Multiscale interfacial characterization and self-healing effect of water-absorbing microcapsules/cement-based materials
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摘要:
针对以海藻酸钙为壳、环氧树脂E-51为核的吸水性微胶囊(SA)与水泥基体界面结合力较弱的问题，利用硅烷偶联剂对SA微胶囊表面进行修饰处理，改善其与水泥基体的界面结合，以提升自修复效果。采用SEM、显微硬度和拉拔试验等分析测试手段分别从微观、介观到宏观尺度分析界面结合情况，并通过砂浆试件损伤修复后的抗压强度、抗水渗透性的恢复率来评价自修复效果。研究结果表明：SA经偶联剂KH792修饰处理后，与水泥基体的界面结合更为紧密，界面处显微硬度提高了159%，界面粘结强度提高了67%；掺加4wt%(水泥质量)SA的砂浆，荷载损伤修复后抗压强度恢复率103%，水压损伤修复后抗渗性恢复率达到118%。硅烷偶联剂表面修饰显著提升了SA与水泥基体的界面结合，水泥基材料自修复效果增强。
Abstract:Aiming at the problem of weak interfacial binding force between the absorbent microcapsule (SA) with calcium alginate as shell and epoxy resin E-51 as core and cement matrix, silane coupling agent was used to modify the surface of SA microcapsule to improve its interfacial binding with cement matrix, so as to improve the self-healing effect. By means of SEM, microhardness and drawing test, the interface bonding was analyzed from micro, mesoscopic to macro scale, and the self-healing effect was evaluated by the recovery rate of compressive strength and water permeability resistance of the mortar specimen after damage repair. The results show that the interface bond between SA and cement matrix is closer after modification with coupling agent KH792, the microhardness at the interface is increased by 159%, and the interface bond strength is increased by 67%. For the mortar mixed with 4wt% (cement mass) SA, the compressive strength recovery rate after load damage is 103%, and the seepage resistance recovery rate after water pressure damage is 118%. The surface modification of silane coupling agent significantly improved the interface bonding between SA and cement matrix, and the self-healing effect of cement-based materials was enhanced.
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硬质合金由于具有很高的硬度、强度、耐磨性和耐腐蚀性，被誉为“工业牙齿”。随着我国国民经济的快速增长，硬质合金的市场需求不断加大[1-2]。根据2019年国家粉末冶金协会统计，WC-Co类硬质合金按切削刀片、矿用合金、棒材和耐磨零件四大类进行划分，耐磨零件的市场份额约占27%。但从成本和能源方面考虑[3]，硬质合金的原材料昂贵、生产工艺复杂和比重大，是企业在选用硬质合金作为磨损材料时必须慎重考虑的经济问题。这使研发制备一种成本更低但性能可与硬质合金相媲美的新型硬质材料具有很强的市场吸引力。
高铬铸铁(High chromium white iron，HCCI)作为典型白口铸铁之一，具有高强度、高耐磨性和低成本等特点，在低冲击、低应力磨损条件下具有优良的耐磨性[4]，被广泛应用于矿石破碎机、滚筒球磨机衬板和泥浆泵叶轮等产品[5-8]，但是与硬质合金相比，在硬度与耐磨性能方面还有一定的差距。HCCI的磨损性能主要受硬质相和基体组织的影响，增强HCCI耐磨性的主要方法有表面涂层、表面改性和添加陶瓷增强相[9]，其中添加陶瓷相增强钢铁基复合材料是先进复合材料的重要组成部分，是近年来耐磨材料领域的研究热点，不少科研人员对硬质相增强HCCI开展了研究。
