界面层强度

界面层强度（精选7篇）

界面层强度 篇1

桥面防水粘结材料种类众多,化学组成、技术性能等存在较大的差异,工程中优选材料以及质量控制需要有全面、合理的材料性能评价指标体系、试验方法及其技术标准。防水粘结层材料的性能评价包含以下3个层次:(1)室内试验研究阶段,应包括材料的基本物性指标、强度指标、变形指标、耐久性指标以及施工和易性指标等;(2)现场施工控制阶段,应包括材料的用量、施工的均匀性以及工后的强度检测;(3)铺装完成后的验收评定,主要指组合结构的强度检测。目前从施工过程控制和质监部门过程控制角度,较为常用的防水粘结层材料质量评价方法主要有2种:复合件剪切试验和复合件拉拔试验。但随着技术的发展,现有的防水粘结层评价方法与相关指标已不能满足实际工程的需要,本文针对沥青防水层材料,对防水粘结层进行新强度指标的界定,并对现有的试验方法进行修正,结合相关试验提出防水粘结层界面强度评价新指标。

1 防水粘结层新强度指标概念

目前桥面一般采用喷洒类防水粘结层加碎石撒布的方式进行防水粘结层施工[1]。防水粘结层大都采用高温加热条件施工[2],采用加碎石撒布的方式,可以很好地缓解防水粘结层施工过程中的粘轮现象,并增强粘结层与铺装层之间的嵌挤作用,增强沥青混合料铺装层抗推移性能[3],防水粘结层界面粘结层见图1。但是由于碎石的撒布,也会明显减少防水粘结层与沥青铺装层的有效接触面积,对粘结效果有一定的不利影响。因此在进行防水粘结层性能评价时,经常出现材料评价性能与现场使用性能检测差别较大的现象,导致对防水粘结层材料性能不能准确地进行评价。

针对存在碎石和不存在碎石的情况分别考虑,提出3种分类强度概念:

(1)层间剪切强度:是指应力吸收层(含沥青和碎石)界面所能承担的最大允许剪应力。通常的检测方法是取芯法或复合件的抗剪强度试验。

(2)层间拉拔强度:是指应力吸收层(含沥青和碎石)界面所能承担的最大允许拉应力。通常的检测方法是取芯法或复合件的拉拔强度试验。

(3)沥青界面粘结强度:是指应力吸收层中的沥青界面所能承担的最大允许拉应力。通常的检测方法是附着力强度试验。

2 附着力拉拔试验

以往的室内评价试验通常采用复合件拉拔强度来评价粘结层粘结强度[4],此种试验在界面构造上虽与现场状况比较类似,但复合件的相关检测试验无论室内试验还是现场试验,均需采用取芯法进行试件制样。由于取芯试验方法比较复杂,试验周期长,并且取芯法的检测对桥面破坏较大,取芯位置难以修补完善,故需要考虑以层间剪切强度指标为基础,转化为其他测量方式及相应指标。

因此提出新型的附着力拉拔试验(见图2),附着力拉拔试验可用于检验防水粘结层与水泥混凝土桥面板以及粘结层与铺装层之间的粘结性能,同时也能反映铺装层的抗拉性能。通过试验可反映 材料在不同温度条件下(通常选择常温20 ℃以及高温40 ℃),粘结层与水泥混凝土桥面板之间的粘结能力。

新型附着力拉拔试验主要具有以下优点:

(1)仪器简易,携带方便,试验操作简便;

(2)可实时获得检测数据,及时反映桥面防水粘结层的实际状况;

(3)可通过室内不同温度的试验结果,对防水粘结层粘度随温度的变化趋势进行拟合,作为现场检测结果温度折算的依据。

3 桥面铺装防水层界面强度评价新指标

根据目前工程应用情况可知,由现场取芯进行性能验证试验实施难度较大,并且会对桥面造成破坏,因此试验侧重室内评价,通过研究建立桥梁典型结构的评价指标体系。考虑到附着力强度试验方法所检测的沥青界面粘结强度指标试验操作简单,试验结果获得及时,故选择沥青界面粘结强度指标为最终的界面控制指标。

试验选择SBS改性沥青和橡胶沥青作为典型防水粘结层,分别选择常温20 ℃和高温40 ℃进行室内测试,复合件强度与附着力拉拔试验强度比例汇总见表1。桥面防水粘结层的碎石撒布量与界面抗拉强度有一定的关系,即附着力拉拔试验为全界面沥青强度,而复合件拉拔试验为部分界面拉拔强度。

根据力学特征分析可知,斜剪试验结果应为拉拔试验结果的undefined倍。结合室内试验结果可知,复合件拉拔强度与复合件剪切强度比例接近1.2至1.6,排除实际操作过程中试件成型、试验操作误差等不可避免的影响外,基本满足undefined倍的关系。

分析复合件拉拔强度与附着力强度的关系,即全沥青界面与部分沥青界面强度比例,结合表1数据可知,强度比例约为0.15～0.18。本试验试件的防水粘结层碎石撒布覆盖率设置为80%,与强度比例之和为100%。因此可推导出如下关系式:

沥青界面粘结强度undefined

根据江苏省高速公路沥青路面施工技术规范(JTG F40—2004),防水粘结层热喷改性沥青碎石撒布量为60%～70%,因此碎石覆盖率取平均值65%,考虑安全系数后得到如表2所示的沥青界面粘结强度力学指标。

MPa

根据力学分析的结果,桥面铺装下层比路面下面层的力学环境更为严苛,各项力学指标都接近铺装上层的标准,因此推荐桥面铺装下层沥青混合料的各项路用性能指标与施工控制标准采用铺装上 层的路用性能指标,混合料各项性能尽量接近铺装上层的沥青混合料。

4 结语

本文采用理论分析结合室内试验验证的方式,对目前桥面铺装防水粘结层主要评价方法进行改进,提出新型附着力拉拔试验方法,建立剪切强度和粘结强度的转换公式。同时在界面剪应力指标的基础上,考虑试验检测的便利性,将界面剪应力指标转化为可用附着力拉拔试验检测的沥青界面的粘结强度指标,最终得出沥青界面粘结强度指标,分别为重载常温为1.2 MPa,重载高温为0.7 MPa。

摘要：针对桥面铺装防水粘结层界面强度评价方法进行研究。结果表明:新型附着力拉拔试验可有效反映粘结层与桥面板之间的粘结能力,对于碎石撒布防水粘结层可应用公式实现界面粘结强度与层间剪切强度的换算,对于重载和大跨度桥梁结构,防水层拉拔强度指标分别为常温1.0MPa,高温0.7MPa。

关键词：桥面铺装,防水粘结层,拉拔试验,界面强度

参考文献

[1]王岚,刑永明,赵久敏,等.胶粉改性沥青桥面防水层界面抗剪切性能试验研究[J].工程力学,2007(Z2):182-184.

[2]杨桂新.水泥混凝土桥面柔性防水层性能指标分析[J].现代交通技术,2005,6(5):54-56.

[3]张占军,胡长顺,王秉刚.水泥混凝土桥面沥青混合料铺装结构设计方法研究[J].中国公路学报,2001,14(1):56-59.

[4]刘黎萍,彭一川,邵静.混凝土桥面铺装黏结防水层材料关键性能研究[J].建筑材料学报,2010,13(1):48-51.

[5]王火明,周宏伟,魏强.混凝土桥面防水粘结层剪应力计算分析[J].公路交通技术,2011(4):14-17.

