2006年 第23卷 第2期
2006, 23(2): 1-8.
摘要:
对T6 热处理后的SiCP / 6061Al 合金复合材料的高温(300 ℃) 单轴应变循环特性和棘轮行为进行了实验研究, 讨论了具有两种颗粒体积分数的复合材料在高温下不同加载条件时的循环软/ 硬化特性和棘轮行为特征。实验研究表明: 颗粒增强金属基复合材料宏观上表现出与金属材料相类似的应变循环特性和棘轮变形规律, 即复合材料在非对称应力循环下也将产生一定的棘轮变形, 并随应力幅值和平均应力的增加而增加; 颗粒的引入使复合材料抵抗棘轮变形的能力增强, 棘轮变形随颗粒体积分数的升高而下降; 在高温下棘轮行为体现出明显的时间相关特性, 即棘轮应变值明显依赖于加载率和峰值保持时间, 并具有明显的蠕变-棘轮交互作用。在对该类复合材料的棘轮行为进行本构描述时必须考虑复合材料的微结构特征、加载条件以及时间效应等的影响。
对T6 热处理后的SiCP / 6061Al 合金复合材料的高温(300 ℃) 单轴应变循环特性和棘轮行为进行了实验研究, 讨论了具有两种颗粒体积分数的复合材料在高温下不同加载条件时的循环软/ 硬化特性和棘轮行为特征。实验研究表明: 颗粒增强金属基复合材料宏观上表现出与金属材料相类似的应变循环特性和棘轮变形规律, 即复合材料在非对称应力循环下也将产生一定的棘轮变形, 并随应力幅值和平均应力的增加而增加; 颗粒的引入使复合材料抵抗棘轮变形的能力增强, 棘轮变形随颗粒体积分数的升高而下降; 在高温下棘轮行为体现出明显的时间相关特性, 即棘轮应变值明显依赖于加载率和峰值保持时间, 并具有明显的蠕变-棘轮交互作用。在对该类复合材料的棘轮行为进行本构描述时必须考虑复合材料的微结构特征、加载条件以及时间效应等的影响。
2006, 23(2): 9-13.
摘要:
制备了以碳纳米管(CNTs) 和镀银碳纳米管(SCCNTs) 为导电填料的各向同性导电胶, 研究了它们的电学性能、力学性能及抗老化性能, 并与传统的以微米量级的银粒子作为导电填料的导电胶的性能进行比较。研究发现: CNTs 作为导电填料时, 在填料体积分数为31 %时出现体积电阻率的最低值2. 4 ×10-3Ω·cm; 在填料体积分数为23 %时导电胶表现出最好的抗剪切性能。在填料体积分数同为28 %时, 填充SCCNTs 导电胶具有最低的体积电阻率2. 2 ×10-4Ω·cm; 填充CNTs 和SCCNTs 显示出比填充微米量级银粒子导电胶高的抗剪切强度(19. 6 MPa) 。在85 ℃、RH 85 %环境下经过1000h 老化测试结果表明: 填充SCCNTs 或CNTs 导电胶体积电阻率的变化和剪切强度的变化均不超过10 %; 而填充微米量级银粒子导电胶在老化后体积电阻率的变化和抗剪切强度的变化分别达到350 %和120 %。
制备了以碳纳米管(CNTs) 和镀银碳纳米管(SCCNTs) 为导电填料的各向同性导电胶, 研究了它们的电学性能、力学性能及抗老化性能, 并与传统的以微米量级的银粒子作为导电填料的导电胶的性能进行比较。研究发现: CNTs 作为导电填料时, 在填料体积分数为31 %时出现体积电阻率的最低值2. 4 ×10-3Ω·cm; 在填料体积分数为23 %时导电胶表现出最好的抗剪切性能。在填料体积分数同为28 %时, 填充SCCNTs 导电胶具有最低的体积电阻率2. 2 ×10-4Ω·cm; 填充CNTs 和SCCNTs 显示出比填充微米量级银粒子导电胶高的抗剪切强度(19. 6 MPa) 。在85 ℃、RH 85 %环境下经过1000h 老化测试结果表明: 填充SCCNTs 或CNTs 导电胶体积电阻率的变化和剪切强度的变化均不超过10 %; 而填充微米量级银粒子导电胶在老化后体积电阻率的变化和抗剪切强度的变化分别达到350 %和120 %。
2006, 23(2): 14-20.
摘要:
为了研究原位合成TiB 纤维和TiC 颗粒混杂增强的钛基复合材料的力学性能与微观结构的关系, 根据其微观结构特点, 并基于随机序列吸附(RSA : Random Sequential Adsorption) 方法, 提出了短纤维和颗粒混杂增强的三维有限元模型。该模型可以生成位置及取向随机分布的多纤维多颗粒的代表体积单元, 同时纤维的长径比、取向分布规律可以任意调整, 适合各种不同的混杂增强复合材料微观结构的模拟。对比实验测试结果, 证明该模型对混杂增强的复合材料的模拟较为精确。模拟结果显示: 在纤维状增强体中, 平行于加载方向的增强体承载了最大的应力, 而与加载方向约呈45°角的增强体承受的应力最小; 颗粒状增强体承受的应力相比平行于加载方向的纤维状增强体要小很多; 基体中应力在加载方向上靠很近的增强体之间较高。
为了研究原位合成TiB 纤维和TiC 颗粒混杂增强的钛基复合材料的力学性能与微观结构的关系, 根据其微观结构特点, 并基于随机序列吸附(RSA : Random Sequential Adsorption) 方法, 提出了短纤维和颗粒混杂增强的三维有限元模型。该模型可以生成位置及取向随机分布的多纤维多颗粒的代表体积单元, 同时纤维的长径比、取向分布规律可以任意调整, 适合各种不同的混杂增强复合材料微观结构的模拟。对比实验测试结果, 证明该模型对混杂增强的复合材料的模拟较为精确。模拟结果显示: 在纤维状增强体中, 平行于加载方向的增强体承载了最大的应力, 而与加载方向约呈45°角的增强体承受的应力最小; 颗粒状增强体承受的应力相比平行于加载方向的纤维状增强体要小很多; 基体中应力在加载方向上靠很近的增强体之间较高。
2006, 23(2): 21-24.