刘相熠等[10]采用铸造法制备自生TiC增强HCCI复合材料，通过将HCCI金属液浇注到碳粉、铁粉和钛粉预制体中得到TiC增强铁基复合材料，该复合材料的三体磨损性能是热处理态标样高铬铸铁的1.75倍，最高平均维氏硬度达到1 076.2 HV；董晓蓉等[11]利用铸造烧结法制备(Ti, W)C表面增强Cr26 HCCI复合材料，先用粉末冶金法制备增强坯体，再将HCCI金属液重力浇注到增强坯中，获得HCCI复合材料。此法使耐磨性提高了1.2倍，复合层硬度为HRC 59.3；王娟等[12]采用铸渗法制备ZTA (ZrO2增韧Al2O3)增强铬铁基复合材料，在900℃高温下，其抗磨损性能提高到HCCI基体的4倍左右；蒋吉鹏等[13]采用热压烧结法制备TiCp增强HCCI复合材料，当TiCp质量分数为21.5wt%时，复合材料的硬度和弯曲强度达最大值，分别为HRC 61.7和147MPa。上述复合材料的制备方法大多数以常规铸造工艺为基础，增强相添加方式复杂[14]，且增强的效果并不显著。热压烧结法的生产率低、成本高，且制得的复合材料的综合力学性能低[15]。
GU等[16]和李忠涛等[17]采用粉末冶金法制备了新型HCCI，相比铸造HCCI，其抗弯强度和冲击韧性都实现了成倍提高，是一种很好的抗冲击磨粒磨损材料。且由于其内部已含有30vol%左右的M7C3型含铬碳化物，有望在陶瓷颗粒增强相加入不多的情况下，达到低成本和高硬度/耐磨性的双重目标。
TiC价格经济、显微硬度在陶瓷颗粒中较突出，且具备比重小、摩擦系数小和与钢铁基体润湿性较好等特点[18-19]，作为硬质相在钢结硬质合金中获得广泛应用，但增强粉末冶金法制备HCCI复合材料的研究鲜有公开报导[20-22]。本文采用液相烧结技术开展TiCp增强HCCI复合材料的研制，重点探索TiCp添加量对复合材料烧结致密化、显微组织演变和力学性能的影响规律，以期获得硬度和耐磨性媲美WC硬质合金的新型硬质材料。
1. 实验材料与方法
1.1 原材料
实验选用TiC粉末和水雾化HCCI粉末作为原料粉末，采用 BT-9300H 型激光粒度分布仪对原料粉末粒度特性进行检测，得到TiC粉末平均粒径D50为0.49 μm，水雾化HCCI粉末D50为56.43 μm。铸铁粉末含C量在碳硫分析仪(CS600，美国力可公司)中测定，其他合金元素在直读光谱仪(OES，SPECTRO，德国斯派克分析仪器公司)中测定，基本成分检测结果见表1。
表 1 高铬铸铁(HCCI)粉末基本化学成分Table 1. Basic chemical composition of high chromium cast iron (HCCI) powderElement C Cr Mn Si Fe Content/wt% 2.67 15.40 0.63 0.77 Balance 1.2 实验流程与方案
图1为实验流程图。先将TiC粉末和高铬铸铁粉末在研磨钵中进行初混，再将混好的粉末与钢球按照球料体积比为1∶1的比例倒入钢罐中放在滚筒球磨机上以0.6Ncr(Ncr=42.4/
采用液相烧结技术进行复合材料的制备。在SW8型真空烧结炉(株洲盛元硬质合金设备制造有限公)中进行，烧结真空度保持在10 Pa左右，保温时间统一为90 min。通过改变烧结温度来研究坯样的致密化行为，并优化出烧结工艺。
1.3 表征方法
采用阿基米德原理测量烧结试样的密度。用Wilson RB2000全自动洛氏硬度计(莱州华银试验仪器有限公司)检测试样的硬度，每个样品测量5次后取平均值作为最终结果。烧结复合材料的抗弯强度和冲击韧性在Instron3369电子万能力学试验机(美国英斯特朗公司)和XJ-40A摆锤式冲击试验机(百捡金&广海公司)上进行测试，分别使用5 mm×5 mm×35 mm和10 mm×10 mm×50 mm无缺口标准试样，分别取3次检测结果的平均值作为最终性能指标。利用 D8-advance 型X射线衍射仪(XRD，布鲁克公司，Cu靶，λ=0.15405 nm) 分析试样的物相组成。使用TESCAN MIRA3 LMU场发射扫描电镜(TESCAN公司)观察分析试样的显微组织和冲击断口。
2. 结果与讨论
2.1 TiCp/HCCI复合材料烧结致密化行为
图2为实验获得的TiCp/HCCI复合材料密度随烧结温度的变化曲线。图3为TiCp质量分数为15wt%、烧结温度分别为1 240℃和1 255℃的试样。可知，各种成分烧结复合材料的密度均呈现随烧结温度提高先快速提高，然后达到一稳定区间的变化规律。由于TiCp的理论密度为4.93 g/cm3，本实验用HCCI的理论密度约为7.94 g/cm3，因此复合材料密度随TiCp含量的增加而降低。由肖平安等[23]对烧结15Cr系亚共晶高铬铸铁的研究可知，未添加TiCp的15Cr系亚共晶HCCI的优化烧结温度为1215℃，而添加TiCp后复合材料的优化烧结温度约为1230℃，两者产生了15℃左右的温差。这是由于随着烧结温度升高液相数量增加，TiCp作为硬质相分散在液相中阻碍了颗粒重排和元素扩散，只能通过升高温度产生更多的液相，才能全致密化烧结。实验发现过高的烧结温度会使试样发生“坍塌”现象[24]，此时样品密度会有略微的下降趋势，且坍塌的样品无法保持压坯初始的形状，无法在实际应用中满足生产要求。
表2为不同TiCp添加量的TiCp/HCCI复合材料经过1 230℃×90 min烧结后的相对密度。其中将TiCp和15Cr系 HCCI的理论密度分别选定为4.93 g/cm3和7.94 g/cm3，相对密度计算公式为
(1) 式中，ρ1、m1和ρ2、m2分别为TiCp和HCCI的理论密度和对应的质量分数。由表2可知，TiCp添加量为10wt%~20wt%时复合材料在1 230℃进行烧结能够达到全致密化(全致密化指相对密度≥97.5%)，而后继续提高添加量，相对致密度开始逐步降低；这可能是由于TiCp含量过多时，在烧结过程中形成的熔融金属液不足以保证充分渗入到TiCp密集的区域，导致复合材料的孔隙度上升，使相对密度下降。通过上文对TiCp/HCCI复合材料致密度变化规律的研究得出，各个成分复合材料的烧结温度均应该控制为≥1 230℃。为此，我们将下文中各种成分复合材料的烧结温度统一为1 230℃。
