V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

V2O5复合薄膜材料的电子结构研究（精选9篇）

篇1：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

采用自洽场离散变分Xα方法对纯V2O5及V2O5复合薄膜不同状态的O1s及V2p轨道电子结合能和键强度等进行了研究. 结果表明, V2O5结构中存在4种状态的氧和3种状态的钒, 聚合物(PEO)或聚合物(PEO)-Li+嵌入V2O5结构主要存在于层间的`位置, 与双键氧产生弱的键合作用, 导致双键氧与五价钒的含量降低, 三键氧与三价、四价钒的含量增加;纯V2O5层间嵌入的Li+与周围氧的共价键与静电力都非常明显, V2O5层间引入PEO后再嵌入Li+, Li+与周围氧的共价键与静电力都变的非常微弱, 说明PEO嵌入V2O5层间使Li+具有很好的注入/脱出可逆性.

作 者：周静 陈文 徐庆 闵新民 作者单位：周静(武汉理工大学材料科学与工程学院,武汉,430070)

陈文,徐庆(武汉理工大学材料科学与工程学院,武汉,430070;武汉理工大学材料复合新技术国家重点实验室,武汉,430070)

闵新民(武汉理工大学材料复合新技术国家重点实验室,武汉,430070)

刊 名：硅酸盐学报 ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF THE CHINESE CERAMIC SOCIETY年，卷(期)：30(2)分类号：O641关键词：五氧化二钒 复合薄膜 结合能 键强度 电子结构

篇2：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

V2O5掺杂对TiO2纳米复合薄膜性能的影响

采用溶胶-凝胶技术,以钛酸丁酯Ti(OC4H9)4、V2O5粉末为原材料制备了纳米结构的TiO2-V2O5复合薄膜.使用XRD、AFM、UV-VIS-NIR分光光度计等方法研究了V2O5对TiO2纳米复合薄膜性能的影响.实验结果表明:V2O5掺杂使复合薄膜表面颗粒尺寸增加,但仍具有纳米孔洞结构;随V2O5含量的增加,TiO2晶相由锐钛矿向金红石的转变率大大提高,使金红石完全转变温度降低了200℃左右;复合薄膜在紫外区域的.吸收显著增强,吸收边缘发生了红移.复合薄膜定域态宽度随V2O5含量的增加而增加;光学带隙随V2O5的含量增加而减小.

作 者：作者单位：刊 名：真空科学与技术学报 ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF VACUUM SCIENCE AND TECHNOLOGY年，卷(期)：24(z1)分类号：O63关键词：五氧化二钒 二氧化钛 晶相转变 光学带隙

篇3：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

由于纤维/树脂复合材料在比刚度和比强度等方面的突出表现, 使其在越来越多的领域受到重视[1,2,3,4,5], 特别是在航天器、精密仪器、高速列车等方面已经有了许多的应用。嵌入式共固化高阻尼复合材料是把高阻尼的黏弹性材料通过共固化的手段嵌入到纤维/树脂复合材料中, 使这种新材料既保持了原有纤维/树脂复合材料的强度和刚度, 又使其获得了优异的消振、减振性能, 从而使该结构具有良好的综合力学性能, 这是其它材料包括传统复合材料所不能同时兼顾的。由于该复合材料的阻尼薄膜是事先嵌入在其内部的, 因此整个结构具有寿命长、耐冲击、抗老化等优异特性, 得到了国内外学者的广泛关注[6,7,8]。。目前嵌入式共固化复合材料的制作主要采用热压罐[9,10,11,12,13,14,15]工艺。氢化丁腈 (HNBR) 以其良好的综合力学性能, 非常适合用作嵌入式共固化复合材料的阻尼层。文献[16-18]研究表明:多元受阻酚抗氧剂能有效地改善HNBR的阻尼峰值和阻尼峰值对应的温度。目前, 国内外对嵌入式共固化复合材料的研究还处于起步阶段, 嵌入HNBR阻尼薄膜的共固化复合材料的研究对高阻尼复合材料的发展和应用具有重要意义。

1 实验试件制作

1.1 HNBR阻尼材料组分

HNBR4367为100份 (质量比) 、炭黑N220为40份、甲基丙烯酸锌 (ZDMA) 为20份、Mg O为8份、防老剂WB212为2份、防老剂N445为2份、双25为10份。

1.2 嵌入式复合材料的制作

按照上述组分制作HNBR阻尼材料, 使用四氢呋喃溶液将其溶解制成胶浆溶液, 将阻尼胶浆分别在两片玻璃纤维/环氧树脂预浸料正面和背面上均匀刷涂至一定厚度, 晾干后将阻尼材料面相互贴合就制成了带阻尼层的复合材料预浸料。根据要求把带阻尼层的预浸料与其它复合材料铺设好后, 再将其放入已经铺好脱模布和隔离膜的模具中, 然后密封真空袋, 通过真空气路抽真空至设定压力, 最后放入热压罐中, 按照图1所示固化曲线设置热压罐参数, 启动热压罐加热、加压、抽真空, 完成试件的制作。

2 实验测试方法

2.1 嵌入式复合材料的层间剪切应力测试

本文通过面内拉伸剪切的方法来检测上述制得的嵌入HNBR阻尼薄膜共固化脂复合材料的层间结合力, 用剪切强度来表征层间结合力的强弱, 其大小等于最大剪切力除以剪切面积, 拉伸速度为50 mm/min, 断裂敏感度设置为95%。实验所用纤维/树脂复合材料的阻尼层厚分别为0.1 mm、0.2 mm、0.3 mm、0.4 mm, 将共固化复合材料板切割成150 mm×25 mm预置双切口剪切试样, 试验所用仪器为高铁拉力测试机GT-TCS-2000, 试样结构尺寸和试件装夹如图2所示。

2.2 嵌入式复合材料的动态力学性能测试

本文通过模态实验测试所制备纤维/树脂复合材料的动态阻尼性能, 仪器全部使用Brüel&Kj覸r公司的模态测试设备, PULSE型号为3560B, 加速度传感器为4524-B-004, 力锤型号为8206-002。实验所用试件均为200mm×300mm的矩形板, 其中阻尼层厚分别为0.1mm、0.2mm、0.3mm、0.4mm。采用力锤法使用单端固支、单点激励多点响应的方法进行模态实验, 具体测试装置如图3所示。

3 结果与分析

3.1 嵌入式复合材料层间剪切结果与分析

如图4所示为层间结合力随阻尼层厚度的变化, 从图中可以看出随着阻尼层厚度的增加, 嵌入式共固化复合材料的层间结合力逐渐下降。造成这种变化规律的原因主要是, 阻尼层厚度越低越容易造成预浸料树脂分子的穿透, 树脂分子穿透HNBR阻尼层, 经过固化后会在阻尼层中形成树脂骨架, 由于固化后树脂的拉伸强度和刚度要远远大于HNBR的拉伸强度和刚度, 从而造成随着阻尼层厚度减小层间结合性能上升的规律;当阻尼层达到一定厚度后, 树脂分子将很难穿透HNBR阻尼层, 此时, 对层间结合性能起主要作用的将不是树脂分子骨架, HNBR胶料本身的材料性能将会起到主要作用, 树脂分子骨架的增强作用变弱。其层间剪切力最高可达9.3MPa, 最小时也可以达到5.3MPa。另外从剪切断面中可以看出材料的破坏是发生在橡胶阻尼材料层, 这说明橡胶阻尼材料与树脂之间的结合强度要大于橡胶本身的拉伸强度, 如图5所示为层间剪切断面。

3.2 嵌入式复合材料模态实验结果和分析

如图6为前四阶模态阻尼随阻尼层厚度的变化, 从中可以看出本文所制作嵌入HNBR阻尼薄膜共固化复合材料具有良好的动态阻尼性能, 阻尼层厚度为0.1 mm时其一阶模态阻尼可达2.977, 即系统的一阶损耗因子为5.95%。当阻尼层厚度为0.4 mm时复合材料的一阶模态阻尼高达3.919%, 系统损耗因子为7.84%。随着阻尼层厚度的增加, 复合材料系统的模态阻尼增加, 随着阻尼材料在复合材料中所占的比例越来越大, 其对系统的模态阻尼的提高也越来越明显, 当阻尼材料的比例达到一定值时, 系统的阻尼将接近橡胶的损耗因子, 此时系统的模态阻尼增大趋势变小直至趋近某一值。

如图7所示为前四阶模态频率随阻尼层厚度的变化规律, 从图中知系统地各阶模态频率变化不大, 各阶模态频率最大值与最小值之间相差大约7%, 这是由于复合材料的结构和刚度共同影响造成的结果, 随着阻尼层厚度的增加, 一方面结构的整体厚度增加, 从而造成系统模态频率的上升, 另一方面阻尼材料的增加使得复合材料系统的刚度下降, 从而造成系统模态频率的下降, 这两方面在系统中共同影响着复合材料的模态频率。如图8所示为实验所测前三阶模态振型。

