复合膜层（精选10篇）
复合膜层 篇1
0 前 言
微弧氧化技术工艺流程简单、经济、环保、膜层硬度高、与基体结合力好,且膜层表面存在纳米级盲性微孔[1],为后续涂装着色处理奠定了基础。但经微弧氧化处理后的陶瓷膜层颜色单一,表面装饰性不强,特别是对某些耐蚀要求苛刻的环境(如海水中的耐蚀性)还达不到预定的要求。
传统电泳工艺发展已经很成熟,电泳膜层颜色丰富、耐蚀性好,适合于各种表面装饰及耐蚀保护[2]。但电泳前预处理工序十分复杂,包括脱脂、水洗、中和、阳极氧化、着色、电泳等二十多道工序[3],操作繁多,且水耗大,废液中含有害重金属元素,废水废液处理麻烦[4],从而极大地限制了其发展空间。
本工作将微弧氧化的优点和传统电泳的优点进行有效整合,采用微弧氧化的方法先制备一层陶瓷膜作为电泳前的底层,然后再对其进行电泳,在铝合金表面制备出了微弧电泳复合涂层,并对微弧电泳的工艺条件进行了深入研究。
1试 验
1.1微弧氧化及微弧电泳工艺
原材料选用变形铝合金1050,其含量为:0.25% Si、0.40% Fe、0.05% Cu、0.05% Mn、0.05% Zn、0.05% Mg、99.50% Al。试样尺寸:50 mm×40 mm×1 mm。
微弧氧化电解液为硅酸盐系列溶液,其成分为:8 g/L硅酸钠、1 g/L氢氧化钠、35 g/L六偏磷酸钠。
微弧电泳工艺流程为:上件→清洗→微弧氧化→循环水洗→电泳→循环水洗→烘干→下件。
(1)微弧氧化
频率400～700 Hz、占空比12%～19%、时间5～10 min,终止电压450～490 V。
(2)电泳
采用电泳漆进行。
1.2SEM分析
用扫描电子显微镜(SEM)分析微弧电泳膜层和传统电泳膜层的表面形貌和截面形貌,并进行截面线扫描以检测膜层中元素分布(频率30 Hz、占空比95%、时间4 min、终止电压170 V)。
1.3划格试验
依据GB/T 9286-1998《色漆和清漆 漆膜的划格实验》和EDTM-31《漆膜附着力测定法》进行试验。
1.4电化学分析
依据塔菲尔斜率的交点,得到腐蚀电流Icorr,并根据腐蚀电流强度Icorr的大小,判定其耐蚀性能。
2结果与讨论
2.1微弧电泳膜层的表面、截面形貌及其耐蚀性
在铝合金微弧氧化层的SEM照片上观察到:微弧氧化层表面存在均匀分布的纳米级微孔,见图1。其截面可明显分为疏松层、致密层[5],且致密层与铝基体之间互相咬合以微冶金方式结合,见图2。微弧氧化层表面存在大量纳米级的盲性微孔,这有利于后续的电泳层与氧化层之间实现较好的机械嵌合。图3是微弧氧化+电泳膜层的截面形貌。对其进行SEM截面线扫描及元素含量分析,结果见图4～图6。
从图中可以看出,距起始扫描点0～18 μm,铝、氧、碳含量基本稳定,此段为铝基体。18～23 μm铝含量逐渐降低,而氧含量急剧上升,距起始扫描点23 μm以后氧含量急剧下降并趋于稳定值,且氧化层中碳含量在急剧上升,距起始扫描点23 μm以后趋于稳定,说明距起始扫描点18～23 μm属于微弧氧化层。距起始扫描点23 μm以后属于电泳层,且由碳含量的线分布说明有机电泳漆嵌入氧化层中,微弧氧化层和电泳层相互嵌合。铝基体与微弧氧化层的微冶金方式嵌合、微弧氧化层与电泳层的机械嵌合将导致微弧电泳膜层的整体结合力十分高,后面的划格试验验证了这一点。按照相关国家标准试验,结果微弧电泳复合膜层与铝基体的结合力等级为0级,结合力很好。
微弧氧化层和电泳层的耐蚀性都十分好,经过有效整合后,其耐蚀性得到了进一步的提高。
微弧电泳试样和传统电泳试样的腐蚀电位和腐蚀电流都相差很大,前者的腐蚀电位在-1.292 V,腐蚀电流为39.2 nA;而后者的腐蚀电位为-1.178 V,腐蚀电流为104.0 nA。根据电极化原理,表征耐蚀性参数主要是腐蚀电流的大小,腐蚀电流越小其耐蚀性越好,而微弧电泳的腐蚀电流明显小于传统电泳的腐蚀电流,说明微弧电泳的耐蚀性好于传统电泳。
2.2微弧氧化膜层对电泳成膜的影响
2.2.1 微弧氧化膜厚对电泳成膜的影响
微弧氧化层的厚度对膜层具有很大的影响,如果膜层太厚将导致电泳电压升高甚至无法电泳成膜。
如果氧化时间和终止电压合适,微弧氧化层厚度适宜,电泳通电后,工件表面分布着均匀的电场。电泳漆带电颗粒能在电解液中迁移、向阴极工件泳动、沉积附着工件表面,电场起着关键的作用。带电颗粒定向泳动、沉积必须要有一个作用力F:
F=E×q
式中 E——微弧氧化层表面分布的电场强度
q ——电泳漆颗粒的带电量
F ——电泳漆颗粒在电场中受到的库伦力
电泳漆颗粒均匀弥散分布在电解液中,带电量基本一致。因此,带电颗粒与阴极工件作用力的大小取决于E。如果E太小,则作用力F小,带电颗粒无法定向泳动,更无法沉积。而E取决于工件上所加电压和微弧氧化层的膜厚,E=ε×U/D。ε为介电常数,U为工件所加电压,D为异性电荷的距离,这里指氧化层膜厚。铝合金微弧氧化层主要是由α - Al2O3构成的陶瓷层,绝缘性能高,即ε值小。如果U值一定,氧化层太厚即D值大,则氧化层表面的电场E就十分低,电泳漆颗粒受到的作用力F就小,无法定向泳动和沉积成膜。
微弧氧化层的膜厚取决于氧化时间和氧化终止电压。如果氧化时间长和氧化终止电压高,则微弧氧化膜层厚度值就大。由于微弧氧化层的阻抗高,电泳时工件表面分布的电场太薄弱,电泳漆颗粒与阴极工件的作用力太小,无法向阴极工件定向移动,而不能沉积成膜或局部成膜(或导致沉积的膜层附着力不好),见图7。
但氧化时间也不能太短,终止电压不能过低,否则铝合金基体表面无法生成一层与铝基体以微冶金方式结合的α - Al2O3陶瓷层,导致氧化层与基体的结合力不高,降低微弧电泳复合膜层与铝基体的整体结合性能。优化参数为:氧化时间 5 min,终止电压450 V。
2.2.2 微弧氧化膜层致密度对电泳膜层成膜的影响
微弧氧化层的致密性对电泳成膜有很大的影响,如图1制备的微弧氧化表面存在均匀分布的纳米级微孔,微弧氧化电参数和溶液参数不同,得到的微弧氧化层的致密度也不同,而且膜层表面微孔的孔径也不一样。微弧氧化频率越高、能级越小,则单个脉冲的击穿能量越小,熔融物喷发被液淬后得到的微孔就越小,所得氧化层的致密性越好,膜层更光滑和均匀一致;反之微弧氧化频率越高、能级越大,单个脉冲的击穿能量越大,得到的氧化层微孔孔径越大,致密度越差,膜层表面粗糙。
如果膜层致密性差、微孔孔径过大,且由于氧化层是含有α - Al2O3的陶瓷层,阻抗值高,微观来看,微孔中膜层相对要薄,其绝缘性相对较低,而微孔边沿膜层相对较厚,其绝缘性较高。电泳通电后,由E=ε×U/D,ε与U相同,D不同,工件表面电场分布不均匀,孔洞部分电场强,阴极工件与电泳漆颗粒作用力大,电泳漆颗粒泳动速度和沉积速度快,容易电泳沉积;而孔洞边缘部分绝缘性高,电场弱,阴极工件与电泳漆颗粒作用力小,电泳漆颗粒移动速度和沉积速度慢,不容易电泳沉积,结果导致工件表面整体的沉积不均匀(见图8a)。
如果微弧氧化的频率高、占空比小,单个脉冲的击穿能量就小,熔融氧化物液淬凝固后得到的微孔孔径较小,且光滑平整。这种小孔径的微孔对工件表面的电场分布影响可以忽略不计,工件整个表面电场分布比较均匀,工件周围电泳漆颗粒受力一致,均匀泳动、沉积,工件表面得到光洁的电泳膜层(见图8b)。
另外,工件表面的光洁度质量本身就对电泳成膜有很大影响。其优化参数为:微弧氧化频率750 Hz,微弧氧化占空比(1 dm2)8%。
3结 论
(1)铝基体与微弧氧化层微冶金结合、微弧氧化层与电泳层相互嵌合,微弧电泳复合膜层整体的结合力高,且耐蚀性好。
(2)微弧氧化层膜厚影响后续电泳的成膜,氧化层过厚,导致电泳电场太弱,无法电泳沉积;氧化层过薄,氧化层与铝基体结合力不高,降低复合膜层的整体结合力。优化微弧氧化参数为:氧化时间5 min,终止电压450 V。
(3)微弧氧化层的致密性影响后续电泳成膜,氧化频率过低、占空比过高时,氧化层致密性和后续电泳层的表面光洁性较差。优化微弧氧化参数为:频率750 Hz,占空比(1 dm2)8%。
参考文献
[1]薛文彬,邓志威,来永春,等.有色金属表面微弧氧化技术评述[J].金属热处理,2000(1):1～3.