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图 2 TiCp/HCCI复合材料烧结试样密度随温度变化曲线Figure 2. Effect of sintering temperature on the density of TiCp/HCCI composites![]()
图 3 TiCp质量分数为15wt%、烧结温度分别为1 240℃和1 255℃的TiCp/HCCI试样Figure 3. TiCp/HCCI samples with TiCp mass fraction of 15wt% and sintering temperature of 1 240℃ and 1 255℃2.2 TiCp/HCCI复合材料相组成与显微组织
图4是不同TiCp含量TiCp/HCCI复合材料的XRD图谱。可知，虽然TiCp添加量发生改变，但是TiCp/HCCI复合材料的衍射图峰位不变，主要由马氏体、M7C3碳化物、TiCp碳化物及少量奥氏体组成。随着TiCp含量增加，可看出不但37°、42°和61°左右的TiC峰明显增强，而且65°与82.5°左右的马氏体峰及44°左右的马氏体和M7C3碳化物复合峰也明显增强。说明提高TiCp加入量有一定的促进马氏体和M7C3碳化物形成的作用，有利于进一步提高复合材料的硬度。
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图 4 不同TiCp含量TiCp/HCCI复合材料的XRD图谱Figure 4. XRD patterns of TiCp/HCCI composites with different TiCp contents图5为不同TiCp含量的TiCp/HCCI复合材料的SEM图像。可知，随TiCp添加量的增多，在复合材料中由于TiCp沿晶界分布，形成的网状结构逐渐明显，将原本连续的基体分割成许多孤立的岛状物，TiCp颗粒的分布则由原来分散的不规则聚集团块逐步变成连片的网状结构。显然，TiCp网状结构的形成会对M7C3碳化物的析出与生长及TiCp/HCCI复合材料的强度与韧性产生重大影响。可以发现，随着TiCp添加量的增多，岛状基体团块晶粒越来越小，析出了越来越多的M7C3碳化物。
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图 5 TiCp/HCCI复合材料的SEM图像Figure 5. SEM images of TiCp/HCCI composites ((a) 0wt%; (b) 10wt%; (c) 15wt%; (d) 20wt%; (e) 25wt%; (f) 30wt%)图6为TiCp含量为20wt%时TiCp/HCCI复合材料的EDS面扫描图像。可知，Ti元素对应分布在图6(a)中的深灰色和黑色小圆点处，Cr元素对应浅灰色区域，而C元素则分布在除Fe元素之外的深灰色和浅灰色两个区域的合并处，Fe元素的富集区与Ti元素的富集区正好错开，Ti元素的富集区也有少量的Fe元素。由图4可知，复合材料主要由马氏体、M7C3碳化物、TiC碳化物及少量奥氏体组成。因此Ti和C两种元素富集的区域对应的是TiC相，即图6(a)中连成网状的深灰色区域和黑色小圆点对应的应该是TiC硬质相；Cr元素和C元素富集的区域对应M7C3碳化物相，即图6(a)中浅灰色区域对应是M7C3碳化物；Fe富集的区域对应马氏体和奥氏体，即图6(a)中白色区域对应马氏体相和奥氏体相。因此，印证了图5关于几个相的分布及变化推测。
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图 6 TiCp含量为20wt%的TiCp/HCCI复合材料的EDS图象Figure 6. EDS images of TiCp/HCCI composite with 20wt% TiCp2.3 TiCp/HCCI复合材料力学性能
图7为烧结态TiCp/HCCI复合材料的硬度与冲击韧性随TiCp添加量的变化曲线。可知，随TiCp添加量的逐渐增多，硬度先逐步上升，到达25wt%时达到最大值HRC 67.2，此时复合材料的硬度相比较于不添加TiCp的HCCI的硬度提高12.8%；但是继续提高TiCp添加量至30wt%时硬度反而急速下降。韧性随TiCp含量的增加呈线性下降变化规律。硬度先上升是由于TiCp加入后在复合材料中成为颗粒强化的硬质点，提高了复合材料抵抗外来硬质材料从表面侵入的能力；由TiCp/HCCI复合材料的XRD图谱可知随TiCp含量的增加，复合材料的马氏体、M7C3碳化物和硬质相TiC的峰值都增强，说明TiCp的加入具有促进基体中M7C3和马氏体的生成作用，而M7C3、马氏体和TiC都属于强度与硬度高但韧性较差的相，这三种增强相数量的增多促使复合材料的整体硬度得到明显提升，韧性则发生线性下降。而在韧性一定的前提下，金属材料的耐磨性可以由材料的硬度来衡量，因此，只要保证复合材料的韧性和所要替代的硬质合金的韧性在一个数量级上，尽可能的提高复合材料的硬度，则很有可能得到最初预想的更低成本但性能可与某些硬质合金相媲美的优质耐磨金属复合材料。当TiCp添加量达到30wt%时硬度反而下降，这是由于复合材料的致密度不够，如表2所示，此时的相对致密度仅为96.13%，材料中孔隙率增大，导致复合材料整体硬度下降。
