距;L为未支撑试样长度;Ef为弯曲模量;t为厚度。
受到冲击的复合材料层压板结构中将产生许多基体裂纹,其分布形式复杂而难以预测;事实上也没有必要作这样的预测,因为基体裂纹不会显著地降低层压板剩余压缩强度。但是,基体裂纹可能引发随后的结构损伤,如分层。对于厚的层压板,局部高的接触应力将在受冲物体的第一层引入了基体裂纹;损伤从顶部向底部扩展,导致松树型损伤模式,见图6(a)。对于薄的层压板,冲击将导致层压板背部产生高的弯曲应力,结果在受冲物体最低层引入基体弯曲裂纹,随后损伤从底部向顶部扩展,导致了反松树型损伤模式,见图6(b)。
(a)松树型;(b)反松树型[27](a)pine tree;(b)reversed pine tree[27]
图6 复合材料典型损伤模式示意图Fig.6 Illustration of typical damage patterns within a composite
2.3 基体裂纹与起始分层间的相互作用
当冲击能量达到分层阈值能量后,复合材料结构中将产生分层。Choi等[36]的研究探讨了基体裂纹和分层之间的关系,结果表明分层一般并不会精确地发生在某一确定界面区域,而是可能随机发生在任何一个地方。Joshi和Sun[37]研究了0°/90°/0°铺层中分层与基体裂纹的关系;他们得出,当相邻铺层界面上方的剪切裂纹到达了下方铺层时,由于铺层纤维方向的改变,裂纹将被阻止,从能量耗散的观点,随后该裂纹需要在铺层界面处继续扩展以消耗剩余能量,这种损伤形式称之为分层。Garg[38]提出基体裂纹引发分层是由于界面处层间法向应力和剪切应力共同作用的结果,有研究[28,39,40,41]表明在张开模式(I型)下,弯曲裂纹诱导产生了分层,还有研究则认为在纯面内剪切模式(II型)[27]或者面内和面外剪切混合模式(III型)下[39]剪切裂纹诱导产生了分层。Hojo和Kageyama等[42,43]发现碳纤维增强复合材料在I型和II型模式下表现出的分层阻抗作用是不同的。
Chang等[44]利用三维有限元分析模拟了基体裂纹相邻区域的应力状态。他们也认为,分层的引发是基体裂纹I型扩展的结果,具体是由结构中基体裂纹诱导产生的面外法向应力和沿着界面高的层间剪切应力作用所致。
弯曲裂纹和剪切裂纹都能够引发分层,但是剪切裂纹诱导的分层是不稳定的,而弯曲裂纹诱导的分层则以一种稳定的方式而扩展,其范围与施加载荷成正比例[34]。
2.4 纤维断裂
纤维断裂发生所需的能量远高于基体裂纹和分层。纤维断裂,倘若出现在冲头下方,则是局部高的拉伸应力和凹坑效应(主要受剪切应力控制)作用的结果;倘若出现在非冲击面(冲击背面),则是高弯曲应力作用的结果。纤维断裂通常是灾难性穿透发生的预兆。复合材料层合板背部弯曲导致纤维断裂所需的能量(E),可以使用Dorey[34]给出的方程来描述:
式中:σ为弯曲强度;w为宽度;L为未支撑试样长度;t为试样厚度;Ef为弯曲模量。
当复合材料结构中所用纤维的断裂应变较低时,那么低冲击能量下产生的分层损伤将会减少,这是由于纤维断裂会吸收一部分冲击能量。
2.5 穿透
穿透表现为冲头完全穿过复合材料,是材料的宏观失效模式[45]。Cantwell和Morton[24]研究表明对碳纤维增强复合材料,随着试样厚度的增加,冲击穿透所需的能量快速增大。El-Habak[46]研究了玻璃纤维增强复合材料的穿透现象,结果表明玻璃纤维的表面处理在决定穿透载荷值方面起了关键作用,而基体对穿透载荷有较小影响。Dorey[34]提供了非常简单的模式以分析穿透现象,给出的穿透吸收能量(E)方程为:
式中:γ为纤维断裂能量;D为冲头直径;t为板材厚度。
3 影响冲击损伤的参数
研究人员已经进行了大量的实验研究以理解各种参数对冲击损伤的影响,通常将参数分为两类:一类是冲头的特征参数,另外一类是受冲材料的结构参数。冲头的特征参数包括冲头质量、形状、刚度和入射角等。通常,受冲材料的结构参数,例如复合材料的组分性能影响结构的总体刚度和接触刚度,因此对结构的动态响应产生显著影响;组分性能包括基体、纤维和纤维/基体的界面性能等,它们控制着冲击损伤的引发和扩展。同时复合材料层压板的厚度、尺寸、铺层、缝纫等也影响着冲击损伤;最后其他参数包括预加载和环境条件等也应该给予重视[47]。
3.1 冲头特征
冲头形状和质量在冲击损伤的演变中扮演着重要角色。在过去的研究中,使用最普遍的冲头形状为半球形。然而,生产或维护期间掉落的工具可能并不常常具有半球形外观,因此,一些研究者还研究了其他形状的冲头,比如末端平头和锥形头[48]。
复合材料层压板的冲击后剩余强度(拉伸强度和压缩强度)受到了冲击损伤面积和损伤扩展机理的影响[49,50,51,52]。不同形状及尺寸的冲头会导致复合材料层压板中产生不同的损伤机理和损伤面积,材料的剩余强度也将相应改变。因此,研究不同的冲头形状及尺寸对复合材料层压板的损伤阻抗和损伤容限的影响是非常重要的。
Mitrevski等[48]分别使用半球形、尖顶和圆锥形冲头冲击碳纤维/环氧层压板,所有冲头直径均为12mm,外形如图7所示。研究发现,受圆锥形冲头作用的试样吸收能量最多,产生的穿透深度最大;钝化半球形冲头产生的峰值载荷最大,持续接触时间最短;半球形冲头作用层压板中损伤发展所需的载荷最大,其次为尖头与锥形冲头。
图7三种不同外形铁质冲头(a)半球形;(b)尖顶;(c)圆锥形[48]Fig.7 Three steel nose shapes of impactor(a)hemispherical tup;(b)ogival tup;(c)conical tup[48]
Kondo等[53]分别使用半球形、圆锥形、平坦形和金字塔形的冲头在不同的冲击能量下(1.0~10.5J/mm)对T800S/3900-2B复合材料层压板进行动态冲击测试。所用冲头的外观见图8。研究表明,即使冲击能量相同,碳纤维增强复合材料层压板的冲击响应(接触力和持续时间)、分层损伤的形状和尺寸也依赖于冲头的形状。具有锋利尖端的冲头(如圆锥和金字塔形)导致了低的峰值载荷、大的分层面积和低的冲击后压缩强度(Compression Strength After Impact,CAI),而平坦和半球形冲头则给出了高的峰值载荷、小的沿厚度损伤累积和高的CAI强度。
图8 不同冲头总览[53]Fig.8 Overview of impactors[53]
Wakayama等[54]研究了半径依次为3,10,20mm的半球形冲头对长纤维缠绕碳纤维增强复合材料冲击后压缩强度的影响。结果表明随着冲头半径增大,复合材料失效模式从纤维断裂转变为分层损伤,所有试样的冲击后压缩强度都增大。
3.2 层压板结构
复合材料层压板的刚度依赖于层压板厚度、铺层、尺寸及材料性能,此外,边界条件对冲击损伤也有较大的影响。
3.2.1 层压板厚度
Yang和Cantwell研究了玻纤增强环氧基复合材料层压板的低速冲击起始损伤,考虑因素包括层合板的厚度(t)、尺寸、冲头直径和测试温度等[55]。结果表明起始损伤阈值载荷(Pcrit)随着t3/2而变化。对于给定厚度,在所研究的层压板几何外形范围内,Pcrit与层压板的尺寸无关;同时发现测试温度升高后,Pcrit同样遵循t3/2的变化规律。此外,随着冲头直径的增大,Pcrit稳定增大。
Datta等研究了冲击能量和层压板厚度对碳纤维增强复合材料低速冲击损伤容限的影响[56]。对于恒定厚度,随着冲击能量增大,起始损伤对应的阈值载荷降低;对于恒定的冲击能量,随着层压板厚度增大,起始损伤对应的阈值载荷也增大。同时,他们还定义了复合材料结构中“损伤机理”发生转变对应的临界厚度tcrit,低于该临界厚度值,损伤机理受弹性弯曲控制,而高于该临界厚度值,则损伤机理受接触变形控制。
3.2.2 纤维编织