4 结论

1) 嵌入HNBR阻尼薄膜的共固化复合材料具有良好的综合力学性能, 其层间结合力最高可达9.3 MPa, 具有很高的面内承载能力。该复合材料具有极高的阻尼性能, 其一阶模态阻尼最高可达3.919%, 即系统的损耗因子可达7.838%, 嵌入HNBR阻尼薄膜共固化复合材料在机械减振、降噪方面具有重要意义。

2) 随嵌入HNBR阻尼薄膜的厚度增加, HNBR阻尼材料在复合材料中起到的作用越来越大, 其主要体现在复合材料的层间剪切强度下降, 模态损耗因子增加。

篇4：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

摘 要：随着航天技术的发展，对轻质、高性能和低成本的辐射防护材料提出了迫切需求。由于聚乙烯/碳纳米管复合材料（PE/CNTs）具有防护、轻质、高性能等诸多优势，在航天领域具有广阔的发展前景。本文以1MeV电子辐照前后低密度聚乙烯（LDPE）及含0.2wt%多壁碳纳米管（MWCNTs）的LDPE/MWCNTs复合材料为研究对象，利用现代材料分析手段研究了碳纳米管对电子辐照聚乙烯微观结构的影响。电子顺磁共振（EPR）、差示扫描量热（DSC）分析结果表明，1MeV电子辐照条件下，LDPE/MWCNTs复合材料产生稳定的自由基，MWCNTs具有清除自由基的作用，MWCNTs的添加提高了材料的结晶度，电子辐照进一步提高了复合材料的结晶度。研究结果可为LDPE/MWCNTs复合材料在航天工程上的应用提供相关理论依据。

关键词：碳纳米管复合材料；电子辐照；微观结构

1 概述

航天器在轨运行时要受到空间环境中多种带电粒子辐射，使得航天器内部电子器件受到严重损伤。研究表明，富氢材料如水（H2O）、聚乙烯（PE）等具有优异的辐射防护能力。目前，聚乙烯已被作为评估其他材料空间辐射防护效果的标准参考，然而直接选用聚乙烯作为辐射防护材料的应用尚少，原因之一是聚乙烯的强度还不能很好地满足要求，有必要进一步加以提高。1991年日本专家Iijima首次报道发现碳纳米管（CNTs）[1]，其具有独特的力学性能，弹性模量约为钢的5倍、理论拉伸强度约为钢的100倍，密度却只有钢的1/6[2]。这些优异的力学性能使其成为提高材料强度的较好填充物。在低密度聚乙烯（LDPE）中添加碳纳米管（CNTs），一方面提高材料自身强度且对材料重量影响较小，另一方面，针对太空较为恶劣的复杂环境，碳纳米管也同样拥有一定的防护能力。

针对添加碳纳米管对聚合材料物理性能影响的研究[3]，大多结合多种微观分析方法分析添加碳纳米管对材料结构的影响。Kresten L.C. Nielsen[4]等研究电子辐照前后掺有单壁碳纳米管（SWCNTs）的聚酰亚胺复合材料，由于SWCNTs的添加使得材料的拉伸性能有所改善，且辐照后也未有衰退变化。他们通过ESR测试分析得出辐照后SWCNTs影响了材料原子团的化学性，这可能归因于SWCNTs对辐射能量的分散阻碍了原子团的形成或是其优先与辐射粒子发生反应。基于以上研究成果，本项工作采用电子顺磁共振（EPR）及差示扫描量热（DSC）分析高能电子辐照条件下添加MWCNTs对LDPE基体辐射损伤的影响。从而为LDPE/MWCNTs这种复合材料在航天工程上的应用提供相关依据。

2 实验

2.1 样品制备

本试验的基体材料为巴斯夫（BASF）公司生产的LDPE，密度为0.922g/cm3。纳米管填料选用美国天奈科技有限公司生产的多壁碳纳米管（MWCNTs），纯度大于95%，平均直径为110nm，长度约10μm。利用HAAKE RHEOMIX OS 密炼机，通过机械共混法制备LDPE/0.2%MWCNTs 复合材料薄膜，其平均厚度为280μm。

2.2 试验过程

本试验采用1 MeV电子辐照，试验在黑龙江省科学院技术物理研究所进行，辐照注量为3×1015e/cm2；差示扫描量热（DSC）试验所用仪器为德国Netzsch公司的DSC 204 F1型号的差示扫描量热仪，升温范围20-170℃，升温速率10℃/min；降温范围170-20℃，降温速率10℃/min。采用氩气作为吹扫气体及保护气体。电子顺磁共振（EPR） 所用仪器为德国Bruke公司的A200型电子顺磁共振谱仪，最大扫描范围为0-7000Gs。

3实验结果与讨论

3.1 EPR分析

已有研究表明MWCNTs具有清除自由基的能力[5，6]。图1是1MeV电子辐照前后LDPE和LDPE/0.2% MWCNTs复合材料样品的EPR谱。从图（a）可以看到，1 MeV电子辐照可使LDPE中产生大量自由基，经48小时之后，LDPE中产生的自由基几乎全部消失，这说明在辐照过程中所产生的自由基的不稳定从而易发生退

火。从图（b）可看出，而经1MeV电子辐照后LDPE/0.2% MWCNTs复合材料中也产生自由基，主要是MWCNTs的自由基，基体LDPE所产生的自由基几乎不存在，这说明MWCNTs具有清除自由基的功能。

3.2 DSC分析

表1给出了起始融化温度、终止融化温度、熔融焓、起始结晶温度、终止结晶温度、结晶焓和结晶度。可以看出，辐照后LDPE及LDPE/0.2%MWCNTs复合材料起始融化温度和终止融化温度均略高于辐照前，而起始结晶温度及终止结晶温度均低于辐照前。最终通过结晶度计算可以看出辐照可提高LDPE及LDPE/0.2%MWCNTs复合材料的结晶度；同时，辐照前后 LDPE/0.2%MWCNTs复合材料起始温度高于LDPE，而终止温度略低于LDPE，且LDPE/0.2%MWCNTs复合材料的结晶度高于LDPE，可知MWCNTs的添加提高了材料的结晶度。

4 结论

本文针对1MeV电子辐照条件下，MWCNTs对LDPE力学性能及微观结构的影响进行了研究，得出如下结论：

①经EPR分析可知，组元MWCNTs具有清除基体LDPE因辐照产生自由基的作用。

②辐照后经DSC分析得知，辐照可提高LDPE及LDPE/MWCNTs复合材料的起始融化温度、终止融化温度及结晶度，降低起始结晶温度、终止结晶温度。且添加MWCNTs提高了LDPE/MWCNTs复合材料的起始温度、结晶度，降低了终止温度，改善了LDPE/MWCNTs复合材料的热学性能。

参考文獻：

[1]S. Iijima. Helical microtubules of graphitic carbon. Nature. 1991，354（7）：56-58.

[2]E. W. Wong，P. E. Sheehan，C. M. Lieber. Nanobeam mechanics：elasticity，strength，and toughness of nanorods and nanotubes. Science. 1997（277）：1971-1975.

[3]Brian P. Grady. Effects of Carbon Nanotubes on Polymer Physics. JOURNAL OF POLYMER SCIENCE. 2012（50）： 591-623.

[4]Kresten L.C. Nielsen， David J.T. Hill， Kent A. Watson， John W. Connell，Shigetoshi Ikeda， Hisaaki Kudo， Andrew K. Whittaker. The radiation degradation of a nanotubeepolyimide nanocomposite. Polymer Degradation and Stability. 2008（93）：169-175.

[5]P.S. Rama Sreekanth， N. Naresh Kumar， S. Kanagaraj. Improving post irradiation stability of high density polyethylene by multi walled carbon nanotubes. Composites Science and Technology.2012（72）：390-396.

篇5：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

纵观软磁材料的发展历程, 关于金属软磁材料国内外的研究主要在Finement合金、Nanoperm合金和Hitperm合金软磁材料, 它们具有高的饱和磁化强度、低频段较高的初始磁导率和低损耗等优点, 主要可用于音频、视频磁头和卡片阅读器磁头等方面。而Fe-Si材料蕴藏丰富、高效环保, 已经成为通讯、电力工业和电子工业中不可或缺的软磁材料。

Fe3Si薄膜材料具有磁导率高、矫顽力Hc比较小、饱和磁感应强度Br高、高频下具有优异磁性等优点。再着Fe3Si薄膜具有巨磁阻的性质, 当外磁场作用时, 电阻会发生剧烈变化, 有望用于巨磁阻磁头、巨磁阻存储器、各种磁传感器上。

2 Fe3Si薄膜的制备方法

随着Fe3Si薄膜制备工艺的不断发展, 目前国内外Fe3Si薄膜的制备方法主要有分子束外延法、脉冲激光沉积法、离子束合成法、射频溅射法等。

3 Fe3Si薄膜的国内外研究现状

3.1 国外研究现状

1993年5月, H.Liou等[1]开始通过多腔室分子束外延法在Ga As (001) 衬底上外延生长超薄Fe3Si薄膜的研究, 制备的薄膜厚度从2-210纳米层 (ML) , 膜厚即使薄到2ML也具有铁磁性, 当膜厚为10ML-50ML时, 样品的矫顽力随膜厚的减小逐渐增大, 而当膜厚为2ML-10ML时, 矫顽力变化趋势则表现出相反特性, 且随膜厚增加, 其磁滞回线矩形度越好。