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图 7 TiCp含量对TiCp/HCCI复合材料硬度和冲韧的影响Figure 7. Effect of TiCp content on hardness and toughness of TiCp/HCCI composites表 2 烧结TiCp/HCCI复合材料的相对密度Table 2. Relative densities of sintered TiCp/HCCI compositesTiCp content/wt% 10 15 20 25 30 ρ1/(g·cm−3) 7.30 7.10 6.91 6.71 6.45 ρ2/(g·cm−3) 7.48 7.27 7.08 6.89 6.71 ρ/% 97.59 97.66 97.59 97.38 96.13 Notes：ρ1—True density; ρ2—Theoretical density; ρ—Relative density. 图8为TiCp含量对TiCp/HCCI复合材料抗弯强度的影响。可知，材料的抗弯强度随TiCp的增加而下降，在TiCp添加量为10wt%~20wt%之间下降趋势相对比较平缓，当TiCp添加量大于20wt%后呈急剧下降趋势。这主要是由于随TiCp增多，高强度与硬度的脆性相与基体的体积比明显变大，原本均匀分散在HCCI基体中的TiCp团块，随其含量的增多逐渐变成连续的网状，将基体分隔成孤岛，由原来的金属基体包围TiCp团块演变成网状的硬质颗粒包围基体孤岛；故烧结制品的抗弯强度与冲击韧性总体呈现下降的趋势；先缓慢下降后快速下降说明在15wt%~20wt%的添加量之间存在TiCp连续网状结构形成的临界添加量。
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图 8 TiCp含量对TiCp/HCCI复合材料弯曲强度的影响Figure 8. Effect of TiCp content on bending strength of TiCp/HCCI composites3. TiCp/HCCI复合材料断口分析
图9为含15wt% TiCp复合材料的抗弯强度试样断口EDS图谱。可以看出，尺寸较大的光滑表面1区域Cr含量和Fe含量较多，结合XRD结果分析，确定该区域应为复合材料的M7C3碳化物的所处位置；尺寸较小呈圆形状的深色2区域Ti含量最高，为TiCp富集区。颜色较深的圆形状3区域处Ti含量最多，Fe和Cr的含量也偏多，可能为M7C3碳化物和TiCp颗粒的交界处。
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图 9 含15wt%TiCp的TiCp/HCCI复合材料的EDS图谱Figure 9. EDS spectra of TiCp/HCCI composite with 15wt% TiCp图10为不同TiCp含量的TiCp/HCCI复合材料的抗弯强度试样断口的SEM图像。可以看出，断口主要由解理面构成；图10(a)、图10(b)和图10(c)显示，在M7C3碳化物附近存在少量较深的韧窝，韧窝周围形成具有塑性变形的撕裂棱，并且随TiCp含量的增多，解理面之间亮白色的撕裂棱数量减少；而图10(d)和图10(e)表明，在TiCp富集的区域中主要为尺寸较细小的穿晶断裂，M7C3区域则表现为准解理断裂，但并未出现如图10(a)、图10(b)和图10(c)中的韧窝断裂，因此断口类型应为由韧窝断裂、准解理断裂和穿晶断裂构成的混合断裂。解理断裂和穿晶断裂是典型的脆性断裂，韧窝断裂为韧性断裂的特征[25]，因此材料宏观性能表现为在TiCp添加量为10wt%~20wt%时抗弯强度缓慢下降，而超过20wt%之后则出现急剧降低。根据以上分析，随着TiCp含量的增多，复合材料的断口形貌由脆韧性混合断裂转变为脆性断裂，这种变化可能是TiC脆性相在显微组织中连续分布或TiCp与金属基体的界面结合强度变差造成的。
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图 10 不同TiCp含量的TiCp/HCCI复合材料抗弯断口SEM图像Figure 10. SEM images of flexural fracture surface of TiCp/HCCI composites with different TiCp contents ((a) 10wt%; (b) 15wt%; (c) 20wt%; (d) 25wt%; (e) 30wt%)4. 结 论
(1) 采用液相烧结技术成功制备了最高相对密度为97.66%的TiCp增强高铬铸铁复合材料，复合粉体具有良好的烧结性能。其构成相为TiC、M7C3型碳化物、马氏体和少量奥氏体。
(2) 随着TiCp添加量增大，相组成中的马氏体和M7C3碳化物数量增多；金属基体逐步呈孤岛状，并在其中析出越来越多的M7C3型碳化物，同时TiCp也逐步呈连续网状分布；复合材料的整体硬度得到明显提升，冲击韧性和抗弯强度则出现不同程度的下降。
(3) 当TiCp添加量为20wt%时烧结态TiCp增强高铬铸铁复合材料具有最佳综合力学性能。此时硬度为HRC 66.8 ，冲击韧性为6.86 J/cm2，抗弯强度为1343.10 MPa。当TiCp添加量为25wt%时硬度达到最大值HRC 67.20。
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图 1 环氧树脂E-51@海藻酸钙微胶囊(SA)制备示意图
Figure 1. Preparation diagram of epoxy resin E-51@calcium alginate absorbent microcapsule (SA)
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图 3 (a)环氧树脂@海藻酸钙微胶囊(SA)的SEM图像；(b)去除核环氧树脂E-51的SA内部SEM图像
Figure 3. (a) SEM image of calcium alginate@epoxy resin (SA) morphology; (b) SEM image of the internal SA of nuclear epoxy resin E-51