[2]刘文亮.铝合金在不同溶液中微弧氧化膜层的性能研究[J].电镀与精饰,1999,21(4):9～11.
[3]蒋百灵,白力静,蒋永锋.LY12铝合金表面氧化铝陶瓷层的生长过程[J].中国有色金属学报,2001,11(2):186～189.
[4]朱祖芳,段志兵.铝合金阳极氧化与表面处理技术[M].北京:化学工业出版社,2004.
[5]张先锋.镁合金微弧氧化陶瓷层生长过程及耐蚀性能的研究[D].西安:西安理工大学,2004.
复合膜层 篇2
含冲击损伤复合材料层合板疲劳试验研究
针对两种不同铺层顺序的T300/BMP316复合材料层合板,进行了低速冲击后不同应力水平下的等幅拉-拉疲劳试验.结果表明:低速冲击后,材料疲劳寿命的.对数与应力水平成线性关系;在低应力水平下,层合板的主要疲劳损伤模式为分层,而在高应力水平下,其主要疲劳损伤模式为纤维断裂;随着疲劳应力水平的降低,层合板内损伤面积增加且刚度退化幅度变大.
作 者：徐颖 温卫东 崔海坡 Xu Ying Wen Weidong Cui Haipo 作者单位：南京航空航天大学能源与动力学院,南京,210016刊 名：宇航材料工艺 ISTIC PKU英文刊名：AEROSPACE MATERIALS & TECHNOLOGY年，卷(期)：37(2)分类号：V2关键词：疲劳 低速冲击 复合材料层合板
复合膜层 篇3
摘要：为分析松散含水层下复合关键层顶板导水裂隙带发育高度，以期合理确定采区开采上限标高，本文通过物理模拟实验，研究了该岩性赋存特征顶板覆岩破坏规律及导水裂隙带发育高度，结果表明：近距离赋存的两关键硬岩层呈现非同步破断，距离煤层较近的关键层对采场矿压起主要控制作用；随工作面向前推进，下部关键层形成周期性破断，采场充分开采时上部关键层出现断裂，进而达到采场顶板导水裂隙带发育最大高度49.7m，为平均采高的12.7倍。该买验结果与工程实践中采用并行电法进行导高测试结果相互印证，为该采区留设防水煤岩柱尺寸提供指导依据。
关键词：复合关键层；导水裂隙带；物理模拟；电法探测
中图分类号：TD325
文献标志码：A
文章编号：1672-1098（2016）04-0010-06
煤层开采后，上覆岩层中具有明显的分带特征。越靠近煤层顶板，受采动影响越强烈，岩层垮冒并不规则堆积在采空区中，形成冒落带；未垮落岩层，受拉、压及剪切作用产生明显的变形、破坏，形成大量顺层裂隙及层间裂隙，这些裂隙与采场贯通成为流体渗流通道，形成导水裂隙带。针对导水裂隙带发育高度，国内外学者做出了大量研究工作，文献[5]根据“四带”理论，推导出关于面长及煤岩体强度的导水裂隙带高度计算公式。文献[6～7]结合导水裂隙发育高度受覆岩关键层层位的影响规律，提出了预计导水裂隙带高度的新方法。文献[8]等分析了导裂高度发育的因素及过程，得出了计算导水裂隙带发育高度的经验公式。文献[9]对覆岩采动导水裂隙分布特征进行理论分析，提出了破断裂隙贯通度的概念和计算公式。
文献[10]对影响综采（放）”两带”发育高度的煤厚、顶板岩性、岩层组合、采深、工作面斜长、推进速度等多种因素进行研究，得到综采（放）导水裂隙带高度与主要指标之间的多元回归统计关系式。综上表明，已有的研究成果都是在特有的地质条件下取得的。采煤及顶板管理方法、开采强度、覆岩力学性质及结构特征、重复采动、构造应力以及时间等因素均可影响导水裂隙带发育高度。因此，特定地质条件下的导高应具体分析，并通过实践验证，才能更好的指导生产及相关设计。
为合理设计淮南潘三矿西三采区13-1煤层开采上限，对该煤层第二区段1622（3）工作面导水裂隙带高度进行实验分析及电法实测，用以指导设计 第一区段1612（3）工作面防水煤岩柱的留设尺寸。
1.地质条件
潘三矿1622（3）综采工作面为该矿井西三采区首采面。工作面标高-560
-598m，距基岩面高度96.2～125.4m，如图1所示。该面主采13-l煤层，煤厚3.1-5.0m，平均厚度3.9m，属近水平煤层，平均倾角8°，赋存稳定。工作面斜长240m，走向长1115m。通过地面钻孔揭露1622（3）工作面顶板岩性，如图示2所示，直接顶为6.8m厚的复合顶板，由泥岩、砂质泥岩及煤组成，老顶为11.3m细砂岩，抗压强度93.22MPa，其上部间隔18.4m厚砂质泥岩又赋存一层13.2m厚细砂岩，抗压强度92.85MPa。
当两关键层距离较近时，无论上部或下部坚硬岩层都将对下部或上部坚硬岩层的采动变形和破断产生影响，也即对采动覆岩变形、破断、移动全过程产生影响，从而形成关键层的复合效应。图2所示，采场覆岩中两层相临的硬质砂岩层组成了复合关键层，控制采场上覆岩层运动。
2.复合关键层顶板结构特征相似试验
2.1相似模型的建立
相似模型以砂子为骨料，石膏、石灰（碳酸钙）为黏结材料，并掺人适量的水，根据钻孔柱状和现场的地质力学参数，按照相似模拟实验基本原理和相似系数计算模型各分层的材料配比，分层填装铺设，在层与层之间撒云母片做岩层的层面并随机划出节理。
在试验前准备阶段，将模型表面粉刷成白色，并画上5cm×5cm（横向×纵向）的网格，以利于观察模型的变形破坏。在模型养护达到要求并且加载及测试系统就绪后，即可进行模拟开采。
开切眼位于模型右侧距离模型边界50cm处，每次开挖5cm，每隔2h开挖一次，相当于实际工作面推进5m，停采线距模型左边界50cm（见图3）。
2.2覆岩破坏空间结构特征
工作面从切眼位置开始向前推进，采过15cm时，部分直接顶开始垮落，未完全垮落的页岩、泥岩相继出现离层。再向前推进5cm，6.8cm厚复合顶板整体垮落，形成直接顶初次整体垮落。继续向前推进，整个复合顶板以6～8cm破断距呈现周期性垮落，直至工作面推进60cm，采场顶板矿压显现以直接顶周期破断为主，但此时11.3cm厚细砂岩层弯曲变形，具体如图4a。垂直位移数字图像反映出，该开采阶段煤层直接顶矿压显现较剧烈，而其上部老顶变形不明显，如图4b所示。
当工作面推进65cm时，11.3m厚老顶破断，形成老顶初次来压。由图5a可以看出，老顶破断后形成三铰拱，该拱结构上部与其上位岩层分离，下部承载于直接顶垮落的矸石。老顶初次破断岩块长度约为40cm，在煤壁处顶板破断角约为58°在开切眼处顶板破断角约为47°。由图5b可以看出，老顶初次破断时，尽管与其上部岩层未能同步破断，但自下而上也产生不同程度的下沉变形。此时，采场裂隙带发育高度达到第一层坚硬细砂岩。
工作面继续向前推进，11.3m厚老顶呈现周期性垮落，垮落步距8～14cm，平均9.6cm。随老顶的垮落，其上部18.4cm厚砂质泥岩及13.2cm厚细砂岩下沉变形不断增大，当达到停采线位置时，即工作面推进200cm，这第二层厚岩层在两侧边界位置出现断裂，在煤壁处顶板破断角约为64°，在开切眼处顶板破断角约为58°。此时，采场裂隙带发育高度达到49.7cm，具体如图6a所示。
综上所述，工作面直接顶初次垮落约在20cm，老顶初次来压约在65cm，周期来压步距约为8～14cm。在整个回采过程中，上覆岩层逐层破断、垮落，直接顶先冒落，在采空区中不规则堆积，老顶岩梁在推进方向逐步断裂，并相互挤压，形成暂时铰接平衡结构，随着工作面不断推进，铰接岩块回转过程中，局部受拉而使咬合处破坏造成岩块回转进一步加剧，从而导致整个结构失稳，呈现“稳定一失稳一稳定”周期性变化。与煤层最近的一层关键层对采场矿压起主要控制作用，其周期性破断引起采矿周期来压，当工作面继续推进到约200m时，第二层关键层出现破断，但其整体下沉量不大。采空区的裂隙经历了不发育、发育、部分压实三个阶段，裂隙高度不断向上发展，最终形成采场裂隙发育最大高度49.7cm。
3.覆岩结构特征电法测试
3.1钻孔布置
在1622（3）工作面6#瓦斯钻场设计施工2个电法监测钻孔，倾角分别是35°、12°，钻孔长度分别为120m、80m，实际控制高度68.8m、16.6m。孔内各布置64个电极，采用并行电法进行数据采集，根据电极电流比值，探明顶板覆岩破坏规律。钻孔布置如图7所示。
3.2测试结果
通过钻孔电极电流比值成像结果，可以分析该工作面覆岩破坏规律。从图8～图1l探测结果可知，覆岩受采动破坏分成四个阶段：未受采动影响阶段，受超前应力影响阶段，覆岩破坏发育阶段，围岩应力稳定阶段。