摘要:
采用电沉积法成功制备Cu 准一维纳米线及Cu/ Al2O3 纳米复合材料。采用SEM、TEM、XRD 分析技术对纳米线及其组装体系进行了形貌、相结构的观察和表征。紫外2可见光吸收光谱测试表明: Cu/ Al2O3 组装体吸收光谱上仅呈现出一个吸收带边, 无等离子共振吸收峰, 且吸收边相对于阳极氧化铝模板发生了红移。红移主要归结为雷利散射中心的增加, 使消光现象增强所致。
采用电沉积法成功制备Cu 准一维纳米线及Cu/ Al2O3 纳米复合材料。采用SEM、TEM、XRD 分析技术对纳米线及其组装体系进行了形貌、相结构的观察和表征。紫外2可见光吸收光谱测试表明: Cu/ Al2O3 组装体吸收光谱上仅呈现出一个吸收带边, 无等离子共振吸收峰, 且吸收边相对于阳极氧化铝模板发生了红移。红移主要归结为雷利散射中心的增加, 使消光现象增强所致。
2006, 23(2): 25-29.
摘要:
为了排除复合材料成型过程中的气泡, 建立了气泡运动可视化装置, 研究了树脂流动状态和流动速度对气泡运动速度的影响, 并在此基础上建立了气泡运动模型。研究结果表明: 树脂流动对气泡运动有明显的带动或阻碍作用。当树脂流动方向与气泡运动方向相同时, 随着树脂流速的增加, 气泡的运动速度明显增大; 而流动方向相反时, 随着树脂流速的增加, 气泡的运动速度呈明显下降的趋势。所建立的气泡运动模型与实验结果基本吻合。该研究结果将为热压成型过程中气泡运动模型的建立奠定基础。
为了排除复合材料成型过程中的气泡, 建立了气泡运动可视化装置, 研究了树脂流动状态和流动速度对气泡运动速度的影响, 并在此基础上建立了气泡运动模型。研究结果表明: 树脂流动对气泡运动有明显的带动或阻碍作用。当树脂流动方向与气泡运动方向相同时, 随着树脂流速的增加, 气泡的运动速度明显增大; 而流动方向相反时, 随着树脂流速的增加, 气泡的运动速度呈明显下降的趋势。所建立的气泡运动模型与实验结果基本吻合。该研究结果将为热压成型过程中气泡运动模型的建立奠定基础。
2006, 23(2): 30-35.
摘要:
对超高分子量聚乙烯(U HMWPE) 纤维进行了铬酸液相氧化和上胶剂表面涂覆的复合表面处理, 并对U HMWPE 纤维表面处理前后与几种不同结构的环氧树脂基体制备的复合材料进行界面性能研究。结果表明: 树脂种类对复合材料界面性能略有影响, 但层间剪切强度都较低。对纤维进行单纯的液相氧化和表面涂覆均可以提高复合材料的界面性能, 但液相氧化处理时间过长会使纤维强度降低; 而液相氧化2涂覆的复合处理则具有协同效应, 在不降低纤维强度的同时大幅度提高复合材料的层间剪切强度, 是一种有效的表面处理方法。
对超高分子量聚乙烯(U HMWPE) 纤维进行了铬酸液相氧化和上胶剂表面涂覆的复合表面处理, 并对U HMWPE 纤维表面处理前后与几种不同结构的环氧树脂基体制备的复合材料进行界面性能研究。结果表明: 树脂种类对复合材料界面性能略有影响, 但层间剪切强度都较低。对纤维进行单纯的液相氧化和表面涂覆均可以提高复合材料的界面性能, 但液相氧化处理时间过长会使纤维强度降低; 而液相氧化2涂覆的复合处理则具有协同效应, 在不降低纤维强度的同时大幅度提高复合材料的层间剪切强度, 是一种有效的表面处理方法。
2006, 23(2): 36-41.
摘要:
研究了羟甲基炔丙基改性酚醛树脂( Methylol pr opargyl novolac r esin: MPN) 作为复合材料基体的工艺性和耐热性, 评价了其作为树脂基体的石英布层合板复合材料的力学性能和耐热性。结果表明: 加成缩合二元固化型MPN 树脂具有适用于RTM ( Resin transfer moulding) 、模压等多种成型方法的良好工艺性; 树脂浇铸体表现出优异的耐热性, 其玻璃化温度达到350e 以上; MPN 树脂石英布层合板的力学性能相对普通酚醛树脂层合板有所提高, 其中MPN 树脂中羟甲基含量增大会导致材料力学性能降低; MPN 石英布层合板的耐热性则远优于酚醛树脂层合板, 前者的玻璃化温度( 以DMA 表征, 360~ 380 e ) 远高于后者( < 280e ) 。
研究了羟甲基炔丙基改性酚醛树脂( Methylol pr opargyl novolac r esin: MPN) 作为复合材料基体的工艺性和耐热性, 评价了其作为树脂基体的石英布层合板复合材料的力学性能和耐热性。结果表明: 加成缩合二元固化型MPN 树脂具有适用于RTM ( Resin transfer moulding) 、模压等多种成型方法的良好工艺性; 树脂浇铸体表现出优异的耐热性, 其玻璃化温度达到350e 以上; MPN 树脂石英布层合板的力学性能相对普通酚醛树脂层合板有所提高, 其中MPN 树脂中羟甲基含量增大会导致材料力学性能降低; MPN 石英布层合板的耐热性则远优于酚醛树脂层合板, 前者的玻璃化温度( 以DMA 表征, 360~ 380 e ) 远高于后者( < 280e ) 。
2006, 23(2): 42-46.
摘要:
通过紫外辐照在线性低密度聚乙烯(LLDPE) 的分子链上引入C=O、C —O 和—OH 含氧基团, 其含量随辐照时间延长而增加。紫外辐照后, LLDPE 的晶型和晶面间距未发生变化, 但是其熔融温度和结晶度下降。与LLDPE/ 尼龙66 (PA66) 复合材料相比, 辐照LLDPE/ PA66 复合材料的分散性和相容性得到显著改善, 两相之间的界面粘结力明显提高。随辐照时间延长, 辐照LLDPE/ PA66 复合材料的拉伸强度、弯曲强度和缺口冲击强度提高, 在辐照24 h 时达到最高值, 分别比LLDPE/ PA66 复合材料提高了20 %、13 %和330 % , 辐照LLDPE 表现出较好的增韧作用。
通过紫外辐照在线性低密度聚乙烯(LLDPE) 的分子链上引入C=O、C —O 和—OH 含氧基团, 其含量随辐照时间延长而增加。紫外辐照后, LLDPE 的晶型和晶面间距未发生变化, 但是其熔融温度和结晶度下降。与LLDPE/ 尼龙66 (PA66) 复合材料相比, 辐照LLDPE/ PA66 复合材料的分散性和相容性得到显著改善, 两相之间的界面粘结力明显提高。随辐照时间延长, 辐照LLDPE/ PA66 复合材料的拉伸强度、弯曲强度和缺口冲击强度提高, 在辐照24 h 时达到最高值, 分别比LLDPE/ PA66 复合材料提高了20 %、13 %和330 % , 辐照LLDPE 表现出较好的增韧作用。
2006, 23(2): 47-52.