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图 4 硅烷偶联剂修饰后微胶囊表面EDS面扫：(a) KH-1扫描位置；(b) KH-1表面N元素；(c) KH-1表面Si元素；(d) KH-2扫描位置；(e) KH-2表面N元素；(f) KH-2表面Si元素；(g) KH-3扫描位置；(h) KH-3表面N元素；(i) KH-3表面Si元素
Figure 4. EDS surface scan images of microcapsules modified with silane coupling agent: (a) KH-1 scanning position; (b) KH-1 surface N elements; (c) KH-1 surface Si elements; (d) KH-2 scanning position; (e) KH-2 surface N elements; (f) KH-2 surface Si elements; (g) KH-3 scanning position; (h) KH-3 surface N elements; (i) KH-3 surface Si elements
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图 5 微胶囊与水泥基体界面结合处形貌SEM图：(a) SA；(b) KH-1；(c) KH-2；(d) KH-3
Figure 5. SEM images of the interface between microcapsule and cement matrix: (a) SA; (b) KH-1; (c) KH-2; (d) KH-3
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图 6 SA和KH-3组样品不同位置处的维氏硬度：(a)测试位置示意图；(b)维氏硬度
Figure 6. Vickers hardness of SA and KH-3 samples at different locations: (a) Schematic diagram of test locations; (b) Vickers hardness
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图 7 掺SA、KH-1、KH-2和KH-3样品的界面粘结强度
Figure 7. Interfacial bonding strength of samples doped with SA, KH-1, KH-2 and KH-3
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图 9 水解处理法修饰微胶囊反应示意图
Figure 9. Schematic diagram of the hydrolysis treatment method for modifying microcapsules
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图 10 直接处理法修饰微胶囊反应示意图
Figure 10. Schematic diagram of the direct treatment method for modifying microcapsules
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图 11 对照组砂浆、掺SA砂浆和掺KH-3砂浆自修复前后的抗压强度
Figure 11. Compressive strength of control group mortar, SA mortar and KH-3 mortar before and after self-repair
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图 12 对照组砂浆、掺SA砂浆和掺KH-3砂浆试样自修复前后的抗水渗透性
Figure 12. Water permeability resistance of mortar, SA mortar and KH-3 mortar samples in control group before and after self-repair
表 1 实验所用P·I 42.5硅酸盐水泥的化学成分及熟料矿物组成
Table 1 Chemical composition and clinker mineral composition of P·I 42.5 Portland cement used in the experiment
Constitute SiO2 Fe2O3 CaO MgO SO3 Na2O eq f-CaO 2CaO·SiO2 3CaO·SiO2 3CaO·Al2O3 4CaO·Al2O3·Fe2O3 Content/wt% 22.15 3.12 64.76 2.98 0.65 0.57 0.90 19.01 59.42 6.36 9.48 Notes: Sodium oxide equivalent (Na2O eq) is the total alkali content in Portland cement, expressed as Na2O; Free calcium oxide (f-CaO) refers to the unreacted calcium oxide present in Portland cement clinker. 
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表 2 实验所用 ISO 标准砂粒径分布
Table 2 ISO standard sand particle diameter distribution used in the experiment