（1）工作面距孔口位置由114.6m到103.5m，为未受采动影响阶段，该回采范围对钻孔控制范围内的岩层影响不明显，电流比值多为1左右，仅厚层砂岩顶底界面附近电流比值有一定变化，具体如图8所示。
（2）工作面距孔口位置由87.3m到82.3m，为超前应力影响阶段，这段时间探测的电流比值变化缓慢，表现为厚层砂岩上下界面附近，电流比值略小于1或略大于1，为超前应力作用阶段，具体如图9所示。
（3）工作面距孔口位置由75.8m到59.3m，为覆岩破坏发育阶段，探测范围电流比值显著下降，表明裂隙带发育已达到钻孔位置，具体如图10所示。
（4）工作面距孔口位置由54.4m到9.8m，为围岩应力稳定阶段，探测范围电流比值显著较低，且有些区域比值已经为负值，表明裂隙带发育趋于稳定，且可明显区分出垮落带高度约10m，导水裂隙带高度约50m，如图11所示。 以上探测结果可见，顶板顺层方向电流比值极小范围在垂直高度约10-12m处，可以反映垮落带高度；煤层顶板垂直高度约50m以下，电流比值明显低于0.5（后期明显低于0.1），反映为裂隙发育区；煤层顶板垂直高度约50m以上，电流比值基本在0.5以上（后期比值大于0.1），随采动无明显的变化，为弯曲下沉带范围，这与物理实验结果相吻合。
由以上研究结果，确定该岩性条件下工作面导水裂隙带发育高度50m，据此，设计采区开采上限标高-535m，留设防水煤岩柱高度70m，1612（3）工作面面长200m。该面回采过程中未发生顶板突水事故。
4.结论
（1）物理试验表明，复合关键层顶板呈现非同步破断特征，当工作面推进达到充分采动时，上部关键层出现断裂，形成采场顶板导水裂隙带发育最大高度49.7m；利用电法测试技术电性解释了覆岩破坏动态演化规律，得出采场覆岩导水裂隙带发育高度50m，与物理模拟研究结果相互印证，确定该岩性特征条件下，采场导水裂隙发育最大高度50m；
纳米复合电镀层的研究 篇4
纳米复合电镀是在普通电镀液中加入一种或几种一定浓度的不溶性的纳米固体颗粒( 如Si C、Al2O3、Ti O2、PTFE等) ,并使其与被镀金属离子共沉积而得到具有耐磨、耐蚀、自润滑等功能的纳米复合镀层的一种技术[3]。具有优异特性的纳米颗粒材料在复合电镀中的应用促进着复合电镀层的发展。如何使其得到开发及实际应用,正日益成为复合电镀技术研究的重点。
1 纳米粒子复合电镀层的结构及性能
纳米粒子复合电镀层的结构如下[2]: (1)镀层由大量均匀弥散分布于基质金属中的纳米粒子和基质金属镀层两部分构成;(2)纳米粒子和基质金属共沉积过程中,纳米粒子使基质金属的晶粒大为细化,甚至可成为纳米晶; (3)镀层的纳米粒子质量分数通常在10% 以内。
与具有相同组成、微粒粒径在微米尺度的普通复合镀层相比[3],纳米复合电镀层因存在纳米粒子而表现出耐磨、自润滑、抗高温氧化、耐腐蚀、电及光催化等优异的性能。随着研究的深入,纳米复合镀层逐步发展成为复合电镀的一个非常重要的新分支,在机械、化工、航空航天、汽车、纺织以及电子工业等领域中有着广阔的应用前景,其中一些镀种己在生产中得到应用。
2 纳米复合电镀层的分类
根据功能特点纳米复合电镀层可分为耐磨、耐蚀、自润滑、抗高温氧化、催化功能等纳米复合电镀层。
2. 1 耐磨纳米复合电镀层
赵国刚等[4]电沉积制备了Ni - Al2O3纳米复合镀层,纳米Al2O3颗粒在镀层中分布均匀,复合镀层硬度较纯镍镀层高200HV,磨损量为纯镍镀层的1 /2,由于Al2O3的作用,复合镀层的磨损机理由普通镍镀层的黏着磨损变为磨粒磨损。薛玉君等[5]电沉积制备了Ni - La2O3纳米复合镀层,在干摩擦条件下,纳米复合镀层的减摩耐磨性能明显优于微米复合镀层和纯镍镀层,纳米La2O3颗粒增强镍基复合镀层的晶粒细小,结构更加致密,复合镀层硬度较纯镍镀层高2. 15 GPa,磨损量为纯镍镀层的1/5。Zhou YB等[6]电沉积制备了Ni - Cr纳米复合镀层,随着镀层中纳米粒子Cr含量从0 增加到11%,镀层的硬度提高约250HV,磨损量逐渐减小。Maria Lekka等[7]电沉积制备了Ni - Si C纳米复合镀层,复合镀层与纯镍镀层相比晶粒细小,镀层致密,显微硬度提高了30% ,耐磨性提高了35. 7% 。
2. 2 耐蚀性纳米复合电镀层
张文峰等[8]电沉积制备了Ni - Zr O2纳米复合镀层,在脉冲条件下得到的纳米复合镀层的腐蚀速率最小,纳米Zr O2颗粒以及脉冲电沉积工艺使得脉冲复合镀层具有较好的耐腐蚀性能。张刚等[9]电沉积制备了Ni - 碳纳米管纳米复合镀层,与纯镍镀层相比,纳米复合镀层的腐蚀速率低,自腐蚀电位较正,极化率较大,耐Na Cl溶液腐蚀的性能更好,碳纳米管的加入促进了镍的钝化显著提高了复合镀层的耐腐蚀性能。Li J等[10]电沉积制备了Ni - Ti O2纳米复合镀层,Ti O2均匀分散在镀层中,随着纳米粒子含量的增加和粒径的减小,复合镀层的硬度及耐蚀性都提高。Baghery P等[11]电沉积制备了Ni - Ti O2纳米复合镀层,纳米粒子均匀分散在镍基中提高了镀层的耐蚀性能,随着纳米Ti O2微粒的增加,镀层的极化电阻增大,腐蚀电流降低,腐蚀电位转化成正值。
2. 3 自润滑纳米复合电镀层
杜克勤等[12]电沉积制得了Ni - W - PTFE纳米复合镀层,PTFE质量浓度提高会使复合镀层的摩擦系数降低,PTFE在镀层中弥散使镀层表现了良好的自润滑性。陈卫祥等[13]制备出了含有无机类富勒烯纳米材料的Ni - P - WS2纳米复合镀层,该镀层具有良好的耐磨性和自润滑性能,纳米复合镀层的磨损量是Ni - P镀层的1 /5 ~ 1 /7,其摩擦系数为0. 024 ~ 0. 035,Ni -P镀层的摩擦系数为0. 1。Shi L等[14]电沉积制备了Ni - Co -Mo S2纳米复合镀层,Mo S2均匀分布在复合镀层中,纳米粒子的加入使得复合镀层摩擦系数和磨损率都较合金镀层小。
2. 4 抗高温氧化纳米复合电镀层
司东宏等[15]超声电沉积制备了Ni - Zr O2纳米复合镀层,该复合镀层表现出良好的抗高温氧化性能,纳米颗粒以及超声波的晶粒细化作用均显著提高纳米复合镀层的抗高温氧化性能,该复合镀层晶粒最小、氧化增重量最少、显微硬度最高、磨损率最小。姚素薇等[16]电沉积制备了Ni - W/Zr O2纳米复合镀层,该复合镀层氧化增重为合金镀层的1 /2,纳米Zr O2微粒的加入使Ni - W/Zr O2镀层的结构发生变化,其高温热稳定性较合金提高39 ℃ ,镀层表面平整。Xue YJ等[17]超声脉冲电沉积制备了Ni - Ce O2纳米复合镀层,该复合镀层在800 ℃ 下具有较纯镍镀层好的抗高温氧化性能,纳米复合镀层具有较小的晶粒和较好的抗高温氧化性,超声搅拌使得纳米粒子均匀分散、镀层中纳米粒子含量稍微减少、复合镀层的晶粒更加细化、提高了镀层的抗高温氧化性,超声阻止了氧化物Ni O的生长,使生成的氧化膜致密。
2. 5 催化功能纳米复合电镀层
李爱昌等[18]复合电沉积制备了( Ni - Mo) - Ti O2纳米复合镀层电极,该纳米复合电极具有较高的催化析氢活性,随着镀液中Ti O2悬浮量的增加,电极的析氢催化活性先增大后减小,其电极电势相对于Ni - Mo电极正移了120 m V,相对于Ni电极正移了542 m V。Deguchi T等[19]在钢片上从硫酸锌镀液中快速电镀出了Zn - Ti O2纳米复合镀层,将其用作气相氧化CH3CHO的光催化电极,光催化活性随Ti O2含量的增加而提高。将其在673 K下进行热处理,由于形成Zn O与Ti O2的良好协同效应,这种纳米复合电极的光催化活性提高1. 5 倍。
3 结语
复合膜层 篇5
复合材料层合板有限元分析及疲劳寿命预测
采用有限元方法对复合材料的.疲劳进行模拟计算,建立有限元模型,进行疲劳寿命预测.把复合材料的疲劳失效过程模拟成为在外栽荷作用下材料性能逐步退化、应力重分布、损伤累积的过程,并利用MSC.PATRAN/NASTRAN进行算列分析,并与试验结果相比较,误差较小,可以作为预测复合材料层合板寿命的方法.