界面层强度 篇2

关键词：涂层,界面,固连-失效模型,数值模拟

涂层结合强度通常用划痕法、黏结拉伸法、剪切法和侧向挤压法等一些传统的测试方法[1]测定, 在一定程度上能满足工程应用需要, 但是它们存在固有的不足和局限性。载荷水平低, 限于较弱结合的涂层界面。变形高度局部化使得力学描述过于复杂。

针对涂层界面结合强度测试所遇到的困难和问题, Wu[2]等研究的基于层裂效应的弹丸冲击法, 这种在基体表面制造压应力面脉冲的方法能够避免Vossen[3]提出的激光层裂法中的复杂物理过程, 并渴望克服侯振德[4]等提出的Hopkinson压杆方法中应力水平低及制样要求高的问题。本文基于该方法进行了应力波与数值仿真分析。考察弹丸冲击镍涂层钢板界面的力学行为, 考虑到界面层的结合强度难以直接从试验结果中获得, 而通过应力波理论分析能够获得直观的一维数据依据, 有限元模拟动态显示整个涂层脱落过程, 基体与涂层间的应力的分布一目了然, 有利于分析膜 (涂层) 、界面和基体材料三者之间的交互作用。采用数值模拟的方法, 建立有限元模型, 来研究镍涂层与钢基体在界面附近的应力情况, 从而对膜基界面结合强度做出综合评价。

1 基本原理[2]

弹丸冲击法的基本原理:以弹道枪或者其它加速装置发射前端面覆有辅助涂层的圆柱形弹丸, 使弹丸覆有涂层的一端撞击被测平面试样基体侧表面 (如图1) 产生压缩应力脉冲。该压缩波深入试样内部向涂层侧传播, 在界面处将发生反射和透射, 透射压缩波在涂层自由表面发生反射形成拉伸波, 此拉伸波与入射波及在界面处的反射波于界面处叠加产生拉伸应力而使得涂层沿界面开裂[3,4]。

2 应力波分析模型

当炸药爆炸驱动弹丸以速度v0冲击钢基镍涂层, 该过程是非弹性碰撞。在弹丸冲击目标时, 历时很短, 可认为是面接触, 同时对于半无限长的复合结构的碰撞, 通常是在碰撞面处发生局部的弹塑性变形, 而对结构的其余非碰撞区接触区域影响较小。此外。应力波除了沿长度方向传播, 而且也沿着垂直方向传播, 在正碰撞的情况下, 垂直方向应力波的强度和长度方向的应力波相比要小很多[5]。因此, 对该结构冲击载荷的计算可简化为一维应力波在多层介质中传播规律的理论计算。

当弹丸撞击钢基镍涂层, 由于各层材料的冲击波阻抗不同, 冲击波在两层材料的分界面产生透射和反射, 对于碰撞界面的右传冲击波和左传冲击波满足连续方程、动量方程, 由碰撞面的连续条件可知, 在分界面处的压力、质点速度相等, 当界面左右材料的冲击波阻抗不同时, 产生的透射波和反射波强度分别为

σT12=T12σI; RT12=R12σI (1)

${\rm T}{}_{12}=\frac{2(\rho c){}_2}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}‚R{}_{12}=\frac{(\rho c){}_2-(\rho c){}_1}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}(2)$

本文设0, 1, 2, 3分别为弹丸, 薄膜, 基体, 被测涂层, 厚度之比为50:1:10:1, 如图2所示, 记材料的声阻抗为ρici, 角标i=0, 1, 2和3。弹头以初速度v0撞击基体的表面时, 在接触表面的两端产生压应力。

t=0时1, 2界面处的速度和应力为:

$v|{}_{t=0}=\frac{(\rho c){}_{1}v{}_0}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}$ (3)

$\sigma |{}_{t=0}=-v{}_0\frac{(\rho c){}_1(\rho c){}_2}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}=(\sigma {}_1){}_0=(\sigma {}_2){}_0(4)$

在t=l1/c1时, 在1中向左的压缩波到达0与1的界面处, 发生反射与透射, 由于左行波引起的质点速度为v-v0, 则相应参量值为:

$\begin{array}{l}\sigma {}_{R1}=R{}_{10}\sigma |{}_{\tau =0}=\frac{(\rho c){}_0-(\rho c){}_1}{(\rho c){}_0+(\rho c){}_1}\sigma |{}_{t=0}(5)\\ v{}_{R1}=-R{}_{10}(v-v{}_0)=-\frac{(\rho c){}_0-(\rho c){}_1}{(\rho c){}_0+(\rho c){}_1}v|{}_{t=0}(6)\end{array}$

参量绝对值为:

$\begin{array}{l}(\sigma {}_1){}_1=\sigma |{}_{t=0}+\sigma {}_{R1}=-\frac{2(\rho c){}_0}{(\rho c){}_0+(\rho c){}_1}\times \frac{(\rho c){}_1(\rho c){}_2}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}v{}_0(7)\\ (v{}_1){}_1=v{}_{R1}+(v-v{}_0)+v{}_0=\frac{1}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}\times \end{array}$

$\frac{(\rho c){}_0-(\rho c){}_1}{(\rho c){}_0+(\rho c){}_1}(\rho c){}_2+(\rho c){}_1$v0 (8)

t=2l1/c1时, 当$\frac{(\rho c){}_0-(\rho c){}_1}{(\rho c){}_0+(\rho c){}_1}(\rho c){}_2+(\rho c){}_1\le 0$, 意味着1与2分离或者1停止, 则2中形成的压缩应力脉冲为$\sigma =-v{}_0\frac{(\rho c){}_1(\rho c){}_2}{(\rho c){}_1+(\rho c){}_2}$, 脉冲宽度为2t1/c1。当$\frac{(\rho c){}_0-(\rho c){}_1}{(\rho c){}_0+(\rho c){}_1}(\rho c){}_2+(\rho c){}_1>0$, 则继续发生碰撞。如果后续的碰撞不考虑, 在1中向右传播的反射波到达1与2的界面, 发生反射与透射。

透射波:

σT12=σR1T12 (9)

此时在2中的参量绝对值为:

(σ2) 1=σT12+ (σ2) 0 (10)

此时, 2中传播着两种波, 前波的幅值为 (σ2) 0, 波长为$2\frac{l{}_1}{c{}_1}c{}_2$, 后波的幅值为 (σ2) 1。

在t=l2/c2时, 当2中向右传播的波到达2与3界面处, 同样发生反射与透射, 参量值为:

透射波:σT23=T23σ2 (11)

反射波:σR23=R23σ2 (12)

而σ3=σT23 (13)

透射到3的压缩波在3的自由表面反射形成拉伸波, 继而在2与3交界面处于从2透射来的波进行合成, 当合成的拉伸波的拉应力大于涂层与基体间的拉伸结合强度就会将其拉开。

图3表示了波在涂层中的反射过程 (未考虑透射) 。以x轴表示波传播方向的坐标, x=0表示基体与涂层的界面。x=l0表示涂层自由表面的示意图。以应力脉冲的波正面第一次到达界面时间为时间的起点 (t=0) 。此时, 基体右行波为压应力脉冲, 当其透射后需2t0的时间反射的拉应力回到界面, 又开始向基体透射和自身内的反射, 继而形成多次反射。当基体中的应力脉冲是多阶梯的脉冲时, 另一个压力脉冲透射到涂层, 作用过程同第一个类似, 周期为2t1。界面处的应力就是这种透射和反射叠加的结果。

考察一个模型材料体系作为算例, 弹丸长度5 mm, 弹丸半径2.5 mm, 试样基体厚度1 mm, 试样为正方形, 边长为20 mm, 弹头涂层厚0.1 mm, 试样涂层厚度 0.1 mm;选弹丸、弹头涂层和试样基体、试样涂层的材料常数如表1所列, 暂不考虑材料塑性。

将表1[2,6]中的参数代入以上推导出的公式, 得出在涂层界面一侧的应力情况, 如图4, 出现预期的拉应力。

3 弹丸撞击涂层钢板的有限元模型

3.1 算法及有限元模型

LS—DYNA软件是著名的显示动力学分析软件, 由于采用了中心差分法进行显示时间积分, 方程耦合, 不需要转置刚度矩阵, 保证了求解的稳定性, 适合分析冲击、穿透等高频非线性动力响应问题。

在弹丸撞击基体的过程中, 网格单元均采用三维拉格朗日算法, 网格单元附在材料上。弹丸与基体的接触定义为侵彻接触 (Eroding surface-to-surface) 算法采用罚函数法, 即在每一时步首先检查各从节点是否穿透主面, 如果没有穿透不作任何处理。如果穿透, 则在该从节点与被穿透主面间引入一个较大的接口接触力, 其大小与穿透深度、主面的刚度成正比。这在物理上相当于在两者之间放置一法向弹簧, 以限制从节点对主面的穿透。