摘要:
研究了含活性碳毡电路屏和直立碳纤维吸波复合材料的微波吸收特性。结果表明: 含碳毡电路屏吸波材料的吸波性能与电路屏的种类(感性、容性) 和尺寸密切相关。含感性屏的吸波材料, 当毡条间距、宽度分别为7 mm、5 mm 时, 材料在整个雷达波段(8～18 GHz) 有- 10 dB 以下的反射衰减。含容性屏的吸波材料, 随电路屏中碳毡块间距和边长的减小, 吸波性能提高。含直立碳纤维材料的吸波性能与纤维间距有关, 间距为4 mm 时可获得有效带宽7. 6 GHz 的吸波材料。用分块设计的思想设计吸波材料, 可提高其吸波性能。分块中心对称的感性电路屏(毡条宽5 mm , 间距10 mm) 和直立碳纤维(间距8 mm) 混杂吸波体在11. 8～18 GHz 频带内有低于- 20 dB 的反射衰减, 最大吸收峰值- 30 dB。
研究了含活性碳毡电路屏和直立碳纤维吸波复合材料的微波吸收特性。结果表明: 含碳毡电路屏吸波材料的吸波性能与电路屏的种类(感性、容性) 和尺寸密切相关。含感性屏的吸波材料, 当毡条间距、宽度分别为7 mm、5 mm 时, 材料在整个雷达波段(8～18 GHz) 有- 10 dB 以下的反射衰减。含容性屏的吸波材料, 随电路屏中碳毡块间距和边长的减小, 吸波性能提高。含直立碳纤维材料的吸波性能与纤维间距有关, 间距为4 mm 时可获得有效带宽7. 6 GHz 的吸波材料。用分块设计的思想设计吸波材料, 可提高其吸波性能。分块中心对称的感性电路屏(毡条宽5 mm , 间距10 mm) 和直立碳纤维(间距8 mm) 混杂吸波体在11. 8～18 GHz 频带内有低于- 20 dB 的反射衰减, 最大吸收峰值- 30 dB。
2006, 23(2): 53-58.
摘要:
采用原位聚合法以三聚氰胺-尿素-甲醛预聚物为壁材, 包覆一种相变点为24 ℃、相变焓为225. 5 J / g 的有机相变材料, 制备一种具有调温储热功能的复合材料。通过改变三聚氰胺和尿素摩尔比对微胶囊壁材渗透性和强度进行研究。相变材料受热时会在微胶囊内部产生较大的蒸汽压使微胶囊壁破裂渗出芯材, 采用TGA 测定微胶囊热失重温度得到胶囊壁破裂时的温度。采用压力法观察微胶囊受力后的形貌, 对其强度进行评价。采用752型紫外分光光度仪对微胶囊壁渗透性进行表征。实验结果表明: 微胶囊呈球形, 平均粒径小于5μm , 固化剂滴加速度为0. 8 mL/ min 时微胶囊形貌最好。当尿素质量为反应总单体质量的20 %时, 与不加尿素相比, 微胶囊热失重温度大约提高30 ℃, 可以承受6. 0 MPa 压力而不破损, 并且渗透性并不增加。
采用原位聚合法以三聚氰胺-尿素-甲醛预聚物为壁材, 包覆一种相变点为24 ℃、相变焓为225. 5 J / g 的有机相变材料, 制备一种具有调温储热功能的复合材料。通过改变三聚氰胺和尿素摩尔比对微胶囊壁材渗透性和强度进行研究。相变材料受热时会在微胶囊内部产生较大的蒸汽压使微胶囊壁破裂渗出芯材, 采用TGA 测定微胶囊热失重温度得到胶囊壁破裂时的温度。采用压力法观察微胶囊受力后的形貌, 对其强度进行评价。采用752型紫外分光光度仪对微胶囊壁渗透性进行表征。实验结果表明: 微胶囊呈球形, 平均粒径小于5μm , 固化剂滴加速度为0. 8 mL/ min 时微胶囊形貌最好。当尿素质量为反应总单体质量的20 %时, 与不加尿素相比, 微胶囊热失重温度大约提高30 ℃, 可以承受6. 0 MPa 压力而不破损, 并且渗透性并不增加。
2006, 23(2): 59-64.
摘要:
通过一系列的实验、分析, 客观地评价了4 种不同结构碳/ 环氧3D 层-层正交角联锁机织复合材料沿0°、30°、45°、60°、90°方向的拉伸、压缩、弯曲强度和模量。实验结果表明: 三维机织角联锁复合材料属正交各向异性材料, 各个方向的拉伸、压缩、弯曲强度和模量曲线呈枫叶形, 具有明显的双主轴特性; 4 种不同结构复合材料的各向异性力学性能有差异, 经向力学性能以带衬经的角联锁结构为最佳, 而纬向力学性能以纬密大的角联锁结构为最佳; 三维机织角联锁复合材料具有很强的性能可设计性, 正确选择纤维原料、纤维细度、三维预制件的组织结构和各个纱线组分的排列密度, 即可达到预期的性能指标要求。
通过一系列的实验、分析, 客观地评价了4 种不同结构碳/ 环氧3D 层-层正交角联锁机织复合材料沿0°、30°、45°、60°、90°方向的拉伸、压缩、弯曲强度和模量。实验结果表明: 三维机织角联锁复合材料属正交各向异性材料, 各个方向的拉伸、压缩、弯曲强度和模量曲线呈枫叶形, 具有明显的双主轴特性; 4 种不同结构复合材料的各向异性力学性能有差异, 经向力学性能以带衬经的角联锁结构为最佳, 而纬向力学性能以纬密大的角联锁结构为最佳; 三维机织角联锁复合材料具有很强的性能可设计性, 正确选择纤维原料、纤维细度、三维预制件的组织结构和各个纱线组分的排列密度, 即可达到预期的性能指标要求。
2006, 23(2): 65-70.