2004年6月, D.Nakagauchi等[2]通过脉冲激光沉积在硅和石英衬底上生长了铁磁性Fe3Si薄膜, 当衬底温度为300℃时, 硅和石英衬底都能很好的生长出单一的多晶Fe3Si薄膜, 而当衬底温度超过400℃时, 硅衬底中的硅会扩散到薄膜中去, 形成Fe3Si和Fe Si混合相。同时还发现Fe3Si薄膜跟半导体Fe Si2具有相同的阻值, 因此有望应用于多层巨磁电阻方面。

2005年11月, Kobayashi等通过分子束外延法制备了一种Fe3Si/Ca F2/Fe3Si混杂结构, 通常情况下, 如果铁和硅直接沉积到衬底硅上, 很难阻止Fe Si相的形成, 通过在Fe3Si和Si衬底之间加一层Ca F2, 在Fe3Si生长为温度400℃时, 证明Ca F2层能够阻止Fe Si相的形成, 同时测得饱和磁化强度和矫顽磁场强度分别为550 emu/cm3和20 Oe。

2007年2月, Kobayashi等使用分子束外延法在Ca F2/Si (111) 上外延生长了Fe3Si (24nm) /Ca F2 (2nm) /Fe3Si (12nm) 磁性隧道结结构, 研究发现Fe3Si薄膜的衬底生长温度为80℃时, 250℃退火半个小时, 得到的薄膜具有很高平整度。

3.2 国内研究现状

2007年1月, Fangting Lin等[3]采用脉冲激光沉积法制备了单一相Fe3Si薄膜, 研究Fe3Si/Si (100) 异质结的结构有序性和磁学性质, 发现随着衬底温度的增加, Fe3Si结构从A2到B2再到稳定DO3转变;饱和磁化强度随衬底温度的升高而降低。室温下得到的薄膜饱和磁化强度为917k Am-1, 与块体DO3型Fe3Si的饱和磁化强度相近。

2009年3月, Ying Jing等采用物理气相冷凝沉积方法制备Fe3Si纳米粒子, 其各向异性常数K1估计为8.0×105 ergs/cm3, Fe3Si与Heuslar合金具有相似的性质, 具有高极化率, 有望用于自旋电子器件上。

在2013年3月, Ying Jing等通过物理气相沉积法制备了Fe3Si纳米粒子, 发现它有很高的磁矩和较大的磁各向异性势垒, 具有可变磁场加热效应, 合适的工作条件, 预计Fe3Si纳米粒子将能在超过150 Oe电磁场和100KHz频率条件下运行。

4 总结

综上所述, 铁磁性Fe3Si薄膜具有优异的磁性能, 在巨磁阻方面和自旋电子器件中有着广泛应用前景。通过对Fe3Si薄膜制备方法和国内外研究现状的研究和综合分析, 对今后Fe3Si薄膜的制备和性能研究及应用上有重要的参考价值和借鉴意义。

参考文献

[1]S.H.Liou, S.S.Malhotra, and J.X.Shen, Magnetic properties of epitaxial singal crystal ultrathin Fe3Si films on Ga As (001) , Nebraska 68588-0111.

[2]D.Nakagauchi, T.Yoshitake, K.Nagayamab.Fabrication of ferromagnetic Fe3Si thin films by pulsed laser deposition using an Fe3Si target[J].Vacuum 2004, 74:653-657.

篇6：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

关键词：增强体；复合材料；结构加固

1 纤维增强复合材料特点

纤维增强复合材料（FRP）就是将纤维作为增强体与传统的工程材料复合应用。在土木工程领域中常用的纤维主要是：玻璃纤维（GFRP）、碳纤维（CFRP）和芳纶纤维（AFRP）。与钢材相比FRP材料可大大减轻结构自重，而且，在某些工程有特殊需要时FRP由于具有较强耐腐蚀性，可取代或部分取代传统的建筑材料，来满足其特殊设计要求。此外，FRP材料的弹性性能好，如在外力作用下发生变形后仍然可以恢复成原来的形状。这种特性使其非常适用于加固承受大的动荷载或冲击荷载情况下的结构构件。另外，FRP材料还具有很多传统材料所不具有的优势和特点，例如，较好的绝缘性并能隔热、抗电磁波而且热膨胀系数小等。因此在工程中有很大的灵活性，可设计性强。

2 FRP结构加固技术的发展

欧美一些发达国家在早20世纪80年代时就将FRP应用在了土木工程的结构加固方面，而国内在这方面的应用研究起步比较晚。但自从相关研究得到关注以来，国内各知名高校的专家学者也一直致力于FRP加固技术、设计理论、工程实践等方面的研究，并且也取得了一系列的创新成果。极大推进了FRP材料在我国工程结构中的应用。同时，为了更好的进行学者间的沟通交流、彼此提高技术水平，中国土木学会相关分会专门召开有关FRP应用研究的学术交流会和主题会议，并且在FRP加固规范的制定方面我国已编制并颁发了相关技术规程和施工标准，这些标准规程的使用对FRP的实际应用起到了较好的规范和指导作用。

3 FRP加固技术的实际应用

关于FRP对混凝土结构进行加固方面，国内外学者进行了大量的试验研究和相关工程实践，并已形成了一系列较为成熟的设计理论。一些成果资料显示，FRP片材应用到混凝土的梁、板加固中时可以很好的改善其抗弯、抗剪承载力，并且对于裂缝的开展有明显的控制效果；同时，在混凝土柱的加固过程中可使其的变形和滞回耗能能力得到明显提高，并且可显著改善混凝土柱的抗震性能。在不断的研究和实践中也发现了一些值得注意的问题，同时也对一些FRP加固新方法进行了研究和尝试。

3.1 在实验研究中发现了一个非常值得关注的问题，就是FRP与混凝土界面的粘结性能的问题。在工程实践中我们发现，采用非预应力抗弯加固时，FRP的有关性能得不到很好的利用。因此，破坏形态多为脆性破坏，因此在应力水平很低的情况下FRP片材也很容易与混凝土发生剥离，导致FRP无法有效发挥其强度高的优势，对于加固的效果产生了很大的影响。国外也有学者对于这个问题做了相关研究并提出了界面粘结强度模型和相关公式。但我们仍需要在这个问题上做更多的研究和尝试，找到更好的解决办法，使FRP的性能得到最大的发挥并取得更好的加固效果。

3.2 预应力FRP加固时的工作原理与预应力钢筋混凝土的原理相似，是用粘结材料将事先张拉好的FRP片材粘结到混凝土梁的受拉面上，使原混凝土结构与粘贴的FRP片材一同工作。有关FRP 片材加固的试验结果表明采用预应力碳纤维布（CFRP）时加固效果较好，因为碳纤维布（CFRP）在加固过程中充分利用了FRP轻质、高强的特点，并且结果显示，从开裂荷载、屈服荷载、极限荷载的提高幅度来看采用预应力加固的效果都要比非预应力情况下加固效果好，而且预加应力也缓解了碳纤维布（CFRP）的应力滞后问题。

3.3 碳纤维布（CFRP）和外包钢复合加固技术。为了充分发挥碳纤维布和钢材这两种材料各自不同的优势，有学者提出将碳纤维布（CFRP）和外包钢同时用于混凝土柱的加固中，使其共同作用来改善结构的抗弯性，且构件的刚度衰减慢，其破坏性与单独加固的构件相比更有预测性，对构件的抗震设计非常重要。复合加固可发挥材料各自的优势，使加固柱在极限应变、延性和耗能能力方面都有较大改善。

3.4 采用混杂纤维布（HFRP）进行结构加固。混杂纤维布是将各种不同的纤维混合在一起，使它们同时作为增强体的复合材料，这样可以将不同纤维各自的优点聚集在一起，共同发挥作用。关于采用混杂纤维布（HFRP）对构件进行加固的方法最早是由汕头大学的熊光晶教授提出的，熊教授在这方面和他的学生们做了大量的试验研究。相关数据表明，采用混杂纤维布（HFRP）加固混凝土梁，不仅可以使构件的承载力和延性有所提高，还可明显降低加固成本。因此，混杂纤维在FRP加固技术的应用中有很好的发展前景。

3.5 将FRP嵌入式加固。这种方法是用粘结材料将FRP粘结在原构件表面上事先留好的槽中，使FRP与原构件形成一个共同工作的整体，以此来改善原结构的各项力学性能。这种方法与原来直接在结构表面粘贴FRP的方法相比，嵌入式加固方法的FRP材料与原结构的粘接性更好，这样可以有效防止火灾对FRP材料的破坏，同时又充分利用了FRP材料的强度，实现有效提高构件承载力的目标。尤其在构件的负弯矩区加固具有极大的优势。这种嵌入式加固可以取得较好的加固效果，非常值得在相关应用研究中做更多的工作使方法可以更好地得到应用和推广。

4 结语

综上，凭借其质量轻、强度高、耐腐蚀等多种优势，FRP材料逐步在结构加固领域取得了一席之地，得到了广泛关注和认可，未来将通过更多的研究和探索争取使FRP材料在结构加固方面发挥更大的优势。然后，需要关注的是我们对FRP加固技术的研究虽然在理论和工程实践中都取得了一些成果，但距工程实际还有更多的问题需要研究和解决。关于材料的生产工艺、成本的降低和新性能的开发，相关技术规范与标准的制订等方面，都仍需要做大量的研究工作，努力加快工程实际应用的总结，使研究成果尽早转化为工程应用。

参考文献：

[1]王宗昌.建筑工程质量控制与防治[M].北京：化学工业出版社，2012.

