碳纤维增强的Zr41.2Ti13.6Cu12.5Ni10.0Be22.5大块金属玻璃复合材料的制取工艺
碳纤维加固计算表格
说明：1、表中计算采用单位，除有说明外，长度宽度均为毫米，面积为平方毫米
2、使用时请不要修改非数据输入部分数据。
绿色部分为可修改数据。
3、计算依据《碳纤维片材加固修复混凝土结构技术规程》（CECS146:2003
4、加固计算书按照规范要求，以混凝土受压区高度来判断采用的计算公式
5、梁剪跨比λb，对于集中荷载取a/h0，大于3.0时，取3.0，小于1.5时，取1
6、柱剪跨比λc，对于框架柱取Hn/2h0，大于3.0时，取3.0，小于1.0时，取
7、加固形式系数取值：封闭粘贴为1.0，U型粘贴取0.85，侧面粘贴取0.70。
8、有效约束系数，取0.45；轴压比大于0.5且加固时未卸载时取0.36。
9、在判断是否需要考虑二次受力影响时，先输入Mi值，根据结论区的“是否
10、工作表保护密码为123
米，面积为平方毫米。
为可修改数据。
程》（CECS146:2003）。
判断采用的计算公式。
.0，小于1.5时，取1.5。
A为集中荷载作用点到支座边缘的距离。
对于均布荷载取3.0。
3.0，小于1.0时，取1.0。
Hn为框架柱净高度，h0为框架柱截面的有效高度。
，侧面粘贴取0.70。
卸载时取0.36。
，根据结论区的“是否需要考虑二次受力影响”的判断结果，在梁参数输入区的“考虑二次受力 1否则
布荷载取3.0。
区的“考虑二次受力 1否则取0”栏中填入相应的数字。
碳纤维增强Cu-Ti_3SiC_2复合材料的性能与烧结温度的关系
１ 前 言
铜基复合材料不仅强度高 ，导 电性和导热性与
纯 铜 相近 ，而 且 还有 良好 的抗 电弧 浸蚀 和 抗 磨损 能
二硫化钼更低 的摩擦 系数和 良好 的 自润滑性能［ ４ １ 。
基金项 目：高等学校博士学科点专项科研基金资助 （０ ５ ４ ７ ０ ） ２０ ０９ ０２ 作者简介 ：智广林 ，男 ，１ ７ ９ ９年生 ，硕士研究生 ，武汉理工大学 材料复合新技术国家重点实验室 ，湖北 武汉
电话 ：０ ３ ７ １１ ５ ，Ｅ ｍａ ：ｚｉｌ９９ ｏｍ ｉｃｍ １８ １４ １５ － ｉ ｈ １７ ＠ｈｔ ａ ． ｌ ｇ ｌｏ
切 ［］ １。 － ３
韧机制及其效果已有许多报道［］ 为 了进一步提高 ６， － ９
Ｃ — ｉ ｉ： ｕ Ｔ３ Ｃ 的强度 ，采用 添加碳纤维增强 ，在这方 Ｓ
面已有学者做了大量 的研究并有相关报道【 。本 －
实验重点考察烧结温度对添加 ２ ％体积含量碳纤维
三元层状化合物碳硅化钛 Ｔ ＳＣ（ｉｎ ｍ Ｓ — ｉ ｉ： ｒａｉ ｉ ３ １ｔ ｕ ｌ ｉ ｎＣ ｒｉ ） ｃ ａ ｄ 陶瓷同时具有金属和陶瓷的优 良性能。 ｏ ｂｅ
２ 实Βιβλιοθήκη 验 ２１ 试样 制备 ．
实验所采用 的原料为 ：铜粉 （６ ｍ） 碳纤维 ７ ； （ 吉林 炭素厂生 产 的 ３ 、Ｐ Ｎ基碳纤维 ，每根单 Ｋ Ａ 丝直径 ７ ｍ，密度 为 １ ６ｇ ｍ） ｉｉ： （ ． ， ３；Ｔ３ Ｃ 粉 本实 ７ ｃ Ｓ
收 稿 日期 ：２０ － ２ ２ ０７０ —５
基于D-P本构的Vit1型金属玻璃激光加热辅助切削仿真研究
基于D-P本构的Vit1型金属玻璃激光加热辅助切削仿真研究金蒙; 赵岩; 赵光光; 符加彬; 王加春【期刊名称】《《高技术通讯》》【年(卷),期】2019(029)010【总页数】9页(P1003-1011)【关键词】金属玻璃; D-P本构模型; 激光加热辅助切削; 仿真研究; 切削力【作者】金蒙; 赵岩; 赵光光; 符加彬; 王加春【作者单位】燕山大学机械工程学院秦皇岛 066004; 河北省重型智能制造装备技术创新中心秦皇岛 066004【正文语种】中文0 引言金属玻璃属于非晶态合金，是一类通过快速冷凝技术制备而成的新型工程材料。
其微观结构具有长程无序、中短程有序的特点，并且不存在晶界、位错等晶体缺陷，因而具有优异的力学、物理和化学性能。
金属玻璃已经成功应用在变压器、生物医药、高端体育器材和航空航天等领域[1]。
金属玻璃在常温下具有高硬度高强度特征，属于典型的难加工材料，国内外学者研究发现采用常规方法加工金属玻璃时存在切削温度高，刀具磨损严重等问题[2-4]。
同时，材料领域的实验研究证实金属玻璃是一种温度敏感材料[5]，温升会显著降低金属玻璃的硬度。
鉴于这两个方面的原因，利用激光加热辅助切削(laser assisted machining，LAM)技术的热效应软化块体金属玻璃的表层材料，理论上可以大幅提升金属玻璃的切削加工性能。
LAM技术通过激光加热软化切削区材料，再利用刀具进行切削加工[6]，与常规加工方法相比在降低切削力、延长刀具寿命、提高加工质量和加工效率等方面展现出许多优势，为解决难加工材料的加工提供了一种有效途径[7]。
国内外学者已经利用LAM技术对工程陶瓷、钛合金等典型的难加工材料进行了一系列研究。
Anderson等人[8]对Inconel718材料进行了激光加热辅助车削加工，较常规加工比切削能(去除单位体积材料所需要的切削能量[9])降低25%，刀具寿命提高2～3倍。
Hedberg等人[10]对钛合金材料Ti6Al4V进行了激光辅助铣削加工实验研究，相比于常规加工，切削力降低30%～50%，表面残余应力降低10%，加工成本节省33%。
非晶合金强度理论介绍
xxxxx 大学非晶合金强度理论姓名： xxx 学号： xx学院：材料科学与技术学院专业：xx题目：非晶合金强度理论2016年5月 xx非晶合金的强度理论摘要：非晶合金的力学性能是目前非晶材料领域最受关注的性能,因为非晶合金尤其是块体非晶合金具有独特的力学性能如超高强度和断裂韧性、高硬度、低弹性模量、独特的形变和断裂行为等;块体非晶合金是迄今为止发现的最强、最硬、最软和最韧的金属结构材料;本文主要介绍非晶合金的强度、塑性脆性等非晶合金最显著、最有特点的力学性能及相关的研究进展;1. 非晶合金的强度和硬度提高材料的强度是材料领域永恒的课题,因为人们对高强度材料的追求是无止境的;另一方面,强度的物理机制一直是重要而基础的物理问题;对强度物理本质的理解也是认知凝聚态物质本质的关键性钥匙;J Frenkel1首先从理论上给出强度的物理机制,并估算出理想晶体的强度; 他假设晶体的原子被囚禁在周期势井φγ =φ0sin2πγ/4γ0中,固体断裂对应于使这些原子克服势垒即所有键断开所需要的最小的力τc: τc=φ0γ|γ=γc;这样得到晶体固体的理想强度或极限强度,τc= 2Gγc/π ≈ G/10;他的工作不仅首次给出晶体固体强度的物理本质的图像,最终还导致位错等缺陷概念的提出和发现,意义重大;对非晶固体强度和高弹性极限的物理本质的认识,我们并不清楚非晶甚至最简单的以原子为组成单元的非晶合金的高强度的本质;2 大块非晶合金为研究非晶物质强度和形变提供了理想体系;实验发现非晶合金的强度和模量具有线性关联12：τc /G ≈0.036 <<1/10τc是切变强度,可以看出其强度仍然远小于理想强度;实验还发现非晶合金的强度取决于其弹性模量以及冻结在非晶合金中的构型configuration ;最近提出的流变单元的概念可以解释非晶合金强度的结构原因：非晶强度主要取决于其键合强度用模量表征和类液体的流变单元类似缺陷的软化作用,可近似表示成：τc = 2γc G ideal/1 + α 1这里G ideal 是理想非晶的切变模量,α是与流变单元的含量有关的参量;高强度是非晶合金最显著和独特的力学特征之一;非晶合金由于没有晶体中的位错、晶界等缺陷,因而具有很高的强度和硬度; 其强度接近于理论值,几乎每个合金系都达到了同合金系晶态材料强度的数倍;如钴基块体非晶合金的断裂强度可达到6.0GPa3,创造了现今金属材料强度的最高纪录；其它非晶合金如Fe基非晶合金断裂强度可达3.6GPa,是一般结构钢的数倍；锆基非晶合金约2.0GPa,镁基约1.0GPa,都高于相应的传统的晶态合金4;另外,非晶合金的弹性极限是一般晶体合金几倍到几十倍,可以达到2%;高弹性使得非晶合金成为一种储存弹性能极佳的材料;所以块体非晶合金的第一个应用就是体育用品;用Zr基非晶合金制作的高尔夫球杆上的击球头,它可以将接近99%的能量传递到球上,其击球距离明显高于其它材料制作的球杆;利用块体非晶合金高弹性的特点还可以制作复合装甲夹层,它可以延长子弹与装甲之间的作用时间,从而减缓冲击和破坏;非晶合金复合有可能成为第三代穿甲材料;研究发现非晶合金的强度具有尺寸效应,接近纳米尺度的非晶合金丝具有比其同成分块体非晶合金具有更高的强度和弹性极限5,比如CuZr基非晶合金在亚微米尺度的强度可以从1.5GPa提高到约2.5GPa,弹性极限从∼2% 提高到∼2.5%；到纳米尺度,其强度提高到约3.5GPa,弹性极限提高到∼4%,甚至更高;这可能是因为对小尺寸非晶合金,其“缺陷”或者流变单元少,即上式中α值小的缘故;但是,非晶合金也不一定都具有超高强;最近物理所合成出一系列超低强度的非晶合金;这类非晶合金的强度接近聚合物塑料,又被称作金属塑料6;这类同时具有塑料和金属的优点的材料,在很多领域都具有潜在的应用和研究价值;比如可使很多复杂工件的加工制造更加容易和便宜,在汽车、军工、航空等领域有潜在应用价值；它是优良的可进行纳米、微米加工和复写的材料;在基础研究方面,它为深入认识非晶合金的成型规律以及过冷液体特性提供了理想的模型材料;从本文前面介绍的模量关联和上式1可以看出,非晶合金的强度和模量有很好的线性关系;所以,通过杨氏模量和强度具有线性的关联的经验规则,可以帮助探索和设计具有所需要强度的非晶合金甚至其它非晶材料4;但是,非晶强度物理本源仍是一个重要的基础问题,对非晶强度的认识和研究将会一直受关注;2非晶合金的强化研究非晶合金具有高强的显著优点,同时也有明显缺陷;但是多数非晶合金作为结构材料有个致命的缺陷就是缺乏宏观室温塑性变形能力;这是因为非晶作为冷冻液体弛豫时间太慢,在常规应变速率的作用下,只有局域的原子发生剧烈形变,并且这种局域形变不易滑移,因此形成局域的软化剪切带,并很快地转变形成裂纹,最终导致脆性断裂; 脆性是结构材料必须避免的,因为脆性意味着在外力作用下如拉伸、冲击等仅产生很小的变形即可破坏性的断裂,而且断裂的时间和方式具有随机性;所以脆性材料用作结构材料意味着没有安全性;从而限制了其在工程材料领域的应用;在非晶相基体上引入韧性相以阻止剪切带的扩展而得到非晶复合材料,是改善其塑型的有效途径;这种材料既具备非晶合金的高强度,同时又具有良好的室温塑型变形能力,可以从本质上改善块体非晶合金的应用局限性;Conner7和Gilbert8等人最早对块状Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10.0Be22.5非晶合金的断裂韧性K1C进行了测试;采用三点弯曲法,试样的厚度为2.2mm,测得K1C约55MPa·m1/2; 相当于高强钢和Ti合金的水平;2001年,Xing9采用真空吸铸法制备出直径3mm 的Zr59Ta5Cu18Ni8Al10非晶合金,压缩时的塑性变形为 4.9%左右;2005 年,Jayanta10研制出具有超高强度和较高塑性的CuZr非晶合金材料,断裂强度达2265 MPa,同时具有一般非晶材料中不具备的加工硬化效应和极大的延展性延展率达20%；随后,Wang11在2007年研制出Zr61.88Cu18.00Ni10.12Al10非晶合金,它在室温条件下同时具有超高塑性,延展率达160%;最新的研究表明：采用非晶/强化相/纳米晶复合的形式,将进一步提高材料的力学性能;中国科学院汪卫华12等在研究掺杂碳对Zr 基Zr-Ti-Cu-Ni-Be非晶合金热稳定性和硬度等性能的影响时发现,当掺入超过一定量的碳时,将在非晶基体上出现分布均匀的多晶颗粒；加入适量的碳不但可以提高大块非晶合金的强度,而且在退火时还可导致非晶合金的晶化,在具有多晶颗粒的非晶基底上再形成纳米晶,从而进一步提高合金的强度;最近日本科学家高木诚13等通过在熔炼Zr55Al10Ni5Cu30合金时加入过量的Zr和石墨,制成含有10%ZrC 颗粒的Zr基非晶复合材料,再对该复合材料进行不同温度退火处理;随着退火温度的增加,界面上的晶粒尺寸增加至100nm左右时基本稳定,基体中则主要是20～40nm的微细晶粒,材料的硬度随着晶化相体积分数的增加而进一步提高;3总结由于非晶合金特殊的结构导致了其与晶体材料在性能上有很大的差异;相比晶体材料非晶合金具有高强度,高硬度,低弹性模量以及优异的耐磨性和耐腐蚀性能;但由于非晶合金的室温塑性变形能力很差,所以在工程的应用受到了限制;但通过对非晶合金进行晶化和第二相的加入很大程度上提高了它的室温塑性变形能力;使非晶合金材料的应用更加广泛;。