摘要:
研究了玻璃微珠增强硬质聚氨酯泡沫塑料的制备、微观结构、压缩性能和热稳定性。结果表明: 当玻璃微珠含量为10 %时, 增强泡沫塑料的压缩强度和压缩模量达到最大; 经过硅烷偶联剂表面处理的玻璃微珠增强的泡沫塑料的压缩强度和压缩模量提高幅度较大, 起始分解温度和峰值分解温度也有一定程度的提高。SEM、XPS 和EDS 分析表明: 增强泡沫塑料的泡孔密度增加、泡孔直径变小, 玻璃微珠表面与树脂基体间界面粘结状况良好, 玻璃微珠在树脂基体中均匀分散。这些因素是造成玻璃微珠增强泡沫塑料压缩性能和热稳定性具有较大改善的原因
研究了玻璃微珠增强硬质聚氨酯泡沫塑料的制备、微观结构、压缩性能和热稳定性。结果表明: 当玻璃微珠含量为10 %时, 增强泡沫塑料的压缩强度和压缩模量达到最大; 经过硅烷偶联剂表面处理的玻璃微珠增强的泡沫塑料的压缩强度和压缩模量提高幅度较大, 起始分解温度和峰值分解温度也有一定程度的提高。SEM、XPS 和EDS 分析表明: 增强泡沫塑料的泡孔密度增加、泡孔直径变小, 玻璃微珠表面与树脂基体间界面粘结状况良好, 玻璃微珠在树脂基体中均匀分散。这些因素是造成玻璃微珠增强泡沫塑料压缩性能和热稳定性具有较大改善的原因
2006, 23(2): 71-76.
摘要:
以熔融原位接枝的方式, 制得聚丙烯酸丁酯( PBA) 接枝改性纳米SiO2 / 聚丙烯复合材料, 并利用转矩流变、红外光谱、热重分析、X射线光电子能谱、透射电镜和动态力学分析等技术研究了原位接枝的机理以及相应复合材料的结构。结果表明: 熔融共混过程中PBA 通过化学键的形式接枝到纳米SiO2 的表面, 促使其在聚丙烯基体中得到较好的分散, 而且粒子表面的接枝聚合物分子链和基体大分子链相互缠结, 这样的结构加强了纳米粒子和基体间界面相互作用, 将有利于提高复合材料的机械性能。
以熔融原位接枝的方式, 制得聚丙烯酸丁酯( PBA) 接枝改性纳米SiO2 / 聚丙烯复合材料, 并利用转矩流变、红外光谱、热重分析、X射线光电子能谱、透射电镜和动态力学分析等技术研究了原位接枝的机理以及相应复合材料的结构。结果表明: 熔融共混过程中PBA 通过化学键的形式接枝到纳米SiO2 的表面, 促使其在聚丙烯基体中得到较好的分散, 而且粒子表面的接枝聚合物分子链和基体大分子链相互缠结, 这样的结构加强了纳米粒子和基体间界面相互作用, 将有利于提高复合材料的机械性能。
2006, 23(2): 77-81.
摘要:
以十六烷基三甲基溴化铵为插层剂, 用球磨法对蛭石进行了快速有机插层, 用过熔融共混法制备出纳米有机蛭石/ 天然橡胶复合材料。用XRD、SEM、TEM 对其微观结构进行了表征与分析, 证明蛭石以纳米片层分散在天然橡胶基体中。力学性能测试表明: 复合材料拉伸强度、扯断伸长率、300 %定伸强度、邵氏A 硬度、撕裂强度得到明显的改善。DMA、DSC 测试表明: 复合材料的模量具有明显的提高, 而玻璃化转变温度无明显变化。可见有机插层蛭石对天然橡胶的综合性能具有较明显的改善作用。
以十六烷基三甲基溴化铵为插层剂, 用球磨法对蛭石进行了快速有机插层, 用过熔融共混法制备出纳米有机蛭石/ 天然橡胶复合材料。用XRD、SEM、TEM 对其微观结构进行了表征与分析, 证明蛭石以纳米片层分散在天然橡胶基体中。力学性能测试表明: 复合材料拉伸强度、扯断伸长率、300 %定伸强度、邵氏A 硬度、撕裂强度得到明显的改善。DMA、DSC 测试表明: 复合材料的模量具有明显的提高, 而玻璃化转变温度无明显变化。可见有机插层蛭石对天然橡胶的综合性能具有较明显的改善作用。
2006, 23(2): 82-87.
摘要:
复合材料在承受外载时, 声发射可产生于基体破裂、纤维-基体界面脱粘和纤维断裂等。测定了U HMWPE/ HDPE 复合材料在拉伸载荷作用下的声发射(AE) 振幅信号。对特殊试样, 即预测到断裂有明确方式, 如纤维-基体界面脱粘、基体破裂、纤维断裂和分层等的试样, 实施加载直至破坏。用扫描电子显微镜(SEM) 观测试样的断裂表面, 对产生于若干特殊损伤类型的AE 信号进行了鉴别。在相同加载条件下, 完成了不同种类的U HMWPE/ HDPE 准各向同性层合板声发射检测。结果在特殊试样损伤类型与声发射信号事件振幅之间建立了对应关系, 揭示了上述各种准各向同性层合板损伤扩展过程的AE 特征与损伤破坏机制。各种准各向同性层合板试样的声发射事件累计数对拉伸应力关系曲线相异, 其相同损伤类型发生时所对应的拉伸载荷水平不等, 表明它们的铺设角度和铺设顺序对损伤演变过程有显著的影响。结果证实了它们的最终破坏由严重层间分层造成。
复合材料在承受外载时, 声发射可产生于基体破裂、纤维-基体界面脱粘和纤维断裂等。测定了U HMWPE/ HDPE 复合材料在拉伸载荷作用下的声发射(AE) 振幅信号。对特殊试样, 即预测到断裂有明确方式, 如纤维-基体界面脱粘、基体破裂、纤维断裂和分层等的试样, 实施加载直至破坏。用扫描电子显微镜(SEM) 观测试样的断裂表面, 对产生于若干特殊损伤类型的AE 信号进行了鉴别。在相同加载条件下, 完成了不同种类的U HMWPE/ HDPE 准各向同性层合板声发射检测。结果在特殊试样损伤类型与声发射信号事件振幅之间建立了对应关系, 揭示了上述各种准各向同性层合板损伤扩展过程的AE 特征与损伤破坏机制。各种准各向同性层合板试样的声发射事件累计数对拉伸应力关系曲线相异, 其相同损伤类型发生时所对应的拉伸载荷水平不等, 表明它们的铺设角度和铺设顺序对损伤演变过程有显著的影响。结果证实了它们的最终破坏由严重层间分层造成。
2006, 23(2): 88-92.