篇7：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

预防外科感染、呼吸道传染, 阻止体液、血液传播疾病的主要途径是使用医用防护口罩[1], 这对医用防护口罩的防护等级提出了很高的要求。由单层或双层非织造布制成的传统医用口罩或其他防护产品, 由于非织 造材料的 纤维直径 粗、孔径大, 对于颗粒和直径较小的菌体的过滤效率较低[2]。 相比之下, 静电纺丝技术可以制备出具有比表面积大、直径细、多孔性等特性的纳米级纤维, 对颗粒、气体、液体的过滤效果显著。

醋酸纤维素 (CA) 是一种再生纤维素纤维, 以醋酸和纤维素为原料, 经酯化反应而得到。因其具有天然、无毒、环保、降解性好、价格低廉的特点, 应用比较广泛。目前国内对CA纳米纤维的研究报道主要有:CA及其复合纳米纤维在过滤方向的基本性能研究、CA纳米纤维制备的影响因素和工艺条件研究。

没食子酸 (GA) 是可水解鞣质的组成部分, 广泛存在于葡萄、茶叶等植物中, 是自然界存在的一种多酚类化合物, 具有无毒、价格低廉的特点, 已有文献证实GA具有抗炎、抗突变、抗氧化等多种 生物学活 性[3]。本实验在 之前研究 基础上[4,5,6], 选择强度好的纺粘非织造布作为表层, 以柔软性好的水刺非织造布作为内层, 结合CA载药纳米纤维制备了复合结构防护 口罩材料, 克服了静 电纺纳米 纤维强度 低的缺点[7], 同时解决了普通防护口罩用非织造布过滤性欠佳的问题, 并综合考虑抗菌性能和透气性等因素的影响, 为复合结构材料的实际应用提供思路。

1实验

1.1材料与设备

1.1.1材料与试剂

水刺非织造布 (粘胶;45g/m2) ;纺粘非织造布 (丙纶;40 g/m2) ;醋酸纤维切片, 乙酰化程度38%, MW=130000 (南通醋酸纤维有限公司) ;蛋白胨、琼脂粉、牛肉浸膏 (国药集团化学试剂有限公司) ;金黄色葡萄球菌 (ATCC6538, Staphylococcus aureus, 革兰氏阳性菌代表) ;大肠杆菌 (ATCC25922, Escherichia coli, 革兰氏阴性菌代表) 。

1.1.2实验设备

SU-1510扫描电镜 (日本, 日立公司) ;SW-CJ-IBU洁净工作台 (苏州, 安泰空气技术有限公司) ;EL204电子天平 (梅特勒-托利多仪器有限公司) ;SYQ-DSX-280B压力蒸汽灭菌锅 (上海, 申安医疗机械厂) ;MJ-160B-Ⅱ霉菌培养箱 (上海, 跃进医疗器械厂) ;LZC-H型滤料综合性能测试台 (苏州, 华达仪器设备有限公司) ;CFP-1100-A毛细管流动孔隙测量仪 (美国, 施多威尔有限公司) ;自制静电纺丝装置。

1.2复合结构防护口罩材料的制备

纺丝液配制:将CA切片溶于丙酮、N, N-二甲基乙酰胺的混合溶液 (3∶2 (体积比) ) , 配制成质量分数为13%的纺丝液。室温条件下, 将纺丝液置于磁力搅拌器上, 搅拌10h并静置一段时间, 待溶液内的气泡消失即为所用溶液。

静电纺丝:利用自制的平板接收式纺丝装置, 将纺丝液转移到储液管内, 将孔径为0.7mm的注射针头作为喷射的毛细管。纺丝工艺条件:接收板与针头之间的距离为16cm, 纺丝电压为18kV, 纺丝时间分别为9min、11min、13min、 17min、21min、25min、29min。将纺好的纳米纤维膜再与丙纶纺粘非织造材料复合, 制成“非织造布—载药纳米纤维膜—非织造布”的复合结构材料备用。

1.3性能测试及表征

1.3.1形貌观察

用SEM对CA纳米纤维、CA载药纳米纤维, 以及沉积载药纤维的水刺布表面进行形貌表征及直径测试。

1.3.2孔径大小及分布测试

利用毛细流动孔隙仪, 分别测试单层的纺粘和水刺非织造布, 以及不同纺丝时间 (9min、11min、13min、17min、21 min、25min、29min) 后复合结构材料的孔径大小及分布。

1.3.3过滤效率及过滤阻力的测定

在室温 (22 ℃) 、相对湿度为55%的条件下, 将试样裁成规定尺寸, 设定滤速5.33cm/s, 气体流量为32L/min, 测试各试样的过滤阻力和过滤效率。

1.3.4抑菌圈测试

将对照样 (纯CA膜) 和待测试样 (CA载药膜) 剪成直径为 (25±5) mm的试样, 使用抑菌圈法测试其抗菌效果。根据测得的抑菌圈宽度和试样下方细菌的繁殖情况来评定抑菌效果。对每个试样至少测量3处, 然后取其平均值。抑菌圈大小的计算公式为:

式中:R为抑菌圈宽度, D为抑菌圈外径的平均值, d为试样直径, 单位均为cm。

2结果与讨论

2.1形貌分析

对CA纳米纤维、CA载药纳米纤维, 以及水刺无纺布基载药纳米纤维进行SEM测试。利用ImageTool软件在SEM图上测量其直径, 每种样随机选取100根纤维测试, 最后计算纤维的平均直径及平均直径的CV值。

由图1 (a) 、 (b) 可看出, CA载药纳米纤维比CA纳米纤维直径更加均匀, 经测量CA载药纳米纤维平均直径为337 nm, CV值21%, CA纳米纤维 平均直径 为293nm, CV值47%。从图1 (c) 水刺无纺布基载药纤维的SEM图可看出, 纤维表面光滑均匀, 并且CA载药纳米纤维与水刺无纺布相比, 具有更细的直径, 比原非织造布材料孔径更小[8]。

2.2孔径大小及分布

孔径大小及分布对材料的透气性和过滤效果有重要的影响[9]。根据1.3.2的测试方法进行测试, 其结果如表1所示。复合材料的孔径分布比较均匀, 且呈正态分布, 在此仅列举纺丝29min时的材料孔径分布结果, 如图2所示。由表1测试结果可知:在实验条件下, 覆上纳米纤维膜后, 复合结构材料的平均孔径由67.23μm降至17.91μm;随着纺丝时间的延长, 复合结构材料的平均孔径由17.91μm降至3.52 μm, 孔径变小。纳米纤维层的存在使得复合结构材料整体孔径变小, 而使材料的过滤性能有所提高, 随着纺丝时间的延长, 纤维不断堆积, 材料的孔径随着纺丝时间的延长而不断减小[9]。由此可得, 以CA载药纤维作为中间层, 可以使复合结构材料的孔径明显减小, 且其孔径分布更为均匀。

2.3过滤性能

2.2测试表明, 纺丝时间明显影响复合结构材料孔径及孔径分布等。孔径大小是影响材料过滤效果的重要因素, 但过滤性能与过滤介质密切相关。为此, 按照1.3.3的测试方法, 不同结构复合材料的过滤效率如表2所示。

由表2中可得出:与纯非织造布相比, 复合结构材料对不同粒径粒子的过滤效率都有不同程度的提高, 并且纺丝时间越长, 过滤效率提高得越显著[10], 尤其对于粒径在1μm以上的粒子, 过滤效果更加明显。对于粒径为1μm以下的粒子, 过滤效率提高得不是特别明显, 但也由最初的24.12%左右提高到了复合29min后的69.76%左右。

图3显示了纺丝时间对多层材料过滤阻力的影响, 随着纺丝时间的延长, 过滤阻力有所增加。这与前面过滤效率、 孔径的测试结果相一致。相对而言, CA载药纳米纤维直径比较细, 分布在非织造布的中间层, 有利于提高过滤效率, 可见多层材料对过滤性能的提高起到很重要的作用, 但是这也造成了材料过滤阻力的增大, 系统能耗的增加[11]。所以在提高过滤效率的同时, 为保证较低的过滤阻力, 纺丝的时间不宜过长。