Rare_earth_based_bulk_metallic_glasses译文
作者：非结晶固体稀土基大块金属玻璃近日，稀土基大块（REBMGs）金属玻璃吸引了越来越多的关注，由于其独特的性能和功能玻璃材料的应用潜力。
显示这些REBMGs如重费米子的行为，接近室温热塑性性能许多迷人的性质，优良的磁热效应，硬磁和polyamorphism，所有这些感兴趣的不仅对基础研究，而且也为冶金和技术。
这些特点和属性是归因于独特的电子，磁性和原子的REBMGs结构。
在这审查文件中，制造，玻璃形成能力，polyamorphism，弹性，热，物理性质总结和讨论。
由于稀土元素独特的电子结构，在REBMGs电，磁性质特别处理。
有关工程启示寻求与可控性和了解大自然的玻璃形成新的金属玻璃。
作为功能材料的发展可能REBMGs促进和扩大商业金属玻璃的应用。
1。
简介大块金属玻璃（非晶合金），它打开了新的机遇基础研究和商业应用，已引起世界的广泛关注。
广泛的工作已经开展了对设计各种独特的属性的新非晶合金。
许多在基础研究和应用取得了成果，虽然许多问题仍然悬而未决。
稀土（RE）的元素已被用来作为重要的合金元素轻微和/或过程中非晶合金[1-5]发展的主要组成部分。
在80年代末，井上小组发现特殊的玻璃形成能力在La- Al - Cu 系（建筑面积）（镍）合金[2]并研制成功完全玻圆柱形样品直径可达5毫米铜铸造模具。
后来，散装玻镁铜Ÿ，镁镍- Y和锆铝镍铜合金，也开发出了较低的冷却速率100 K / s的[6,7]。
1993年，约翰逊组制定了一项Zr41.2Ti13.8-Cu12.5Ni10Be22.5合金的建筑面积（Vit1）接近的氧化物眼镜[8]。
这些作品提供一个新的起点上，非晶合金有前途的结构和功能材料。
1996年，稀土钕基大块（REBMGs）金属玻璃硬磁特性在室温（RT）的有已开发[9-13]。
这些硬磁学性质是认定一个唯一的聚集非晶态结构，同时详细机制仍然不清楚。
2003年，Y型的SC -铝有限公司直径25毫米至REBMGs制定了由潘组[14]和Pr（Nd）的铝，镍铜与5毫米直径REBMGs制备了由本集团[15]。
块体非晶合金材料的性能、应用及展望
块体非晶合金材料的性能、应用以及展望引言：非晶态合金又称为金属玻璃，具有长程无序、短程有序的亚稳态结构特征。
固态时其原子的三维空间呈拓扑无序排列，并在一定温度范围内这种状态保持相对稳定。
与传统的晶态合金相比，非晶合金具备很多优异的性能，如高强度、高硬度、耐磨和耐腐蚀等，因而引起人们极大的兴趣。
一、非晶合金的发展历程自1960 年加州理工学院的P.Duwez 小组采用液态喷雾淬冷法以106K/s 的冷却速率从液态急冷获得Au-Si 非晶合金以来，人们主要通过提高冷却速度的方法来获得非晶态结构。
由于受到高的临界冷却速率的限制，只能获得低维的非晶材料（非晶粉、丝、薄带等），这在很大程度上限制了非晶的应用，特别是阻碍了对其力学、物理等性能的研究。
20 世纪80 年代末90 年代初，日本东北大学（Tohoku University）的T.Masumoto 和A.Inoue 等人发现了具有极低临界冷却速率的多元合金系列，如Mg-TM-Ln，Ln-AI-TM，Zr-AI-TM，Hf-AITM ，Ti-Zr-TM（Ln 为铡系元素，TM 为过渡族元素）。
1993 年W.L.Johnson 等人发现了具有临界冷却速率低达1K/s 的Zr 基大块非晶合金。
经过二十多年的发展，非晶从只有几个微米到现在的厘米级别，现在已经有6 个体系（锆基: Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10.0Be22.5， Zr55Al10Ni5Cu30；铂基：Pd40Cu30Ni10P20；钇基：Y36Sc20Al24Co20；钯基：Pt57.5Cu14.7Ni5.3P22.5；镁基：Mg54Cu26.5Ag8.5Gd11）临界尺度达到了20mm。
对非晶态的大量研究表明，非晶合金中不存在晶界、位错、层错等晶体缺陷，非晶合金具有传统的晶态金属所不具有的诸多优良性能，如良好的机械、物理、化学性能以及磁性能。
鉴于大块非晶合金优良的力学、化学及物理性能以及在电子、机械、化工、国防等方面具有广泛的应用前景，大块非晶合金的研制就具有重要的技术和经济价值，是一个具有广阔发展前景的研究领域。
金属及合金表面功函数研究
PLEASE SCROLL DOWN FOR ARTICLEThis article was downloaded by: [Su, H. L.]On: 14 March 2011Access details: Access Details: [subscription number 934653370]Publisher Taylor & FrancisInforma Ltd Registered in England and Wales Registered Number: 1072954 Registered office: Mortimer House, 37-41 Mortimer Street, London W1T 3JH, UKPhilosophical Magazine Letters Publication details, including instructions for authors and subscription information:/smpp/title~content=t713695410Changes of hardness and electronic work function ofZr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5 bulk metallic glass on annealing K. Luo a ; W. Li a ; H. Y. Zhang a ; H. L. Su aa Faculty of Material and Photoelectronic Physics, Key Laboratory of Low Dimensional Materials &Application Technology (Ministry of Education), Xiangtan University, Hunan, Xiangtan 411105, PRChina First published on: 02 February 2011To cite this Article Luo, K. , Li, W. , Zhang, H. Y. and Su, H. L.(2011) 'Changes of hardness and electronic work function of Zr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5 bulk metallic glass on annealing', Philosophical Magazine Letters, 91: 4, 237 — 245, First published on: 02 February 2011 (iFirst)To link to this Article: DOI: 10.1080/09500839.2010.539989URL: /10.1080/09500839.2010.539989Full terms and conditions of use: /terms-and-conditions-of-access.pdf This article may be used for research, teaching and private study purposes. Any substantial or systematic reproduction, re-distribution, re-selling, loan or sub-licensing, systematic supply or distribution in any form to anyone is expressly forbidden.The publisher does not give any warranty express or implied or make any representation that the contents will be complete or accurate or up to date. The accuracy of any instructions, formulae and drug doses should be independently verified with primary sources. The publisher shall not be liable for any loss,actions, claims, proceedings, demand or costs or damages whatsoever or howsoever caused arising directly or indirectly in connection with or arising out of the use of this material.Philosophical Magazine LettersVol.91,No.4,April 2011,237–245Changes of hardness and electronic work function