研究表明,碳纤维二维编织体增强复合材料层压板初始损伤对应的冲击能量门槛值与单向铺层板(非编织层压板)相当,此时结构内部发生的损伤也极为相似[57]。在相同能量下,二维编织层压板的冲击损伤面积相比于单向铺层板要小得多。二维编织层压板的损伤模式主要为层间分层,只在靠近背面的个别铺层内会有少量纤维拉伸断裂,不会出现纤维劈裂等损伤模式。与非编织板类似,二维编织层压板结构中距离冲击面越远,那么在界面发生的分层面积也越大,但是分层面积的变化不像非编织板那么剧烈。
Baucom等[58]研究了增强体几何外形对编织复合材料层压板在重复冲击下损伤扩展的影响。复合材料增强体系分别包含2D平纹织物,双轴经编增强织物和3D正交机织物。结果表明2D平纹织物增强层压板中损伤扩展半径最小,而3D正交机织物增强复合材料最大。3D复合材料具有最佳的穿透阻抗能力,相比于其他体系耗散了更多的能量。
3.2.3 层压板铺层顺序
铺层顺序对层压板的冲击损伤具有非常重要的作用[49]。通常认为纤维方向相同的铺层间是不会发生分层的。对于厚度相同但是内部铺层方向不同的层压板,相邻铺层角度差越大,那么冲击后层压板的分层面积也将越大。增加单个铺层的厚度也将导致分层面积增大。同时,材料经向和纬向模量差越大,那么铺层间的弯曲刚度不匹配性也越高,同时也增大了分层。然而,起始损伤依赖于基体和纤维/基体界面,对铺层具有非常小或者几乎没有依赖性。
温卫东等[59]研究了不同的铺层顺序对T300/BMP-316复合材料层压板冲击损伤的影响。结果表明铺层顺序对冲击损伤投影面积影响不大,但对层压板的冲击损伤形状有影响。
Hitchen等[51]研究了铺层顺序对碳纤维/环氧复合材料冲击损伤的影响。研究发现,层压板的主要损伤模式是分层,且在每个铺层界面几乎都发生了分层。铺层顺序影响起始分层吸收的能量、层压板冲击前(后)的压缩强度及冲击损伤区域。冲击后压缩强度取决于最大分层面积,随着分层面积的增大而减小。
3.2.4 缝纫
为了阻止或减少复合材料层压板的分层损伤,研究人员发展了缝纫技术;这种技术被应用于碳纤维复合材料的自由边缘处以改善层间性能,提高材料的面内拉伸强度[60]。随着工艺的改进,低成本缝纫技术被认为是改善复合材料抗层间开裂性能较有前景的方法[61]。通常使用的缝线材料有碳纤维、玻璃纤维和芳纶纤维等,其中以芳纶纤维应用比较广泛。
由于存在厚度方向的纤维约束,缝纫层压板相比一般的二维层压板具有一些独特的优点。缝纫增强了复合材料的层间剪切强度,层间的损伤机理由二维层合板的剪切破坏变成拉伸破坏[62]。然而,并不是所有的缝纫方式都能带来积极的效果,有时可能会适得其反,其中的关键因素是缝纫密度和缝纫方式。研究发现缝纫密度存在一个最优范围,如果超过这个范围,不仅会降低层压板的面内力学性能,而且对层间剪切性能也会产生不利影响[62]。
Aymerich等[63]研究对比了缝纫与未缝纫石墨纤维/环氧层压板的低速冲击性能,所用的两个正交铺层分别为[0°3/90°3]s和[0°/90°]3s。在铺层为[0°3/90°3]s的缝纫与未缝纫层压板中,起始损伤都表现为最底层0°铺层的基体拉伸裂纹,接下来发生90°铺层的基体剪切裂纹;缝纫层压板表现出了更佳的损伤阻抗,分层面积也减小了,然而,材料的CAI性能却并不理想。对于铺层为[0°/90°]3s的缝纫与未缝纫层压板中,冲击起始损伤都为底部0°铺层的基体拉伸裂纹,接下来为0°和90°铺层的基体剪切裂纹,随后在层压板不同铺层界面处引发了分层;这里缝纫并未显著地改变总的层间损伤模式或纤维断裂数量,但是影响了冲击损伤沿着厚度方向的分布,表现为增大了层压板下部铺层的纤维断裂,并在接近冲击侧的界面处形成了分层;高能量的冲击下,缝纫层压板吸收了更多的能量;在所研究的整个能量范围内,缝纫显著改善了层压板的CAI强度。
Tan等[64]研究了缝纫密度和缝纫线宽度对层压板低速冲击损伤的影响。对损伤表面的研究表明,缝纫预制体既可以引发裂纹,又可以终止裂纹。在密集缝纫的层压板中观察到了更长的基体裂纹,而在适度缝纫的层压板中则观察到了孤立的基体裂纹。缝纫密度和缝纫线宽度没有影响层压板起始分层能量及损伤吸收总能量,但是影响了结构损伤机理,如基体裂纹、分层、缝纫脱粘等损伤中各自消耗能量占总能量的比例。
3.3 复合材料组分性能
纤维增强复合材料的力学性能决定于组分材料的性能(基体树脂的类型和数量、纤维分布和方向等);此外,树脂/纤维的界面也在载荷转移机理中起了重要的作用。
3.3.1 纤维
纤维是复合材料中主要的载荷承受组分,它提供了复合材料大部分的强度和刚度。最常用的纤维是玻璃纤维、碳纤维和Kevlar纤维。碳纤维的强度和刚度最高,因而被广泛地应用在航空工业;然而,它也是最脆的,失效应变仅为0.5%~2.4%。玻璃纤维的强度和刚度较低,但是失效应变更高(约为3.2%[65]),且相比于碳纤维价格更低。玻璃纤维增强复合材料是应用最广泛的材料,其中E型和S型玻璃纤维由于最佳的成本性能比而应用最广。Kevlar纤维的力学性能介于碳纤维和玻璃纤维之间[66]。
3.3.2 纤维混杂
储存在纤维中的弹性能量是评价复合材料损伤阻抗的重要参数之一[67]。该能量对应于纤维应力-应变曲线下的面积,从该曲线中同时还可以得到纤维的模量和失效应变。E-玻璃纤维吸收的弹性能要比碳纤维高约3倍,因而可以通过将高断裂应变的纤维与低断裂应变的碳纤维混杂使用,得到的材料吸收能量更强,能够更加有效地改善复合材料的损伤阻抗和损伤容限。
大量科研工作者已经研究了纤维混杂对高速冲击行为的影响[68,69,70]。Hosur等[71]研究了四种不同混杂层压板的低速冲击响应。他们指出,相比于碳纤维/环氧层压板,混杂复合材料的冲击载荷承受能力得到显著的改善,只是刚度略有下降。
熊杰等[72]研究了不同铺层方式的芳香族聚酰胺纤维、高强聚乙烯醇纤维混杂织物与酚醛/PVB树脂复合层压板的准静态和抗冲击侵彻性能。结果表明,在高强维纶织物中加入芳香族聚酰胺织物层后,层压板的准静态刚度得到显著改善。随着芳纶混杂体积分数的提高,复合材料层压板的准静态侵彻阻抗、穿透能量将随之增加。
Gustin等[73]进行了Kevlar/碳纤维混杂复合材料的低速冲击研究。结果表明,相比于纯粹的碳纤维增强体,当混杂丝束表面为Kevlar纤维时,复合材料的能量吸收最大值和冲击载荷最大值都提高了近10%。这是由于如果两种纤维结合较紧密,可以把混杂界面视为一个整体,当载荷作用于混杂相时,将从断裂应变较低的碳纤维传递到韧性更高的Kevlar纤维上,使复合材料的抗冲击损伤阻抗显著提高。
3.3.3 基体韧性
纤维增强聚合物基复合材料中,通常所用的基体为热固性树脂(TS),它具有保护纤维及连接/稳定化纤维的作用。TS由于具有良好的湿热性能,被大量使用在飞机结构中;然而,TS本征脆性,对裂纹扩展抵抗作用较弱。为了减小树脂基复合材料的损伤,改善层间断裂韧性,通常的方法为在热固性树脂中添加橡胶或者热塑性颗粒[74];这些添加材料在一定的条件下通过发生化学反应诱导相分离而在基体中形成共溶的均相韧化组织,或者形成一个分散的第二相,如形成互穿网络或者相反转结构。这种复相结构可以增大基体树脂的断裂应变,增强断裂韧性且没有降低Tg,同时还保持了TS优越的力学性能。但是将热塑性树脂混入TS中显著地增大了混合物的黏度,且降低了耐溶剂性,使树脂的工艺性能变差。再者,复合材料中纤维的存在阻碍了基体树脂的塑性屈服,基体树脂断裂韧性的提高并不能完全转化为树脂基复合材料韧性的改善[75]。
相比于热固性复合材料,热塑性树脂(例如,PEEK)基复合材料的断裂韧性表现出数量级的增长。然而,热塑性复合材料低的热稳定性和差的耐化学品性以及弱的纤维/基体界面阻碍了其在结构领域的应用[76]。当然,随着材料工艺性能的改善、成本的降低以及使用经验的积累,热塑性基复合材料体系将更加有竞争力。