2.4抗菌性测试结果与分析

对于静电纺纳米薄膜的抗菌性能检测, 目前国内尚无统一评价标准。本实验参照纺织品抗菌性能的评价方法, 采用抑菌圈法对CA载药纳米 纤维膜的 抗菌性能 进行定量 检测[12]。参照标准GB/T 20944.1-2007琼脂平皿扩散法, 对E.coli及S.aureus两种代表 性菌体进 行细菌繁 殖效果测 试[13], 测试结果如图4、图5所示。

从图4 (b) 、图5 (b) 中可以明 显看到, 没有添加GA的CA纳米纤维膜没有抑菌圈, 并且试样下方细菌的繁殖情况只是轻微地减少, 因而可以判定, 纯CA纳米纤维膜对E.coli及S.aureus的抗菌效果有限。从图4 (c) 、图5 (c) 中可以看出, 试样周围开始出现抑菌圈, 且试样下方没有细菌繁殖, 对两种菌的抗菌效果比较好, 具体抑菌圈的宽度见表3。从表3中可以看出, E.coli的抑菌圈宽度为1.40cm, 而S.aureus的抑菌圈宽度达到了2.30cm, 对S.aureus的抑菌圈宽度要稍大于E.coli的抑菌圈宽度, 表明CA载药纳米纤维膜对S. aureus的抗菌效果强于E.coli。

3结论

(1) 在本实验条件下, 在水刺非织造基表面可以纺出连续均匀且表面光滑, 直径在250~300nm之间的CA纳米纤维, CA载药纳米纤维比纯CA纳米纤维直径稍粗但直径分布更加均匀, 平均直径由载药前的293nm变为载药后的337 nm, CV值由载药前的47%变为载药后的21%。

(2) 随着纺丝时间的延长, 复合结构材料的平均孔径减小, 由最初的17.91μm降至3.52μm, 且其孔径分布更为均匀。

(3) 随着纺丝时间的延长, 复合结构材料的过滤效率明显提高, 对粒径为1μm以下粒子, 过滤效率由非织造布的24.12%左右提高到了69.76%左右 (纺丝时间29min) 。

(4) 纯CA纳米纤维膜对大肠杆菌和金黄色葡萄球菌没有抑菌效果, CA载药纳米纤维膜对大肠杆菌、金黄色葡萄球菌有明显的抑菌圈, 宽度分别为1.40cm、2.30cm, 载药纳米纤维作为复合结构防护口罩的芯层, 具有抗菌抑菌性能。这表明CA载药纳米纤维膜与传统非织造材料结合制备的复合结构材料能够应用于医用防护口罩及其他防护产品。

摘要：利用静电纺丝技术, 在粘胶水刺非织造基表面沉积时长分别为9min、11min、13min、17min、21min、25min、29min, 质量分数为13%的醋酸纤维素 (CA) 载药纳米纤维, 药物为没食子酸 (GA) , 再在表层覆盖丙纶纺粘非织造布, 作为复合结构防护口罩材料。采用扫描电镜对非织造布及载药纳米纤维膜进行形貌表征, 测试其孔径大小及分布, 并进行了过滤效率、过滤阻力、抗菌性能测试。结果表明:在实验范围内, 纳米纤维连续均匀, 负载药物后的纳米纤维比纯CA纳米纤维直径稍粗, 但直径更加均匀;随纺丝时间延长, 复合结构材料孔径变小、孔径分布更均匀;并且对1μm以下的粒子的过滤效率从24.12%提高到69.76%左右, 但对过滤阻力影响不大;复合结构材料对大肠杆菌和金黄色葡萄球菌的抑菌圈宽度分别达到1.40cm和2.30cm, 具有良好抗菌抑菌性能。

篇8：V2O5复合薄膜材料的电子结构研究

高致密度Mo/Cu复合材料具有高导电导热性、低热膨胀系数和良好的高温性能，被广泛用于电子、机械、武器装备及航空航天等高技术领域。此项目针对MoCu复合材料与不锈钢的性能特征，提出采用扩散-钎焊工艺、通过添加活化元素促进MoCu复合材料与不锈钢的焊接成形，研究接头的微观组织结构特征和蠕变行为，揭示活化元素对扩散-钎缝组织的晶粒尺度、结构致密性以及分布形态的影响规律。研究成果对MoCu复合构件的开发及其作为高温结构材料的推广应用具有重要的理论意义和工程应用价值。

设计了适于MoCu复合材料与不锈钢真空扩散-钎焊用填充合金系并对其成分进行优化，包括钎料合金元素对母材润湿性的影响规律、钎焊材料成分合金系的确定和焊接工艺参数的优化。主要研究了Ni，Ti，Fe，Ag等活化元素对MoCu合金位错亚组织破碎、晶粒长大和晶界迁移的作用，确定了填充材料为NiCrP和AgCuTi合金系二种类型，并对其成分进行优化。

分析采用NiCrp和AgCuTi钎料钎焊获得的MoCu/Cr18Ni8接头形成过程，对比研究接头的组织类型及形态分布对组织性能的影响规律，研究钎焊接头反应层的厚度与钎焊工艺参数之间的关系，分析了MoCu/Cr18Ni8钎焊接头的断裂模式，为保证接头强韧性提供试验依据和理论指导。

3研究成果

（1）王娟，李亚江； 一種钼铜合金与奥氏体不锈钢焊接的钎料及工艺； 专利授权号：ZL 201010528003.4。

（2）王娟，李亚江； 钼铜合金与不锈钢的真空活性钎焊工艺；专利申请号：201110429990.7。

篇9：结构-阻尼复合材料研究进展

传统的减振方法主要有解耦、隔振和结构的刚化[4]。解耦需要在不同结构频率之间调配,不适于模态密集的大型复杂结构;隔振的缺点是容易在低频振动区引入一共振放大峰且结构稳定性较差;而刚化方法是通过提高结构刚度来增大结构件的固有频率从而解除其与激励的耦合作用,往往以增加附加质量作为代价,不符合飞行器轻质化的发展要求。阻尼材料是一种能吸收振动机械能、声能并能将它们转化为热能、电能、磁能或其他形式能量而消耗掉的一种功能材料,向结构中添加高损耗因子的阻尼材料是抑制振动和噪声最有效的技术手段之一[5,6,7,8,9,10,11,12,13,14]。目前添加阻尼材料的途径可以分为两大类[15],一是在结构外添加阻尼层,它又分为自由阻尼处理和约束阻尼处理。自由阻尼处理是在结构表面应变较大处粘贴高阻尼附加层,约束阻尼处理则是在附加阻尼层外再添加高刚度的约束层以增大阻尼层的剪切形变,达到消耗振动能量的目的,这两种方法都属被动阻尼处理,其显著特点是对结构的模态频率和振型影响较小,适合结构的事后修改,主要用于梁、板和薄壳结构的弯曲振动减振[4]。该方法的缺点是施工容易受到结构尺寸、空间和质量等诸多条件的限制,另外,阻尼层在使用中容易出现分层剥离现象[16];另一种途径是将阻尼材料加入复合材料结构中并与其共固化成型,它能改变结构的固有阻尼和共振频率。该方法的优点:首先是一次性固化成型能降低工艺成本且不增加多余的质量(不需要附加约束层)。其次,共固化阻尼处理的阻尼效果更好,因为阻尼材料位于结构内部,结构应变能更大,耗能效果更好[17]。再次,共固化阻尼处理是在结构设计的开始阶段考虑,可根据结构的动力学环境和复合材料的阻尼影响因子进行多样性设计[18],其影响因子主要包括阻尼材料的阻尼因子,弹性模量,阻尼层的厚度,分布位置,数量,基体的模量和损耗因子等[19]。该方法虽能明显提高复合结构的阻尼性能,但是也存在增加制品厚度和力学强度和刚度下降等问题。目前添加的阻尼材料主要是黏弹性高分子材料,其阻尼性能明显受到温度和频率的影响,较低的玻璃化转变温度和储能模量以及与基体材料较差的界面性能又进一步限制了其在中高温结构材料中的应用。因此开发新型的插层阻尼材料[20,21],引入新的阻尼耗能机制[22,23,24,25,26],设计高阻尼高刚度的结构模型[27,28],设计插层材料和基体材料的界面结合性能[29],进一步发展完善并验证复合材料的阻尼机理和阻尼预测模型[30,31,32,33,34,35,36,37]等对于开发高性能结构阻尼复合材料非常重要,也成为近年来该领域的主要研究方向。不断拓宽结构阻尼材料的应用领域[38,39,40],研制兼具高阻尼和力学性能的结构阻尼一体化材料无论是对民用还是军工高技术领域均具有重要的战略意义。

1 结构-阻尼复合材料的阻尼机理

阻尼作用的本质是将机械振动的能量转变成可以损耗的能量,从而实现减振。根据引起能量耗散的机理不同分为四类[41]:内摩擦生热;界面摩擦生热;能量的传输;能量的其他转换。阻尼材料可分为黏弹性阻尼材料、金属类阻尼材料、智能型阻尼材料和结构-阻尼复合材料等。不同的阻尼材料其阻尼机理虽各有不同,但只是上述四类阻尼机理的不同组合和表现形式。