在弹丸撞击基体过程中, 接触表面镍基涂层与钢基体是两种不同的材料, 它们的结合在弹丸冲击下表现出复合板的性质。镀层与基体可能出现界面裂开, 将镀层与基体的结合定义为固连断开接触 (Tiebreak surface-to-surface) , 接触表面或节点在达到失效准则前和目标表面固连在一起;达到失效准则后, 允许接触表面相对滑动或分离。

即失效准则为

$\left[\frac{|f{}_n|}{{\rm N}{}_{\text{F}\text{L}\text{S}}}\right]{}^2+\left[\frac{|f{}_s|}{S{}_{\text{F}\text{L}\text{S}}}\right]\ge 1$ (14)

式 (14) 中:fn、fs分别为接触表面的法向和切向接触应力;NFLS、SFLS分别为接触表面的法向和切向失效强度, 如图5。

图6为弹体, 覆有镍涂层钢板的计算模型及初始计算网格, 单元为三位SOLID164模型, 弹丸与钢板中心位置采用细密网格划分。建模时考虑到撞击的对称性, 节约计算时间, 取模型的1/4做有限元分析, 在对称面上施加对称边界约束, 在镍涂层与钢板侧面定义为非反射边界以消除边界效应的影响。在弹丸前端贴有与钢性能一样的薄膜, 建模参数参考应力波理论分析里的模型。

3.2 材料模型及参数

弹丸圆柱与弹头涂层采用了随双线性随动硬化模型 (Bilinear Kinematic Model) 。这一模型假设材料总的应力范围等于屈服应力的两倍, 通过从原点出发的一条双线性应力应变曲线来表征, 第一段曲线的斜率为材料的弹性模量E1, 当曲线过了屈服点后, 以正切模量E2作为其斜率。由于正切模量并不能从工具手册中直接查到, 所需要对实验数据进行拟合, 再根据拟合曲线间接求得基体与涂层的正切模量。由于实验条件有限, 数据来源于文献与手册[2,6]。

而钢基体与镍涂层, 采用 (Plastic Kinematic) 材料模型, 应变率和屈服应力关系可采用Cower-Symponds方程表示, 其表达式为

$\sigma {}_y=\left[1+\left(\frac{\dot{\epsilon }}{C}\right){}^{\frac{1}{{\rm P}}}\right](\sigma {}_0+\beta E{}_p\epsilon {}_p^{eff})$ (15)

式 (15) 中, 这里σ0—初始屈服应力;$\dot{\epsilon }$—应变率;C和P-Cowper Symonds 应变率参数;εeffp—有效塑性应变;Ep—塑性硬化模量, 由式 (16) 给出:$E{}_p=\frac{E{}_{\tan }E}{E-E{}_{\tan }}$;β为硬化系数。 (16)

4 数值计算结果对比与分析

图7给出了有限元数值仿真弹丸撞击基体的变形破坏过程, 弹丸的速度为300 m/s。

由图7可分析, 当弹丸撞击基体, 在弹丸与基体中加载了等幅值的压缩波;在t=2l1/c1=0.12 μs时, 弹丸薄膜反射回来的压缩波传到薄膜与基体的交界面处;在t=l2/c2=0.198 μs时, 基体中的压缩波正好传到基体与涂层的交界面处;在t=l2/c2 +l3/c3=0.217 μs时, 涂层中的压缩波自由表面反射形成拉伸波;在t=l2/c2 +2l3/c3=0.236 μs时, 涂层中在自由表面反射的拉伸波到达基体与涂层的交界面处, 发生透射与反射, 在交界面处涂层的一侧聚集了有从基体入射的压缩波, 从涂层自由表面反射的拉伸波, 以及拉伸波在交界处的反射波, 当合成的拉伸波的拉应力大于涂层与基体间的拉伸结合强度就会将其拉开。

在弹丸横截面积所覆盖的大部分范围内, 选取了被测涂层-基体界面上由中心向周围分布的单元, No.26652, No.26355, No.26360;单元26370为弹丸横截面积所未覆盖的单元;从图中可以看出, 被测涂层-基体的界面应力是比较均匀的, 如图8所示。

被测涂层-基体方向平均应力历史的仿真结果如图9中的data1曲线, 与应力波分析结果 (data2曲线) 进行对比, 曲线走势规律相似。由于数值仿真中基体的材料模型采用双线性模型, 而通过应力波理论分析的结果仅考虑其弹性变形, 所以前者的峰值要滞后于后者, 同时幅值要偏低于前者, 但整体的波形还是很相近的。

4 结论

本文从应力波角度分析了弹丸撞击覆有涂层的基体的过程, 并通过数值模拟得到了验证, 再现了弹丸撞击钢基镍涂层的破坏过程, 得到如下结论:

(1) 在弹丸冲击过程中, 所用的接触模型可较好地放映之间的界面结合状态, 数值模拟可以较准确地反映弹丸冲击的过程。

(2) 基体波阻抗应大于或接近于薄膜的波阻抗, 这有利于增大透射波系数, 本文取的薄膜与基体的波阻抗一样, 完全透射, 从而提高抗弹性能;

(3) 应力波和有限元计算都能较好的反映弹丸撞击钢基镍涂层的过程, 对进一步研究层裂机理有一定指导意义。

(4) 弹丸撞击覆有涂层的基体, 撞击速度, 弹丸的长径比、着靶角度都对基体与涂层的结合强度有着重要的影响, 有待于进一步地研究。

参考文献

[1] Era H, Otsubo F, UchidaA T, et al.A modified shear test for adhesionevaluation of thermal sprayed coating.Materials Science and Engineer-ing A, 1998;251:166—172

[2] Wu Chenwu, Wu Zhilin, Zhang Kun, et al.Evaluation of film-sub-strate adhesion via impact using coated bullets.Journal of Mechanicsof Materials and Structures, 2009;4 (10) :1703—1709

[3] Vossen J L.Measurements of film–substrate bond strength by laserspallation.Adhesion Measurement of Thin Films, Thick Films andBulk Coatings.American Society for Testing and Materials, ASTMSTP 640, 1978:122—123

[4]侯振德, 汤灵霞, 富东慧, 等利用应力波测量涂层的结合强度.兵工学报, 2006;27 (2) :306—309

[5]王宇新, 顾元宪, 孙明.冲击载荷作用下多孔材料复合结构防爆理论计算.兵工学报, 2006;27 (2) :375—379

复合材料界面层材料的研究 篇3

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

水平井层界面确定方法研究 篇4

一个油气藏中钻水平井, 钻井过程中很容易钻出储层顶底界面, 通过调整又可进入地层。这种现象虽然对水平井井眼设计不利, 造成井眼轨迹常常会以地层为轴上下波动, 但为测井解释提供了更丰富的地层构造和岩性变化信息。我们可以利用地层构造和岩性变化引起的测井信息改变来反演局部地层构造形态[1], 即确定层界面。

1 常规测井识别层界面点方法

1.1 半幅点法

多数常规测井方法穿过层界面时, 会表现为测井值的均匀变化。自然伽马探测区域为一球域, 在进入和穿出储层时先探测到附近储层信息, 密度、中子测井为向下聚焦测量, 因此自然伽马测井值在接近砂泥岩界面时, 因受砂岩储层影响, 才开始降低, 在进入砂岩层后, 因受到邻层泥岩影响, 自然伽马值仍然显示部分泥岩特征, 而密度测井、中子测井值表现为砂岩特征, 在进入砂岩层一段距离后, 下方泥岩超出仪器探测范围后, 自然伽马值才完全显示为砂岩特征的低值。