ofZr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5bulk metallic glass on annealingK.Luo,W.Li *,H.Y.Zhang and H.L.SuFaculty of Material and Photoelectronic Physics,Key Laboratory of Low Dimensional Materials &Application Technology (Ministry of Education),Xiangtan University,Hunan,Xiangtan 411105,PR China(Received 5April 2010;final version received 9November 2010)The hardness and electronic work function (EWF)of a bulk metallic glass,namely Zr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5,have been studied experimentally,withan emphasis on the effect of heat treatments.The glass was annealed atdifferent time and temperatures,and its hardness and EWF measured usingthe Rockwell indentation technique and a scanning Kelvin probe system,respectively.It is found that the EWF decreases with annealing time andtemperature,whereas the hardness increases.This study shows a closerelationship between hardness and EWF,indicating that the EWF could bea sensitive parameter for characterising and investigating the mechanicalbehaviour of BMG at the electronic level.Keywords:bulk metallic glass;annealing;electronic work function;hardness1.Introduction There has been much interest in bulk metallic glasses (BMGs)because of their potential engineering applications [1,2].Compared with crystalline alloys,metallic glasses exhibit excellent mechanical properties including high compressive strengths and hardness values [1–4].Besides,they show high corrosion and wear resistance,aswell as good magnetic properties [5].Alloy systems,such as Zr–Ti–Cu–Ni–Be and Pd–Cu–Ni–P,have good glass-forming ability (cooling rates below 100K/s)and can be prepared using recent developments [6,7].However,these glasses are extremely brittle [8,9],which compromises their potential engineering applications.Despite all the virtues of BMGs,the disadvantage of low plasticity,arising from their disordered atomic structure [10],needs further investigation.To investigate the disordered atomic structure,the glass transition of BMGs has attracted much attention,because it impinges on the development of new systems of BMGs as well as being of intrinsic interest.The glass transition,i.e.the transition from a state of internal equilibrium (supercooled liquid)into a non-equilibrium state (glass)and back,is associated with a change in enthalpy;see for example [11,12].In the study of BMGs,the glass transition temperature,T g ,is one of the most *Corresponding author.Email:wenl@ualberta.caISSN 0950–0839print/ISSN 1362–3036onlineß2011Taylor &FrancisDOI:10.1080/09500839.2010.539989D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011important characteristic parameters.When a glass is annealed at a temperature 5T g ,structural relaxation (so-called physical ageing)takes place [11,12].In this process,the molecular mobility changes and there is a decrease in enthalpy and free volumes [13].The decrease in free volume during the annealing process makes plastic deformation more difficult and thus embrittlement occurs [14,15].Characterisation of the mechanical properties of BMGs is very important for structural applications.Hardness,as a measure of resistance to permanent deformation and thus to wear,is an important parameter for applications.The Rockwell hardness (HR)test is the most widely used mechanical method for determining hardness.The HR test,introduced in the 1920s,was developed based on force and displacement calibrations [16,17].Its measurement uncertainties have been largely reduced in recent years by new methods,such as the employment of stylus and laser interferometry techniques [17].In order to achieve a fundamental understanding of the mechanical properties of BMGs,it is necessary to take investigations to the electron level.As a fundamental characteristic of solid surfaces,the electronic work function (EWF)is a promising parameter suitable for such studies.The EWF of a metal is defined as the difference between the electrochemical potential inside the metal and the electrostatic potential just outside it [18].It can be easily determined using the scanning Kelvin probe (SKP)technique [19].The measurement system consists of a digital oscillator,a data acquisition unit and a sample translation device,controlled by a host PC.On account of its inherent high surface sensitivity and lateral resolution,it can be employed more powerfully for the analysis of a wider range of materials,at different temperatures and pressures,than any other surface analysis techniques [18,19].In this letter,we report the measurements of hardness and EWF of BMG samples,which were heat treated for different annealing times and temperatures.The aim is to establish a relationship between the hardness and the EWF,which can be useful when investigating