摘要:
以N2H4 为还原剂, 采用化学镀和模板技术相结合的方法制备出NiCo/ PTFE 磁性复合膜。研究了磁性复合膜制备的适宜条件, 利用DSC、SEM、XRD、VSM 等手段对膜的结构和磁性能进行表征和测试。结果表明:在Co2+ 0. 14 mol/ L 、Ni2+ 0. 06 mol/ L 、NaOH 1. 00 mol/ L 、N2H4 0. 40 mol/ L 、反应温度70 ℃、反应时间70 min条件下制备的NiCo/ PTFE 磁性复合膜具有较优良的磁性能, 其单位质量磁化率χm = 0116 cm3 / g , 饱和磁化强度Ms = 83. 38 Am2 / kg , 剩磁Mr = 29. 31 Am2 / kg , 矫顽力Hc = 111. 47 Oe ; PTFE 膜孔中及膜表面上原位生成与基膜无化学键作用的磁性Ni 、Co 金属粒子。复合膜具有软磁材料的内禀性能。
以N2H4 为还原剂, 采用化学镀和模板技术相结合的方法制备出NiCo/ PTFE 磁性复合膜。研究了磁性复合膜制备的适宜条件, 利用DSC、SEM、XRD、VSM 等手段对膜的结构和磁性能进行表征和测试。结果表明:在Co2+ 0. 14 mol/ L 、Ni2+ 0. 06 mol/ L 、NaOH 1. 00 mol/ L 、N2H4 0. 40 mol/ L 、反应温度70 ℃、反应时间70 min条件下制备的NiCo/ PTFE 磁性复合膜具有较优良的磁性能, 其单位质量磁化率χm = 0116 cm3 / g , 饱和磁化强度Ms = 83. 38 Am2 / kg , 剩磁Mr = 29. 31 Am2 / kg , 矫顽力Hc = 111. 47 Oe ; PTFE 膜孔中及膜表面上原位生成与基膜无化学键作用的磁性Ni 、Co 金属粒子。复合膜具有软磁材料的内禀性能。
2006, 23(2): 93-98.
摘要:
针对现有复合材料加强筋存在的弹性模量低、断裂延伸率小、成本高等问题, 以成本低廉的钢纤维作为主要增强材料, 建立了一种新型混杂型复合材料加强筋的理论模型。分别制备了玻璃纤维复合材料加强筋和新型混杂型复合材料加强筋试样, 测试并分析了其单轴拉伸行为, 并进行了加速腐蚀试验。结果表明: 这种新型混杂型复合材料加强筋的弹性模量达142 GPa , 与玻璃纤维复合材料加强筋相比, 具有耐腐蚀、韧性好、成本低的特点。
针对现有复合材料加强筋存在的弹性模量低、断裂延伸率小、成本高等问题, 以成本低廉的钢纤维作为主要增强材料, 建立了一种新型混杂型复合材料加强筋的理论模型。分别制备了玻璃纤维复合材料加强筋和新型混杂型复合材料加强筋试样, 测试并分析了其单轴拉伸行为, 并进行了加速腐蚀试验。结果表明: 这种新型混杂型复合材料加强筋的弹性模量达142 GPa , 与玻璃纤维复合材料加强筋相比, 具有耐腐蚀、韧性好、成本低的特点。
2006, 23(2): 99-103.
摘要:
通过Sol-gel 法得到SiO2 介孔固体, 浸泡热分解后获得ZnS/ SiO2 介孔组装体。吸收光谱和荧光光谱表明: 随复合量增大, 蓝移量减小; 在氮气中退火后, 吸收边位置和荧光谱中的峰位随退火温度升高向长波方向移动且发光增强, 450 ℃以后减缓。经计算, 颗粒尺寸的理论值与其自由激子半径相当, 说明吸收边的移动起因于量子尺寸效应。
通过Sol-gel 法得到SiO2 介孔固体, 浸泡热分解后获得ZnS/ SiO2 介孔组装体。吸收光谱和荧光光谱表明: 随复合量增大, 蓝移量减小; 在氮气中退火后, 吸收边位置和荧光谱中的峰位随退火温度升高向长波方向移动且发光增强, 450 ℃以后减缓。经计算, 颗粒尺寸的理论值与其自由激子半径相当, 说明吸收边的移动起因于量子尺寸效应。
2006, 23(2): 104-109.
摘要:
在Al-Cr2O3 体系中引入稀释剂(Al2O3 、Cr2O3 ) 和反应性添加剂(MoO3 ) 。利用热爆式燃烧合成法成功制备了含有细小棒状金属相共晶体的Al (Cr) 2O3-Cr (Mo) 陶瓷基复合材料。探讨了反应体系成分和制备工艺对复合材料微观组织的影响。对燃烧合成熔体施加1. 26 MPa 压力, 致密度可达90 %左右。陶瓷基体具有3 种形态:边界较圆整的块状, 细小的、按一定的取向交叉排列的长条状以及粗大的长条状。金属相以颗粒状分布在陶瓷晶体内或晶界处, 或与陶瓷相形成共晶组织。产物的共晶体呈准规则的结构, 细小棒状的金属相弥散分布在连续的陶瓷基体中。共晶体的分布具有区域性。原位生成的长条状陶瓷晶粒及金属相呈棒状的共晶结构是制得的复合材料的重要组织特征。
在Al-Cr2O3 体系中引入稀释剂(Al2O3 、Cr2O3 ) 和反应性添加剂(MoO3 ) 。利用热爆式燃烧合成法成功制备了含有细小棒状金属相共晶体的Al (Cr) 2O3-Cr (Mo) 陶瓷基复合材料。探讨了反应体系成分和制备工艺对复合材料微观组织的影响。对燃烧合成熔体施加1. 26 MPa 压力, 致密度可达90 %左右。陶瓷基体具有3 种形态:边界较圆整的块状, 细小的、按一定的取向交叉排列的长条状以及粗大的长条状。金属相以颗粒状分布在陶瓷晶体内或晶界处, 或与陶瓷相形成共晶组织。产物的共晶体呈准规则的结构, 细小棒状的金属相弥散分布在连续的陶瓷基体中。共晶体的分布具有区域性。原位生成的长条状陶瓷晶粒及金属相呈棒状的共晶结构是制得的复合材料的重要组织特征。
2006, 23(2): 110-114.