黏弹性阻尼材料比较成熟并且已得到广泛应用,其阻尼机理明确,即在玻璃化转变区内高分子链段通过内摩擦产生能量耗散。其损耗因子受温度、频率、预压缩量和应变幅值等因素的影响。阻尼因子在0.2~5.0之间,使用温度在-55~120℃之间。但是黏弹性阻尼材料的刚度、强度和抗蠕变性能差,不能单独作为结构材料使用[42]。

金属类阻尼材料主要是借助位错、缺陷等产生位错迟滞、热迟滞、磁弹效应等现象耗散系统的部分能量。但目前阻尼合金的阻尼性能普遍较低,损耗因子仅为0.001~0.150,与黏弹性材料相差1~2个数量级,不能满足高阻尼要求的场合使用。近年来发展起来的泡沫金属材料阻尼性能提高了5~10倍[43,44],高阻尼特性一方面来源于较高的孔隙率,另一方面来源于孔洞周围的高密度缺陷。

智能阻尼材料是将智能材料的自感知、自判断、自适应的特性应用于阻尼体系,包括压电阻尼材料、电流变流体(ER)和磁流变流体(MR),其最大特点是可根据结构的振动环境自动调整阻尼性能以实现理想的减振效果。压电材料的阻尼机理是应用压电效应将振动能转变成电能,然后通过导电通路再转化为焦耳热能耗散掉。电流变流体和磁流变流体具有相似的阻尼机理,主要通过材料在液-固态间转变耗散能量,损耗因子可在几毫秒内由0急剧增至15~18。智能型阻尼材料一般具有较高的阻尼因子,但往往需要一些特殊的装置或容器,工艺复杂且成本较高。

结构-阻尼复合材料是兼具了黏弹性材料的高阻尼性和结构材料的高强度高刚度的新型结构-功能一体化材料。根据基体不同可分为金属基和聚合物基结构阻尼复合材料。金属基结构阻尼复合材料一般是向基体中添加第二相颗粒、纤维或者由不同的金属板和阻尼插层材料叠层固化形成层状复合材料。其阻尼来源于金属基体和添加相的固有阻尼、界面滑动和界面处的位错运动引起的能耗。聚合物基结构阻尼复合材料是用纤维增强高阻尼聚合物形成的复合材料或将高阻尼材料插入聚合物基复合材料层间制备插层复合材料。由于纤维增强复合材料的阻尼是金属材料的几十到几百倍,同时又有良好的比刚度、比强度,因此越来越引起人们的关注。其阻尼机理主要有以下几点:

(1)基体和纤维增强材料的内摩擦引起的能量损耗。一般来讲,复合材料的阻尼主要来自于树脂基体。玻璃纤维,芳纶纤维作为增强相也具有较好的内摩擦阻尼性能。此外插层复合材料中如果插入黏弹性阻尼材料或热塑性纤维或薄膜材料也可通过分子链运动消耗更多的能量。

(2)界面摩擦生热。耗能包括宏观和微观两方面[45]。宏观界面摩擦包括材料与其他材料或介质相对运动造成的摩擦耗能,工程中利用液体或气体的摩擦能够使振动能转变为热能,从而表现出阻尼作用。微观的界面摩擦包括材料内不同组分间的界面区由于存在高剪切应变而引起的能量损耗,譬如纤维与基体界面分层引起的摩擦阻尼,填充颗粒与基体或纤维间接触面的摩擦阻尼等。

(3)由材料破坏引起的阻尼。由于基体开裂和纤维或插层材料断裂、拔出的能量耗散引起的阻尼。

(4)黏塑性阻尼。在大振幅或高应力情形下,特别是热塑性复合材料,由于在纤维之间的局部区域内存在高应力和应变集中而表现出非线性的阻尼特性[46]。

(5)能量的其他转换。插层复合材料如果包含智能阻尼材料,则存在机械能与电能的转换(压电阻尼材料),机械能和化学能的转换(可逆氢键耗能阻尼材料),机械能和磁能的转换(稀土永磁阻尼材料)等引起的阻尼损耗。

2 结构-阻尼复合材料

2.1 国外研究进展

1990年Barrett首次对夹杂单一黏弹性层的复合材料层合结构的阻尼性能进行研究,结果表明其结构损耗因子比传统的CFRP高5~50倍,并且具有一定的可设计性[47]。Biggerstaff制备了损耗因子η>0.13(20~200Hz)的共固化阻尼复合材料并发现黏弹性材料在共固化过程中可能出现诸多问题:1)阻尼材料在固化过程中老化降解,造成复合材料分层;2)阻尼材料可能产生蠕变或者被挤压到复合材料外部等;3)共固化时,黏弹性阻尼材料的阻尼性能明显下降。研究其原因主要是阻尼材料与树脂基体的相互作用所致。如果固化前在阻尼材料和基体树脂间插入聚酰亚胺隔膜可有效阻止二者彼此之间的渗透,阻尼效果与先分别固化、再粘接的结果接近[48]。为了改善结构阻尼复合材料的力学性能,Robinson等提出了将黏弹阻尼层穿孔后再共固化的改性方法,并从阻尼层孔径大小、孔间距和穿孔率三个方面出发,考察了穿孔固化对阻尼改性复合材料的阻尼性能和刚度的影响[49]。Trego等提出了借助应力耦合效应在结构长度方向的不同区段内设置不同的纤维取向角,通过位于这些区段内的黏弹性阻尼层内产生的高剪切应力来提高结构的阻尼效果,并且对取向角、与取向角对应的区域长度,复合材料的弹性模量等参数进行适当的选择,可在层间产生最大的剪切应力从而发挥阻尼层最大的潜能,这种方法称之为应力耦合阻尼技术[14]。Mantena等研究表明,聚乙烯纤维增强铺层和石墨纤维增强铺层经过混杂铺叠后可得到良好的阻尼性能和结构刚度。这是因为:聚乙烯纤维增强复合材料具有优良的阻尼特性和抗冲击性能,而石墨纤维增强复合材料则具有较大的刚度,但阻尼和抗冲击性相对较差,它们的混杂使用将提供良好的综合性能[50]。James研究了不同蜂窝材料作为插层时对结构阻尼材料性能的影响,结果表明,减少蜂窝的剪切模量可在不牺牲刚度的前提下进一步提高损耗因子[51]。Ray通过研究设计混合阻尼层结构(见图1),系统研究了约束层的PZT片的纤维取向、通电电压、结构层的纤维取向、插层蜂窝的厚度等因素对结构阻尼复合材料阻尼性能和结构性能的影响。另外研究了不同模量和性能的蜂窝(HEREX芯,泡沫填充铝蜂窝)和不同模量层合板对结构性能的影响[20]。Toshio研究了不同铺层设计的聚乙烯薄膜插层共固化复合材料制作的悬臂梁的阻尼性能,并与根部进行PZT片阻尼处理的悬臂梁进行对比。结果表明含PZT片的悬臂梁阻尼因子达到了0.012,阻尼效果较好,另外还研究了将PZT粉体直接撒在预浸料上制备压电阻尼复合材料,结果使得振动模态损耗因子有了明显提高,尤其是一阶模态。与此同时,结构的模量和层间剪切强度没有受到明显的影响[52]。

图1含1-3型压电复合材料为约束层的约束阻尼处理结构的共固化结构阻尼材料示意图[20]Fig.1 Schematic representation of co-cured structural damping materials integrating constrained damping treatment structure with 1-3piezoelectric composite as constraining layer[20]

2.2 国内研究进展

国内方面,Liao等分析了中性面内插入聚乙烯-丙烯酸的单向碳/环氧及其对称角铺设碳/环氧层合板的阻尼性能,结果表明结构阻尼因子有显著的增加,并受到外层复合材料刚度的影响[7]。张少辉等基于有限元的模态应变能法研究了共固化复合材料结构的阻尼因子;同时考虑了黏弹性阻尼材料的频率依赖性和复合材料本身对振动能量的损耗,提出了该类结构有限元模型,并进行了验证。研究结果表明:纤维增强复合材料本身的阻尼因素对结构阻尼因子的影响与铺层结构和模态有关;在保证结构刚度前提下,在邻近阻尼层的位置增加一定数目柔性层(90°)可提高结构阻尼;将黏阻尼层离散分布于偏离结构厚度中心适当距离的位置,有利于结构阻尼的改善[17,31]。潘利剑等基于模态叠加法和模态应变能法,导出任意简谐激励下黏弹阻尼结构阻尼因子的计算方法,并用于分析共固化复合材料简谐激励下阻尼因子,该分析结果与DMA实测结果基本吻合[16]。他们还研究了实验温度对0.3mm丁腈橡胶膜和T700碳纤维增强环氧树脂基共固化复合材料单向板阻尼性能的影响。结果表明:玻璃态和高弹态的共固化复合材料阻尼因子较小,且随温度变化不大;而当温度处于阻尼层黏流态区时,共固化复合材料阻尼因子迅速增加到最大值后再减小,最大阻尼因子约为未插入黏弹阻尼层复合材料的13倍;但研究还发现共固化过程中阻尼层阻尼因子减小,共固化复合材料的弯曲模量下降65%以上,采用统一目标函数法对黏弹性阻尼膜上打孔的尺寸和位置进行优化以获得阻尼性能和结构性能的最优搭配,结构示意图见图2,优化后的结构阻尼复合材料弯曲模量比空白样品下降41.5%,阻尼因子达到0.04,具体数据见表1[53]。