the microstructure of BMGs.2.Experimental detailsThe material used in this study has a composition of Zr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5,which can be prepared by mature processing technology and has shown promising applications.Alloy ingots were prepared by arc melting mixtures of pure metal elements in a titanium-gettered argon atmosphere,followed by suction casting into a copper mould at about 1atm pressure.BMG samples with dimensions of 12Â3Â2mm 3(the size of the copper mould)were annealed in a resistance furnace for times of 30and 60min,and at four temperatures,320 C,360 C,380 C and 450 C,during both annealing periods.The crystalline structures of the as-cast and annealed samples were characterised by X-ray diffraction.Thermal analysis was performed by differential scanning calorimetry (DSC)under an argon atmosphere at a heating rate of 0.33K/s.Rockwell indentation experiments were conducted using a Wilson indenter ( ¼60 ).Both geometrical and non-geometrical factors affect the hardness performance of the indenters.Geometrical properties include the mean tip radius and the maximum and minimum radii,profile peak and profile valley deviations,the238K.Luo et al.D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011mean cone angle as well as the maximum and minimum cone angles,the cone flank straightness,any holder axis alignment error,surface roughness and surface defects.Non-geometrical factors include the mechanical properties of the diamonds and the soldering of the diamond prism into the holder.Here,the maximum loads (F max )were chosen as 10,20,30,40and 50N for the Rockwell test.The loading rate and the holding time at the maximum load were controlled at 0.02N/s and 100s,respectively.Prior to the indentation tests,the samples were polished in successive steps to 1m m finish using diamond pastes.The EWF was measured using an SKP system,which was provided by KP Technology Ltd.(Caithness,UK).The system had high resolution (550m eV)and the probe spacing could be controlled within 40nm.A three-axis microstepper positioner permitted high-resolution sample positioning (0.4m m/step).In this study,a gold tip with a diameter equal to 1mm was used and the oscillation frequency of the Kelvin probe was set as 173Hz.The tested samples were then lightly polished using a slurry containing aluminium oxide powder (0.05m m).After polishing,the samples were ultrasonically cleaned in reagent-grade acetone (10min)and reagent alcohol (5min).All tests were carried out on the polished surfaces without etching in order to reduce the probability of formation of surface films.For the EWF measurement,the surface under study was scanned line by line by the Kelvin probe over an area of 1Â1mm which covered 10Â10¼100points.Each measured value is therefore an average over 100measurements,which is statistically more precise than that of a measurement at a single point.In this study,all presented EWF values were obtained by averaging four measurements.3.Results and discussion Figure 1shows DSC thermograms of the as-cast and the isothermal annealed samples.They exhibit an endothermic feature characteristic of the glass transition.Here,T g is defined as the onset temperature of the glass transition,T x is the onset temperature of the crystallisation event.D T ,defined as T x ÀT g ,is referred to as the supercooled liquid region.The DSC trace of the as-cast alloy reveals that the glasstransition temperature is 623K and the supercooled liquid region spans 80K before the onset of crystallisation at 703K.A comparison between the DSC scans obtained from the as-cast and the annealed samples shows no obvious difference.However,closer examination of the glass transition regime (indicated by the dotted box in Figure 1a,and shown magnified in Figure 1b)reveals subtle but systematic changes at about 650K.A sharp exothermic peak is observed for the as-cast glass prior to the endothermic reaction caused by the glass transition,and the exothermal enthalpy is about 18J/g.With increasing annealing temperature,the height of exothermic peak reduces gradually.After 523K (12h),573K (12h),593K (1h)and 633K (1h)annealings,the exothermal enthalpy values are 13,7.2,8.4and 2.7J/g,respectively.This means that annealing at 633K for 1h leads to a reduction in the exothermal enthalpy by 85%with respect to that of the as-cast sample.The exothermic peak prior to T g during the DSC measurements is known to be caused by structural relaxation well below the glass transition temperature [20–24].It has been well-documented that the exothermic enthalpy is the result of annihilation Philosophical Magazine Letters 239D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011of excess free volume,D v f .The reduction in the free volume D v f gives rise to a heat release D H ,when the glass sample is heated in DSC,and D H is proportional to D v f[20–24].Hence,it is possible to estimate the free-volume changes that occur during annealing by monitoring D H [20–24].From Figure 1b,it can be seen that DHFigure 1.