Square hole side length/mm Cumulative screening margin/% Square hole side length/mm Cumulative screening margin/% 2.0 0 0.5 67±5 1.6 7±5 0.16 87±5 1.0 33±5 0.08 99±1
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表 3 偶联剂处理微胶囊的工艺编号
Table 3 Processing code for coupling agent-treated microcapsules
Serial number Process mode mKH792∶mSA KH-1 Hydrolysis method 1∶10 KH-2 Direct method 1∶1 KH-3 Direct method 2∶1 Note: mKH792∶mSA—Mass ratio of silane coupling agent KH792 to epoxy resin E-51@calcium alginate microcapsules.
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[1] 房国豪, 陈锦妹, 王琰帅, 等. 微胶囊自修复混凝土研究进展[J]. 硅酸盐学报, 2023, 51(9): 2423-2432. FANG Guohao, CHEN Jinmei, WANG Yanshuai, et al. Research development on microencapsulated self-healing concrete[J]. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2023, 51(9): 2423-2432(in Chinese).
[2] YANG Z, HOLLAR J, HE X, et al. A self-healing cementitious composite using oil core/silica gel shell microcapsules[J]. Cement & Concrete Composites, 2011, 33(4): 506-512.
[3] WHITE S R, SOTTOS N R, GEUBELLE P H, et al. Correction: Autonomic healing of polymer composites[J]. Nature, 2002, 415: 817. DOI: 10.1038/415817a
[4] XUE C, LI W, LI J, et al. A review study on encapsulation-based self-healing for cementitious materials[J]. Structural Concrete, 2019, 20(1): 198-212. DOI: 10.1002/suco.201800177
[5] MA Y, LIU J, ZHANG Y, et al. Mechanical behavior and self-healing mechanism of polyurea-based double-walled microcapsule/epoxy composite films[J]. Progress in Organic Coatings, 2021, 157: 106283. DOI: 10.1016/j.porgcoat.2021.106283
[6] WANG X F, HAN R, HAN T L, et al. Determination of elastic properties of urea-formaldehyde microcapsules through nanoindentation based on the contact model and the shell deformation theory[J]. Materials Chemistry and Physics, 2018, 215: 346-354. DOI: 10.1016/j.matchemphys.2018.05.041
[7] LYU L, ZHANG H, SCHLANGEN E, et al. Experimental and numerical study of crack behaviour for capsule-based self-healing cementitious materials[J]. Construction and Building Materials, 2017, 156: 219-229. DOI: 10.1016/j.conbuildmat.2017.08.157
[8] MA X, YUAN Q, LIU J, et al. Effect of water absorption of SAP on the rheological properties of cement-based materials with ultra-low w/b ratio[J]. Construction and Building Materials, 2019, 195: 66-74. DOI: 10.1016/j.conbuildmat.2018.11.050
[9] MAULUDIN L M, ZHANG X, RABCZUK T. Computational modeling of fracture in encapsulation-based self-healing concrete using cohesive elements[J]. Composite Structures, 2018, 196: 63-75.