如图1所示, 当水平井轨迹由下往上进入砂层时, 在接近界面处时自然伽马首先开始降低, 而在刚进入砂岩层时, 密度测井、中子测井值才开始降低, 此时, 自然伽马值因受下方泥岩影响, 仍然显示一部分泥岩特征, 直到距离泥岩超出探测范围以后, 自然伽马、密度测井、中子测井值就完全显示为砂岩特征。密度测井、中子测井主要受下方地层影响, 其受影响时刻明显要晚于自然伽马, 可以据此将自然伽马曲线的半幅度点作为井眼进出层的参考[1]。

1.2 极化角法

井眼轨迹穿过层界面时, 模拟显示感应测井, 尤其阵列感应、电磁波传播电阻率测井方法在界面处会产生“极化角”现象。在大斜度井和水平井地层条件下, 极化角的出现有助于地层界面的判断, 但也会给地层的定量解释评价带来困难。在不同的倾角下对电阻率曲线进行模拟计算可以发现在线圈系通过介质分界面时, 随着倾角的增大, 电阻率曲线发生变形, 尤其是在介质边缘处, 可以看到一个明显的尖峰, 其峰值随着倾角的增大而增大, 这是因为当倾角增大时, 在介质分界面上电磁波的反射也相应地增强, 同时发现, 目的层与围岩电阻率的对比越大极化角越明显。但是对实际测井曲线进行研究发现:在正旋回沉积砂体顶部通常无极化现象, 而底部极化现象较明显[2], 这可能因为正旋回沉积时粒度由粗逐渐变细, 导致的沉积砂体顶部电阻率与围岩电阻率差别不大, 造成极化角不明显。

图2是A井利用半幅点法和极化角法确定井眼轨迹上入层和钻遇薄泥岩层实例, 在约2132m处钻遇目的层后, 马上造斜成功, 开始水平钻进, 利用半幅点法可以确定入层点为2132m, 此时正旋回顶部无明显极化现象;进入目的层后继续水平钻进, 钻进过程中, 钻遇一薄泥岩层 (2368m) , 最后进入下一套储层, 在2552m处时钻出储层, 我们可以清楚的看到在钻出两套储层时电阻率测井有明显的极化角现象。

1.3 镜像特征法

井眼轨迹在钻出和钻回同一油层底界面时, 在水平井测井曲线上常常反映为地层镜像重复的特征, 这种现象在水平井段中普遍存在, 是水平井不同层段测井响应对比的重要依据, 可以确定井眼进出某地层点, 再根据进、出点以及井斜校深数据中该进、出点的垂直深度, 即可确定该段地层的构造形态也可用于拾取地层关键界面点[1,3]。

2 随钻测井识别层界面点方法

2.1 上下方位伽马测井

水平井随钻测井穿过地层时, 方位伽马可很好指示层界面。传统的自然伽马测井没有方位信息, 虽然它能较好地指示目前钻头是在储层还是非储层中, 但在意外钻出储层时, 方位伽马测井仪器实时上传的上下伽马数据, 能明确地告知该怎样调整钻头才能以最快的速度重新回到储层中。假设上方位伽马曲线为GR上, 下伽马曲线为GR下, 针对图3所示的出入层模式, 进行分析研究, 并可以依此类推到钻遇泥岩层的情况。当仪器由上往下从泥岩层逐渐向下运移接近巨厚储层 (砂岩层) 时, 砂岩首先进入仪器下伽马GR下探测范围时, 此时GR下值开始变小, 而GR上值仍然不变, 直到仪器继续向下运移, 砂岩进入上伽马GR上探测范围时, GR上值开始变小, 此时GR下已经达到最小值;当仪器继续向下运移, 接近下覆泥岩时, 泥岩进入仪器下伽马GR下探测范围, 此时GR下值开始变大, 而GR上仍然探测的是砂岩值, 直到仪器继续向下运移, 下覆泥岩进入上伽马GR上探测范围时, 此时GR上值开始变大, 在测井曲线图上显示“眼镜”的形状。

2.2 伽马 (密度) 成像测井

伽马 (密度) 成像是方位伽马 (密度) 是以图像形式的直观表式, 随钻条件下水平井或大斜度井自然伽马 (方位密度) 沿井轴的分布规律, 与传统直井条件下有很大的差异, 由于随钻方位伽马 (密度) 测井具有方位特性, 可以在钻井过程中用于地质导向, 实时指导钻头钻进方向, 还可以形成精确地层方位成像, 并提供多储层参数评价。图4是B井井眼轨迹与油藏关系图, 井眼轨迹在穿过界面时, 成像测井会显示不同的颜色和形态, 可用于识别层界面点。

图图44 BB井井成成像像测测井井识识别别层层界界面面实实际际应应用用图图

3 结语

在水平井的测井解释评价中, 确定水平井层界面关键点, 搞清楚井眼轨迹在地层中的走向及其空间产状, 是水平井测井解释的基础, 对于水平井的测井评价具有十分重要的意义。对于常规测井可以采用半幅度法、电阻率极化角法和镜像特征法确定层界面关键点, 该方法在实际应用中较为常见;对于进行了随钻方位伽马 (密度) 测井的资料, 利用上、下伽马 (密度) 的测井特性可以快速直观的确定井眼轨迹与地层空间关系。

参考文献

[1]汪中浩, 章成广.低渗砂岩储层测井评价方法[M].石油工业出版社, 2004:150-151.

[2]赵军, 海川.水平井测井解释中井眼轨迹与油藏关系分析技术[J].测井技术, 2004, 28 (2) .

界面层强度 篇5

冲压成形中板料和模具之间的摩擦影响板料的成形、能量消耗和模具的磨损,而板料和模具表面的接触状态直接影响成形中的摩擦行为。Wihlborg等[1]研究了板料形貌对摩擦的影响,研究表明具有足够的储存润滑油的凹穴表面形貌有利于减小摩擦;文献[2,3,4]研究了表面凹穴尺寸对摩擦的影响。宏观看似很光滑的加工表面,在显微镜下观察,却布满高低不平的尖峰和凹谷,摩擦总是从两表面微凸体的接触开始,在这些紧密接触点上,高压和塑性变形产生的高温形成了熔融的金属结点,而这些结点在摩擦与磨损的机理上起主要作用。接触表面凹凸的存在使得板料和模具实际接触面积远远小于名义接触面积,板料与模具之间摩擦力的大小很大程度上受板料与模具表面真实接触面积大小的影响,故而对板料与模具表面之间接触模型的研究是建立正确摩擦模型的关键。板料表面形貌具有非稳定随机特性和粗糙度的多重尺度特性,分形理论能够透过无序的混乱现象和不规则的形态建立局部和整体之间的本质联系,粗糙表面的分形特性与尺度无关,可以提供存在于分形面上所有尺度范围内的全部粗糙度信息。分形理论已在摩擦学问题中得到应用,在粗糙表面的表征、磨损预测模型、摩擦温度分布以及磨屑定量分析等方面都取得了一定的进展[5,6,7]。张伟等[8]建立了基于统计学规律的铝合金板表面形貌的数学模型,该模型反映了铝合金板表面形貌的分布规律,这对于研究其表面的摩擦行为具有重要意义。

本文应用扫描探针显微镜对DP780板料表面形貌进行测量,根据板料表面形貌特点,建立其表面形貌模型,结合分形理论,确立了板料的表面分形特征和分形参数;根据板料和模具的实际接触状态,建立DP780板料和模具之间的分形接触模型,推导了板料成形时板料和模具表面的真实接触面积与接触法向载荷之间的计算公式。

1 DP780板料的表面形貌

DP780高强度钢板具有低的屈强比、高的加工硬化指数、高的烘烤硬化性能、没有屈服延伸和室温时效等特点,广泛用于需高强度、高抗碰撞吸收能且成形要求也较严格的汽车零件中。根据其表面形貌建立客观真实的接触模型有利于研究其冲压成形过程中的摩擦特性。DP780高强钢板的表面形貌采用原子力显微镜DI nanoscope TV进行测量,在板料表面光洁无划痕的任意区域取100mm×100mm的试样,试样的一边平行于轧制方向,另一边垂直于轧制方向。测量点选取如图1所示,分别在1、2和3位置处取1个直径为10mm的圆形试样,沿平行和垂直于轧制方向测量其表面轮廓。