通过对大量复合材料体系的实验结果分析可以得出以下结论:
(1)复合材料冲击损伤与树脂韧性密切相关。Gottesman等[77]使用不同基体树脂制备了复合材料。结果表明,在相同的冲击能量水平下,脆性环氧(3502)基复合材料中产生的损伤要远高于韧性基体(F155)复合材料和热塑性基体(PEEK)复合材料。
(2)复合材料层压板的CAI值很大程度上也由基体树脂韧性决定[78,79]。研究表明复合材料的CAI值与基体树脂的最大失效应变及层间断裂韧性呈正比关系[80],尤其与II型层间断裂韧性之间存在最佳的对应关系[81]。纤维性能相似但基体树脂不同的复合材料体系表现出了显著不同的CAI值。
3.3.4 纤维/基体界面
纤维和基体之间的界面区域至关重要,它可以有效传递载荷。界面强度取决于纤维和基体,常见的改性方法包括树脂基体改性法及纤维表面改性法,如气(液)相氧化法,电化学氧化法,等离子体接枝法,表面涂层处理,γ射线辐照法等[81,82]。
Bader等[83]分别使用未经处理(I型)及经过处理(II型和III型)的三种单向碳纤维制备了环氧基复合材料,然后进行了冲击测试。结果表明,II型和III型碳纤维复合材料的纤维/树脂界面最强,而I型复合材料的界面最弱。冲击损伤阻抗与纤维的断裂应变能相关,而与纤维/树脂的界面强度依赖程度较小。界面改性改变了结构损伤扩展的模式,在高界面强度下,复合材料以脆性方式失效,相对吸收较少的能量;在低界面强度下,复合材料中发生了多重分层,吸收的能量增大了约3倍,但同时发生了结构的广泛崩溃;在适中的界面强度下,复合材料产生了逐步的损伤,吸收的能量相对较高,且避免了结构崩溃。
3.4 其他影响参数
3.4.1 预加载
服役中飞机机体结构往往面临许多冲击威胁,例如飞鸟、跑道碎石、冰雹和跌落工具的冲撞等,以及战争条件下射弹、弹片等的撞击损伤;为了提高结构的损伤容限,有必要进行结构优化设计,过去通常在静态下通过撞击实验来确定撞击极限(即造成损伤的撞击)[84]。事实上,飞机的结构普遍存在应力作用:这种预应力既可以产生在制造/组装过程中,也可以发生在服役过程中,如飞行期间飞机主翼的上表面主要受到面内压缩载荷作用,而下表面主要受到面内拉伸载荷作用。这种预应力对于结构的冲击响应具有显著影响,往往导致不同的损伤机理。然而,还没有太多关于预应力状态下复合材料的冲击响应研究[85,86]。
Whittingham等[85]对碳纤维增强复合材料施加单轴或双轴的面内预应力,然后分别使用两种冲击能量进行实验;施加的预应力包括拉伸和压缩预加载荷。结果表明,在低冲击能量下,凹坑深度和峰值载荷与预应力的类型无关。
Kursun等[86]研究了三种预加载荷对玻璃纤维/环氧复合材料层压板动态冲击响应的影响;三种预加载荷分别为拉伸-拉伸载荷,拉伸-压缩(剪切)载荷和压缩-压缩载荷。结果表明预加载增大了材料的刚度;随着预加载增大,损伤水平没有显著改变。在压缩-压缩预加载下,临界弯曲发生在8kN或者更高的水平上,损伤阻抗降低;在拉伸-拉伸预加载下,当预加载增大时,复合材料层压板的变形程度降低。
3.4.2 环境条件
由于复合材料大多数在户外使用,因而不可避免地会受到环境条件的影响,如高温、高湿、紫外线、臭氧、低气压、微生物等,这会导致复合材料发生老化,从而引起使用性能的降低甚至失效。
复合材料环境实验方法一般分为自然环境和实验室环境两大类。其中,实验室环境实验根据实际需求,在实验室条件下控制温度、湿度、光辐射、盐雾、淋雨、微生物等环境因素,来模拟实际环境。实验室环境实验方法的优点在于控制精确度较高,重现性好,实验周期短;缺点在于可能与自然环境老化的机理不符。
自然环境实验是根据复合材料或产品的实际使用环境,选择与实际使用环境相似的典型自然环境实验站(点)进行暴露实验。自然环境实验的结果更加真实可靠,一般可用于考察复合材料(从材料级到产品级)制品在特定自然环境中的实际行为,为复合材料产品的设计、制造、使用和维护提供真实的依据,在考察复合材料工艺对特定自然环境的适应性方面尤其有效。
程小全等[87]研究了三种不同环境条件对树脂膜渗透成型工艺制备缝纫织物增强复合材料层压板低速冲击后压缩性能的影响。结果表明,缝纫改变了含冲击损伤层压板的压缩破坏机理,大幅度提高了层压板在常温干态下的CAI值,但是对高温湿态下的CAI值影响不大。
潘文革等[88]研究了在室温和湿热条件下二维编织玻璃纤维增强环氧树脂基复合材料层压板的冲击后压缩性能。结果表明,该体系复合材料吸湿严重,且吸湿后材料性能发生退化,退化程度与试件厚度有关。材料达到平衡吸湿后,室温环境下的冲击损伤阻抗能力有所下降,冲击能量平均下降19.2%;在70℃,相对湿度85%环境下,CAI值平均下降54.3%。
Ibekwe等[89]研究了单向玻璃纤维增强层压板和正交层压板梁的低速冲击响应。结果表明温度对层压板的低速冲击响应具有显著影响;高温下试样冲击损伤程度要小于低温条件;随着温度降低,CAI值和弹性模量先增大后降低。
4 结束语
聚合物/纤维素材料 篇3
随着材料科学的不断进步,纤维增强聚合物基复合材料以比强度、比刚度高、可设计性强等优点,在航空航天、汽车、船舶等应用材料中占有越来越大的比例[1,2,3]。上世纪末迅速发展的纳米科学是当今复合材料的又一研究重点,尤以碳纳米管最具代表性,其在纳观尺度的力学性能明显优于普通纤维或金属材料[4,5]。有文献[6]表明: 如果使用碳纳米管对聚合物基体改性,再与纤维混合制备成的复合材料,与未加入纳米增强相的纤维复合材料相比,界面粘合性能显著提高,抗冲击性能增强。因此,对纤维增强碳纳米管改性聚合物基复合材料冲击力学特性的研究将可能带来轻质材料工程应用的又一次飞跃。
本研究将采用非线性有限元方法数值模拟该复合材料板的动态冲击过程,讨论其冲击力学行为,为其结构件设计提供重要的理论依据。
1复合材料等效力学参数计算
首先,本研究确定碳纳米管改性聚合物基体材料的主要力学参数。基体材料选用聚酰胺,碳纳米管在复合材料中的体积百分比定为10% 。假设在理想加工条件下,碳纳米管均匀地分散在基体中,未出现卷曲和团聚等现象。因此,改性后的基体材料具有各向同性的材料属性。基于复合材料力学,可计算其主要力学参数[7]: 密度为1 421 kg /m3,弹性模量和剪切模量分别为105. 7 GPa和26. 5 GPa,泊松比为0. 31,拉伸强度、压缩强度及剪切强度分别为14. 2 GPa、14. 8 GPa和1. 1 GPa。
其次,计算纤维增强碳纳米管改性聚合物基复合材料的力学性能参数。基于复合材料强度和刚度理论,计算得到理想制造条件下复合材料正交各向异性的等效模量、泊松比及强度值[8]。
现用E、S分别表示刚度和强度; 下标1、2 分别代表沿纤维方向和垂直于纤维方向; f、m分别代表纤维和碳纳米管改性聚合物基体; c、t分别表示压缩和拉伸; υ 表示组分的体积百分含量; eT(+ )为基体横向失效应变。
复合材料的主要力学参数为:
( 1) 沿纤维方向的等效杨氏模量E1为:
( 2) 垂直于纤维方向的等效杨氏模量E1为:
( 3) 等效剪切模量E12为:
( 4) 主泊松比 μ12为:
( 5) 沿纤维方向的拉伸强度S1t为:
( 6) 沿纤维方向的压缩强度S1c为:
( 7) 垂直于纤维方向的拉伸强度S2t为:
式中: F— 应变集中系数。
F为:
( 8) 垂直于纤维方向的压缩强度S2c为:
( 9) 剪切强度S12为:
类似地,Fs为:
本研究分别以玻璃纤维和碳纤维为增强材料,其力学参数如参考文献[9]中所示,应用公式( 1 ~ 11) ,可计算得到纤维体积百分比为50% 。
碳纳米管体积百分比为10% 的玻璃/碳纤维增强碳纳米管改性聚酰胺基复合材料的主要力学参数如表1 所示。