(a)DSC curves of the as-cast and annealed samples and (b)enlarged view of the glass transition regime.240K.Luo et al.D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011gradually decreases on account of the reduction of free volume upon structural relaxation annealing.So,we choose the proper annealing temperatures for low-temperature heat treatment based on the result of DSC to investigate the microstructure of the metallic glass.The result of the latter experiment can be interpreted by the free-volume theory.The as-cast and annealed samples were studied by scanning electron microscopy (SEM).Shallow wells on the surface of the BMGs were seen (Figure 2)after 60min of annealing.They became more obvious although the amount of them was unchanged as the annealing temperature became higher.These changes were attributed to structural relaxation in the annealing process according to the analysis of Cernoskov et al.[12].One can see from Figure 2that the graininess is in existence both before and after annealing.This means that crystallisation has not taken place,thus allowing the study of microstructural changes during low-temperature annealing in this study.Figure 3shows the variations in the EWF of annealed Zr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5samples with respect to annealing temperature and annealing time.From Figure 3a,one can see that the EWF decreased as the annealing temperature increased.When the annealing temperature increased below the onset of crystallisation at 430 C (703K),both curves decreased gradually following an approximate linear relation-ship,and then decreased further when the annealing temperature reached 445 C.Moreover,by comparing the two curves in Figure 3a,one can see that the EWF of the 60min annealed samples was lower that of the 30min annealed ones at each annealing temperature,with an approximately constant decrement,except for the point at 450 C.As can also be seen in Figure 3b from another perspective,the EWF decreased as the annealing time increased while the as-cast sample and a 10min annealed sample were added for comparison,for an annealing temperature of 380 C.The decrease in the EWF becomes more gradual as the annealing time is continuously increased.These results indicate that the annealing treatment lowers the minimum energy required to extract an electron from the inside of a bulk solid to the outside.This may arise from a falling free volume in the annealed BMG.Wigner and Bardeen [25]proposed that the work function can be expressed as¼À þD ¼À Àep "0:ð1ÞFigure 2.SEM micrographs of the (a)as-cast,(b)360 C annealed (t ¼60min)and (c)450 C annealed (t ¼60min)alloys.Philosophical Magazine Letters 241D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011The first term in Equation (1)is the bulk chemical potential of the electrons relative to the mean electrostatic potential in the metal interior,and the second term corresponds to the energy necessary to penetrate the dipole barrier D at the surface.The surface dipole barrier is formed by the redistribution of electron density on the surface and the chemical potential is a parameter that is inversely proportional to the free volume [26].Since is inversely proportional to the free volume of the bulk[27],Figure 3.Variations of the EWF of the annealed samples treated during (a)isochronal annealing and (b)isothermal annealing.242K.Luo et al.D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011the EWF decrease as the free volume is decreased by annealing is consistent with the EWF results.Therefore,when the free volume decreases gradually by low-temperature isochronal annealing,the EWF decreases approximately linearly as shown in Figure 3a.The decline became more obvious when the annealingtemperature lies beyond the onset of crystallisation temperature,which results in the annihilation of excess free volume.Similarly,the EWF decreases as the annealing time increases,which also has a positive effect on the decline of free volume.Figure 4shows the variation of hardness of 60min annealed Zr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5BMG with respect to various annealing temperatures,and compared with the work function curve.It can be seen that the hardnessincreases with the annealing temperature during low-temperature annealing because of structural relaxation,which is consistent with previous studies [26,28–30].The hardness displays an obvious rise in the first period of