1.1DP780表面形貌的测量

沿垂直和平行轧制方向的采样长度均为0.1mm,采样间隔0.3μm。在区域1、2和3处垂直轧制方向测量的表面轮廓如图2～图4所示,平行轧制方向测量的表面轮廓如图5～图7所示,测量的板料三维轮廓形貌如图8所示。由于轧制使得板料具有明显的方向性,故板料在平行于轧制方向的粗糙度远远小于垂直纹路方向的粗糙度,约小一个数量级。因此,忽略平行纹路方向的粗糙度,并对其表面形貌做适当简化[9],DP780板料表面形貌模型可简化为图9所示。

1.2DP780表面形貌的分形特征

忽略平行轧制方向的粗糙度,垂直轧制方向的形貌是否具有分形特征,需验证表面轮廓曲线的结构函数与尺度的对数是否逼近直线函数,越逼近直线函数,板料的粗糙表面就越具有分形特征且分形特征越明显[10]。对DP780轮廓曲线采集点采用均方根法计算,轮廓采样长度为0.1mm,采样间隔Δt为0.3μm,轮廓仪采集的轮廓数据点标记为Z(xi)=Zi(i=0,1,2,…,N-1),令τ=nΔt(n=0,1,2,…,N-1),N为采集点的数量。结构函数为$S(\tau )=[{\rm Z}(x+n\text{Δ}t)-{\rm Z}(x)]{}^2=\frac{1}{{\rm N}-n}{\displaystyle \sum _{i=0}^{{\rm N}-n}(}{\rm Z}{}_{i+n}-{\rm Z}{}_i){}^2$;根据垂直轧制方向二维轮廓曲线得到的双对数图见图10,在区域1、2和3处采集的轮廓曲线结构函数和尺寸的对数近似成直线关系,计算出的分形维数D分别为1.83、1.75、1.747。分形维数1<D<2时,粗糙表面具有分形特征,因此,DP780的表面垂直轧制方向具有分形特征,计算出的表面主要分形参数见表1。

2 DP780板料成形中的摩擦界面分形接触模型

2.1分形接触模型

冲压成形中板料和模具在法向力的作用下接触,模具表面光洁度和硬度远大于板料的光洁度和硬度,因此把板料和模具之间的接触简化为单向粗糙度的弹塑性表面和刚性平面的接触,如图11所示。按照简化的DP780表面形貌模型分析,接触面为不完全接触,接触面可认为是一系列不同宽度的矩形,表面轮廓在垂直轧制方向具有分形特征,矩形接触面的宽度在零到某一最大宽度值之间,矩形接触面的数量为无穷多,实际接触面积为所有矩形接触面积之和。

2.2单个接触面的弹塑性状态

将单个接触面简化为一平面与一半径为β的圆柱体接触,如图12所示。B为接触面平行轧制方向的宏观几何尺寸,l为在载荷作用下单个接触面矩形的宽度,β为接触点顶部的曲率半径,分形表面β的大小与接触尺寸l的大小密切相关[11]。β的表达式为

若用lc表示发生塑变处接触面的临界接触宽度,柱面发生塑性变形的简化判据为

$l{}_{\text{c}}=G(\frac{\text{π}{}^2{E}^{\prime }}{4{\rm H}}){}^{1/(D-1)}$

其中,E′为摩擦接触表面的综合弹性模量,E′=E/(1-ν2);H为材料硬度。 l>lc,接触处的变形为弹性变形,l<lc,接触处的变形为塑性变形。临界接触宽度的大小取决于材料的物理性能及表面粗糙度分形参数D和G的大小,与外界载荷及宏观接触尺寸无关。

l>lc,弹性接触时,载荷与接触宽度B的关系为

l<lc,塑性接触时,载荷与接触宽度B的关系为

2.3理论接触面积

具有单向粗糙度的表面与平面接触点的尺寸分布如下[11]:

式中,ll为最大接触尺寸。

根据Majumdar和Bhushan指出的接触点尺寸分布规律,总的理论接触面积为$A{}_{\text{r}}=\frac{DB}{2-D}l{}_{\text{l}}$,处于塑性及弹性变形的接触面积分别为

2.4理论接触面积与法向载荷

法向载荷等于每个接触点上分载荷之和[12],即

将式(1)～式(3)代入上式, 当D≠4/3时,载荷和真实接触面积之间的关系为

式(4)为量纲一参数表达式,量纲一参数P*对应于载荷,A*r对应于理论接触面积,G*对应于粗糙度的幅值参数,l*c对应于临界接触宽度,φc为接触塑变抗力因子。式(4)适用于垂直于轧制方向的轮廓粗糙度可以忽略,平行于轧制方向的轮廓具有分形特征的板料与光滑模具接触的情况。

2.5DP780板料在法向载荷下与模具的接触面积

试验中的板料和模具的理论接触长度和宽度(L×B)为50mm×20mm;DP780的分形维数D为1.75,分形尺寸系数G为0.0097mm;DP780的机械性能参数如表2所示。

根据DP780的机械性能和分形参数计算得

φc=4H/(π2E′)=0.001 784

G*=0.0097/20=0.000 485

P*=P/94 325 400 l*c=2.2368

g1(D)=-0.255 07 g2(D)=1.275 373

将这些参数值代入式(4),就计算出接触面积(mm)和法向载荷(N)之间的对应关系:

P=676 785A*0.875r-557 463A*0.25r(N) (5)

DP780板料和模具之间的接触面积和载荷之间的关系如图13所示。板料在轧制成形的过程中,表面的形貌取决于很多因素,如板材的厚度、轧制的形状、轧制力大小、轧制温度等,因此,建立的接触面积计算模型只适用于本文所研究的板料。

3 摩擦试验

采用1T伺服压力机研究板料在不同法向载荷下的摩擦,按照分形接触模型获得的真实接触面积计算出的摩擦因数和试验得出的摩擦因数如表3所示。基于分形理论计算得出的摩擦因数和试验测量值较为近似,并略小于试验值,这主要是因为计算公式中忽略了犁刨力的影响。

4 结束语

利用分形几何建立了计算冲压板接触面积的方法,在板料DP780表面形貌分形特征的基础上,建立了DP780板料和模具的弹塑性分形接触模型,确定了实际接触面积与法向载荷的关系。真实接触面积除了和法向载荷有关外,还与板料本身的机械性能和表面分形参数有关。

摘要：根据板料的表面轮廓特点,建立了基于分形理论的DP780板料表面形貌模型,在表面形貌模型的基础上建立了DP780板料和模具的弹塑性接触模型,该模型将模具视为刚性体,导出了板料与模具实际接触面积的计算公式,并确定了实际接触面积与法向载荷的关系。将分形接触模型应用于摩擦模型的建立中,能够获得更为真实的边界条件,可为板料成形数值模拟的准确性提供可靠的理论基础。

关键词：高强度钢板,表面形貌,分形,接触模型

参考文献

[1]Wihlborg A,Crafoord R.Steel Sheet Surface To-pography and Its Influence on Friction in a Bendingunder Tension Friction Test[J].International Jour-nal of Machine Tools&Manufacture,2001,41(13/14):1953-1959.

[2]Azushima A,Uda M,Kudo H.An Interpretationof the Speed Dependence of the Coefficient of Fric-tion under the Micro-PHL Condition in SheetDrawing[J].Annals of CIRP,1991,40(1):227-230.

[3]Bech J,Bay N,Eriksen M.A Study of Mechanismsof Liquid Lubrication in Metal Forming[J].Annalsof the CIRP,1998,47(1):221-226.

[4]Bech J,Bay N,Eriksen M.Entrapment and Escapeof Liquid Lubricant in Metal Forming[J].Wear,1999,232(2):134-139.

[5]葛世荣,朱华.摩擦学复杂系统及其问题的量化研究方法[J].摩擦学学报,2002,22(5):405-408.Ge Shirong,Zhu Hua.Complicate Tribological Sys-tems and Quantitative Study Methods of TheirProblems[J].Tribology,2002,22(5):405-408.