作 者：施兴灿 赵美英 SHI Xing-can ZHAO Mei-ying 作者单位：西北工业大学航空学院,陕西西安,710072刊 名：航空计算技术 ISTIC英文刊名：AERONAUTICAL COMPUTING TECHNIQUE年，卷(期)：39(2)分类号：O242.21关键词：复合材料层合板 疲劳寿命 有限元
复合材料界面层材料的研究 篇6
界面层是复合材料中处于增强体和基体之间的一个局部微小区域。它将增强体和基体彼此良好地结合在一起, 起着传递载荷, 阻止裂纹越过增强体表面进行扩展, 缓解残余热应力, 阻挡基体和纤维间元素的相互扩散、溶解和有害化学反应, 阻止纤维在高温环境下发生氧化的作用[1]。界面层在复合材料中所占的体积分数虽不足10%, 但却是影响陶瓷基复合材料力学性能、抗环境侵蚀能力等的关键因素之一。特别是对于脆性纤维增强脆性基体复合材料来说, 纤维与基体间的界面层是决定复合材料强度和韧性的重要因素。因此, 对界面层材料及其结构的研究一直是复合材料研究的热点之一。本文对近年来在复合材料界面层领域的研究进行了综述。
1 复合材料界面层的功能
一般来讲, 界面层的功能主要有4个:传递、阻止裂纹扩展、缓解和阻挡。传递作用是指界面层作为一个“桥梁”将作用于基体的载荷充分传递至复合材料的主要承载者———纤维增强体上。阻止裂纹扩展是指当基体裂纹扩展到界面层区域时, 基体和纤维沿它们之间的界面发生分离, 并使裂纹的扩展方向发生改变, 即裂纹偏转, 阻止裂纹直接越过纤维表面进行扩展。缓解作用是指界面层通过过渡作用和界面滑移减少残余热应力。阻挡作用是指阻挡基体和纤维间元素的相互扩散、溶解和有害化学反应, 阻止外界环境对纤维增强体的侵害[1,2]。
以上只是一般意义上的界面层功能, 但不同功用的复合材料对界面层的要求不同。例如:以承受载荷为主要目的的复合材料对前3种功能有更为苛刻的要求, 而以抗氧化为主要目的的复合材料则对阻挡功能要求更严。一种界面层所具有的功能主要取决于界面层的材质、结构、厚度以及界面层与纤维或基体间的相互作用等因素。为了满足不同复合材料功能的需求, 不同功用的复合材料应具有不同的界面层。复合材料界面层的研究正是在这种需求下不断进行的。目前常被研究的界面层材料有很多, 大致可分为两类:层状结构材料和非层状结构材料, 其中层状结构材料又包括层状晶体结构材料和多层陶瓷界面相。
2 层状晶体结构界面层材料
具有层状晶体结构的材料由于其层间结合力较弱, 当外界裂纹扩展至材料的层面时可使裂纹发生分叉、扩展方向发生改变, 使裂纹的扩展功增加, 这种材料特点非常符合界面层材料的要求, 是一种非常理想的界面层材料。具有层状晶体结构的材料主要有石墨结构的热解碳及六方BN, 此外还有一些氧化物材料、层状硅酸盐 (如氟金云母KMg3 (AlSi3) -O10F2) 、合成层状硅氧化合物 (如KMg2AlSi4O12) 和可解离的六方铝酸盐 (如氧化钙铝矿CaAl12O19) 。目前研究最多的界面层材料是层状结构热解碳和六方BN[1]。具有层状结构的热解碳界面相一般是利用化学气相浸渗 (CVI) 法在低温、低压的条件下制得, 制备过程较为简单, 工艺也已非常成熟, 以其为界面层的复合材料一般都具有较好的力学性能, 是目前C/C、C/SiC、SiC/SiC复合材料最常采用的一种界面层材料[2,3]。虽然此类热解碳界面相已被广泛应用, 但近年来针对它的研究仍在不断深入进行。2009年, Liu等[4]研究了热解碳界面层在界面脱粘时的行为, 结果表明:在界面脱粘时, 热解碳界面层内部存在层间分离和桥联现象, 桥联区的石墨片层具有应力取向, 即由原来的平行于碳纤维表面变为垂直于碳纤维表面。Ahmed等[5]发现热解碳界面层的粗糙度越高, 杂质含量越少, 晶化程度越高, 就越有利于SiC基体的沉积生长。Yan等[6]利用聚碳硅烷的裂解过程在碳纤维和SiC基体间原位生成了热解碳界面层。与CVI方法相比, 这种界面层的制备方法更为简单, 虽然界面层是由乱层石墨构成, 但仍能很好地发挥界面层的作用。层状结构热解碳界面层在提高复合材料力学性能方面具有无可比拟的优势, 但其在高温氧化环境下却极易发生氧化, 使复合材料的力学性能急剧下降, 因而热解碳不适合应用于对抗氧化性有要求的复合材料。这促使人们不得不进行其他界面层材料的研究。六方BN具有与石墨类似的晶体结构, 相对于碳界面层具有较高的抗氧化性能、较低的电导率和介电常数, 因而受到越来越多的关注[7,8,9]。研究表明, BN界面层确实可提高陶瓷基复合材料的抗氧化能力, 并且BN的晶化程度越高, 复合材料的抗氧化性能越强[10]。BN之所以能提高复合材料的抗氧化能力, 除了其具有较高的氧化温度外, 更重要的是BN经氧化后生成可流动的玻璃态B2O3, B2O3可填充基体或界面层中的裂纹及界面处的间隙, 阻止外界气体对增强体的侵蚀[8]。由于六方BN具有与石墨类似的层状结构, 因此BN界面层也具有与热解碳类似的界面层特性。研究发现, BN可以降低复合材料的界面剪切强度[11];BN界面层的存在虽会使SiC纤维的强度降低, 但可使所制备的SiC/SiC和C/SiC复合材料的强度和断裂韧性大幅提高[7,8,9,12];BN的晶化程度越高, SiC/SiC材料的力学性能越好[13]。研究还发现, BN对SiC/SiC复合材料的微波介电性能影响不大[7]。BN界面层可采用CVI法制备[9,12,14], 也可采用浸渍涂覆工艺制备[7,8], 且两种工艺制备的BN都为六方结构, 都可很好地起到调节界面结合强度和提高复合材料力学性能的作用。目前, 六方BN界面层主要用于SiC/SiC复合材料[7,8,15], 在C/SiC复合材料中也有应用[9], 甚至可用于金属基复合材料[11]。BN界面层的主要缺点是:B2O3可挥发, 难以长时间维持复合材料的抗氧化性能;难以在800℃以下的低温区实现对某些复合材料的保护, 比如碳纤维增强陶瓷基复合材料;在提高复合材料力学性能方面, BN界面层的作用也比不上热解碳界面层[13]。此外, 人们还对CaAl12O19、LaAl11O18、Ca (Al, Fe) 12O19、LaFe1.5Al10.5O19、KMg2AlSi4O12等层状晶体材料进行了探索性的研究[16,17], 但由于这些界面层材料实用性较差, 目前还没有具体的应用。
3 多层陶瓷界面相材料
多层结构界面层由多层不同材质的亚层构成, 各亚层之间结合力较弱, 可以允许裂纹在亚层间的界面处发生裂纹偏转, 使裂纹的扩展功增加, 故而这种结构材料也符合界面层的功能要求。从结构形式上看, 这种界面层可看作是对第一种界面层的宏观化拓展。目前研究的多层界面相体系主要有 (PyC-SiC) n、PyC-TaC-PyC、PyC/SiC/TaC/PyC和PyC-SiCN等。对于 (PyC-SiC) n多层界面相, 一般认为其可以提高SiC/SiC和C/SiC复合材料的强度和韧性, 并能延长材料的寿命和提高疲劳性能;多层界面相的微观结构也对SiC/SiC复合材料性能有着重要影响, 界面相中的亚层越薄越有利于材料力学性能的提高[18,19,20,21]。但由于多层界面相的层间作用较为复杂, 界面层对复合材料性能的影响也较为复杂, 从而造成各种研究结果并不一致。Taguchi等[20]认为PyC/SiC界面层可使SiC/SiC复合材料的弯曲强度提高10%。而Yang等[22]则认为引入SiC亚层会使SiC/SiC复合材料的界面剪切强度增加, 但对复合材料的弯曲强度影响不大。Wang等[23]的研究发现:PyC/SiC界面层可大幅提高C/SiC-ZrC复合材料的弯曲强度, 并使材料的脆性降低。而Yu等[24]则认为PyC/SiC界面层的存在使SiC/SiC复合材料的断裂韧性大幅增加, 而对弯曲强度却有不利影响, 且亚层的层数越多对复合材料强度的不利影响就越大。至于为什么这些试验结果会出现如此大的差异, 目前还无人给出解释。但这些试验结果的不一致, 从另一个侧面说明人们对界面层作用机理的认识还远不够深入。PyC/TaC/PyC和PyC/SiC/TaC/PyC多层界面相一般用于C/C复合材料。研究认为:采用PyC/TaC/PyC和PyC/SiC/TaC/PyC多层界面相可降低C/C复合材料的界面剪切强度, 使复合材料的强度增加[25,26];在PyC/TaC/PyC多层界面相中, 随着TaC相的增加, C/C复合材料弯曲强度下降, “塑性”变形能力增强, 在引入SiC亚层后, 强度又大幅增加, 同时脆性也增加[27];PyC/SiC/TaC/PyC界面层对提高C/C复合材料抗烧蚀能力不起作用[28]。至于TaC相为什么会使复合材料的力学性能下降, SiC界面相又为什么会使复合材料强度增加, 目前也无法给出明确的解释。此外, Y.Zhu等[29]还对PyC/SiCN界面层进行了研究, 结果表明:随SiCN沉积层厚度的增加, C/SiC复合材料的弯曲强度增加。