[10] LYU L, GUO P, XING F, et al. Trigger efficiency enhancement of polymeric microcapsules for self-healing cementitious materials[J]. Construction and Building Materials, 2020, 235: 117443. DOI: 10.1016/j.conbuildmat.2019.117443
[11] 张璐, 毛倩瑾, 伍文文, 等. 吸水性微胶囊界面修饰提高水泥基材料抗渗性研究[J]. 硅酸盐通报, 2022, 41(8): 2663-2671. DOI: 10.3969/j.issn.1001-1625.2022.8.gsytb202208008 ZHANG Lu, MAO Qianjin, WU Wenwen, et al. Interface modification of water absorbent microcapsules to improve impermeability of cement-based materials[J]. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2022, 41(8): 2663-2671(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1001-1625.2022.8.gsytb202208008
[12] SOUZA L, AI-TABBAA A. Microfluidic fabrication of microcapsules tailored for self-healing in cementitious materials[J]. Construction and Building Materials, 2018, 184: 713-722. DOI: 10.1016/j.conbuildmat.2018.07.005
[13] MAO Q J, CHEN J Y, QI W J, et al. Improving self-healing and shrinkage reduction of cementitious materials using water absorbing polymer microcapsules[J]. Materials, 2022, 15(3): 847.
[14] MAO Q J, CHEN J Y, WU W W, et al. Multiple self-healing effects of water-absorbing microcapsules in cementitious materials[J]. Polymers, 2023, 15(2): 428.
[15] 郎风超, 朱静, 李云芳, 等. SEM环境下纤维推出技术结合电子束云纹技术表征复合材料界面细观力学性能[J]. 复合材料学报, 2020, 37(6): 1383-1389. LANG Fengchao, ZHU Jing, LI Yunfang, et al. Characterization of interfacial meso-mechanical properties of composites using fiber push-out under SEM combing with electron beam moiré method[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2020, 37(6): 1383-1389(in Chinese).
[16] 戚亮亮, 程乐乐, 余木火, 等. Ⅳ型高压储氢气瓶用碳纤维复合材料界面表征与分析[J]. 合成纤维, 2023, 52(4): 28-32. QI Liangliang, CHENG Lele, YU Muhuo, et al. Interface characterization and analysis of carbon fiber composites for type IV high-pressure hydrogen storage cylinder[J]. Synthetic Fiber in China, 2023, 52(4): 28-32(in Chinese).
[17] JIN X, WU G. Quasi-in-situ analysis of adhesion failure at reduced iron/substrate interface of advanced high strength steel[J]. Materials Characterization, 2023, 197: 112712. DOI: 10.1016/j.matchar.2023.112712
[18] 徐晶, 王彬彬. 浆/集界面纳米改性的多尺度力学表征[J]. 电子显微学报, 2015, 34(6): 492-497. DOI: 10.3969/j.issn.1000-6281.2015.06.008 XU Jing, WANG Binbin. Multi-scale mechanical characterization of nanoscale modification of slurry/collector interface[J]. Journal of Chinese Electron Microscopy Society, 2015, 34(6): 492-497(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1000-6281.2015.06.008
[19] 邱博, 邢书明, 董琦. 颗粒增强金属基复合材料界面结合强度的表征: 理论模型、有限元模拟和实验测试[J]. 材料导报, 2019, 33(5): 862-870. DOI: 10.11896/cldb.201905019 QIU Bo, XING Shuming, DONG Qi. Characterization of interfacial bonding strength of particles reinforced metal matrix composites: Theory model, finite element simulation and experimental test[J]. Materials Reports, 2019, 33(5): 862-870(in Chinese). DOI: 10.11896/cldb.201905019
[20] SHI C, WANG X, ZHAO Y, et al. Bond strength and interface characteristics between magnesium phosphate cement mortar and ordinary Portland cement concrete in a frigid environment[J]. International Journal of Pavement Engineering, 2024, 25(1): 2318610. DOI: 10.1080/10298436.2024.2318610
[21] 中华人民共和国住房和城乡建设部. 挤塑聚苯板(XPS)薄抹灰外墙外保温系统材料: GB/T 30595—2014[S]. 北京: 中国标准出版社, 2014. Ministry of Housing and Urban-Rural Development of the People's Republic of China. Extruded polystyrene board (XPS) thin plaster external insulation system material: GB/T 30595—2014[S]. Beijing: Standards Press of China, 2014(in Chinese).