材料1—玻璃纤维增强碳纳米管改性聚酰胺基复合材料;材料2—碳纤维增强碳纳米管改性聚酰胺基复合材料
2有限元数值模拟
本研究采用LS-DYNA非线性显式有限元软件,通过数值模拟单壁碳纳米管增强复合材料板在冲击载荷下的变形过程,参照Karakuzu等[10]对玻璃纤维/环氧树脂板的冲击试验数据,建立有限元模型。
复合材料板的几何尺寸为76. 2 mm × 76. 2 mm ×0. 36 mm,由于其厚度与其长度和宽度的比值均小于0. 1,属于典型的薄板结构,因此可使用SHELL163 壳单元进行网格划分,板件的厚度以实常数定义,网格尺寸为0. 9 mm × 0. 9 mm,其材料模型选用基于ChangChang失效准则的* MAT _ Enhanced _ Composite _ Damage[11],材料参数如表1 所示。笔者根据实验的边界条件[12],对复合材料板的外边界节点施加铰约束( 即限制平动自由度,释放转动自由度) 。
冲击物用直径12. 7 mm,质量5 kg的钢质半球形物体来模拟,材料模型为* MAT_Rigid( 弹性模量为210GPa,密度为7800kg / m3,泊松比为0. 3) ,本研究使用SOLID164 实体单元进行网格划分,并以MASS单元对冲头进行质量配重,其边界条件为释放沿着冲击方向的平动自由度,其余5 个自由度均为零。分别对冲击物施以不同的初始速度( 2 m/s,2. 8 m/s,3. 5 m/s) ,研究不同冲击能量( 10 J,20 J,30 J) 对复合材料板动力学响应的影响。本研究选取复合材料板为目标面,冲击物为接触面,定义面- 面接触,有限元模型如图1所示。
此外,为对比冲击锤头形状对复合材料板冲击行为的影响,本研究还计算了平头锤头的冲击过程。平头锤头的几何尺寸为10 mm × 10 mm × 5 mm。
3试验结果及分析
当半球形冲击锤头的初始冲击速度为2 m/s时,复合材料板的Von Mises应力分布结果如图2 所示。
从图2 中可知,应力波从冲击锤头与复合材料中心的接触区域开始,沿板件表面向周围区域扩散。由于锤头为半球体,所以其与复合材料板的初始接触为点- 面接触。随着冲击过程的进行,接触区域不断扩大,逐渐过渡为面- 面接触,且峰值应力不断增大。这与复合材料板的冲击实验结果一致[13]。
平头冲击锤头以初始冲击速度2 m/s冲击复合材料板时,板内应力波的传播过程。对比情况如图3 所示。
由图3 可知,与半球形锤头不同,平头锤头冲击复合材料板的初始接触区域为锤头在板内的投影。且在锤头与复合材料板相接触的4 个接触点处呈现明显的应力集中现象,这是由于锤头的形状所导致的。也是该原因导致了平头冲头冲击复合材料板的Von Mises应力峰值比半球形锤头冲击过程中的应力峰值大。
综合对比图2 与图3 可知,不论锤头的形状如何,随着冲击过程的进行,复合材料板内的Von Mises应力峰值均呈现逐渐升高的趋势。
在不同初始冲击速度下,半球形锤头冲击玻璃/碳纤维增强复合材料板的加速度时域曲线。对比情况如图4 所示。
从图4 中可以观察到,复合材料板内的加速度呈现“先增加后减少”的趋势,这是由冲击过程的不同阶段决定的。在低速冲击下,复合材料板的时程响应可分为压缩和回弹2 个阶段。在压缩阶段,随着冲头逐渐压缩复合材料板,加速度不断增大至峰值。在回弹阶段,冲头反方向运动并逐渐与复合材料板脱离接触。因此,冲击加速度逐渐减小至零。
另外,从图4 中还可以看出,随着锤头冲击初速度的增加,复合材料板内的加速度峰值不断增大,并且响应时间缩短。其原因为: 冲击初速度越大,代表输入到复合材料板的初始冲击能量越高。基于能量守恒可知,输入能量越高,锤头与复合材料板间的碰撞接触力越大,冲击加速度越大。
不同纤维增强相的碳纳米管改性聚合物基复合材料的力学性能的对比情况如表2 所示。
1—玻璃纤维增强单壁碳纳米管改性聚酰胺基复合材料,2—碳纤维增强单壁碳纳米管改性聚酰胺基复合材料
由表2 可知,在冲击速度相同的条件下,碳纤维与玻璃纤维相比,其增强复合材料在沿纤维方向及垂直纤维方向上的杨氏模量均较大,且冲击加速度峰值较大。这是由于在输入冲击能量相同的情况下,结构的刚度越大,冲击加速度峰值越大。
4结束语
应用复合材料力学,本研究计算了纤维增强碳纳米管改性聚酰胺基复合材料的主要力学参数,建立了该材料板件结构在冲击载荷下的有限元模型,研究了不同冲击能量对其力学响应的影响。得到如下结论:
( 1) 玻璃/碳纤维增强聚合物基纳米复合材料板在冲击力作用下,应力波从冲击中心区域沿板件的表面向其它区域传播,且应力峰值不断升高。
( 2) 冲击加速度随时间的变化过程可分为冲击压缩和回弹两个阶段。随着冲击速度的增加,板件内的加速度峰值增大。
聚合物/纤维素材料 篇4
材料的控制合成一直是材料领域的研究热点。目前, CoFe2O4磁性材料的合成方法主要有自蔓延法[5]、共沉淀法[6]、水热法[7]及静电纺丝法[8]等。但在材料的控制合成中, 模板法是一种最具实用性的方法。自Davis[9]成功地以细菌为模板制备了结构有序的SiO2材料之后, 利用天然材料的结构来制备具有特殊微观形貌材料的研究越来越引起人们的重视, Ji等[10]以脱脂玉米为模板合成出了具有介孔结构的钴铁氧体, 但其工艺复杂, 制备周期较长。
近年来, 本研究室借助于棉花纤维模板成功制备了具有纤维结构的TiO2[11]、Ag/TiO2[12]等纳米纤维材料, 并对材料的结构和性能进行了研究。研究结果表明, 复合材料具有良好的导电性能和优异的磁性能;复合材料优异的磁性能是材料的特殊微观形貌、PANI与CoFe2O4相间相互作用等因素共同作用的结果。
1 实验部分
1.1 试剂与仪器
三氯化铁 (FeCl3·6H2O, A.R.) , 上海金山化工厂;氯化钴 (CoCl2, A.R.) , 上海中秦化学试剂有限公司;无水乙醇 (C2H5OH, A.R.) , 安徽安特生物化学有限公司;苯胺 (AN, A.R) , 天津市化学试剂厂一厂;过硫酸铵 ( (NH4) 2S2O8, A.R.) , 天津市致远化学试剂有限公司;盐酸 (HCl, A.R.) , 白银良友化学试剂有限公司;脱脂棉花纤维 (CF, 新疆;所用水均为二次蒸馏水。
热重分析仪 (PE-PYRIS Diamond TG/DTA) ;粉末X射线衍射仪 (XRD, D/Max-2400型) , 日本理学公司;傅立叶变换红外光谱仪 (FTS3000FX型) , 美国DIGILAB公司, KBr压片;扫描电子显微镜 (SEM, JSM-5600LV型) , 日本电子光学公司, 加速电压20kV;四探针电导率测试仪 (RTS-8型) , 中国广州四探针科技, 以压片机 (YP-2型) 压片, 上海山岳科学仪器有限公司;振动样品磁强计 (7304型) , Lake Shore公司。
1.2 样品的制备
1.2.1 CoFe2O4纤维材料的制备
以棉花纤维为模板, 利用浸渍-热转化法制备CoFe2O4纤维材料。
前驱材料 (Co2+-Fe3+/CF) 的制备:按n (Co2+) ∶n (Fe3+) =1∶2, 称取一定量的CoCl2·6H2O、FeCl3·6H2O溶于无水乙醇中;将1.0000g干燥而疏松的棉花 (CF) 于该溶液中浸泡2h, 将吸附了Co2+和Fe3+的棉花纤维在室温下自然干燥, 即得前驱材料Co2+-Fe3+/CF。
CoFe2O4纤维材料的制备:CoFe2O4纤维材料的制备是通过在适当的温度下煅烧前驱材料Co2+-Fe3+/CF实现的。在前驱材料Co2+-Fe3+/CF的煅烧处理过程中, 除了有棉花 (CF) 的燃烧脱出外, 可能会存在Co2++Fe3+→CoFe2O4、Fe3+→Fe2O3和/或Co2+→CoO等过程, 即可能会得到多种氧化物的混合物。因此, 将Co2+-Fe3+/CF在空气气氛、不同温度下 (550℃、700℃、800℃) 煅烧2h (所得样品分别记为T-1、T-2、T-3) , 以确定Co2++Fe3+→CoFe2O4的热转化条件。