[6]陈海燕,王成国.分形理论及其在摩擦学研究中的应用[J].材料导报,2002,(12):6-8.Chen Haiyan,Wang Chengguo.Fractal Theory andIts Application in Triboiogical Research[J].Materi-als Review,2002,22(5):405-408.

[7]董霖.基于分形理论的弹塑性接触及磨合磨损预测模型的研究[D].成都:四川大学,2000.

[8]张伟,李志刚.铝合金板表面形貌模型的研究[J].中国机械工程,2007,18(4):492-495.Zhang Wei,Li Zhigang.Research on the Topogra-phy Model of Aluminum Alloy Sheet Surface[J].China Mechanical Engineering,2007,18(4):492-495.

[9]温诗铸.摩擦学原理[M].北京:清华大学出版社,1990.

[10]Majumdar A,Bhushan B.Role of Fractal Geome-try in Roughness Characterization and Contact Me-chanics of Surfaces[J].J.Tribol(ASME),1990,112:205-216.

[11]Majumdar A,Bhushan B.Fractal Model of Elastic-plastic Contact between Surfaces[J].J.Tribol(ASME),1991,113:1-11.

界面层强度 篇6

概述

研究意义

近几年来我国软件产业始终保持着30%左右的年增长率, 已形成一定规模具备了较好的发展基础。软件行业已经成为我国最重要的新兴产业, 但相对发达国家而言中国的软件产业还处于大而不强、多而不精、界面美观度不够的地位。

传统的软件开发一直是将功能代码和UI (User Interface) 设计代码混合开发, 当软件达到一定的数量规模后软件的维护和界面更新显得极其复杂。经过多次试验和总结后我们提出一种全新的软件界面设计理念:基于原子层组合框架式设计, 并将该理念应用于现实中的界面引擎中。为新一代界面引擎开发提供良好的解决方案, 同时为我国软件行业UI设计的改善起到一定帮助。

UI设计

一个美观的软件界面会给用户带来舒适的视觉享受, 一种友好的交互方式会给人带来似曾相识的喜爱感觉, 拉近人与电脑的距离, 为商家创造卖点。一款新的应用软件而言, 用户不仅看中其功能实用性, 同时注重软件界面所带来的体验。

如今UI设计已经是一门专业性要求很高的行业, 国内外大公司都很重视在UI上的交互设计。比如国外微软公司UI设计中的“动态模糊”和“磁贴”技术的创新与应用;苹果公司从传统的“拟物风格”转向新一代“扁平风格”;移动平台安卓5.0全新的UI设计风格等都体现了UI设计的重要性。国内腾讯、阿里等大公司对自己产品的界面动画效果和交互体验都做了进步提升。

研究目的

在传统界面引擎开发中大部分是基于窗口这一概念。窗口是操作系统来接收消息的最小单位, 这些消息包括控制消息, 自定义消息和用户输入消息。因此, 在传统开发中每一个可以接收输入的界面元素都是一个独立的窗口。这些窗口通过相对位置组成了我们看到的完整界面。这种设计理念核心是界面中的关键的消息分发和绘图操作都交给系统本身来完成, 引擎主要负责元素的管理和控制。这样做虽然实现起来简单, 但当界面上的元素很多的时候窗口个数也会非常多, 必然造成系统运行效率降低。

我们提出基于原子层的组合框架设计理念, 抛弃了以往界面开发中的系统控件, 从底层自绘分层叠加。这样使得界面开发时只有一个主窗口, 针对窗口上的子控件全部自绘实现。同时, 每一个自绘控件的消息都由主窗口接收, 并模拟消息投递。这样一来从底层实现界面设计并提高了设计的灵活性和软件运行效率。

解决方案

一个简单按钮的实现

我们使用API (Application Interface) 函数先自绘一个简单按钮:

Create Window Ex (Window Handle, ”Button”, ”磁盘清理”, …) ;效果如图1所示。

这是一个很简单的事情, 但为了让界面交互显得更加人性化, 我们需要添加上功能图标。用下面伪代码实现:

效果如图2所示。

这时候我们就要处理系统的交互绘制, 在按钮上添加一个图标。这时又发现某些地方喜欢的图标在上面, 文字在下面的混排风格, 于是又开始改

通过图2的代码修改叠加后得到了如图3的效果。这里我们就看出分层组合这一概念。

原子层组合框架的提出

UI分为前端设计以和后端设计, 前端设计是展现给用户的美观界面和人性化操作, 重点在于美观性和交互性;后端设计是依靠开发工程师完成, 重点在于如何去设计界面以及如何处理界面与用户的交互。

基于原子层组合框架的界面灵感点在于原子与原子之间的组合形成了不同的“分子”。以生活中的例子来讲好比若干不同形状颜色的纸张, 我们通过改变纸张的上下层叠位置以及交错的位置, 就能得到不同的形状和不同颜色的外观。我们完成一个基于纸张相似的原子层的底层框架的界面引擎, 开发工程师只需要向堆积木一样就能轻松完成组件的开发以及界面的布局。

如图4所示基于原子层组合的原理, 将图1按钮可分为两个原子层:背景层和文字层。

基于原子层组合的原理, 图2的按钮实际可分为三个原子层:背景层、图标层和文字层, 如图5所示。

那么图3的设计, 基于原子层组合的原理即为将多个如图5类似的层再进行叠加。至此我们不需要任何多余的绘制代码以及绘制逻辑, 只是通过类似于Photoshop绘图软件相似的修改层的数量、位置以及纵向关系就得到了一个全新的层。这个全新的层既可做为独立的组件, 也可以当做原子层再次进行叠加。

原子层组合概念到引擎逻辑设计过渡

原子层组合是呈现界面一种设计概念, 引擎的界面逻辑是基于原子层的组合。但是引擎不是一个抽象的概念, 它是一个实实在在的成品。接下来就要考虑原子层组合框架引擎如何去控制处理交互逻辑。

我们把原子看成一个Object (对象) , 原子层为Layer Object (层对象) , 所有的层全部处于Object Tree (对象树) 上。使用XML标记语言来定义静态Object Tree (对象树) 层关系, 使用目前轻量级性能较高的脚本语言Lua来动态定义Object Tree (对象树) 的层关系以及控制Object Tree (对象树) 的动态逻辑。对于Layer Object (层对象) 扩展为Image Object (图像层对象) , Text Object (文字层对象) , Ani Object (动画层对象) , Mask Object (遮罩层对象) 等等。通过XML (Extensible Markup Language) 和Lua (Logical Unit Application) 的定义及控制, 将界面的逻辑代码完全放于脚本语言中, 从而是产品的功能代码和界面逻辑代码完全分离, 具体逻辑关系如图6所示。

原子层组合框架引擎这里提供了两个重要的核心概念呈现器和渲染器。渲染器可以把一棵构建完成的Object Tree (对象树) 渲染成一张位图, 而呈现器是界面引擎核心与操作系统之间的桥梁, 能把这张位图通过系统提供的API画到屏幕上。并且转化操作系统的键盘/鼠标等事件成为引擎的定义得标准输入事件 (Action) 。

高速渲染器设计

Dirty Rect (脏矩形) 是渲染器工作的核心。当一棵Object Tree (对象树) 上产生了脏矩形, 其对应的渲染器在下次渲染时就会开始有动作, 否则就什么也不干。渲染器会选取与脏矩形相交的所有原子层, 然后按这些原子层Z-Order (Z轴次序) 排序, 再按这个顺序依次调用这些原子层的绘制方法。由于所有的原子层都是由引擎实现, 所以这个绘制方法也是一个不可见的内部函数;绘制的实现会调用一些精心优化过的图形图像函数, 这一切就构成了原子层组合框架的界面引擎的高速渲染引擎。如图7所示, 虚线表示的矩形是脏矩形。那么渲染器只会渲染与这个区域相交的原子层, 这样大大提升了界面引擎的工作效率。