摘要:
利用压痕2强度法测定了不同弱层成分的SiC/ BN 层状陶瓷的阻力曲线行为, 研究了BN 弱层成分对SiC/ BN 层状陶瓷的阻力曲线行为的影响, 并与SiC 块体陶瓷作对比。结果表明: 与SiC 块体陶瓷相比, SiC/ BN层状陶瓷具有更为明显的升值阻力曲线行为, 且其阻力曲线行为受弱层成分的影响。其中, BN 弱层中加入30 %Al2O3 的SiC/ BN 层状陶瓷显示出更为优越的抗裂纹扩展能力, 其阻力曲线上升最陡, 上升幅度最大。分析认为,这与它们不同的增韧机制和界面的结合状态有关。原位增韧是SiC 块体陶瓷韧性提高的主要原因。裂纹遇到弱界面时发生偏转、分叉以及脱层等是层状陶瓷材料抗裂纹扩展能力提高的主要原因。而弱层成分又影响着裂纹的偏转, 适当结合强度的界面有利于裂纹的偏转, 结合强度太弱太强的界面都不利于裂纹的偏转。
利用压痕2强度法测定了不同弱层成分的SiC/ BN 层状陶瓷的阻力曲线行为, 研究了BN 弱层成分对SiC/ BN 层状陶瓷的阻力曲线行为的影响, 并与SiC 块体陶瓷作对比。结果表明: 与SiC 块体陶瓷相比, SiC/ BN层状陶瓷具有更为明显的升值阻力曲线行为, 且其阻力曲线行为受弱层成分的影响。其中, BN 弱层中加入30 %Al2O3 的SiC/ BN 层状陶瓷显示出更为优越的抗裂纹扩展能力, 其阻力曲线上升最陡, 上升幅度最大。分析认为,这与它们不同的增韧机制和界面的结合状态有关。原位增韧是SiC 块体陶瓷韧性提高的主要原因。裂纹遇到弱界面时发生偏转、分叉以及脱层等是层状陶瓷材料抗裂纹扩展能力提高的主要原因。而弱层成分又影响着裂纹的偏转, 适当结合强度的界面有利于裂纹的偏转, 结合强度太弱太强的界面都不利于裂纹的偏转。
2006, 23(2): 115-122.
摘要:
对适用于人体承重部位的人工种植体羟基磷灰石2二氧化锆生物复合材料的制备工艺、微观结构及生物相容性进行了初步研究。用扫描电镜(SEM) 、X 射线衍射(XRD) 和透射电镜( TEM) 对粉体和复合材料进行分析。用体外检测复合材料浸提液对健康青年人末梢血单个核细胞( PBMC) 的激活来评价其免疫相容性。结果表明:1600 ℃无压烧结3h 后的复合材料表面层主晶相为β-Ca3 ( PO4 )2 (β-TCP) 、α-Ca3 ( PO4 )2 (α-TCP) 和CaZrO3 相。单纯复合材料和梯度复合材料的表面粗糙度分别为3. 12μm 和1. 95μm。其弯曲强度分别为732. 85 MPa 和689.04 MPa 。HA/ ZrO2 复合材料具有免疫相容性, 梯度复合材料的免疫相容性优于单纯复合材料。
对适用于人体承重部位的人工种植体羟基磷灰石2二氧化锆生物复合材料的制备工艺、微观结构及生物相容性进行了初步研究。用扫描电镜(SEM) 、X 射线衍射(XRD) 和透射电镜( TEM) 对粉体和复合材料进行分析。用体外检测复合材料浸提液对健康青年人末梢血单个核细胞( PBMC) 的激活来评价其免疫相容性。结果表明:1600 ℃无压烧结3h 后的复合材料表面层主晶相为β-Ca3 ( PO4 )2 (β-TCP) 、α-Ca3 ( PO4 )2 (α-TCP) 和CaZrO3 相。单纯复合材料和梯度复合材料的表面粗糙度分别为3. 12μm 和1. 95μm。其弯曲强度分别为732. 85 MPa 和689.04 MPa 。HA/ ZrO2 复合材料具有免疫相容性, 梯度复合材料的免疫相容性优于单纯复合材料。
2006, 23(2): 123-127.
摘要:
采用反射法对两组不同碳纤维复合材料试块进行了超声检测, 并用快速傅立叶变换( FFT) 方法分析了信号的频域特征。结果表明: 超声衰减系数与频率之间存在线性关系, 而且其斜率随孔隙率的增大而增大。孔隙对超声波的衰减作用使超声信号的峰值降低、频宽变窄且使中心频率降低。超声信号矩心频率的偏移与孔隙率之间、超声衰减率与孔隙率之间均呈线性关系。频域内的特征量与孔隙率之间的线性关系为建立正确的孔隙率频域检测模型提供了基础。
采用反射法对两组不同碳纤维复合材料试块进行了超声检测, 并用快速傅立叶变换( FFT) 方法分析了信号的频域特征。结果表明: 超声衰减系数与频率之间存在线性关系, 而且其斜率随孔隙率的增大而增大。孔隙对超声波的衰减作用使超声信号的峰值降低、频宽变窄且使中心频率降低。超声信号矩心频率的偏移与孔隙率之间、超声衰减率与孔隙率之间均呈线性关系。频域内的特征量与孔隙率之间的线性关系为建立正确的孔隙率频域检测模型提供了基础。
2006, 23(2): 128-132.