由于混合界面层中的每层材料都有各自不同的功能, 通过各层材料之间的相互配合可以使界面层具有单一材料界面层所没有的多种功能。Pasquier等[18]将SiC层与热解碳层相结合, 组成多层材料作为复合材料的界面层, 不仅使SiC/SiC复合材料具有较好的力学性能, 而且具有优异的抗氧化能力。实际上, 为复合材料制备多层界面相主要是为了提高材料的抗氧化性能。由于此类界面层能较好地满足复杂环境条件下的使用要求, 应用前景较好, 因而受到广泛关注和研究。
4 其他界面层材料研究
除了层状结构界面层外, 一些并不具有Naslain所推荐的理想界面层特征的材料也受到研究人员的广泛关注。目前被研究的材料主要有SiC、氧化物陶瓷材料和一些非晶态陶瓷材料。研究这类材料的初衷基本上都是为了提高一些复合材料的抗氧化能力。
SiC相对于BN具有更高的抗氧化性, 并且同BN一样在氧化后可生成粘流态的玻璃 (SiO2) , 填充界面处的缝隙或裂纹[30,31]。研究表明, C/SiC及SiC/SiC复合材料在采用SiC界面层后, 其抗氧化性能都明显提高。虽然SiC并不具有Naslain所推荐的理想界面层特征, 但也能起到界面层的作用。研究表明, 无界面层的SiC/SiC复合材料在采用SiC为界面层后, 强度和韧性都有明显提高[30,32]。只是由于SiC与纤维的界面结合较强, 复合材料在用SiC界面层取代热解碳界面层后强度会出现明显下降[33], 即SiC界面层在提高复合材料力学性能方面明显不如热解碳界面层。因此, SiC不宜单独作为界面层材料使用, 解决的方法就是与热解碳界面层相结合组成多层界面相。
氧化物陶瓷材料具有无可争议的高抗氧化性, 是提高界面层抗氧化性能的理想候选材料。早期, 科研工作者曾先后以β-Al2O3、磁铁铅矿结构材料CaAl12O19、多层钙钛矿化合物KCa2Nb3O10和BaNb2Ti3O10、KMg2AlSi4O12、ABO4型化合物CaWO4和ErTaO4为界面层材料进行了研究, 取得了大量成果, 但到目前为止都未达到实际应用的程度[17,34]。近年, Lu等[35,36]采用莫来石界面层来提高Cf/Si-C-N复合材料的抗氧化性能, 取得了明显效果, 并指出, 要想通过界面层来提高陶瓷基复合材料的抗氧化性能, 理想的界面层材料应具备以下条件: (1) 材料本身具有良好的抗氧化能力; (2) 具有较大的热膨胀系数; (3) 要具有适当的厚度; (4) 材料自身不可与碳纤维进行化学反应, 以免对纤维造成损伤。然而, 由于莫来石界面层与碳纤维和基体的界面结合较强, 在采用莫来石界面层后Cf/Si-C-N复合材料的弯曲强度出现明显下降[37], 故在未采取其他措施的情况下, 莫来石界面层的实用性也不大。
非晶态陶瓷材料一般都具有较好的热稳定性和化学稳定性, 可以作为界面层材料来提高复合材料的抗氧化性能。Labruquère等[38]曾选用B-C、Si-B-C和Si-C作为界面层材料来提高复合材料的抗氧化能力, 研究结果表明:选用适当的非晶态界面层材料可以提高复合材料的抗氧化性能。Lu等[39,40]选用非晶态的Si-O-C陶瓷作为Cf/Si-C-N复合材料的界面层, 可在力学性能基本不降低的情况下明显提高Cf/Si-C-N复合材料的抗氧化性能, Si-O-C界面层在提高复合材料抗氧化性能方面的作用则接近于莫来石界面层。研究中所采用的Si-O-C陶瓷材料并不具有很高的热膨胀系数, 厚度也不高, 但仍可使复合材料获得较好的抗氧化性能, 说明Si-O-C界面层具有不同于莫来石的抗氧化机制。
5 结束语
复合膜层 篇7
镁合金微弧氧化膜一般由致密层和疏松层组成。致密层在膜层的内部,与基体结合紧密,而疏松层则在其外,表面存在孔隙,因此,腐蚀介质可以透过膜层导致基体发生腐蚀。采用微弧氧化技术提高镁合金的耐蚀性能时相对于基体可提高1~2个数量级。对镁合金微弧氧化层进行封闭(封孔)以进一步提高其耐蚀性已成为当前研究的方向[1,2],目前方法有多种,已取得一定的成效[3,4,5]。但是,采用纳米陶瓷涂料封孔的研究目前未见报道。因此,本工作先对镁合金微弧氧化,再采用空气喷涂纳米陶瓷涂料进行封孔制备复合膜层,以期进一步提高其耐盐雾腐蚀性能。
1 试 验
1.1 基材处理
基材为变形AZ31B镁合金,主要成分(质量分数):3.190%Al,0.334%Mn,0.810%Zn,0.005%Fe,0.020%Si,0.010%Be,0.005%Cu,余量Mg。AZ31B镁合金性能:抗拉强度300 MPa,屈服强度220 MPa,伸长率18%。对其分别用240~1 000号砂纸打磨,并进行去油污处理;在反应区上方用胶带裹住缠紧,留出前端的反应区,胶带尽可能裹得整齐严密,稍宽稍厚一些,以保持反应过程中阳极表面电流密度的恒定,避免电解液的蒸发和爬升而引起反应区上方试样的反应,反应区尺寸为25 mm×20 mm×1 mm。
1.2 膜层的制备
1.2.1 复合膜层
先通过微弧氧化直流脉冲电源(HG-1)在恒流模式下反应10 min。电解液配方:6 g/L Na2SiO3,2 g/L NaF,2 g/L NaOH,化学药品均为分析纯。电源参数:电流密度3 A/dm2,频率300 Hz,占空比45%,反应时间10 min。反应结束后,将微弧氧化试样冲洗吹干。喷涂工艺参数:双组分水性纳米陶瓷涂料(EC5032)喷涂量为3~5 g/s,压缩空气压力为0.3~0.5 MPa,喷嘴口径1 mm,喷嘴与微弧氧化陶瓷膜的距离10~15 cm,喷枪平行移动速度为10~20 cm/s,在鼓风干燥箱中90 ℃干燥10 min,在马弗炉中300 ℃固化20 min,得到复合膜层。
1.2.2 单膜层性能
为了便于对比几种不同的膜层(见表1)。采用的涂料有2种,一种是清漆,另一种是清漆中添加银色填料。
1.3 盐雾腐蚀
利用KD-60精密型盐水喷雾试验机做盐雾腐蚀试验:5%NaCl中性溶液,箱内温度35 ℃;以试样双面中腐蚀最严重的一面为判定依据,出现黑点或腐蚀点大于3处为试验结束依据。
1.4 性能测试与表征
采用Cannon130数码相机考察膜层盐雾腐蚀后的表面形貌。采用JSM-6480型扫描电子显微镜对微弧氧化膜层和复合膜层表面及截面SEM形貌进行表征。采用TTR-Ⅲ型X射线衍射仪[ XRD,铜靶,Kα射线(波长0.154 18 nm)]研究膜层晶相的组成。
2 结果与讨论
2.1 盐雾腐蚀
图1是不同膜层盐雾腐蚀的表面形貌。从图1a可以看出,表面直接喷涂涂料后,盐雾试验24 h,表面出现大面积的腐蚀坑,涂料层被腐蚀剥落。由图1b可知,微弧氧化试样经24 h盐雾试验后表面出现大量的黑点,有的地方已经露出基体。图1c显示,喷砂后直接涂银色涂料的试样表面腐蚀也很严重,但稍好于图1a。图1d显示,微弧氧化陶瓷膜层经过清漆封孔后盐雾试验72 h后才出现较多的黑点。图1e显示,微弧氧化陶瓷膜层经银色涂料封孔后盐雾试验144 h表面仅出现一个黑点,其他地方还保持完好无损。由上可知,试样的耐腐蚀性能为e>d>b>c>a。结果表明:复合膜比单层膜的耐腐蚀性能有较大的提高,涂料中加入银色填料的复合膜层表面具有银白色外观,其耐腐蚀性最佳;微弧氧化的耐腐蚀性能要好于纳米陶瓷涂料单层膜。
盐雾试验试样表面出现黑点为典型的点腐蚀特征,这是因为腐蚀介质中Cl-等透过膜层接触到基体,局部形成了微电池,发生了点腐蚀[6,7,8]。复合膜耐蚀性强是因为微弧氧化膜层表面多孔结构在其表面涂覆防腐蚀涂料,一方面涂料可以在陶瓷膜层表面形成均匀、致密的涂层,封住陶瓷膜层的孔;另一方面微弧氧化膜多孔结构的存在增大了涂料与陶瓷膜的接触面积,保证了涂料与陶瓷膜层之间的结合力,充分发挥了微弧氧化膜和涂料涂层的协同作用,提高了镁合金的耐腐蚀性能。直接在镁合金基体表面涂覆涂料,由于基体表面不均匀,涂料和基体相互作用力较差,造成部分区域涂料与基体结合不够牢固,经腐蚀介质腐蚀后,涂料开始剥落,进而加快整个腐蚀速度。
2.2 微弧氧化膜层和复合膜层的形貌及组构
2.2.1 SEM形貌
图2为2种膜层表面的SEM形貌。由图2a可见,膜层表面高低不平,有大量孔洞,有些孔径达10 μm, 并且有熔融物在表面堆积;而图2b中,陶瓷膜层被均匀、致密的涂料层全部覆盖,表面没有孔结构。
图3为复合膜层截面的SEM形貌。由图3可以看出,微弧氧化膜层大约厚35 μm,涂料层大约厚15 μm左右,涂料浸入到微弧氧化膜的微孔内,陶瓷膜层与涂料结合牢固。
2.2.2 膜层组构
图4为2种膜层的XRD谱。由图4可见,复合陶瓷膜层主要由MgO和Mg2SiO4两相组成;复合膜层中仍有较强的Mg2SiO4和MgO的衍射峰,并且没有其他杂峰以及非晶相峰,说明涂料在300 ℃固化时没有结晶,或者是生成的新晶相量很少;基体Mg的衍射峰也有出现。以上结果表明,涂料层的存在,使得膜层中晶相物质的衍射峰强度和基体衍射峰强度明显降低。
3 结 论
(1)盐雾腐蚀试验表明,5种AZ31B镁合金试样的耐腐蚀性能大小为陶瓷膜+银色涂料>陶瓷膜+清漆>陶瓷膜>镁基体+银色涂料>镁基体+清漆。纳米涂料在300 ℃固化时没有结晶,膜层晶相物质为Mg2SiO4和MgO。
(2)AZ31B镁合金陶瓷膜/纳米涂料复合膜层中因涂料浸入微弧氧化膜的微孔,堵住了孔洞,封闭了腐蚀性介质进入的通道,且陶瓷膜层与涂料层结合牢固,从而提高了镁合金的耐腐蚀性。
参考文献
[1]张荣发.镁合金阳极氧化膜封孔处理的研究进展[J].材料工程,2007(11):82～86.