[22] 中华人民共和国国家质量监督检验检疫总局, 中国国家标准化管理委员会. 干混砂浆物理性能试验方法: GB/T 29756—2013[S]. 北京: 中国标准出版社, 2013. General Administration of Quality Supervision, Inspection and Quarantine of the People's Republic of China, Standardization Administration of the People's Republic of China. Test method for physical properties of dry mixed mortar: GB/T 29756—2013[S]. Beijing: Standards Press of China, 2013(in Chinese).
[23] 中华人民共和国住房和城乡建设部. 建筑砂浆基本性能试验方法标准: JGJ/T 70—2009[S]. 北京: 中国建筑工业出版社, 2009. Ministry of Housing and Urban-Rural Development of the People's Republic of China. Standard of test method for basic properties of building mortar: JGJ/T 70—2009[S]. Beijing: China Architecture & Building Press, 2009(in Chinese).
[24] LLOYD D J, GALLERNEAULT M, WAGSTAFF R B. The deformation of clad aluminum sheet produced by direct chill casting[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 41: 2093-2103.
[25] ZHANG Q, GAO F, ZHANG C, et al. Enhanced dielectric tunability of Ba0.6Sr0.4TiO3/poly(vinylidene fluoride) composites via interface modification by silane coupling agent[J]. Composites Science and Technology, 2016, 129: 93-100. DOI: 10.1016/j.compscitech.2016.04.016
[26] LI H, WANG R, HU H, et al. Surface modification of self-healing poly(urea-formaldehyde) microcapsules using silane-coupling agent[J]. Applied Surface Science, 2008, 255(5): 1894-1900. DOI: 10.1016/j.apsusc.2008.06.170
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期刊类型引用(4)
1. 江海湖，陈刚，贾寓真，刘国跃，胡莎，田茂森. NbC_p/ASP2030高速钢复合材料的制备与性能. 有色金属工程. 2023(05): 23-30 . 
百度学术
2. 赵吉康，肖平安，顾景洪，钟斯远. TiCN_p增强高铬铸铁复合材料的制备与性能. 材料导报. 2023(13): 195-199 . 百度学术
3. 程军，胡宇，杨吉春，范明洋. YG8颗粒对原位铁基金属陶瓷组织和性能的影响. 兵器材料科学与工程. 2023(05): 51-57 . 百度学术
4. 陈刚，邓人钦，贾寓真，刘国跃，吕蓉. WC_p/M42高速钢复合材料的制备与性能. 有色金属工程. 2022(08): 30-38 . 百度学术
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环氧树脂E-51@海藻酸钙微胶囊作为一种吸水性微胶囊，具有吸-释水性能，因而兼具自修复与内养护功能，能够长期稳定、多次发挥自修复作用，对混凝土/砂浆有良好的减缩作用。但由于吸水性微胶囊在水泥硬化过程中会随着基体湿度降低释放出水分、体积收缩，导致微胶囊与水泥基体界面结合力较弱，降低了微胶囊的裂缝触发破裂几率，自修复作用无法充分发挥。
本文利用硅烷偶联剂KH792对环氧树脂E-51@海藻酸钙微胶囊进行表面修饰，以改善微胶囊与水泥基体的界面结合，提升自修复效果。采用扫描电镜、显微硬度测试和拉拔试验等分析测试手段从微观、介观到宏观多尺度表征微胶囊-水泥基体的界面结合情况，并通过砂浆试件损伤修复后的抗压强度和抗水渗透性的恢复率来评价自修复效果。研究表明，海藻酸钙@环氧树脂E-51微胶囊经硅烷偶联剂修饰后，界面结合更为紧密，界面处显微硬度提高了159%，界面粘结强度提高了67%；掺加4wt%(水泥质量)微胶囊的砂浆，荷载损伤修复后的抗压强度恢复率103%，水压力损伤修复后抗渗性恢复率达到118%。硅烷偶联剂表面修饰显著提升了吸水性微胶囊与水泥基体的界面结合情况，水泥基材料自修复效果增强。
含不同微胶囊砂浆的界面粘结强度
砂浆试样自修复前后的抗水渗透性
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