摘要:
对夹于两柔性电极间的淀粉硅油电流变液进行了声波透射实验研究。结果表明: 电流变液的声波透射有较强的频率选择性。淀粉体积分数为31 %时, 在100～160 Hz 频率范围内, 随电场强度E 增加, 相对透射率T出现增强峰, 其它频率段T 基本不随E 变化。当E = 2. 0 kV/ mm 时, 在130 Hz 处透射峰的相对透射率约为零电场时的7 倍。透射波相位随E 增大, 入射波频率为105 Hz 时, 李萨如图椭圆主轴随E 增加顺时针转动45°。电场强度加大, 增强峰的幅值和相位表现出可调节的特征。随颗粒体积分数从16 %增大到31 % , 电流变液中声波最大相对透射率( E = 2. 0 kV/ mm) 从1. 8 变为7 , 增强峰的响应频带向高频移动。分析认为, 电流变液中场致微结构与声波的相互作用可能是出现这些现象的原因。
对夹于两柔性电极间的淀粉硅油电流变液进行了声波透射实验研究。结果表明: 电流变液的声波透射有较强的频率选择性。淀粉体积分数为31 %时, 在100～160 Hz 频率范围内, 随电场强度E 增加, 相对透射率T出现增强峰, 其它频率段T 基本不随E 变化。当E = 2. 0 kV/ mm 时, 在130 Hz 处透射峰的相对透射率约为零电场时的7 倍。透射波相位随E 增大, 入射波频率为105 Hz 时, 李萨如图椭圆主轴随E 增加顺时针转动45°。电场强度加大, 增强峰的幅值和相位表现出可调节的特征。随颗粒体积分数从16 %增大到31 % , 电流变液中声波最大相对透射率( E = 2. 0 kV/ mm) 从1. 8 变为7 , 增强峰的响应频带向高频移动。分析认为, 电流变液中场致微结构与声波的相互作用可能是出现这些现象的原因。
2006, 23(2): 133-142.
摘要:
借助邻近函数公式, 给出了水泥基复合材料集料与浆体间界面过渡区体积分数的定量计算公式, 并采用随机点采样方法验证采用该定量公式计算水泥基复合材料界面过渡区体积分数的可行性。在此基础上, 预测了由符合Fuller 分布的集料制备的混凝土中界面过渡区体积分数随集料体积分数和集料粒径范围的变化曲线。讨论了界面厚度变化、集料体积分数变化以及集料粒径分布变化对界面过渡区体积分数影响的差别, 并给出了衡量界面过渡区重叠程度的定性和定量方法。结果表明: 在常规集料体积分数下, 三者中对界面过渡区体积分数以及界面过渡区重叠程度影响的主次顺序均为: 界面过渡区厚度变化带来的影响> 集料体积分数变化带来的影响> 集料细度变化带来的影响。
借助邻近函数公式, 给出了水泥基复合材料集料与浆体间界面过渡区体积分数的定量计算公式, 并采用随机点采样方法验证采用该定量公式计算水泥基复合材料界面过渡区体积分数的可行性。在此基础上, 预测了由符合Fuller 分布的集料制备的混凝土中界面过渡区体积分数随集料体积分数和集料粒径范围的变化曲线。讨论了界面厚度变化、集料体积分数变化以及集料粒径分布变化对界面过渡区体积分数影响的差别, 并给出了衡量界面过渡区重叠程度的定性和定量方法。结果表明: 在常规集料体积分数下, 三者中对界面过渡区体积分数以及界面过渡区重叠程度影响的主次顺序均为: 界面过渡区厚度变化带来的影响> 集料体积分数变化带来的影响> 集料细度变化带来的影响。
2006, 23(2): 143-149.
摘要:
基于纤维增强复合材料( FRC) 层合板高速冲击下横向变形及破坏模式的分析, 根据冲击动力学理论和应力波传播特性, 建立了FRC 层合板柱形弹高速冲击下的两阶段(剪切侵彻和连续侵彻) 侵彻动力学分析模型。采用瞬态梯度变形锥理论分析了连续侵彻阶段的弹、靶相互作用, 并编制相应计算程序, 通过计算结果与实验测试结果的综合比较, 弹体初速在300～900 m/ s 范围内, 剩余速度误差小于50 m/ s , 验证了两阶段侵彻模型的适用性和稳定性, 分析了实验现象, 如梯度变形锥、背层花瓣开裂和面背层破坏模式差异等的产生及形成机理, 提出了提高现有层板结构抗弹性能的新途径, 如降低层间粘结强度、提高面层纤维的抗剪能力等。
基于纤维增强复合材料( FRC) 层合板高速冲击下横向变形及破坏模式的分析, 根据冲击动力学理论和应力波传播特性, 建立了FRC 层合板柱形弹高速冲击下的两阶段(剪切侵彻和连续侵彻) 侵彻动力学分析模型。采用瞬态梯度变形锥理论分析了连续侵彻阶段的弹、靶相互作用, 并编制相应计算程序, 通过计算结果与实验测试结果的综合比较, 弹体初速在300～900 m/ s 范围内, 剩余速度误差小于50 m/ s , 验证了两阶段侵彻模型的适用性和稳定性, 分析了实验现象, 如梯度变形锥、背层花瓣开裂和面背层破坏模式差异等的产生及形成机理, 提出了提高现有层板结构抗弹性能的新途径, 如降低层间粘结强度、提高面层纤维的抗剪能力等。
2006, 23(2): 150-157.
摘要:
建立了一个有效计算模型, 以分析碳纤维复合材料层合板在低速冲击作用下的层内和层间失效行为。针对铺层板的层内损伤, 在基于应变描述的Hashin 失效准则的基础上, 建立了单层板的逐渐累积损伤分析模型;针对铺层板的脱层损伤, 建立了各向同性脱层损伤模型, 通过结合传统的应力失效准则和断裂力学中的能量释放率准则定义了界面损伤演化规律, 并在潜在产生脱层的区域模拟为粘结接触, 并将脱层损伤模型作为界面的接触行为。该计算模型通过商用有限元软件ABAQUS/ Explicit 的用户子程序实现。使用该计算模型对碳纤维增强环氧树脂复合材料层合板在横向低速冲击作用下的损伤和变形行为进行预测分析。数值仿真的结果与试验结果进行了比较, 取得了满意的结果, 验证了该模型的正确性。
建立了一个有效计算模型, 以分析碳纤维复合材料层合板在低速冲击作用下的层内和层间失效行为。针对铺层板的层内损伤, 在基于应变描述的Hashin 失效准则的基础上, 建立了单层板的逐渐累积损伤分析模型;针对铺层板的脱层损伤, 建立了各向同性脱层损伤模型, 通过结合传统的应力失效准则和断裂力学中的能量释放率准则定义了界面损伤演化规律, 并在潜在产生脱层的区域模拟为粘结接触, 并将脱层损伤模型作为界面的接触行为。该计算模型通过商用有限元软件ABAQUS/ Explicit 的用户子程序实现。使用该计算模型对碳纤维增强环氧树脂复合材料层合板在横向低速冲击作用下的损伤和变形行为进行预测分析。数值仿真的结果与试验结果进行了比较, 取得了满意的结果, 验证了该模型的正确性。
2006, 23(2): 158-162.