[2]Duan HP,Du K Q,Yan C W,et al.Electrochemical cor-rosion behavior of composite coatings of sealed MAO film onmagnesium alloy AZ91D[J].Electrochem Acta,2006,51(14):2 898～2 908.
[3]蔡启舟.镁合金微弧氧化膜的SiO2溶胶封孔处理研究[J].特种铸造及有色合金,2006,26(10):612～614.
[4]王天石.镁合金微弧氧化膜有机封孔耐腐蚀性能的研究[J].表面技术,2006,35(6):8～10.
[5]蒋百灵,张淑芬,吴国建.镁合金微弧氧化陶瓷层耐蚀性的研究[J].中国腐蚀与防护学报,2002,22(5):300～303.
[6]Baghni I M,Wu Y S,Li J Q,et al.Corrosion behavior ofmagnesium and magnesium alloys[J].Trans Nonferrous MetSoc China,2004(1):1～10.
[7]Guang L S,Andre J A.Corrosion Mechanisms of Magnesi-um Alloys[J].Advanced Engineering Materials,1999,1(1):109～119.
复合式路面层间剪应力分析 篇8
近几年来,我国在道路工程方面取得快速的发展,许多新兴的技术手段被运用到施工当中。在水泥混凝土路面上铺设沥青,成为现在比较常见的一种方式,这就形成了一种混凝土和沥青混凝土组成复合式路面结构。这样做的好处,不但可以节省沥青的使用量,而且还可以弥补纯沥青路面刚性要求不足的缺点。虽然如此,复合式路面本身也存在着隐患,比如上层的沥青和下层的混凝土分层铺设,模量方面相差比较悬殊、变形协调性差。特别是在外部环境气温比较高,或者承载车辆质量比较大的时候,这种复合式路面很容易发生剪切侧滑的破坏,所以粘结层材料的选取和厚度布置就成为改善符合路面抗剪性能的钥匙,对于提高道路工程的寿命有着深远的影响。国内外很多道路方面的专家都致力于复合式里面的层间最大剪力,尤其是剪切角度的研究,但是始终没有取得定论。笔者在弹性层间状体系理论的基础上,运用BISAR3.0程序分析了对混凝土沥青复合式路面的层间最大剪力、剪切角以及其变化规律,为提高层间抗剪能力提供了理论基础。
1 确定结构的基本计算参数
首先采用混凝土沥青复合式路面建立三维模型,然后运用BISAR3.0程序分析在荷载作用下层间的剪应力和剪切角。在路面层间结构是完全连续不间断的,沥青层和水泥混凝土层是均匀的,路面结构层间四周水平位移均为零,不计算本身材料的自重等理想状态下,荷载取单轴双轮组100 k N垂直均匀分布的标准轴载,轴压的半径为10.65 cm。水平方向的荷载按紧急刹车状态计算,那么路面结构的参数选取如下:
沥青混凝土层:回弹衡量为1 200 MPa,泊松比为0.3,厚度取10 cm。水泥混凝土层:回弹衡量为30 000 MPa,泊松比为0.15,厚度取20 cm。水泥稳定碎石基层:回弹衡量为1 500 MPa,泊松比为0.25,厚度取30 cm。土基础:回弹衡量为40 MPa,泊松比为0.4。在得到数据的基础上建立坐标系,坐标的原点设在双圆荷载的中间,x轴与汽车的行驶方向保持一致,y轴为路面的横向,z轴竖直向下。经过周密的计算,在完全结合状态下,当x取9.585 cm,y取15.975 cm时,层间的剪力最大。
2 层间应力的分析
为了模拟实际情况下路面层间在行车荷载下的受力情况,进行室内斜剪试验。粘结层与水平之间的夹角,我们称之为剪切角,它的取值应该是层间最大剪应力和轴压半径的比值的反正切值。
1)沥青混凝土层模量的影响。影响沥青模量的因素有很多,最为明显的是外界环境温度和外部荷载。随着时间的变化,温度越高,沥青的刚性越小,沥青混凝土的模量越低。根据之前得出的数据,把控制点定在坐标(9.585,15.975),沥青的层厚取10 cm,沥青混凝土的模量为500 MPa,1 500 MPa,2 500 MPa,3 500 MPa,4 500 MPa时,计算沥青混凝土的层间剪力分别为0.262 3 MPa,0.256 2 MPa,0.251 7 MPa,0.248 4 MPa,0.245 8 MPa。剪切角分别为:31.35°,31.29°,31.33°,31.44°,31.58°。从计算结构不难看出,随着沥青混凝土层间模量的不断增大,层间的最大剪力和剪切角都是减小的趋势。模量从500 MPa上升到4 500 MPa的过程中,层间最大剪力减小了6.2%左右,剪切角虽然也变小,但是幅度很小,所以得出,沥青混凝土模量对计算结果的影响并不是很大。
2)沥青混凝土厚度的影响。控制点依旧取在(9.585,15.975),沥青的模量控制在1 500 MPa不变,改变沥青混凝土层厚度,根据计算结构得出的沥青混凝土层间剪力和剪切角变化数据如下:
沥青层间厚度取6 cm,8 cm,10 cm,12 cm,14 cm,16 cm时,层间最大剪力分别为0.326 3 MPa,0.291 3 MPa,0.256 2 MPa,0.223 0 MPa,0.193 0 MPa,0.166 9 MPa。剪切角分别为32.14°,31.98°,31.29°,30.39°,29.43°,28.51°。由计算得到的结果可以看出,随着沥青混凝土厚度的增加,沥青层间的最大剪力和剪切角呈减小趋势。在整个厚度从6 cm上升到16 cm的过程中,层间剪力降幅达到48.8%,剪切角的幅度也达到了11.3%。由此可见,和沥青模量相比,沥青混凝土层的厚度对于层间最大剪力和剪切角的影响是相当显著的,所以,提高沥青层的厚度可以更为有效的减少层间剪力,降低层间剪切破坏的可能性。
3)粘结层模量的影响。约束条件改为沥青混凝土的模量不变,保持在1 500 MPa、厚度保持10 cm不变,粘结层厚度取5 mm不变,首先对沥青层和粘结层的层间最大剪力作用位置是否随粘结层模量变化而变化进行分析研究。计算结果表明,在这一部分,层间的最大剪力依旧发生在x取9.585,y取15.975处。同样的,在混凝土层和粘结层的层间最大剪力作用位置一样是此点。此时,沥青层和粘结层的总厚度为10.5 cm。
控制点依旧设在(9.585,15.975),研究各接触面最大剪力、剪切角随着粘结层的变化规律。当粘结层模量在150 MPa,300 MPa,500 MPa时,沥青和粘结层的层间最大剪力相对50 MPa分别增大32.90%,51.97%,63.16%,剪切角相对50 MPa分别增大19.08%,31.15%,38.36%;混凝土和粘结层的层间最大剪力相对50 MPa分别增大33.24%,52.08%,63.04%,剪切角相对50 MPa分别增大19.62%,31.69%,38.90%。实验结果表明采用低模量的粘结层可以有效降低层间剪应力、剪切角。
4)粘结层模量取50 MPa恒定不变,分析粘结层厚度对于混凝土粘结层层间以及沥青粘结层层间最大剪力的影响。经过计算得出以下结论:a.粘结层厚度为0 mm～6 mm时,沥青粘结层层间最大剪应力依然发生在x方向9.585 cm,y方向15.975 cm处。b.粘结层厚度为6 mm～12 mm的阶段,层间最大剪应力发生在x方向6.39 cm,y方向15.975 cm处。c.粘结层厚度在12 mm～15 mm阶段内时,层间最大剪应力发生在x方向3.20 cm,y方向15.975 cm处。粘结层厚度不同,最大剪力均随着粘结层厚度的增大而变小,且下降最为显著的阶段就是从0 mm～3 mm的阶段。说明在沥青层和混凝土层中间铺设一定厚度的粘结层意义是十分重大的,但是若粘结层厚度不断的增大,收益并不明显,所以需要找到一个合理的平衡点,使收益达到最大。除此之外,确定厚度的时候,还需要考虑粘结层厚度和复合式路面粘结性能是否吻合。目前采用比较广泛的是纤维沥青应力吸收粘结层,采用环氧树脂粘结胶进行连接。经过多方的试验和专家的计算得出结论,当粘结层厚度为3 mm时,层间的抗剪能力最强大。
5)行车荷载与温度综合影响。水平荷载应该考虑在紧急刹车状态下,仍是垂直荷载的1/2。根据大量实验证明,层间最大剪力与行车荷载呈线性增长的关系,而剪切角几乎不随行车荷载的变化而变化,维持在19.7°左右。主要原因是由于质量很大的车体作用在路面上时,层间剪力增加的同时,竖向应力也在按相同比例增加,这就导致剪切角度几乎为一个不变的常数。同时外界温度对于沥青混凝土的模量影响很大,尽管从之前的结论中可知,沥青混凝土模量对复合式路面层间剪力影响不大,但是在南方一些高温地区,夏天的高温仍然会导致层间抗剪强度的下降,加上超载车辆的作用,还是会有发生剪切破坏的可能。
3 结语
经过一系列试验可以看出,沥青混凝土复合式路面层间的最大剪力、剪切角对温度、结构层厚度、材料模量、行车负荷等参数的敏感性。其中不难看出,沥青层的厚度、粘结层的模量、行车荷载这三个方面对于层间剪力和剪切角的影响最为显著。
参考文献
[1]胡长顺,王秉纲.复合式路面设计原理与施工技术[M].北京:人民交通出版社,1999.