图2穿孔黏弹阻尼层共固化复合材料示意图(a)及穿孔阻尼层结构示意图(b)[53]Fig.2 The schematic diagram of co-cured composites with interleaved perforated viscoelastic layer(a)and the schematic diagram of perforated damping layer(b)[53]

表1 共固化复合材料多目标优化设计结果[53]Table 1 Multi-objective optimization results of co-cured composites[53]

吕丽等制备了具有不同结构和界面结合强度的玻璃纤维芯-铅(GF-Pb)网增强橡胶复合材料,结果表明GF-Pb网增强结构可以同时提高橡胶的动态力学性能和阻尼性能,其中GF-Pb网z向增强方式的性能改善效果明显,当GF-Pb网体积分数为4%时其动刚度和损耗因子的提高率可分别达到49%和25%[54]。余启勇等采用3M公司的阻尼材料ISDll2、高强玻璃纤维布和环氧树脂制备了共固化复合材料,在0~500Hz范围内材料的阻尼因子≥0.03,抗弯强度接近550MPa,弯曲模量20GPa。采用航天材料及工艺研究所生产的厚度0.15mm的新型丁腈橡胶阻尼材料,制备了穿孔阻尼层共固化复合材料,研究结果表明,复合材料阻尼性能和静态力学性能与阻尼胶膜穿孔面积比直接相关,在8%以内时,阻尼效果明显,但结构强度和刚度仍有明显下降;阻尼层穿孔面积比在12%~30%之间变化时,有一定的阻尼效果,结构力学性能明显上升,阻尼层穿孔面积比大于30%时,复合材料的损耗因子略有提高,静力学性能与未加阻尼层的复合材料相当[55]。杨加明等分析了复合材料夹杂双层黏弹性阻尼材料的弯曲性能,用Ritz法研究各应力分量的应变能并计算分析了复合材料层的应变能以及复合结构的损耗因子。结果表明,复合材料中性面内应变能占主要地位,黏弹性层中的XZ方向和YZ方向的切应力应变能较大[56]。此外还以该类材料结构的损耗因子最大化为优化目标,用改进遗传算法对其阻尼性能进行优化设计,结果表明多变量优化设计结果优于单变量优化设计,优化后结构的损耗因子明显增大[57]。杨雪建立了有限元模型从理论上研究由三层黏弹性高分子阻尼材料和钢板组成复合结构的阻尼性能,并用实验进行了验证[58]。范永忠等制备了纤维增强环氧树脂基复合材料,研究了纤维的混杂方式对复合材料玻璃化转变温度和阻尼性能的影响。结果表明经GF/CF混杂后,复合材料的阻尼性能符合混杂定律,阻尼因子介于GF复合材料与CF复合材料之间[59]。吴医博等发明了一种内嵌阻尼层的泡沫夹芯复合材料,通过在泡沫上添加沟槽解决了真空成型工艺问题,振动测试结果表明该阻尼板具有较好的刚度和阻尼性能[60]。郭万涛发明了一种以玻璃纤维增强柔性环氧树脂为阻尼层,玻璃纤维增强普通环氧树脂为结构层的结构阻尼一体化材料,弯曲强度达到391MPa,弯曲模量为17GPa,阻尼因子为0.05[61]。梁森等发明了一种以丁腈橡胶和氯化丁腈橡胶部分硫化后制成薄膜为阻尼层,碳纤维增强环氧树脂为结构层复合而成的共固化复合材料,相对阻尼系数从空白样品的0.0046提高到了0.015[62]。益小苏教授等设计了一种以植物纤维织物或无纺布或高分子薄膜或泡沫等为阻尼材料,碳纤维或玻璃纤维等为增强材料的叠层混杂材料,该材料具有吸声,降噪,减振,隔热等性能,同时具有一定的比强度和比刚度,通过材料混杂的方法兼顾结构和阻尼性能[63]。

航天材料及工艺研究所从20世纪90年代开始开展了树脂基阻尼复合材料研究工作,制备的阻尼/结构一体化复合材料和传统的纤维复合材料相比,在相同厚度条件下,材料的阻尼因子增大近一个数量级,且各向同性层合板弯曲强度、弯曲模量和层剪强度等均有较高的保持率[4]。

3 结构-阻尼复合材料研究领域的关键问题

结构阻尼复合材料研究的基本思路就是将阻尼材料与结构材料“复合化”,由阻尼组分提供阻尼性能,结构组分保证结构强度,以达到静态力学性能与动态力学性能的平衡,实现高强度高刚度与高阻尼的有机结合。目前结构阻尼复合材料的研究主要集中于:

(1)以金属为基体,通过金属材料与高阻尼材料叠层固化而成的夹层复合材料或者添加高阻尼第二相制备的阻尼合金材料。

(2)以力学性能和阻尼性能较高、质量较轻的聚合物为基体,通过引入阻尼性能较高或经过高阻尼处理的纤维材料强化基体或插入其他高阻尼材料到复合材料层间共固化而成的插层聚合物基复合材料。

结构阻尼材料研究领域近年来不断有新的研究成果出现,研究方向也在不断细化。

3.1 开发新型的共固化阻尼材料

传统的黏弹性阻尼材料的阻尼性能随环境温度、振动频率等外部因素变化较大,采用共混合共聚的多相体系,虽然扩大了阻尼温度区域,但是阻尼效果仍不理想。对于互穿聚合物网络(IPN),由于其交联网络之间的相互贯穿,产生强迫互容和协同效应,故有利于制备宽温度和宽频区域的阻尼材料[64,65,66]。但黏弹性材料的模量较低,插入黏弹性材料引起体系强度和模量的下降明显,近年来有人开始研究将多孔的蜂窝类材料如杜邦公司生产的Nomex蜂窝,Kevlar蜂窝等加入到复合材料,能够在提高结构阻尼的同时保持结构的刚度[20]。此外还有人研究了将纳米硅棒,纳米硅线,纳米硅弹簧等填料加入环氧树脂内制备结构阻尼材料,结果发现加入纳米硅弹簧可提高损耗因子150%,同时不引起结构刚度明显的下降[67]。另外,还有人研究了将中空植物纤维黄麻[68],松木,青木[69],泡沫铝[39]作为插层制备结构阻尼复合材料。值得注意的是,最近Science杂志报道了化学沉积法制备的碳纳米管网络状材料具有比硅橡胶更宽的高阻尼温度区间,如图3(a)所示,在-140~600℃的宽温区内,碳纳米管材料都具有较高的储能模量,损耗模量和损耗因子,图3(b)表明在周期应变中碳纳米管网具有比硅橡胶更大的应力应变迟滞曲线面积,也就具有更高的能量损耗,其耗能机理如图3(c)所示,主要借助碳纳米管间的滑移,节点的搭接和断开来消耗能量[70]。Shan等和Pathak等研究了碳纳米管泡沫的黏弹性效果,发现碳纳米管越短,单位体积数量越多,则能耗越大[71,72]。Hehr等和Chun等通过纺丝制备了碳纳米管绳,发现碳纳米管之间的扭曲、缠结和滑移可以显著提高碳纳米管绳的阻尼性能,且能量耗散与拉伸应变量成正比[73,74]。Zeng等制备了碳纳米管阵列/碳纤维/环氧树脂复合材料并考察其动态黏弹性能,结果表明定向碳纳米管阵列同时增加了复合材料的储能模量,损耗模量与损耗因子,通过增加复合材料内的界面,并与碳纤维形成协调增强作用,使得复合材料兼具更高的弯曲模量和阻尼性能[75]。一般认为碳纳米管/树脂基复合材料的阻尼主要来源于碳纳米管内和碳纳米管与树脂间的界面摩擦[76,77]。石墨烯具有二维片层结构,其在外力作用下易于产生形变,通过片层间大面积接触和相对滑移变形能够产生能量耗散[78]。Su等研究了氧化石墨烯纸的黏弹性能发现石墨烯纸在较高的温度下具有更为优异的阻尼特性因为高温条件下石墨烯片层间更容易发生相对滑移,从而产生更高的能量耗散[79]。但石墨烯复合材料的黏弹阻尼性能的研究目前较少,Koratkar研究发现石墨烯的加入可以有效提高复合材料的储能模量,但并未显著改善其损耗模量和阻尼性能,这与石墨烯在树脂中的分散性和相容性有关[80]。

(a)储能模量、损耗模量、损耗因子的温度谱;(b)应力-应变回滞曲线;(c)黏弹性作用机理(a)temperature spectrum of storage modulus,loss modulus and loss factor;(b)stress-stain hysteresis curve;(c)mechanism of viscoelastic effect

图3 碳纳米管黏弹性行为及其机制[70]Fig.3 Viscoelastic behavior and mechanism of carbon nanotube[70]