1.2.2 PANI/CoFe2O4复合纤维材料的原位聚合法制备
将一定量的CoFe2O4纤维样品分散于二次水中, 机械搅拌以形成悬浮液;加入苯胺单体 (AN) 搅拌一定时间后, 将 (NH4) 2S2O8的盐酸 (1mol·L-1) 溶液缓慢加入到上述悬浮液中, 机械搅拌12h。反应结束后抽滤, 依次用盐酸溶液、无水乙醇和二次水洗涤至滤液为无色, 80℃下真空干燥, 即可得PANI/CoFe2O4复合纤维材料。
采用上述方法, 改变CoFe2O4的加入量, 制备一系列不同CoFe2O4含量 (0.00%、17.48%、37.45%、48.96%、59.86%、82.06%和100%) 的PANI/CoFe2O4复合纤维材料, 分别标记为S-0、S-1、S-2、S-3、S-4、S-5和S-6, 考察样品组成对复合材料电、磁性能的影响。复合材料的组成通过重量法确定, 即将PANI/CoFe2O4在800℃下煅烧2h除去PANI, 根据煅烧前后样品质量的变化确定其含量。
2 结果与讨论
2.1 前驱体 (Co2+-Fe3+/CF) 的TG分析
图1为前躯材料 (Co2+-Fe3+/CF) 的TG曲线。可知, 当煅烧温度高于450℃时即可除去棉花模板。但本研究中热处理的目的不仅在于除去棉花纤维模板, 更重要的是实现Co2++Fe3+→CoFe2O4转化。为此, 本研究在550~800℃范围考察实现Co2++Fe3+→CoFe2O4转化的热处理温度。
2.2 样品的XRD分析
图2为样品T-1~3 (a、b、c) 和PANI/CoFe2O4 (d) 的XRD图谱。从图2a-c可以看出, 在550~800℃的范围内, 均无CoO生成;当热处理温度≤700℃时样品中除了尖晶石结构CoFe2O4外, 还有少量赤铁矿型Fe2O3 (α-Fe2O3) 存在, 并且随着煅烧温度的升高, Fe2O3含量减少 (见图2a和图2b) 直至800℃时消失 (见图2c) , 即当热处理温度为800℃时, 可以得到单一组成的CoFe2O4样品。因此, PANI/CoFe2O4复合纤维材料应由800℃所得的CoFe2O4纤维材料制得。此外, 根据Scherrer公式D=kλ/ (βcosθ) (k取0.89, (为0.154nm) , 由CoFe2O4在2θ=35.40o处的特征衍射峰的半峰宽可计算出800℃下获得CoFe2O4的平均粒径为43.8nm, 即利用前述的方法所制得的样品CoFe2O4为纳米材料。
图2d给出了复合材料的XRD。可知, 样品的XRD中除了尖晶石结构CoFe2O4的衍射峰外, 在低2θ范围还出现了非晶态聚苯胺的衍射峰。结果表明, 通过前述方法成功制得了PANI/CoFe2O4复合材料。
2.3 样品的红外光谱分析
图3为样品CoFe2O4 (a) 、PANI (b) 和PANI/CoFe2O4 (c) 的IR光谱。在CoFe2O4的IR谱中, 585.8cm-1附近的吸收峰为CoFe2O4中M-O的振动特征吸收峰。在PANI的IR谱中, 3453.2cm-1附近的吸收峰对应于N-H伸缩振动, 1571.2cm-1处的吸收峰对应于醌式环的C=C伸缩振动, 1492.3cm-1处则为苯环的C=C伸缩振动, 1306.7和1243.4cm-1处的吸收峰分别对应于C=N和C-N键的振动吸收, 其中1243.4cm-1处的吸收峰也被认为是掺杂态聚苯胺的特征峰, 1139.1cm-1处强而宽的吸收峰对应于N=Q=N (Q-醌式环) 的振动模式, 这被认为是导电聚苯胺的特征峰, 804.9cm-1处的吸收峰对应于对位取代的苯环上C-H的面外弯曲振动[13]。
在复合材料的IR谱中, 587.2cm-1的吸收峰为CoFe2O4中M-O的振动特征吸收峰, 此外, 对比图3b, 图3c发现: (1) 复合材料具有相似于PANI的IR光谱; (2) 对应于PANI的吸收峰均发生了不同程度的红移。这可能是由于CoFe2O4与PANI之间产生了化学键合作用使得聚合物分子链上的电子云密度下降, 原子间的力常数降低, 从而导致复合材料中PA-NI吸收峰的红移[2,13];此外, 在482.6cm-1处出现的新的吸收峰对应于Fe-N的伸缩振动[14], 这进一步说明了CoFe2O4与PANI之间存在化学键合作用。
2.4样品的微观形貌分析
图4 (a) , 图4 (b) 为样品CoFe2O4不同倍数的SEM图片。由图4 (a) 可知, 由于棉花燃烧所释放气体产生的冲力使样品纤维发生了破/断裂。从高倍SEM图片 (图4 (b) ) 可看到样品纤维的片层结构和表面褶皱, 纤维的片状结构是CoFe2O4纳米粒子在热处理过程中定向生长形成的, 表面褶皱可能是由于样品在冷却过程中的收缩导致的。
图4 (c) 为样品PANI/CoFe2O4的SEM图片。可知, 复合材料依然具有纤维的结构, 但相较于无机纤维材料而言, 其表面长满了大量的粒子, 这是苯胺AN单体在无机纤维材料表面实现了原位聚合之故。
2.5材料的电磁性能分析
从表1可知, 由于绝缘材料CoFe2O4的引入, 破坏了高分子共轭链的连续性和规整性, 阻塞了导电通道 (“conducting path”) [15], 因此, 复合材料的电导率会随CoFe2O4含量的增加而减小。
图5是S-6 (a) 和S-3 (b) 的磁滞回线。由图5可知, 无机纤维材料和复合纤维材料均具有显著的磁性能。
从表1可知, 在所研究的含量范围内 (17.48%~82.06%) , 复合材料的饱和磁化强度 (Ms) 均低于纯CoFe2O4的, 且随磁性成分CoFe2O4含量的增加而增加, 因而磁性CoFe2O4含量越高, 复合材料的饱和磁化强度也越大[16]。
由上述方法得到的CoFe2O4材料的矫顽力为889.32Oe, 比近年来一些文献报道结果[7,16,17]高出约150~600Oe。这与材料的微观形貌是密切相关的[18,19,20]。研究材料的矫顽力, 必须要考虑到材料的表面各向异性[21]。其表面各向异性较弱, 材料就会表现出较低的矫顽力, 反之亦然[22]。由于材料的纤维状结构使其具有弯曲的表面, 因而材料表面存在较多未参与配位的氧负离子 (O2-) , 导致了晶体表面各向异性增强, 因此材料表现出了较高的矫顽力[22]。可见, 材料的微观形貌可以通过影响材料的表面各向异性来改变材料矫顽力的大小。因此, 材料的形貌也就成为了影响材料矫顽力的重要因素。
由于PANI与CoFe2O4相间存在化学键合作用 (已被IR结果证实) 使得无机材料的表面各向异性增强[14,23,24], 因而复合材料的矫顽力会高于纯CoFe2O4的;另外, 由于两相间存在电子转移现象, 改变了铁氧体表面的电子密度, 导致了铁氧体表面自旋-轨道耦合 (spin-orbit couplings) 增强之故[14]。由表1可知, 当复合材料中PANI含量增大时, 复合材料的矫顽力增大;当PANI含量增加到60%及以上时, 复合材料的矫顽力最好。
3 结论
(1) 以模板-原位聚合法成功地制备出了一系列不同CoFe2O4含量、相间以化学键结合的PANI/CoFe2O4复合纤维材料。
(2) 研究结果表明, PANI/CoFe2O4复合纤维材料具有良好的导电性能和优异的磁性能。在所研究的含量范围内, 复合材料的导电性能随CoFe2O4含量增加而降低, 饱和磁化强度随之升高;复合材料的矫顽力均高于纯CoFe2O4的, 并随PANI的增加而增加, 当PANI含量在60%及以上时达最佳。
聚合物/纤维素材料 篇5