界面与逻辑分离

在高速渲染器渲染下的原子层组合框架已经设计完成, 引擎的底层展现绘制工作已经成型, 接下来便是:界面与逻辑分离设计。

依照传统的开发理念, 我们这里创建了一个按钮那么我们就在这块处理按钮相关的事件。比如:当按钮被按下触发操作。同时这意味着当按钮发生某些变化 (例如位置变化) 的情况下, 我们就需要重新处理这些事件代码。或者说当我们重新做了一套UI界面后, 这些所有的功能代码就需要重新移植一遍。这无疑加大了开发与维护的难度。

在考虑到上面的顾念后, 我们不难要想一个界面与逻辑分离的方法。由此引擎提供简单易懂高效的Lua脚本语言来对界面逻辑进行控制编写, 功能代码由开发工程师自己决定。这意味着当我需求变化时如果是功能变化, 我只需要修改功能代码;如果是界面需要变化, 我只需要修改Lua代码。从而实现了界面与逻辑分离, 真正提高了后续的开发和维护性, 极大增加了产品项目的可扩展性。

评估与反馈

基于原子层组合框架的设计理念, 我们已经成功开发出一套全动态高效率的界面引擎系统。目前这个界面引擎已经投入使用, 并得到众多公司和程序员的认可。

使用基于原子层组合框架的界面引擎, 程序员就可以像“搭积木”的方式高效快速的开发应用软件, 并设计出全动态高效率美观的UI界面。

总结与展望

基于原子层组合框架的界面引擎是完全独立的, 并不依赖任何操作系统以及微软公司的MFC (Microsoft Foundation Classes) 、WTL (Windows Template Library) 界面框架等。我们将致力于目前的研究成果继续移植到各个平台。

界面层强度 篇7

本工作采用上浆法在纤维表面引入CNTs,在制备的多尺度复合材料界面处强化构建过渡层,采用短梁剪切和弯曲的方法测试复合材料的力学性能,并采用力调制原子力显微镜和扫描电镜的线扫描功能表征复合材料界面结构的变化。为了进一步说明界面增强机制,在含有CNTs的复合材料固化成型前,借助超声装置对界面处的CNTs进行分散处理,以弱化界面过渡层,以求从反向证实该过渡层结构在提高复合材料界面及力学性能方面的重要作用。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

羟基化短切多壁碳纳米管(CNTs),纯度95%,长度为0.5~2μm,外径为20~30nm,羟基含量为1.76%,四川成都有机化学所;商用T700S碳纤维,12K,1.78g·cm-3,日本东丽;环氧树脂JC-02A型及促进剂改性咪唑,常熟佳发化学有限责任公司;固化剂甲基四氢邻苯二甲酸酐,温州清明化工有限公司;丙酮,分析纯;乙醇,分析纯。

1.2 实验过程

1.2.1 碳纤维上浆处理

为了排除原有上浆剂对碳纤维的集束作用,便于CNTs进入纤维束内部,将商业碳纤维(commercialCF)放入索式提取器中,用丙酮清洗,回流24h后放入真空烘箱中干燥。将一定量的CNTs分散在乙醇中并超声处理2h,制备0.3mg·mL-1的上浆剂。采用自制的上浆装置对除浆后的裸纤维(virgin-CF)进行上浆处理,如图1所示。将裸纤维在浆槽中浸润后,通过一个张力器将多余的浆料去掉,再经过加热炉烘干,最后以一定的速度将纤维束卷绕。重复上述过程5次,得到5次上浆处理的碳纤维(sized-CF)。多次上浆的目的是为了提高CNTs在纤维表面分布的均匀性。

1.2.2 制备碳纤维/环氧树脂复合材料

采用树脂传递模塑成型技术(RTM)制备复合材料,具体流程:先清理RTM模具,并将模具内可以接触到树脂的地方涂覆脱模剂,然后将commercial-CF,virgin-CF及sized-CF沿纤维轴向放入模具的槽中,碳纤维的体积分数控制在45%左右,装填好碳纤维后封装模具。将环氧树脂、酸酐固化剂和促进剂按质量比100∶70∶1混合搅拌均匀,放入60℃的真空干燥箱中预热0.5h,以降低树脂的黏度,然后将树脂混合物取出并倒入储料槽中。连接模具及储料槽,利用真空泵先后对储料槽及模具进行抽真空处理,然后通过一定的压力(0.1MPa)将储料槽中的树脂压入模具中。注料结束后,将模具放入烘箱中,以梯度升温的方式对复合材料进行固化处理,加热过程为90℃/3h,120℃/3h,150℃/5h。固化完成后,待模具冷却至室温,打开模具,取出样品,分别得到commercial-CF/EP,virginCF/EP,sized-CF/EP复合材料。为了从侧面证明界面过渡层对改善复合材料界面性能的重要作用,在sized-CF/EP复合材料固化成型前,将灌注树脂后的模具放入超声场中,以促进碳纤维表面的CNTs向周围树脂中分散,固化后得到sized-CF/EP-ultrasonic复合材料。最后对得到的样品进行筛选,舍弃表面有明显不平及含有富树脂区域的试样。

1.3 测试表征

分别按照JC/T773—2010和ASTM D790—03标准,在万能强力机(Instron3369)上对复合材料进行剪切和弯曲测试;采用扫描电镜(Hitachi S-4800)对经过不同处理的碳纤维表面及复合材料断面进行观察。观察前需对样品喷金以增加其导电性;采用扫描电镜的配套设备X射线能量色散谱仪(JEOL JSM-5900LV)的线扫描功能表征复合材料界面处的碳元素含量变化;采用原子力显微镜(CSPM 5500)的力调制模式表征复合材料界面处相对模量的变化。为了排除因复合材料截面不平造成的误差,将复合材料样品截面用Cr2O3水分散液抛光,并用丙酮超声清洗,最后在烘箱中干燥。

2 结果与讨论

2.1 纤维表面形貌的变化

图2是碳纤维清洗前后和上浆处理后的SEM表面形貌图。从图2(a)中可以看到,commercial-CF表面比较光滑,但会有一些聚合物及杂质。清洗后(图2(b)),聚合物及杂质减少,纤维表面出现些许竖纹。对清洗后的碳纤维5次上浆处理后(图2(c)),大量的CNTs较为均匀地附着在碳纤维表面,这说明通过多次上浆在碳纤维表面引入碳纳米管的方法是有效的。

2.2 复合材料的界面及力学性能

纤维复合材料的层间剪切强度(ILSS)是反映其界面性能的重要指标[24]。图3为不同复合材料的IL-SS。可知,virgin-CF/EP相比commercial-CF/EP下降了1.6%,这是因为CF表面的原有浆料有改善树脂对纤维浸润的作用[25]。而纤维表面上浆CNTs处理后,sized-CF/EP的ILSS值(76.68MPa)相比virginCF/EP(67.54MPa)提高了13.53%,说明CNTs与树脂形成的界面增强区域能起到传递应力并延缓裂纹扩展的作用[14]。然而在含CNTs的复合材料固化前引入超声场,使得sized-CF/EP-ultrasonic的ILSS值相比sized-CF/EP下降了7.33%。这是因为超声场产生的空化作用虽然能提高树脂对纤维的浸润[26],但是同时也促进了CNTs向周围树脂中分散,削弱了CNTs对界面处基体的增强作用,弱化了纤维与树脂基体之间的界面过渡层,导致界面应力传递能力下降。

图4和图5分别是不同复合材料的弯曲应力-应变曲线和弯曲性能图。在图4中可以看出,在复合材料的弹性变形阶段,应力与应变有明显的线性特征,随后复合材料达到其弯曲强度最大值,纤维相继断裂,材料破坏。从图5中可以看出,弯曲强度的变化趋势与ILSS值的变化趋势(图3)是一致的,说明界面性能也对复合材料的弯曲强度有重要影响。碳纤维上浆处理后,sized-CF/EP的弯曲强度(903.20MPa)相比vir-gin-CF/EP提高了12.88%,而sized-CF/EP-ultrasonic复合材料的弯曲强度相比sized-CF/EP却有所下降。另一方面,复合材料的弯曲模量则呈现不同的变化趋势,sized-CF/EP-ultrasonic的弯曲模量值较超声处理前略高。这是因为弯曲模量既受界面性能的影响,也受树脂基体模量的影响。由于被分散开的CNTs对树脂基体有增强作用[27],基体的刚度增大,使得复合材料整体的弯曲模量也有所提高。