3.2 引入新的阻尼耗能机制

目前研究最多的是利用压电效应将无机压电陶瓷(如锆钛酸铅PZT,铌镁-锆钛酸铅PMN)的颗粒,纤维或有机压电材料(聚偏二氟乙烯PVDF)加入材料内部制备具有被动压电效应的阻尼材料[80,81,82]或将压电陶瓷片加到材料表面制备具有主动压电效应的阻尼结构件[83]。此外,有人研究发现向极性聚合物中添加位阻酚类小分子(AO-80,DZ)可形成可逆的氢键,在受到外力作用时,这种可逆的氢键通过断裂和形成的循环可消耗大量的能量,损耗因子提高一倍以上,储能模量也有较大提高,但超过一定温度后下降速度加大[84,85]。另外研究较多的新的阻尼耗能机制还有电致流体和磁致流体转变阻尼[22,86,87]。

3.3 设计高阻尼高刚度的结构模型

为实现结构与阻尼性能的一体化,需要对复合材料结构进行整体设计。近年来,研究人员通过模仿自然界生物材料的结构来获得更高效的阻尼材料,其中空间梯度渐变的组成和结构受到了关注。组成和微结构的连续变化可以使界面应力最小化,并且减小了各个点的应力集中现象,从而增强了材料的力学强度和能量耗散能力[88]。自然界中柚子是具有很好阻尼性能的代表,图4(a)是柚子的径向截面图,放大后如图4(b)所示,梯度多孔多级结构使得柚子皮具有很好的能量耗散能力[89]。Sebastian等通过熔模铸造工艺制备出了类似柚子皮的多级结构的长纤维增强金属泡沫材料,如图4(c)所示,这种Bi7Sn43合金具有很好的阻尼和抗冲击性能[90]。苏杭制备了玻璃空心微珠/Al多孔材料并研究其压缩及阻尼性能[91]。此外金明江等综合了仿贝壳叠层复合材料的软硬相交叠强韧机理、传统叠层阻尼复合材料阻尼机理和ARALL板叠层止裂机理设计并制备了纤维/树脂/铝合金叠层复合材料和泡沫铝/树脂/铝合金叠层复合材料,示意图见图5。研究结果表明,这种含纤维的三相杂化材料损耗因子达0.031,拉伸强度507MPa,拉伸模量32.7GPa,弯曲强度348.1MPa,含泡沫铝的杂化材料损耗因子为0.056,拉伸强度54MPa,拉伸模量25.6GPa。通过调节插层纤维含量可调整体系的模量和阻尼[92,93]。王翔等通过将阻尼改性的柔性环氧树脂和纤维增强柔性环氧树脂作为插层与结构环氧树脂混合铺层制备兼具高强度高模量及高阻尼性能的结构阻尼复合材料[94]。MOREIRA等通过模仿GLARE板制备不同插层材料和铺层顺序的层合板,评价了其阻尼和力学性能与插层材料和铺层顺序的关系[26]。LAKES绘制了常用材料的刚度-损耗因子图,见图6,指出材料的刚度和损耗因子是相互制约的2个变量,结构刚度高的材料如金属一般损耗因子较低,位于图的左上角,损耗因子好的材料如橡胶材料则一般模量较低,位于图的右下角。结构阻尼材料追求的目标是兼具高的刚度和损耗因子即图的右上角位置,而其最有效的制备办法是选择较高刚度的阻尼材料与结构材料复合而非阻尼因子很大但刚度很差的材料。他设计用W-InSn合金粒子为阻尼相制备结构阻尼材料,其中InSn合金为壳提高阻尼性能,W粒子为核保证阻尼相的结构刚度,这种核壳结构的示意图见图7,此外W可以用无机陶瓷SiC取代以降低成本[26]。Elasser等研究了以IPN为核的核壳结构,其中核为聚丁二烯-苯乙烯和丙烯酸酯共聚物组成,为抗冲击和阻尼部分,壳则是玻璃态的聚苯乙烯-丙烯腈共聚物,研究发现这种核壳结构的乳胶粒子的阻尼因子大于1[95]。此外日本桥石公司开发设计了MNCS阻尼材料(Micro Network Controlled Structure),这种材料有热塑性弹性体(TPE)和油类组成,具有高分子凝胶的特性,与人体的肌肉类似,热稳定性好且具有形状记忆功能和非常优异的防振和抗冲击性能。通过调控TPE和油类的种类和比例,可以形成不同模量和不同损耗因子的材料,为结构阻尼材料的设计提供了新的思路[96]。

图4柚子皮的径向截面图(a)、柚子皮的扫描电镜照片:海绵状结构(b)及具有仿柚子皮多级结构的长纤维增强金属泡沫,白色箭头为纤维束(c)[89,90]Fig.4 The section of pomelo peel in radial direction(a),SEMimage of the pomelo peels showing the foam-like structure(b)and long fiber reinforced metal foams inspired by the hierarchical structure s of pomelo peel white arrows:fiber bundle(c)[89,90]

图5 纤维/树脂/铝合金叠层复合材料示意图[92]Fig.5 Schematic representation of fiber/resin/Al alloy laminated composite[92]

图6 不同材料的刚度-损耗因子图[26]Fig.6 Stiffness-loss factor of different materials[26]

3.4 设计插层材料和基体材料的界面结合性能

在复合材料的设计中,主要存在的问题是界面设计问题。弱结合界面能通过界面滑移摩擦机制对阻尼做出贡献,但与此同时,界面滑移必将导致复合材料在刚度和强度上的巨大损失。金明江等的研究表明,金属-树脂界面依然是金属基叠层材料的弱界面,其结合强度影响复合材料的整体性能[93]。李明俊等分别采用压敏胶和环氧树脂作为黏结剂,制备兼顾高强度、高刚度和高阻尼的结构阻尼复合材料,考察了两种黏结层材料和不同黏结层厚度对7层各相异性交替层合阻尼结构内耗温频特性的影响[97]。另外,因为纤维和基体弹性模量的不匹配,纤维/基体界面中存在较大的剪切应力.所以在该剪应变区域中加入高阻尼材料也是增加复合材料阻尼的一种有效途径,具体就是在纤维表面覆盖一层高阻尼材料[98]。基体树脂与纤维的层间可能存在的间隙及基体树脂在断裂后出现的缝隙对材料的结构力学强度有很大的影响,有人通过超声处理将预先铺设于层间的热塑性的PEEA纤维融化后填充到可能存在的上述缝隙中可提高结构的力学性能和断裂韧性,同时基于热塑性聚合物自身的阻尼贡献能提高结构的损耗因子[99]。

图7 W-InSn合金粒子填充金属基体示意图[26]Fig.7 Schematic representation of metal matrix filled with W-InSn alloy particles[26]

3.5 发展完善并验证结构阻尼复合材料的阻尼预测模型

基于弹性-黏弹性对应原理,模态应变能法和有限元法,研究人员建立了各种阻尼预测模型,大致可分为微观模型和宏观模型两大类。

微观模型考虑纤维、基体和界面等各组分,以及它们间的相互作用对阻尼的影响,包括纤维含量、纤维和基体的弹性模量和阻尼性能、增强纤维长径比、纤维取向、界面条件和中间相的影响等[16]。宏观模型以单个铺层、层合板以及整个结构为研究对象,考察结构总体的阻尼特性。自1973年Adams和Bacon创立了基于单向纤维增强薄板阻尼性能预测的Adams-Bacon准则后,宏观力学模型不断被修正完善,依次出现了NiAdams模型[100],Saravanos模型[101],Rikards基于一阶剪切变形并考虑了横向剪切变形而建立的阻尼预测模型[102],Berthelot采用里兹法建立的阻尼预报模型等[103]。近年来,随着新型阻尼材料和阻尼机制的引入,又出现了关于压电阻尼复合材料和电致流变阻尼复合材料的阻尼预测模型[22,24]。随着结构阻尼复合材料对结构性能和阻尼性能的兼顾要求的提出,又出现了基于离散层法和遗传算法的多目标优化分析和基于模态应变能法、模态叠加法及统一目标函数法的优化分析来平衡结构阻尼复合材料的结构性能和阻尼性能,并可根据材料的使用环境寻找最佳组合[49,104]。

3.6 不断拓宽结构阻尼材料的应用领域

复合材料的可设计性赋予结构阻尼复合材料开发和应用的灵活性,人们可以通过调整复合材料的成分配比和结构组成来满足不同场合的需要。例如:用高模量的阻尼材料可以提高结构阻尼复合材料的模量;增加复合材料中纤维的体积分数可满足更高的强度需要;提高插层的阻尼性能或用量可满足更高的阻尼要求。结构阻尼复合材料将在航空航天、机械、电子、轨道交通等工业中发挥巨大的作用。目前已经有类似产品研制成功并投入使用,譬如卫星支架,仪器设备支架,阻尼杆件,大型风机叶片,潜艇推进舵叶片,直升机悬翼桨叶片,机器人手臂,车厢壁板,汽车保险杠,隔声板等部件。随着结构阻尼复合材料的制备技术和性能指标的不断优化,制造成本的不断下降,其应用领域和开发应用速度必将得到不断地拓宽和提高。

4 结束语