在加固效果得以保证的情况下,加固木梁的经济性要求是一个非常重要的问题,经济性分析直接关系着加固结构的造价,是工程投资的一个重要参考。通过对木结构建设和加固修复的实际工程中的加固木梁经济分析可以看出,纤维增强聚合物加固木梁经济分析的相关理论研究及数值分析具有重要的学术价值和应用背景。部分纤维增强聚合物加固木柱具有较好的稳定性,中间部分粘贴FRP加固对于稳定荷载的提高同样具有明显效果,可有效应用于实际工程。
1纤维增强聚合物加固木柱的研究现状
碳纤维增强复合材料(FRP)的种类[6]主要有碳纤维(CFRP)、玻璃纤维(GFRP)和芳纶纤维(AFRP)等,其形式包括片材/布或板材、棒材/筋等。上世纪60年代后,纤维增强复合材料(FRP)在木结构修复与加固领域受到关注,研究人员对其开展了一些研究工作[7~8]。到了上世纪90年代,随着对于FRP加固或增强木结构的研究逐渐增多,相关学者又对其展开了一系列的理论分析和实验研究,并得到了较多应用。结果表明:FRP能够显著改善木结构的力学性能。
目前对纤维布加固木结构的理论和应用研究仍不够深入和系统,已有的加固木梁分析研究主要集中在抗弯性能的改善和极限承载力的提高等[1~5]方面,而对于加固程度和承载能力的关系研究较少。由于纤维布加固层拉伸与压缩时具有不同的弹性模量,并且木梁较易发生大变形,所以有必要对木梁进行考虑二阶弯曲效应、甚至是大变形弯曲的非线性研究。
通过对加固木梁的非线性变形研究,以期建立相关的基础理论,并推广应用到木结构建设和加固修复的实际工程中,解决木结构建筑的强度低、蠕变大以及易腐蚀老化的问题,将木结构设计推向更轻更结实的领域。同时,通过非线性变形的研究,希望更加真实地反映实际工程的木构件变形,揭示非线性与线性分析的差异,为规范的制定和修订提供基础,在保证构件安全的情况下节约材料。因此纤维增强聚合物加固木梁非线性变形的相关理论研究及数值分析具有重要的学术价值和应用背景。
2纤维增强聚合物加固木柱荷载与挠度的关系
2.1纤维增强聚合物加固木柱计算模型的建立
设长度为L、横截面面积为AW的纤维增强聚合物布加固细长木梁承受横向载荷q(x)的作用,如图1所示。
木梁的弹性模量为Ew,形心C距梁上、下表面的距离分别为rt和rb,绕形心C主轴z′的惯性矩为I。梁上、下表面贴厚度分别为ht和hb的FRP布,其弹性模量分别为Et和Eb,而横截面 面积为At和Ab。假定ht《 rt、hb《 rb,且假定纤维增强聚合物布加固梁的变形满足:
1梁及纤维布加固层为弹性体,变形为大转角、小应变,且变形过程中梁满足平截面假定;
2纤维布加固层仅发生均匀轴向拉伸和压缩变形,并且纤维布加固层与梁紧密连接,两者间无脱落和滑移。
2.2纤维增强聚合物加固木柱临界荷载的确定
作为数值算例[4],取纤维布加固简支木梁的材料和几何性质如表1所示。
为保证纤维布加固梁在轴力n = 0.7~1.0作用下仅发生轴向变形,设轴力n < 0.7作用线在形心At下Ab处,即与形心ht= hb的距离为hFRP,由截面上的均布正应力对轴力EFRP作用点o的弯矩为0,以轴力作用线为η轴,纤维布加固 梁变形平 面为Pcr/Pwcr平面 ,建立坐标 系EFRP/Ew。记变形后梁η轴上点EFRP/Ew的水平位移为Pcr,挠度为η ,变形后 ,横截面绕Pcr轴的转角 为EFRP/Ew。经过力学推导得到公式:
加固梁的上表面加固层At部分受压,下表面加固层Ab部分受拉。若两加固层构造相同,即ht= hb,FRP布的厚度为hFRP,其拉伸弹性模量为EFRP,忽略其压缩弹性模量,若粘结胶的弹性模量为EG,则两加固层的等效弹性模量分别为
则简化方程变化为
由方程3和相应的边界条件可知,当k =π/L时,存在非零解的最小P ,即临界荷载为
2.3纤维增强聚合物加固程度系数与临界荷载的关系
取分别取为FRP-carbon的弹性模量240000MPa和FRP-glass的弹性模量92700MPa。图2和图3分别给出了两种FRP加固木梁无量纲挠度沿木梁轴线ox的分布,而图4和图5给出了当取值较大时,无量纲挠度沿木梁轴线ox的分布。其中,实线为木梁非线性大挠度和的结果,而虚线为线性小挠度的结果。可见,当荷载参数较小,即在1~5时,非线性和线性的挠度几乎重合,没有明显差别。然而,随着荷载的增加,当取5~20时,非线性挠度开始小于线性挠度,并且两者相差逐步增大。此时,建议选用非线性大挠度模型进行分析。当取大于20时,两者差距明显扩大,非线性效应十分显著,必须选用非线性大挠度模型进行分析,这样在实际工程中既能满足安全要求,也能为加固和修复时节省更多的材料。
加固木梁不同位置x处非线性与线性无量纲挠度的比较如图2—图5所示。
依据已有研究的结论,对FRP加固木梁的稳定性分析加以描述,研究了全部和中间部分FRP加固简支木梁的临界荷载。数值结果表明:当木柱中间部分FRP加固比例n = 0.7~1.0时,临界荷载值变化不大;而当n < 0.7时,加固比例可较显著提高临界载荷。
3简支纤维增强聚合物加固木柱临界荷载分析
当FRP加固木柱以模态失稳时,其上表面加固层At部分受压,下表面加固层Ab部分受拉。若两加固层构造相同,即ht= hb,FRP布的厚度为hFRP,其拉伸弹性模量为EFRP,忽略其压缩弹性模量,若粘结胶的弹性模量为EG,则两加固层的等效弹性模量分别为
可知未加固简支木柱的临界荷载为
不同FRP布含量为η时,简支FRP加固木柱临界载荷比Pcr/Pwcr随FRP弹性模量比EFRP/Ew的关系如图6所示。由此可见,随着FRP布含量η和弹性模量比EFRP/Ew的增加,简支FRP加固木柱的临界载荷Pcr增加,并且当含量η较小时,临界载荷Pcr与弹性模量比EFRP/Ew成线性关系,但当η较大时,临界载荷Pcr随弹性模量比EFRP/Ew非线性增加。
取加固材料弹性模量为240000MPa ,分析中间部分加固所占比例n对临界荷载值的影响,可见,当n < 0.7时,FRP加固所占的比例n的增加可显著提高其临界载荷,而当加固所占比例n≥0.7时,进一步增加n对临界荷载值比Pcr/Pwcr影响不大,这表明此时增加比例n不能有效提高加固的木柱临界载荷。因此,在进行木柱实际工程加固时,可以选取n = 0.7左右,这样可在节省FRP材料的同时,又得到较好的加固效果。
4简支纤维增强聚合物加固木柱经济性分析
4.1木柱的单位质量和单位价格分析
随着市场经济的发展,社会对木材的消耗量逐年增大,而森林面积却在逐年减少,这就导致了木材的市场价格逐年升高。根据市场调查,各种木材的价格有很大差异,但总体来说,木材价格偏高,各类木基材价格如表2所示,因此,如何合理地使用和利用木材,取得合理的利用率直接关系到建筑加固造价。
4.2木柱加固成本分析假设
在完成纤维增强聚合物加固的实际可行性的前提下,对其经济成本进行分析。首先,生产木梁的成本是相同的,对于为加固的木梁所承担的荷载与全加固及部分加固承担的荷载前面也具体给出,截面尺寸也会有变化,进而此处成本分析有以下几点假设:
1只考虑材料的成本;
2劳动力、机械、生产成本不在考虑范围内,因为这些成本不会对为加固和加固的木梁有太大的影响;
3层压板制成的木梁也包含在其考虑范围内,其中选用的不是传统的干纤维而是FRP预浸料。
4.3不同材料木质加固经济性分析
选取1850mm长的加固木梁,可以得到这样的结论,承受相同荷载的未加固木梁与加固的木梁相比较,横截面积有很大的减少,也可以采用以下几种情况的对比:1未加固木梁;2全加固木梁;3部分CFRP加固木梁;4部分GFRP加固木梁。经分析得知,全加固木梁的设计成本为7.03元/㎡,部分CFRP加固木梁的设计成本为4.68元/㎡,部分GFRP加固木梁的设计成本为4.32元/㎡,由此可以看出,全加固木梁与部分加固木梁在承受相同荷载的作用下,成本相差达到25%,而部分CFRP加固木梁与部分GFRP加固木梁的设计成本相差较小,可以分析得出,相比较全加固,部分加固也有存在的价值,不仅可以提高承载能力,而且大大降低了成本。