increasing annealing temperature,after which the curve becomes smoother when the annealing temper-ature exceeds the onset of crystallisation temperature.An increase in hardness with annealing has been reported for a wide variety of BMGs [31].In most cases,the hardness increase is linear with the crystalline volume fraction and this is attributed to micromechanisms in the nanocrystalline phase [32].It has also been suggested that solute enrichment in the amorphous phase arising from primary crystallisation could be responsible for the continuous increase in the hardness even when the crystalline phase is softer [32].Structural relaxation occurs through the annealing treatment and the free volume decreases.Thus,the two curves in Figure 4show an inverse relationship.A higher EWF value corresponds to a lower hardness.In summary,structural relaxation of the BMG,caused by an increase in the annealing temperature or the time,decreases the free volume,resulting in an increase in the Figure 4.Variations of the EWF and hardness of 60min annealed samples with respect to annealing temperatures.Philosophical Magazine Letters 243D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011EWF and a decrease in the hardness.The relationship between EWF and hardness indicates that the EWF is a very promising parameter for fundamental understand-ing of the mechanical properties of BMG.4.ConclusionsIn this study,we have investigated the effects of isochronal and isothermal annealing treatments on the hardness and the EWF of a BMG with a composition of Zr 41.2Ti 13.8Cu 12.5Ni 10Be 22.5.The experimental results show that the EWF of the metallic glass decreases with an increase in the annealing time and temperature while the hardness increases with an increase in the annealing temperature.Moreover,there is a relation between the variation of EWF and hardness,namely if the annealing temperature is below the glass transition temperature (430 C),the EWF decreases and the hardness increases gradually,whereas if the annealing temperature is above 445 C,the decrease in EWF and the increase in hardness both become significantly greater.Such results can be interpreted using the concept of structural relaxation and free-volume theory.The relationship between hardness and EWF indicates that the latter is closely related to mechanical properties and could thus be used a sensitive parameter for characterising and investigating the mechanical behaviour of BMGs.Acknowledgements The authors acknowledge the financial support of the Natural Science Foundation of China (Reference Nos.10972190,10872177and 20973146245),and the State Key Laboratory of Advanced Metals Materials 246(Reference No.EG512677781CN).The project is also sponsored by the Scientific Research Foundation for Returned Overseas Chinese Scholars,State Education Ministry.References[1]A.Inoue,B.L.Shen,A.R.Yavari and A.L.Greer,J.Mater.Res.18(2003)p.1487.[2]V.Keryvin,V.H.Hoang and J.Shen,Intermetallics 17(2009)p.211.[3]C.J.Gilbert,R.O.Ritchie and W.L.Johnson,Appl.Phys.Lett.71(1997)p.476.[4]J.Das,W.Lo ser,U.Ku hn,J.Eckert,S.Roy and L.Schultz,Appl.Phys.Lett.82(2003)p.4690.[5]J.F.Loffler,Intermetallics 11(2003)p.529.[6]T.Waniuk,J.Schroers and W.Johnson,Appl.Phys.Lett.78(2001)p.1213.[7]Y.Gao,J.Shen,J.Sun,D.Chen,G.Wang,H.Wang,D.Xing,H.Xian and B.Zhou,Mater.Lett.57(2003)p.2341.[8]P.Hess,S.Poon,G.Shiflet and R.Dauskardt,J.Mater.Res.20(2005)p.783.[9]X.Gu,S.Poon and G.Shiflet,J.Mater.Res.22(2007)p.344.[10]X.H.Lin and W.L.Johnson,J.Appl.Phys.78(1995)p.6514.[11]I.M.Hodge,J.Non-Cryst.Solids 169(1994)p.211.[12]E.Cernoskov,Z.Cernosek,J.Holubov and M.Frumar,J.Non-Cryst.Solids 284(2001)p.73.[13]M.Yan,J.F.Sun and J.Shen,J.Alloys Compds.381(2004)p.86.244K.Luo et al.D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011[14]N.Nagendra,U.Ramamurty,T.T.Goh and Y.Li,Acta Mater.48(2000)p.2603.[15]P.Murali and U.Ramamurty,Acta Mater.53(2005)p.1467.[16]G.Barbato,S.Desogus and R.Levi,VDI Ber.(1978)p.97.[17]J.F.Song,S.Low,D.Pitchure,A.Germak,S.DeSogus,T.Polzin,H.-Q.Yang and H.Ishida,Measurement 24(1998)p.197.[18]W.Li and D.Y.Li,Wear 253(2002)p.746.[19]W.Li and D.Y.Li,J.Chem.Phys.122(2005)p.064708.[20]F.Spaepen,Acta Metall.25(1977)p.407.[21]A.van den Beukel and S.Radelaar,Acta Metall.31(1983)p.419.[22]S.S.Tsao and F.Spaepen,Acta Metall.33(1985)p.881.[23]A.van den Beukel and J.Sietsma,Acta Metall.38(1990)p.383.[24]A.Slipenyuk and J.Eckert,Scr.Mater.50(2004)p.39.[25]E.Wigner and J.Bardeen,Phys.Rev.48(1935)p.84.[26]G.He,J.Eckert and M.Hagiwara,Mater.Lett.60(2006)p.656.[27]W.J.Wright,T.C.Hufnagel and W.D.Nix,J.Appl.Phys.93(2003)p.1432.[28]J.Gutierrez,J.M.Barandiar,P.Minguez,Z.Kaczkowski,P.Ruuskanen,G.Vlas,P.Svec and P.Duhaj,Sens.Actuators A Phys.106(2003)p.69.[29]J.Gutierrez,J.M.Barandiaran and Z.Kaczkowski,Mater.Sci.Eng.370(2004)p.392.[30]J.Filipecki and A.V.D.Beukel,J.Mater.Sci.Lett.9(1990)p.1169.[31]J.Basu,N.Nagendra,Y.Li and U.Ramamurty,Phil.Mag.83(2003)p.1747.[32]A.L.Greer,Mater.Sci.Eng.A 304–306(2001)p.68.Philosophical Magazine Letters245D o w n l o a d e d B y : [S u , H . L .] A t : 01:20 14 M a r c h 2011。