2.3 复合材料的断面

图6是复合材料剪切断面SEM图。如图6(a)所示,virgin-CF/EP的断面平整,纤维表面光滑而干净,说明未经处理的CF和树脂的界面结合力较弱。上浆引入CNTs后,纤维表面及周围的树脂变得粗糙(图6(b)),这是因为界面过渡层的引入减少了界面应力集中,有助于应力的均匀传递及裂纹的偏转,使得复合材料的破坏从树脂基体内部出现,这种变化证实了界面性能的改善[28]。而对于sized-CF/EP-ultrasonic(图6(c)),纤维表面留有的CNTs量明显减少,说明了超声对界面处CNTs的分散作用。从图6(b),(c)可以看到短切的CNTs都“躺”在纤维表面,且少见CNTs拔出的情况,这说明在本实验中CNTs对界面性能的提高主要是由于界面过渡层的良好应力传递作用,而由CNTs拔出造成的能量消耗[29,30,31]作用则次之。

观察纤维复合材料弯曲断口纤维的拔出状态,是判断纤维与树脂界面结合力的方法之一[11,32]。弯曲测试时,试样的下表面呈现拉伸破坏,纤维与树脂脱粘,纤维发生抽拔现象。图7是复合材料弯曲断面SEM图。从virgin-CF/EP复合材料的断口(图7(a))来看,纤维拔出现象十分明显,且分层也较为严重,说明T700S碳纤维与环氧的界面结合性能较差。而在复合材料的界面处引入CNTs后(图7(b),(c)),纤维与树脂的分层得到有效遏制,但是纤维在树脂中拔出的现象只是稍有缓解,这是因为在本实验中纤维、CNTs和树脂间并没有化学键合的作用,短切CNTs对表面光滑的碳纤维的锚固作用也有限,实验中强化构建的界面过渡层的主要作用是在基体和增强体间传递载荷,而在阻止纤维拔出方面的作用并不明显。

2.4 复合材料的界面结构

本工作中碳纤维表面呈化学惰性,因此并不能和表面的CNTs形成化学键合,此外,从复合材料断面图来看,大多数碳纳米管都“躺”在纤维表面,难以与周围的树脂及纤维形成机械铆合。因此,用化学键及啮合理论并不能解释本实验结果。在复合材料成型过程中,碳纤维表面上的部分CNTs会脱落到周围的树脂中,形成不同于纤维和基体的界面结构,针对此种情况,采用力调制AFM和扫描电镜的线扫描功能分别表征了复合材料界面相的相对模量和碳元素的分布情况。

图8是力调制AFM扫描得到的复合材料截面相对硬度面分布图及相应的线分布图。力调制成像是研究材料表面不同硬度(刚度)和弹性区域的技术。探针在扫描的过程中,样品阻止了微悬臂的振荡并引起它的弯曲。在相同作用力条件下,样品刚性区域对探针产生更大的阻力,随之微悬臂的弯曲就越大。微悬臂形变幅度的变化就是对样品截面相对刚度的测量。在本工作中,复合材料截面的硬度分布是用电压值间接表示的,电压值越大,刚度越大,反映在力调制图上就越亮。在virgin-CF/EP力调制图(图8(a-1))上,可以看到明显的纤维轮廓,说明纤维和基体的硬度差异很大。从对应的硬度分布曲线上(图8(a-2)),可以看到一个大约200nm厚的界面相,这可能是由virgin-CF表面细微的粗糙度(图2(b))引起的。而界面中含有CNTs的复合材料,力调制图中纤维的轮廓变得模糊(图8(b-1)),界面层厚度增大到1.23μm,且从基体到纤维相对硬度值逐渐增大(图8(b-2)),暗示了CNTs在界面相中呈梯度分布,这种被强化了的梯度界面层结构能起到均匀传递应力,进而提高复合材料界面性能的作用[14,33,34]。然而,在含有CNTs的复合材料固化前加入超声场,会使得CNTs分散到基体中,破坏CNTs在界面相中的梯度分布,模量梯度变化的结构也被破坏(图8(c-1),(c-2)),因此,界面应力传递能力又再次下降,sized-CF/EP-ultrasonic的性能相比sized-CF/EP出现了下降。这种变化证实了CNTs增强纤维周围树脂形成的界面过渡层对提高复合材料界面性能的重要作用。

为了进一步表征复合材料界面相结构,采用SEM的配套设备X射线能量色散谱仪(EDS)的线扫描功能来表征复合材料界面相中碳元素含量的分布情况。图9为复合材料截面SEM图及对应的碳元素含量线分布曲线。对于virgin-CF/EP,由于CF中碳含量高,而基体的碳元素含量较低,因此沿图9(a-1)中直线方向,碳元素含量出现了骤变(图9(a-2))。而对于sized-CF/EP,沿直线方向界面处的碳元素含量是逐渐减少的(图9(b-2))。这是因为在成型过程中,树脂的浸润作用使得CF表面的部分CNTs扩散到周围树脂中,使得CNTs呈梯度分布,从而导致界面层的碳元素含量呈梯度分布。加入超声场后,超声场促进了碳纤维表面的CNTs向周围基体中分散,界面处CNTs含量减少,因此碳元素含量从纤维到树脂又出现了骤然变化(图9(c-2)),界面过渡层被破坏。从碳元素含量分布曲线的变化来看,CNTs的加入使sized-CF/EP的界面厚度增大到了1.59μm,而sized-CF/EP-ultrasonic的界面过渡层厚度与virgin-CF/EP几乎相当,这和力调制AFM的测试结果是相吻合的。

图9复合材料截面SEM图(1)及对应的碳元素含量线分布曲线(2)(a)virgin-CF/EP;(b)sized-CF/EP;(c)sized-CF/EP-ultrasonic Fig.9 SEM images of composites cross-section(1)and the corresponding curves of carbon element content distribution(2)(a)virgin-CF/EP;(b)sized-CF/EP;(c)sized-CF/EP-ultrasonic

3 结论

(1)在使用上浆法制备的CF/CNTs/EP多尺度复合材料中,CNTs能通过增强纤维周围树脂形成界面过渡层,该过渡层具有一定厚度且模量、碳元素含量呈梯度分布。引入CNTs后,复合材料的ILSS及弯曲强度相比上浆处理前分别提高了13.54%和12.88%。该界面过渡层有助于均匀传递应力,减少应力集中,进而提高复合材料的界面性能。

(2)在含CNTs的复合材料固化成型前加入超声场,促使纤维表面的CNTs向周围树脂中分散,会弱化界面过渡层,进而导致界面应力传递能力下降,所制备的复合材料的ILSS及弯曲强度相比未超声处理的复合材料分别下降了7.33%和5.34%,这从侧面证实了该界面梯度过渡层对改善复合材料界面及力学性能的作用。

摘要：采用上浆的方法将碳纳米管(CNTs)引入到碳纤维表面,制备CF/CNTs/环氧多尺度复合材料。相比上浆处理前,复合材料的层间剪切强度及弯曲强度分别提高了13.54%和12.88%。采用力调制原子力显微镜及扫描电镜的线扫描功能对复合材料界面相精细结构进行分析。结果表明:CNTs的引入在纤维和基体间构建了一种CNTs增强环氧树脂的界面过渡层。该界面过渡层具有一定厚度,且其模量和碳元素含量呈梯度分布。在固化成型前对含有CNTs的复合材料进行超声处理,促使碳纤维表面的CNTs向周围树脂中分散,发现复合材料的界面过渡层被弱化,其层间剪切强度及弯曲强度较超声处理前分别下降了7.33%和5.34%,验证了CNTs强化的界面过渡层对于提高复合材料界面性能的重要作用。