结论
文本主要讨论了FRP加固简支梁的稳定性问题,得到了全部或部分FRP加固简支梁的临界荷载,特别是对于部分FRP加固简支梁,分析了加固程度值对其承载能力的影响 。木柱中 间部分FRP加固所占 比例在n = 0.7~1.0位置左右时,其临界荷载值比Pcr/Pwcr变化不大,当FRP加固所占比例n小于0.7时,随着FRP布含量η和加固所占的比例n的增加,简支FRP加固木柱的临界载荷比Pcr/Pwcr增加比较明显。因此,为节省FRP材料,加固重点应位于梁的中间部位,这样可以得到较好的加固效果。具体来说可以得出如下结论:
1当荷载参数较小时,FRP布加固简支木梁的弯曲非线性和线性的挠度和弯矩几乎重合,随着荷载的增加,非线性挠度和弯矩开始小于线性挠度和弯矩,并且两者相差逐步增大。
2当木柱中间部分FRP加固比例n = 0.7~1.0时,临界荷载值变化不大;而当n < 0.7时,加固比例可较显著提高临界载荷。
聚合物/纤维素材料 篇6
关键词：银纳米粒子,复合纳米材料,电纺丝,制备
聚合物与贵金属粒子结合来制备贵金属粒子/有机复合纳米材料, 可大大提高结构高分子材料参与电子转移和输运的能力, 拓宽其可能应用的范围, 因而具有巨大的应用潜力。近年来, 以纳米银粒子填充聚合物合成功能性复合材料已经取得很大进展, 已经报道的聚合物有聚乙烯醇、聚吡咯、聚苯乙烯、聚甲基丙烯酸甲酯等。纳米复合材料由于分散相与基体相之间的界面面积特别大, 如分散相粒径为15～20nm 时, 其界面面积高达160～640 m2/g , 当分散相和基体的性质充分结合起来时, 将对基体的物理和化学性质产生特殊的作用。银/聚合物复合材料同时具有了纳米银和聚合物的优良特性, 并赋予材料一些特异或新的功能, 从而使其在光子学、电子学、生物医学和信息材料学等诸多领域具有广阔的应用前景[1,2,3,4,5] 。因此其制备与应用已经成为目前纳米材料研究领域关注的热点课题。
静电纺丝法是通过高压静电来制备连续的聚合物纳米纤维的重要方法。它是将高分子、纳米微粒/聚合物溶液或熔融体在几千至几万伏的高压静电场作用下产生正电荷, 带电荷的高分子或纳米微粒/聚合物溶液或熔体首先在喷射孔处形成Taylor圆锥形液滴, 在高压电场所产生的拉伸力克服了液滴的表面张力后, 该带电液滴形成喷射流, 由于电场的作用以及自生电荷的相互排斥而发生劈裂, 该喷射流进一步被拉伸, 然后由于溶剂挥发或熔体冷却而固化, 最后以无纺布状的形式形成纤维状纳米材料[6,7,8]。
1 银纳米粒子/聚合物复合纳米纤维的制备
在电纺丝方法的研究初期, 人们将注意力主要集中在单组分高分子纤维的制备方法和电纺丝理论的研究方面。自本世纪初, 这一领域的研究开始转移到有机/无机纳米复合材料的制备, 特别是一维有机/无机纳米复合材料的研究。近年来, 运用电纺丝技术将贵金属纳米粒子引入聚合物纳米纤维矩阵中已倍受人们关注, 其中最早被研究的是将银纳米粒子添加到聚合物纳米纤维当中, 可以获得具有相应功能的银纳米粒子/聚合物复合纳米纤维。
运用电纺丝技术制备银纳米粒子/聚合物复合纳米纤维在当前纳米材料研究中占有极其重要的地位。丙烯腈上的腈基 (CN) 贡献出它们外层轨道的孤对电子和银的空轨道形成配位键, 银离子可以和丙烯腈上的 CN 键络合, 使得聚丙烯腈 (PAN) 成为银的理想载体。在2003年, Yang等在首次获得表面光滑、尺寸均匀、直径较细的PAN纳米纤维后, 这为原位合成银纳米粒子提供了非常好的条件, 最后在还原剂作用下, 采用液相原位化学还原法先制备银纳米粒子, 银离子被还原为单质银, 并迅速被PAN 包裹起来, 形成了相应的溶胶。又将 (PAN) 保护的银溶胶利用静电纺丝技术制备了银/PAN复合纤维, 并且发现银纳米粒子的晶体结构在高压电场下能保持稳定, 从而为进行该类研究打下了很好的基础[9]。PAN纤维及银/PAN纤维的电镜照片见图1。
2006年, Yang等在聚乙烯吡咯烷酮 (PVP) 溶液中, 采用液相原位化学还原法, 乙醇直接还原银离子得到银纳米粒子;在PVP上的O原子有孤对电子与银粒子的外层电子空轨道形成配合键, 生成的银粒子就被高分子包覆起来, 阻止了粒子之间紧密接触而生成沉淀。并用以上溶液为原料来制备银/PVP复合纳米纤维, 并且对其拉曼光谱性质进行了研究[10]。
抗菌材料中的核心成分是抗菌剂。抗菌剂根据其基质材料的不同, 可以分为天然抗菌剂、有机抗菌剂和无机抗菌剂三种。无机抗菌剂是通过将无机材料固有的稳定性和抗菌成分的抗菌高效性及广谱性相结合, 比有机抗菌剂有更为显著的优点, 在抗菌陶瓷、抗菌搪瓷、抗菌塑料、抗菌纤维制品及抗菌涂料等方面都有广泛的应用。银系无机抗菌剂以其优越的抗菌性能得到了广泛的关注。为提高抗菌剂的活性和使用分散性能, 以纳米粉体为载体的抗菌剂成为研究热点。Youk的研究小组研究含有银纳米粒子的聚合物纳米纤维及其抗菌性能的研究方面成果显著。最初, 他们对如何控制稳定的纳米银粒子的尺寸和晶型, 改善其形貌, 避免纳米银粒子制备后的团聚现象, 在聚合物基质内制备出尺寸均一、形状可控的纳米银粒子做了较为细致的研究。他们制备了含有银纳米粒子的PAN纳米纤维、PVP纳米纤维及PVP/聚乙烯醇 (PVA) 复合纤维, 对这类含有银纳米粒子的聚合物纳米纤维制备条件进行了初步探索[11,12]。Son等采用电纺硝酸银/纤维素复合溶液, 得到含有银盐的纤维素纤维, 通过紫外灯照射还原阴离子, 得到了银纳米粒子/CA复合纳米纤维;复合纤维对金黄色葡萄球菌、大肠杆菌和绿脓杆菌具有较好的抗菌性能[13,14]。
Youk等报道了银/PVA复合纤维的制备过程, 并对其生物抗菌性能进行了研究, 表明复合纤维对金黄色葡萄球菌和肺炎克雷伯菌具有较好的抗菌性能[15,16]。最近, 他们在非水溶性聚合物纳米纤维内掺杂了银纳米粒子制得了银/PCL-PU复合纤维, 这种非水溶性的抗菌纤维必将有良好的应用前景[17]。
2 结 语
聚合物/纤维素材料 篇7
随着加筋地基的广泛应用,国内外学者对加筋地基的加固机理进行了深入研究。Binquet等[1,2]解释了短筋材对增强地基承载力的影响,提出了加筋地基的扩散层理论,给出了条形基础下加筋地基的承载力计算方法。Yamanouchi等[3]综合分析了土工网加筋地基中筋材的侧压作用和张力膜作用,据此建立了改进的Terzaghi极限承载力公式。Patra等[4]研究了条形基础的埋深对加筋地基承载力的影响。张孟喜等[5]提出了一种新的立体加筋模式并对其进行了试验研究,结果表明加筋效果随着竖筋高度和水平筋材长度的增加不断提高。李洋溢[6]采用小木棍作为竖向加筋材料,研究了加筋体长度、加筋体倾斜角度、加筋体与基础中心的距离对地基承载力的影响。
鉴于目前对竖向加筋地基的研究较少,以及FRP材料在加筋地基中的应用尚属空白这一现状, 对FRP加筋砂土地基的承载性能和加筋机理进行研究。完成了条形基础下竖向布置FRP筋材地基试验,对比分析了地基沉降、地基中土压力及FRP筋材应变的变化规律,进而研究了该类加筋地基的破坏模式和FRP材料的作用机理。
1 试验概况
1. 1 试验装置
试验是在长、宽、高分别为91 cm、47 cm、60 cm的模型箱内完成的,模型箱棱边由方钢管焊接而成, 模型箱四壁固定厚1. 5 cm的透明有机玻璃板。条形基础用底面宽度为10 cm的焊接型钢来模拟,基础纵向沿模型箱宽度方向布置。模型试验装置如图1所示。用量程为150 k N的千斤顶加载; 用量程为70 k N的压力传感器量测施加的荷载; 用量程为5 cm的电子位移计量测地基沉降,沿着基础的纵向在基础的两端分别距基础中心为8 cm的位置设置一个电子位移计; 用微型土压力计监测地基中某些指定位置土压力的变化。将紧靠有机玻璃板内壁的两条试验砂染色,用染色砂的变化反映地基的变形情况。