碳纤维增强聚合物复合材料水导激光切割损伤机理研究
第３５卷第４期中国机械工程V o l ．３５㊀N o ．４２０２４年４月C H I N A M E C HA N I C A LE N G I N E E R I N Gp p．７００Ｇ７１０碳纤维增强聚合物复合材料水导激光切割损伤机理研究陈忠安１,２,３㊀包彬颖１,２,３㊀张广义２,３㊀潮阳２,３㊀王玉峰２,３㊀姚喆赫１焦俊科４㊀张文武２,３１．浙江工业大学机械工程学院,杭州,３１００２３２．中国科学院宁波材料技术与工程研究所,宁波,３１５２０１３．全省航空发动机极端制造技术研究重点实验室,宁波,３１５２０１４．扬州大学机械工程学院,扬州,２２５１２７摘要:碳纤维增强聚合物(C F R P )复合材料在水导激光加工后,切缝表面和横截面存在热损伤,这些损伤是影响材料力学性能㊁降低材料服役性能的重要因素.针对该问题,采用试验方法分析了加工参数对沟槽几何形貌和表面形貌的影响规律,研究了沟槽表面和横截面的热损伤形成机理.研究结果表明:高激光功率㊁低脉冲频率和低切割速度可有效增大沟槽深度;激光与材料的相互作用和水射流的冲刷作用是形成沟槽表面热损伤的主要原因.在２mm 厚C F R P 切割试验中发现:横截面热影响区宽度与纤维排布方向有关,０ʎ碳纤维热影响区宽度最大,４５ʎ和１３５ʎ碳纤维热影响区宽度次之且宽度相近,９０ʎ碳纤维热影响宽度最小;另外,提高水射流速度有利于抑制热影响区的扩展,水射流速度由８０m /s提高至１２０m /s ,最大热影响宽度缩小３５．７％.关键词:水导激光;碳纤维增强聚合物;几何形貌;损伤机理中图分类号:T G ４８５D O I :１０．３９６９/j．i s s n ．１００４ １３２X．２０２４．０４．０１３开放科学(资源服务)标识码(O S I D ):S t u d y o nD a m a g eM e c h a n i s mo fW a t e r J e tG u i d e dL a s e rC u t t i n g of C F R P C H E NZ h o ng a n １,２,３㊀B A OB i n y i n g １,２,３㊀Z H A N G G u a n g y i ２,３㊀C H A O Y a n g ２,３㊀WA N G Y u f e n g２,３Y A OZ h e h e １㊀J I A OJ u n k e ４㊀Z H A N G W e n w u２,３１．C o l l e g e o fM e c h a n i c a l E n g i n e e r i n g ,Z h e j i a n g U n i v e r s i t y o fT e c h n o l o g y ,H a n gz h o u ,３１００２３２．N i n g b o I n s t i t u t e o fM a t e r i a l sT e c h n o l o g y a n dE n g i n e e r i n g ,C h i n e s eA c a d e m y o f S c i e n c e s ,N i n gb o ,Z h e j i a n g,３１５２０１３．Z h e j i a n g K e y L a b o r a t o r y o fA e r oE n g i n eE x t r e m eM a n u f a c t u r i n g T e c h n o l o g y ,N i n g b o ,Z h e j i a n g,３１５２０１４．S c h o o l o fM e c h a n i c a l E n g i n e e r i n g ,Y a n g z h o uU n i v e r s i t y ,Y a n g z h o u ,J i a n gs u ,２２５１２７A b s t r a c t :A f t e rw a t e r j e t g u i d e dl a s e rm a c h i n i n g ,C F R Pe x h i b i t e dt h e r m a ld a m a ge so nt h ec u t g r o o v e s u rf a c e s a n d c r o s s Ｇs e c t i o n s ,w h i c hw a s a n i m p o r t a n t f a c t o r a f f e c t i ng th em a t e r i a l sm e c h a n i c s p r o p e r t i e s a n d r e d u c i n g t h e s e r v i c e p e r f o r m a n c e ．T o a d d r e s s t h e s e i s s u e s ,t h e i n f l u e n c e s o fm a c h i n i n gp a r a m e t e r s o nt h e g e o m e t r i ca n ds u r f a c e m o r p h o l o g y o f g r o o v e sw e r ea n a l yz e d ,a n dt h ef o r m a t i o n m e c h a n i s mo f s u r f a c e a n dc r o s s Ｇs e c t i o n a l t h e r m a l d a m a g e sw a s i n v e s t i ga t e dh e r e i n ．T h e r e s u l t s i n d i Ｇc a t e t h a t h i g h l a s e r p o w e r ,l o w p u l s e f r e q u e n c y ,a n d l o wc u t t i n g s p e e d m a y e f f e c t i v e l y in c r e a s e t h e d e p t ho f t h e g r o o v e s ．T h e i n t e r a c t i o n b e t w e e n t h e l a s e r a n d t h em a t e r i a l ,a sw e l l a s t h e f l u s h i n g ac t i o n o f t h ew a t e r j e t ,a r e t h em a i n r e a s o n s f o r t h e f o r m a t i o no f t h e r m a ld a m a ge s o n t h e g r o o v e s u rf a c e ．I n t h e c u t t i ng e x p e r i m e n t o f ２mmthi c kC F R P ,i t i s f o u n d t h a t t h ew i d t ho f t h eh e a t a f f e c t e dz o n e s i n t h e c r o s s Ｇs e c t i o n s i s r e l a t e d t o t h e a r r a n ge m e n t of t h e f i b e r s ．T h eh e a t a f f e c t e d z o n ew i d t h i s t h e l a r Ｇg e s t f o r ０ʎc a r b o n f i b e r s ,f o l l o w e db y ４５ʎa n d １３５ʎc a r b o n f i b e r s ,w h i c hh a v e s i m i l a rw i d t h s ,a n d t h e w i d t h i s t h e s m a l l e s t f o r ９０ʎc a r b o n f i b e r s ．I na d d i t i o n ,i n c r e a s i n g t h ew a t e r j e t v e l o c i t y isb e n e f i c i a l f o r s u p p r e s s i n g t h e e x p a n s i o no f t h e t h e r m a l a f f e c t e d z o n e s ．W h e n t h ew a t e r j e t v e l o c i t yi s i n c r e a s e d f r o m ８０m /s t o １２０m /s ,t h em a x i m u m w i d t ho f t h e t h e r m a l a f f e c t e d z o n e s d e c r e a s e s b y ３５．７％．K e y wo r d s :w a t e r j e t g u i d e d l a s e r ;c a r b o n f i b e r r e i n f o r c e d p o l y m e r (C F R P );g e o m e t r i cm o r p h o l o Ｇg y ;d a m a gem e c h a n i s m 收稿日期:２０２３１０１９基金项目:国家自然科学基金(５１８０５５２５);中国科学院轻型动力创新研究院创新引导基金(C X Y J J ２０ＧQ N Ｇ１０);浙江省自然科学基金(L Y ２１E ０５００１８);深圳市基础研究重点项目(J C Y J ２０２００１０９１４４６０４０２０,J C Y J ２０２１０３２４１２０００１００３)０㊀引言碳纤维增强聚合物(c a r b o nf i b e r r e i n f o r c e dp o l ym e r ,C F R P )复合材料是由树脂与碳纤维两种材料复合而成的新型复合材料[１Ｇ５],具有良好的００７抗疲劳性能㊁耐化学腐蚀性能和较高的刚度,被广泛应用于航空航天㊁汽车㊁体育器材等领域[６Ｇ８].