[2]王火明,凌天清,肖友高,等.刚柔复合式路面界面层强度特性试验研究[J].重庆交通大学学报(自然科学版),2009,28(6):1033-1036.
复合膜层 篇9
笔者前期已对4种活性炭物理结构与其变压吸附分离瓦斯性能做了研究,基于此,对活性炭做了改性处理并首次配合离子交换纤维研制了复合滤料层氨气个人防护滤毒罐,对防护性能进行了测试。
1 实验研究
1.1 活性炭改性
活性炭表面是非极性或弱极性的。在分离和净化过程中,活性炭是唯一不需要预先严格除去水分的吸附剂。与其他吸附剂相比,活性炭具有很高的比表面积,可吸附更多非极性或弱极性有机分子。活性炭具有良好的耐酸碱和耐热性,化学稳定性较高,是目前用途最广泛的毒气吸附材料。针对氨气的物化性质,笔者对活性炭进行预处理和表面处理,以期获得良好的吸附效果。
1.1.1 载体预处理
选用优质的椰壳活性炭,颗粒大小为10目。首先用稀盐酸对椰壳活性炭进行清洗,去除活性炭中的各种灰分包括大部分的金属盐和金属氧化物,使活性炭内部表面更清洁,更利于吸附过程。然后用蒸馏水清洗至洗涤水PH为7。处理的活性炭用稀硝酸浸泡12 h,增加活性炭表面极性,增加氨气的吸附量。
1.1.2 活性炭表面处理
取一定量的酸洗活性炭,浸渍在略多于活性炭体积的双氧水溶液中,每隔2 h搅动一次,浸渍约12 h。然后过滤活性炭,用适量蒸馏水洗涤直至洗涤水无氧化性。将经上处理后的活性炭放入电热鼓风干燥箱中于120 ℃时干燥4 h,取出后密封保存待用。
采用Philip XL30ESEM型环境扫描电子显微镜分析活性炭的自然表面与断口的形貌。
1.2 滤毒罐组装
滤毒罐由滤烟层与滤料层构成。滤烟层由含蓝石棉的过滤纸制成,以截留、扩散及惯性沉降等机理,滤除悬浮于空气流中的微粒状有毒物质,阻留于滤烟层上的有毒微粒挥发时能被吸着层滤除。滤料层由30 g强酸性离子交换纤维、5 g改性处理过的椰壳活性炭制成。组装的滤毒罐如图1所示。
1.3 性能测试
按GB 2890-2009《呼吸防护 自吸过滤式防毒面具》的规定对滤毒罐的动态呼吸吸附性能和呼吸阻力进行测试。测试装置是A法动态气体吸附分析装置,结构示意如图2所示。
测试温度为25 ℃,相对湿度60%,所用天平精度为0.01 g;计时器的分度值为0.1 s,精度为1级;气体流量计:(30±0.3) L/min,精度1级。
采用GB 2890-2009规定的通气阻力测试装置对滤毒罐的通气阻力进行了测试。通气阻力测试装置中微压计量程为0～2 000 Pa,精度为1 Pa;气体流量计量程0～100 L/min,精度为1级。测试时温度为25 ℃,相对湿度为45%,测试流量(30±0.6) L/min,单罐测试。
1.空气净化器;2.调湿装置;3.湿度计;4.干燥管;5.气体流量计;6.蒸发器或舟型瓶;7.水浴;8.混合器;9.毒剂钢瓶;10.孔板流量计;11.滤毒罐;12.指示瓶;13.废气吸收罐子;14.吸收瓶
2 结果与讨论
2.1 活性炭改性结果分析
活性炭的微孔和比表面积是影响其吸附能力的重要因素。图3为劳保滤毒罐用煤质活性炭扫描电镜照片。
图3(a)为颗粒自然表面,颗粒为柱状,长0.5～2 mm,直径1 mm,此活性炭颗粒是煤粉活性炭造粒而成。
图3(b)为活性炭断面,可以看出断面结构不规则,无孔隙结构,因其价格低廉,可应用于普通呼吸防护滤毒罐。
图4为改性处理的椰壳活性炭扫描电镜照片。从表面(图4(a))及断面(图4(b),图4(c))都能看到规则的空洞结构,这些孔是大孔套小孔的联通结构,无疑这会使活性炭的比表面积增大。由图4(b)可以看到大孔里面的直径约为1 μm的小孔。查阅文献并没有这种孔套孔结构报道,说明改性处理对孔结构产生了很大的改变。这样的孔结构使改性活性炭的比表面积增大很多。
孔容是指吸附有效容积,由饱和吸附量推算出来,即吸附剂能容纳吸附剂的体积,所以孔容越大越好。基于上面的分析和图4的孔隙结构电镜照片,椰壳活性炭的孔容比普通煤粉活性炭的孔容大,比表面积大。
滤毒罐的吸附性能测试结果证实了吸附性能的提高。滤毒罐动态吸附测试穿透时间为30 min,超过了GB 2890-2009规定的2级防护时间5 min。通气阻力为209 Pa,没有达到国家标准规定的小于180 Pa的要求。这是因为添加离子交换纤维造成的,需要改进处理。
3 结束语
利用各种功能性新材料提高安全防护用品的科技含量是科技强警大势所趋。笔者对椰壳活性炭进行了改性处理,改性的活性炭孔隙结构非常独特。配合强酸性离子交换纤维制备了复合型滤料层,组装了滤毒罐。按照国家标准进行了呼吸防护性能测试和通气阻力测试,防护性能能超过国家2级标准5 min。可对添加的两种吸附剂的添加方式进行改进,降低通气阻力。
摘要：以改性椰壳活性炭和强酸离子交换纤维为复合滤料层制备出针对氨气的新型个人防护滤毒罐。按照国标GB2890-2009对制备的滤毒罐动态吸附性能及呼吸阻力性能进行了测试。扫描电镜照片显示改性处理的椰壳活性炭具有孔套孔结构,使改性活性炭的比表面积增大很多。呼吸防护时间超过2级5min。通气阻力还需要改进处理。
关键词：活性炭,滤毒罐,离子交换纤维
参考文献
[1]高树田,张晓峰.美军防毒面具发展简史[J].个体防护装备知识,2009,(3):52-56.
[2]吴启鸿.世纪之交谈火灾形势和拓展消防安全技术领域的思考[J].消防科学与技术,2000,19(1):5-7.
[3]李景惠.化工安全技术基础[M].北京:化学工业出版社,1995.
[4]H凯利,E巴德.活性炭及其工业应用[M].魏成同译.北京:中国环境科学出版社,1990.
[5]程代云,史喜成.集体防护装备技术基础[M],北京:国防工业出版社,2008.