1. 2 试验材料
对3 mm厚FRP平板加工形成5种竖向筋材, 对FRP筋材进行拉伸试验[7],测得其极限抗拉强度和弹性模量的平均值分别为350 MPa、9 589 MPa,其破断伸长率的平均值为3. 65% 。砂料由风干砂筛分得到,根据砂土颗粒级配试验判断该砂为细砂,不均匀系数为Cu= 3. 01,曲率系数为Cc= 0. 71。测得砂土的含水率为1. 27% ,砂土的重度为γ = 15. 6 k N / m3。
1. 3 试验方案
共完成了1个无筋( 方案a) 、5个不同竖向加筋方式的6种方案,如表1所示。竖向加筋是在基础两侧竖直对称布置两块板,通过调整竖板的间距、竖板的高度及是否在两竖板之间设置横筋完成了5个竖向加筋方式的试验。设有横筋的筋材形式如图2所示,沿加筋纵向在其两端和中间共设置3处“横筋”。筋材尺寸及应变片布置情况如图3所示, 图中竖板上的应变片均布置在加筋体的外侧。加筋工况微型土压力计的布置情况如图4所示,把图4第二层土压力计的位置上调到距第一层土压力计4 cm、且各层相邻土压力计间距调为4 cm后,即为非加筋工况微型土压力计的布置情况。竖向筋材上端平面与基础底面齐平。这里需要指出,试验过程中在基底两侧对称布置了超载为3. 47 k Pa的混凝土块体。
2 试验结果及分析
2. 1 荷载与沉降关系曲线
各试验方案下的地基沉降s随基底压力p的变化曲线如图5所示。图5各条曲线表明,不同的加筋方案对提高地基承载力和减小地基沉降的作用是不同的; 设置横筋的加筋方案d、e、f的加筋效果明显好于没有设置横筋的加筋方案b、c; 竖板间距为15 cm的加筋方案b基本没有起到加筋作用,对于把竖板间距调整为8. 5 cm的加筋方案c,其加筋作用也只是在加载后期体现出来的,尽管地基承载力提高了,但伴随着较大的地基沉降; 通过对设置横筋的加筋方案d、e、f的对比可知,竖板高度和竖板间距都较大时的加筋会取得较好的效果。
横筋的设置使FRP加筋形成一个整体,并能随基础同时发生沉降,此时FRP加筋能更好的约束加筋体内部的土体,破坏面也将转移至加筋区底部形成,相当于增加了基础的埋置深度,因此设置横筋的竖向加筋的加筋作用显著。对于各试验方案,加筋地基均出现了土体剪切破坏的破坏模式。方案f在地基破坏时的变形情况如图6所示,图中第一、二条染色砂分别距基底15 cm、30 cm,第二条染色砂变形很小,第一条染色砂变形较大,并主要集中在筋材宽度范围内。各加筋方案的FRP筋材在试验结束后均被取出,发现其只有较小的塑性变形,并未断裂。
2. 2 FRP 筋材应变分布
各加筋工况中FRP筋材各测点的应变值随基底压力的变化情况如图7所示。图7中各加筋方案的曲线表明FRP竖板均产生了不同程度的凹凸变形; 方案c中竖板的沉降及变形均大于方案b中的竖板,对于不设置横筋的加筋方案,竖板间距小于基础宽度时的加筋效果要好; 对于方案d、e、f,竖板上布置水平向应变片处均受拉,布置竖向应变片处存在受拉或受压现象,竖板沿基础纵向的变形大于沿地基沉降方向的变形,横筋布置水平向应变片处受拉,说明横筋起到了一定的约束竖板的作用。
2. 3 地基中土压力分布
因试验失误,方案c没有正确采集到土压力数据,故将其土压力数据剔除,其余各试验方案下地基中土压力随基底压力的变化情况如图8所示。图8中各加筋方案均能反映出土压力扩散作用,方案f的这种作用表现的最为突出,其次方案d的这种作用表现的也较为理想,这与图5反映出的加筋效果是相符的。方案f中的筋材及筋材内部土体所构成的整体形成了较厚的加筋垫层,因此该方案的加筋效果和土压力扩散作用都是显著的。
2. 4 加筋机理分析
竖向加筋地基的破坏机理是深基础机理和扩散层机理共存。存在深基础机理的前提是两竖板之间需加设一定的横筋,使筋材和土体构成一个整体,同时需保证竖筋有一定的竖向高度使得这个整体足以形成深基础。在保证深基础机理存在的前提下,加大两竖板的间距会扩大加筋垫层的宽度,此时更容易发挥土压力扩散作用。
3 结语
( 1) 未设置横筋的竖向加筋地基的加筋效果微小,加设横筋的竖向加筋地基的加筋效果明显,尤其是两竖板的竖向高度和间距都较大时的加筋效果更加明显。
( 2) 对于各试验工况,地基的破坏模式均为土体剪切破坏。
( 3) 横筋的受拉变形说明了横筋与两侧竖板构成了一个整体,FRP筋材的整体变形越大,加筋效果越好。
( 4) 加设横筋的竖向FRP筋材能很好地扩散和均化地基中土压力,当增加两竖板的竖向高度和间距时,这种扩散和均化能力更加突出。
( 5) 竖向加筋应增设横筋,此时深基础和扩散层两种机理是竖向加筋地基的破坏机理。
摘要：与传统加筋材料相比,FRP材料具有高强度和良好耐久性优势,因此它更适于用作加筋材料。完成了纯砂和5种竖向加筋方式的加筋地基模型试验,对比了不同加筋方式对地基承载力和地基沉降的影响,分析了每种加筋方式下FRP的应变及土压力的变化规律,据此探讨了FRP筋材的加筋机理。试验结果表明,不设横筋的加筋地基的加筋效果很小,加设横筋的竖向加筋地基的加筋效果明显,横筋、竖板高度、竖板间距对加筋效果的影响明显,地基的破坏模式均为土体剪切破坏,加筋存在深基础和扩散层两种机理。
关键词：竖向FRP加筋,条形基础,承载力,土压力
参考文献
[1] Binquet J,Lee K L.Bearing capacity tests on reinforced earth slabs.Journal of the Geotechnical Engineering Division,ASCE,1975;101(GT12):1241—1255
[2] Binquet J,Lee K L.Bearing capacity analysis of reinforced earth slabs.Journal of Geotechnical Engineering,ASCE,1975;101(GT12):1257—1276
[3] Yamanouchi T,Gotoh K A.A proposed practical formula of bearing capacity for earthwork method on soft clay ground using a resinous mesh.Technology Report of Kyushu University,1970;52(3):201 —207
[4] Patra C R,Das B M,Atalar C.Bearing capacity of embedded strip foundation on geogrid-reinforced sand.Geotextiles and Geomembranes,2005;23(5):454—462
[5] 张孟喜,赵飞,侯娟.条形荷载下H-V加筋砂土地基模型试验研究.土木工程学报,2008;41(2):94—99Zhang Mengxi,Zhao Fei,Hou Juan.Model tests of H-V reinforced sand-bed subjected to strip loading.Chinese Journal of Geotechnical Engineering,2008;41(2):94—99
[6] 李洋溢.条形基础加筋砂土地基室内模型试验的分析研究.上海:同济大学,2006LI Yang-yi.The study of model tests of strip foundation on the reinforced sand subgrade.Shanghai:Tongji University,2006