摘要:
将厚度不连续梁板视为层合板, 分别应用Hamilton 正则方程半解析法建立每一层的线性方程。考虑到每两层连接界面上应力和位移的连续性, 联立各层的方程得到整个结构的特征方程, 其主要的优越性表现为: 控制方程不限制不连续梁板的厚度, 并能适合处理厚度不对称且不连续的层合板。本文中的方法可修改或扩展用来分析加筋压电材料层合板或带有压电材料传感器和驱动器块的板壳等问题。
将厚度不连续梁板视为层合板, 分别应用Hamilton 正则方程半解析法建立每一层的线性方程。考虑到每两层连接界面上应力和位移的连续性, 联立各层的方程得到整个结构的特征方程, 其主要的优越性表现为: 控制方程不限制不连续梁板的厚度, 并能适合处理厚度不对称且不连续的层合板。本文中的方法可修改或扩展用来分析加筋压电材料层合板或带有压电材料传感器和驱动器块的板壳等问题。
2006, 23(2): 163-168.
摘要:
建立了三维累积损伤有限元模型, 采用扩展拉格朗日乘子法对螺栓表面和复合材料层合板孔壁间的接触行为进行了模拟。对复合材料层合板中纤维断裂、基体开裂和纤维2基体剪切3 类基本损伤类型的产生、扩展以及它们之间的关联性进行了研究。计算得到了复合材料层合板单钉连接结构的载荷2位移曲线, 预测了它们的初始挤压破坏载荷。同时, 进行了T300 帘子布/ Q Y8911 双马来酰亚胺树脂层合板单钉单搭螺栓挤压强度试验,验证了不同铺层类型和结构尺寸对复合材料层合板机械连接挤压性能的影响。试验结果和计算结果吻合较好, 证明了该模型和算法的有效性。
建立了三维累积损伤有限元模型, 采用扩展拉格朗日乘子法对螺栓表面和复合材料层合板孔壁间的接触行为进行了模拟。对复合材料层合板中纤维断裂、基体开裂和纤维2基体剪切3 类基本损伤类型的产生、扩展以及它们之间的关联性进行了研究。计算得到了复合材料层合板单钉连接结构的载荷2位移曲线, 预测了它们的初始挤压破坏载荷。同时, 进行了T300 帘子布/ Q Y8911 双马来酰亚胺树脂层合板单钉单搭螺栓挤压强度试验,验证了不同铺层类型和结构尺寸对复合材料层合板机械连接挤压性能的影响。试验结果和计算结果吻合较好, 证明了该模型和算法的有效性。
2006, 23(2): 169-174.
摘要:
在剪切梁理论的基础上, 采用9 节点平面单元模拟梁任意截面形状; 采用27 节点体单元, 模拟截面出平面外的二次翘曲位移, 从而建立了空间复合材料任意截面薄壁梁考虑二次翘曲的有限元分析模型。根据本文中导出的复合材料有限元模型编制了相应的分析计算程序。算例表明: 本文中建立的复合材料薄壁梁模型正确, 可以用于考虑多种耦合影响因素作用下复杂结构空间薄壁复合材料梁的有限元分析计算。
在剪切梁理论的基础上, 采用9 节点平面单元模拟梁任意截面形状; 采用27 节点体单元, 模拟截面出平面外的二次翘曲位移, 从而建立了空间复合材料任意截面薄壁梁考虑二次翘曲的有限元分析模型。根据本文中导出的复合材料有限元模型编制了相应的分析计算程序。算例表明: 本文中建立的复合材料薄壁梁模型正确, 可以用于考虑多种耦合影响因素作用下复杂结构空间薄壁复合材料梁的有限元分析计算。
2006, 23(2): 175-179.
摘要:
根据热传导和固化动力学理论, 采用三维有限元方法, 对正交各向异性复合材料层合板固化过程的温度和固化度历程及其变化规律进行数值模拟研究。在有限元分析中节点自由度为温度和固化度, 考虑了两者之间的耦合作用。计算结果表明: 厚度越大, 温度峰值越高, 中心点开始固化越晚; 不同纤维体积含量层合板在固化初期是同步的; 中心点温度超过保温平台(85 ℃) 后, 随着环境温度继续升高, 纤维体积含量越低, 中心点温度峰值越大, 出现时间越早。
根据热传导和固化动力学理论, 采用三维有限元方法, 对正交各向异性复合材料层合板固化过程的温度和固化度历程及其变化规律进行数值模拟研究。在有限元分析中节点自由度为温度和固化度, 考虑了两者之间的耦合作用。计算结果表明: 厚度越大, 温度峰值越高, 中心点开始固化越晚; 不同纤维体积含量层合板在固化初期是同步的; 中心点温度超过保温平台(85 ℃) 后, 随着环境温度继续升高, 纤维体积含量越低, 中心点温度峰值越大, 出现时间越早。
2006, 23(2): 180-184.
摘要:
用自编的动态有限元分析程序APIC 对含缺陷的复合材料层合板的冲击损伤问题进行了模拟计算。该程序采用三维20 节点超单元分析了复合材料层合板内的应力分布, 通过修正后的C. T. Sun 的接触定律建立了冲击物和层合板的运动状态与冲击接触力之间的关系, 采用Wilson-θ法求解层合板和冲击物的运动微分方程。在处理层间分层缺陷问题时, 采用拉格朗日乘子法使预制分层缺陷界面上满足不可互相贯穿条件。对本文中的计算结果和试验结果进行比较表明: 模拟计算结果与试验结果有良好的一致性。相对于无缺陷层合板, 含预制分层缺陷的复合材料层合板在分层部位遭受冲击时, 分层缺陷对冲击损伤扩展有一定的抑制作用。
用自编的动态有限元分析程序APIC 对含缺陷的复合材料层合板的冲击损伤问题进行了模拟计算。该程序采用三维20 节点超单元分析了复合材料层合板内的应力分布, 通过修正后的C. T. Sun 的接触定律建立了冲击物和层合板的运动状态与冲击接触力之间的关系, 采用Wilson-θ法求解层合板和冲击物的运动微分方程。在处理层间分层缺陷问题时, 采用拉格朗日乘子法使预制分层缺陷界面上满足不可互相贯穿条件。对本文中的计算结果和试验结果进行比较表明: 模拟计算结果与试验结果有良好的一致性。相对于无缺陷层合板, 含预制分层缺陷的复合材料层合板在分层部位遭受冲击时, 分层缺陷对冲击损伤扩展有一定的抑制作用。