复合膜层 篇10
累托石是具有层状结构的铝硅酸盐黏土矿物,具有稳定的化学性质和较强的耐热性能,基质与催化剂在高温煅烧过程中能够产生较强的粘结力。而且,累托石具有大的表面积,对有机污染物具有良好的吸附性,且其来源广泛,价格低廉[3,8,9]。因此,作者考虑累托石可作为光催化剂的优良载体。壳聚糖易成膜、无毒、价廉,具有生物活性、生物相容性、生物可降解性,尤其是具有良好的吸附和螯合能力,已在医学、化妆品、水处理等方面得到了广泛应用[6,9,10,11,12]。
本次研究以有机化累托石为载体,利用有机累托石控制Ti O2粒子的分散,防其团聚,利用OREC及壳聚糖的强吸附性来增加催化剂与污染物的有效接触面积,以提高光催化降解效果。
本论文通过溶胶- 凝胶法及锻烧技术将Ti O2与OREC复合,再利用溶液共混法制备出插层纳米复合膜(Ti O2/ORE/CS)。利用FTIR、XRD、SEM、UV表征复合膜的结构,以罗丹明为目标有机污染物测试膜的光催化性能并研究其光催化机理。该复合膜为一种绿色、环保型材料,可望用于药物、食品及化妆品等内包装及污水处理方面。
1实验部分
1.1主要原料
累托石(REC),湖北钟祥累托石公司,在实验室经钠化及有机化处理;罗丹明(Rh B),郑州力克化工有限公司,分析纯;壳聚糖(CS),天津克密欧化工有限公司;钛酸异丁酯(TTIP),天津博迪化工有限公司。
1.2实验仪器
MF- 900 型马弗炉,南京高温仪器厂;VECTOR- 22 型傅立叶红外光谱仪,日本东京岛津;DPmax23C X- 射线衍射仪,日本理学;JSM- 6390LV扫描电镜仪,日本电子株式会社;PT- 1036PC万能材料试验机,承德市金建检测仪器有限公司;H800 透射电镜仪,日本东京日立公司;SPECORD50 型紫外分光光度计,德国耶拿公司。
1.3Ti O2/OREC/CS复合膜的制备
累托石钠化处理获得Na+REC参照文献8,Na+REC的有机化处理获得OREC参照文献3。
Ti O2/OREC的制备:⑴配置1wt%的OREC悬浮液。⑵将一定量的TTIP逐滴加入6 mol/L的HCl溶液中,在25℃下搅拌3 h,得到淡黄色透明的[Ti]与[H] 摩尔比为4∶1 的柱撑溶液。⑶将柱撑溶液以3滴/min的速度加入OREC悬浮液中并于80℃下搅拌3 h,室温陈化15 h,用Na OH调节p H值在2.0 ~3.0 之间。离心分离,分离固体在80℃下干燥。干燥后的固体在马弗炉中于500℃煅烧3 h(升温速率为2℃/min)。
Ti O2/OREC/CS复合膜的制备:配置3wt% 的Ti O2/OREC悬浮液。将壳聚糖溶于2%醋酸溶液中,在机械搅拌下将壳聚糖溶液加入Ti O2/OREC悬浮液中(Ti O2/OREC质量为壳聚糖质量5%),加入少量甘油,在60℃恒温水浴中搅拌3 h,倒玻璃板上流延成膜且于60℃下干燥。
1.4结构表征及性能测试
红外光谱分析使用傅立叶红外光谱仪,KBr压片法测试;XRD测试采用X- 射线衍射仪;SEM测试采用扫描电镜仪;TEM测试采用透射电镜;UV测试采用紫外分光光度计;复合膜的拉伸强度和断裂伸长率利用万能材料试验机测试。
吸附- 光催化降解测试:称取0.1 g的Ti O2/OREC/CS复合膜,在室温下放入于100 m L浓度为100 mg/L的罗丹明溶液中。黑暗中搅拌120 min达到吸附平衡后再用高压汞灯光照降解,每隔一定间隔取4 m L溶液,同时再回补4 m L的蒸馏水。取出的溶液离心分离后用紫外分光光度计测定465 nm处的吸光度A值,再根据下列公式计算出降解率 ηt:
式中:At———在t时刻溶液的吸光度,
A0———溶液初始吸光度。
2结果与讨论
2.1Ti O2/OREC/CS复合膜的结构及形态分析
图1是Ti O2/OREC、CS及Ti O2/OREC/CS复合物的红外光谱图,从Ti O2/OREC红外谱图可看出,3600 cm-1的峰为Si OH中的羟基伸缩振动峰,1050 cm-1处峰为Si—O—Si骨架不对称伸缩振动峰,550 cm-1处峰为Si—O的弯曲振动峰,696 cm-1处峰为Si—O—Ti伸缩振动峰。从CS红外谱图可看出,3436 cm-1处峰为羟基伸缩振动峰,1599 cm-1处峰为NH2的变形振动峰。Ti O2/OREC/CS复合材料均在555和693 cm-1处出现了Ti O2/OREC的特征吸收峰,而在1693、1601、1483及1410 cm-1处有CS的特征峰。不同的是,与CS相比,Ti O2/OREC/CS红外谱图中3434 cm-1处吸收峰因为重合了N—H和O—H的伸缩振动变得强而宽,而且向低波数移动,这说明Ti O2/OREC与CS之间发生了静电相互作用且产生了氢键。
改性黏土的层间距可以采用XRD曲线上(001)面对应的衍射角,根据Bragg方程2dsinθ =λ 来确定。图2 是OREC、Ti O2/OREC及Ti O2/OREC/CS的XRD图。从图中可看到OREC的XRD图在2θ = 4.0处出现d001 峰,表明黏土的层状结构且算得其层间距为2.45 nm。相对于OREC,Ti O2/OREC的d001 峰和d002 峰变弱,表明OREC经过钛酸异丁酯柱撑后其晶体结构受到一定程度破坏。从图2 还可观察到,Ti O2/OREC在25.3°、27.4°及36.4°处出现了Ti O2的板钛矿、锐钛矿、金红石峰,表明通过溶胶凝胶法及煅烧处理制备出了Ti O2/OREC。XRD曲线也可反映出壳聚糖在累托石层中的插层效果及累托石的剥离状况,插入的程度越大,(001)衍射面对应的衍射角越小,衍射峰越弱。从图2 可观察出相对于Ti O2/OREC,Ti O2/OREC/ CS的001 峰向低角度方向移动且峰变弱,根据Bragg定律可算出,d001 为3.26 nm,表明壳聚糖插进Ti O2/OREC层间形成插层型Ti O2/OREC/CS复合物。
黏土与聚合物的相容性及界面作用影响着黏土在聚合物中的分散,并最终影响与聚合物之间的插层效果。累托石在壳聚糖中的分散性可以采用Ti O2/OREC/CS复合膜的SEM图(放大10000 倍)进行分析。从图3a可以看出,Ti O2/OREC在壳聚糖中分散得较为均匀。图3b是Ti O2/OREC/CS复合膜的透射电镜照片(放大100000 倍),黑色线条表示分散的黏土片层,白色表示壳聚糖基体。从图3b可以看出,累托石可在壳聚糖中得到一定程度剥离,但也出现一些团聚现象,从图中也可观察到纳米Ti O2颗粒。
图4 是OREC/CS、Ti O2/OREC/ CS复合膜的紫外吸收谱图。从图4 可看出Ti O2/OREC/CS复合膜相对于OREC/CS复合膜无论是普通紫外区还是可见光区(400~600 nm)处吸光度值总是在OREC/CS上方,表明其对光有相对强的光吸收,而且,Ti O2/OREC/CS复合膜相对于OREC/CS发生红移,表明在壳聚糖与OREC复合物中引入Ti O2可明显加宽复合膜的光响应区域。故可以得出Ti O2/OREC/ CS复合膜在太阳光下可有效对有机污染物进行降解。
2.2Ti O2/OREC/CS复合膜的力学性能分析
理想的光催化降解膜应该具有良好的力学性能且能在污水中保持其完整性。表1 为OREC/CS及Ti O2/OREC/CS干膜及湿膜的拉伸强度及断裂伸长率。从表1 可看出Ti O2/OREC/CS干膜的拉伸强度及断裂伸长率分别为21.2 MPa、102.6%,相对于CS膜分别增加75.2%、27.9%,相对于OREC/CS复合膜分别增加42.3%、11.9%。Ti O2/OREC/CS湿膜的拉伸强度及断裂伸长率分别为6.2 MPa、25.6%,相对于CS湿膜分别增加51.2%、67.3%,相对于OREC/CS湿膜分别增加17.0%、47.1%。即Ti O2/OREC/CS膜相对于CS膜及OREC/CS膜有良好的力学性能。究其原因在于Ti O2/OREC/CS复合膜相对于OREC/CS有更好的三维网络结构,且含有更多亲水性基团,从而有更好的吸液能力且不易被侵蚀。所以Ti O2/OREC/CS复合膜可以作为良好的微量污水处理材料。
2.3 Ti O2/OREC/CS复合膜对罗丹明的光降解研究
图5 是Ti O2/OREC/CS复合膜在可见光下对罗丹明的光降解率。在可见光照射之前,罗丹明溶液先在黑暗中被膜吸附120 min以达到吸附平衡。吸附结果表明Ti O2/OREC/CS复合膜对罗丹明的吸附能力较OREC/CS略高。原因可能归于Ti O2/OREC/CS复合膜具有较多的亲水性集团及较好的网状结构。从图5 还可看出Ti O2/OREC/CS复合膜在光辐射180 min时对罗丹明的降解率可达81.1%,而OREC/CS复合膜的降解率仅达30%,表明Ti O2/OREC/CS复合膜具有优异的光催化降解能力,而OREC/CS复合膜不具有光催化降解能力。原因在于纳米Ti O2可以稳定地提供·OH O2-·,而光生·OH O2-·(羟基自由基和超氧阴离子自由基) 是纳米Ti O2光催化过程中的重要活性物种,在多相光催化反应体系中,这些活性物种可以与催化剂表面的吸附物种发生相应的氧化反应并将其彻底矿化(机理如式(1)至(6))。同时,由于累托石属于层间矿物,可有效控制Ti O2的扩散,而且OREC及壳聚糖均对有机物具有很强的吸附性能,利用附着在OREC表面的Ti O2进行光催化降解,取得了良好的效果。
催化剂的稳定性和循环能力对其实际应用是非常重要的。在此选择Ti O2/OREC/CS复合膜通过五次罗丹明降解来评价光催化剂的循环能力。第一次循环之后,催化剂通过离心与反应溶液分离,然后分别用水洗涤一次和乙醇洗涤三次来除去吸附的Rh B和中间产物。随后,催化剂在80℃下干燥。在相同实验条件,将重新获得的催化剂用于下一次催化循环。如图6 所示,经过三次循环之后,Ti O2/OREC/CS复合膜催化降解罗丹明的活性只降低了8.36%,四次循环后活性降低了11.6%,五次循环后活性只降低了23.0%。由实验结果和文献资料[4,6,13,14]比较可得出结论:Ti O2/OREC/CS复合膜具有稳定的光催化活性和优异的回收利用性能。
3结论
(1)采用水溶液法制备了Ti O2/ OREC /CS插层纳米复合膜,该复合膜Ti O2/OREC/CS干膜的拉伸强度及断裂伸长率分别为21.2 MPa、102.6%,相对于CS膜分别增加75.2%、27.9%,相对于OREC/CS复合膜分别增加42.3%、11.9%。Ti O2/OREC/CS湿膜的拉伸强度及断裂伸长率相对于CS湿膜分别增加51.2%、67.3% ,相对于OREC/CS湿膜分别增加17.0% 、47.1%。