在实际应用中,材料需要被二次加工,才能满足尺寸精度和装配要求.C F R P传统加工方式有水射流切割[９]㊁高速铣削[１０]㊁电火花切割[１１]等,由于材料的各向异性以及层间强度低等原因,导致材料加工后易出现分层㊁毛刺㊁纤维断裂和纤维撕裂等缺陷.激光加工不对工件施加机械应力,也不存在刀具的磨损,以局部熔化/气化的形式去除材料,在难加工材料加工方面具有显著优势,因此是一种C F R P高质量加工的可替代方案.R I V E I R O 等[１２]利用C O２激光器在脉冲模式下实现最小热影响宽度约５４０μm的３mm厚C F R P切割,观察到切缝表面出现树脂气化分解碳纤维裸露拔出的现象,这与树脂和碳纤维的分解/气化温度有关,此外,还发现材料的损伤与纤维的取向存在明显的相关性.L E O N E等[１３]利用准连续波(Q C W)光纤激光器开展了C F R P切割试验,结果表明,脉冲宽度对上表面㊁下表面和横截面的热影响宽度敏感,此外,选择合适的加工参数,在１．３mm厚C F R P上实现了切缝宽度小于２００μm㊁热影响宽度约５００μm的高质量切割.Z HO U 等[１４]利用４５０W Q C W光纤激光器开展了C F R P 切割试验,结果表明,材料表面热影响形成是因为树脂的分解温度低于碳纤维的气化温度,且纤维排布方向决定了热影响区宽度,此外,脉冲模式下大功率高速切割可以有效减小热影响宽度,通过工艺参数的优化,表面最小热影响宽度为１９．５μm.L I等[１５]采用不同脉冲宽度的红外激光开展了C F R P打孔试验,仿真和试验结果表明,热影响的存在削弱了C F R P的拉伸㊁压缩和弯曲强度.L I等[１６]利用脉宽可调的５３２n m纳秒激光器开展了C F R P加工试验,结果表明,较小的脉宽可以减小热影响宽度,脉宽为１０n s,热影响宽度最小１８．７４μm,当脉宽较大时,在材料产生较大热影响的同时,热影响区出现明显的碳化. WA N G等[１７]利用３５５n m波长的纳秒激光开展了不同扫描方向下C F R P的仿真与试验研究,结果表明,热影响区宽度和烧蚀宽度随扫描角度的增大而增大,随扫描速度的增大而减小,此外,当扫描方向与碳纤维取向成０ʎ时,加工效率比９０ʎ时提高了５５．３６％,热影响宽度比９０ʎ时减小了５５．０１％.激光加工C F R P可以有效改善纤维断裂㊁基体破坏等问题,材料的主要去除方式是热蒸发和热融化[１４,１８],通过激光加工参数优化㊁激光光源的选择可以有效减小热影响区宽度,但是无法避免热影响的形成.水导激光是水射流与激光耦合的新型加工技术[１９Ｇ２４].高速水射流在激光脉冲间隙冷却材料,可以有效减小热影响区宽度㊁提高加工深度能力㊁保持加工区域清洁[２５Ｇ２７].Z H A N G等[２８]建立C F R P三维瞬态温度场模型以及去除模型,分析了激光脉冲占空比对孔深㊁孔形以及加工过程中温度分布的影响,结果表明,优化占空比㊁减少激光脉冲间的热累积可以提高材料的加工质量.汪建新等[２９]研究了工艺参数对C F R P切割的影响规律,通过调整工件装夹角度,实现了４mm厚C F R P无锥度的切割.WU等[３０]分析了碳纤维排布方向和水导激光切割路径对C F R P切割损伤机理的影响,结果表明,水导激光加工C F R P 存在纤维暴露㊁纤维脱落和纤维拔出３种损伤形式,此外,发现０ʎ碳纤维加工面粗糙㊁锥度小㊁易出现纤维暴露和拔出,９０ʎ碳纤维加工面光滑且不存在纤维的暴露和拔出现象,ʃ４５ʎ碳纤维在切缝的开始段出现明显的纤维脱落.综上所述,关于C F R P水导激光加工,采用仿真分析与试验研究方法,已对水导激光材料去除机理有了一定的认识,但是对C F R P切缝表面损伤以及切缝内部损伤形成机理的报道研究较少.本文开展水导激光切割C F R P的试验研究,采用试验方法分析了加工参数对沟槽几何形貌和表面形貌的影响规律,旨在研究沟槽表面损伤机理;此外,采用平行路径逐层去除的方法对２mm 厚C F R P进行切割试验,探究碳纤维铺层方向与热影响宽度的关系,以及横截面热损伤的形成机理.１㊀试验原理与设计１．１㊀试验原理图１为水导激光加工C F R P的原理图.首先,去离子水经６０M P a水增压系统增压,进入高压水腔,利用直径３０~１５０μm的喷嘴形成稳定的高速微射流.然后,聚焦激光在喷嘴位置耦合,利用射流表面全反射传输激光至材料表面,完成材料加工.在C F R P去除过程中,高速水射流的冲刷和冷却作用带走加工区域多余的热量和残渣,得到清洁的切缝.因C F R P中环氧树脂和碳纤维的热物理性质存在显著差异,故环氧树脂和碳纤维去除机理不同,环氧树脂在达到其分解温度后可１０７碳纤维增强聚合物复合材料水导激光切割损伤机理研究 陈忠安㊀包彬颖㊀张广义等图１㊀水导激光加工C F R P原理F i g．１㊀T h e p r i n c i p l e o fw a t e r j e t g u i d e d l a s e rp r o c e s s i n g C F R P以被去除,而碳纤维则需达到其气化温度才能被去除.这种去除机理上的不同是热损伤形成的主要原因.１．２㊀试验材料本文试验采用２mm厚C F R P,C F R P规格尺寸为５０mmˑ２０mmˑ２mm,包含４种碳纤维排布方向(０ʎ㊁４５ʎ㊁９０ʎ和１３５ʎ),共１１层碳纤维铺层,其中单向碳纤维铺层厚约１５０μm,相邻碳纤维铺层层间树脂厚约４０μm,详细碳纤维排布方向如图２所示.环氧树脂和碳纤维各自的性能参数如表１所示.图２㊀C F R P纤维方向示意图F i g．２㊀C F R Pf i b e r o r i e n t a t i o nd i a g r a m表１㊀环氧树脂与碳纤维的性能参数T a b．１㊀T h e p e r f o r m a n c e p a r a m e t e r s o f e p o x y r e s i na n dc a r b o n f i b e r材料环氧树脂碳纤维热导率(W/(m K))０．１５０(轴向),５(径向)质量热容(J/(k g K))１１００７１０分解/气化温度(ħ)３６０３３００热扩散系数(c m２/s)１．２ˑ１０－３０．３８气化能(J/g)１１００４３０００密度(g/c m３)１．２１．９碳纤维直径(μm)５体积分数(％)４０６０１．３㊀试验设计本文采用自主研发的水导激光加工设备开展试验,加工系统示意图见图３.水导激光加工系统主要包括固体纳秒激光器㊁激光扩束系统㊁C C D 观测系统㊁高压水系统㊁辅助气体系统㊁耦合装置和运动控制系统等.激光光源采用波长为５３２n m的固体纳秒激光器,喷嘴直径为１００μm.图３㊀加工系统示意图F i g．３㊀S c h e m a t i c d i a g r a mo f t h e p r o c e s s i n g s y s t e m使用激光共聚焦显微镜(K E Y E N C E V KＧX２００)拍摄沟槽表面形貌㊁切缝三维形貌,测量沟槽深度㊁沟槽宽度以及沟槽表面的树脂剥落宽度,并研究加工参数对切缝入口表面的热损伤的影响关系.为研究碳纤维的排布方向对切缝热损伤形成的影响规律,将材料制成较小的样品后进行镶嵌并研磨抛光处理,使用激光共聚焦显微镜观察切缝内部横截面的热损伤情况,并分析不同取向碳纤维损伤形成机理.使用X射线显微镜(X r aＧd i a６１０)对切割后的样品进行材料内部的微观测试分析,揭示热影响区材料的微观结构.１．３．１㊀单因素试验采用单因素试验方法分析激光功率㊁脉冲频率㊁切割速度和水射流速度４个因素对沟槽深度㊁宽度和表面形貌的影响规律.试验采用单道次划槽方法,每组试验重复３次,表２所示为单因素试验参数.表２㊀单因素试验参数T a b．２㊀S i n g l e f a c t o r t e s t p a r a m e t e r s类型参数激光功率P(W)５．０,７．５,１０．０,１２．５,１５．０脉冲频率f(k H z)５,１０,１５,２０,２５切割速度v f(mm/s)１,５,１０,１５,２０水射流速度v w(m/s)８０,１００,１２０,１４０,１６０１．３．２㊀２mm厚C F R P切割试验由单因素试验结果确定２mm厚C F R P切割试验参数如下:激光功率为最高功率１５W,脉冲频率为１０k H z,切割速度为５mm/s,采用平行路径逐层去除的方法(３道平行路径扫描,路径重叠率５０％).每组试验参数重复３次,详细试验参数如表３所示,并统计分析４种碳纤维铺层方向的最大热影响宽度.２０７ 中国机械工程第３５卷第４期２０２４年４月表３㊀２m m 厚C F R P 切割试验参数T a b ．３㊀２m mt h i c kC F R Pc u t t i n gt e s t p a r a m e t e r s 类型参数激光功率P (W )１５脉冲频率f (k H z )１０切割速度v f (mm /s )５水射流速度v w (m /s)８０,１００,１２０２㊀试验结果分析２．１㊀单因素试验２．１．１㊀激光功率对沟槽几何形貌的影响图４所示为激光功率变化对沟槽深度㊁宽度和表面形貌的影响规律.加工参数为:切割速度５mm /s ㊁脉冲频率１０k H z ㊁水射流速度１００m /s ,激光功率分别为５．０,７．５,１０．０,１２．５,１５．０W .由图４可以看出,随着激光功率的增大,沟槽深度和沟槽宽度逐渐增大.当激光功率为５．０W 时,沟槽深度和沟槽宽度分别为１２８．８８μm 和９３．６７μm ;而激光功率增至１５．０W 时,沟槽深度和沟槽宽度分别为２３２．３４μm 和１２７．９５μm ,沟槽深度增大了８０．３％,宽度增大了３６．６％.分析原因是,脉冲频率不变,随着激光平均功率的增大,单脉冲能量增大,材料去除效率提高,切割深度能力增强,所以激光功率增大,沟槽深度也随之增大;同时由于单脉冲能量的增大,达到烧蚀阈值的材料宽度增加,导致切缝宽度变大.此外,从图４中观察到,当激光功率为５．０W 时,材料表层的热影响区宽度较１５．０W 时小,切缝边缘平直,表层树脂无裂纹.图４㊀沟槽深度㊁宽度和表面形貌随激光功率的变化F i g ．４㊀V a r i a t i o no f g r o o v e d e pt h ,w i d t h ,a n d s u r f a c e t o p o g r a p h y wi t h l a s e r p o w e r ２．１．２㊀脉冲频率对沟槽几何形貌的影响图５所示为脉冲频率变化对沟槽深度㊁宽度和表面形貌的影响规律.加工参数为:激光功率１５．０W ㊁切割速度５mm /s ㊁水射流速度１００m /s ,脉冲频率分别为５,１０,１５,２０,２５k H z.由图５可以看出,随着脉冲频率的增大,沟槽深度和沟槽宽度逐渐减小.脉冲频率为５k H z 时,沟槽深度和宽度分别为２５９．２６μm 和１２２．７８μm ;当脉冲频率提高至２５k H z 时,沟槽深度和宽度分别为１５８．３１μm 和９６．５９μm,沟槽深度减小了３８．９％,宽度减小了２１．３％.主要原因是,激光功率不变,随着脉冲频率的增大,单脉冲能量减小,材料去除效率降低,切割深度能力减弱,所以沟槽深度减小;同时由于单脉冲能量的减小,达到烧蚀阈值的材料宽度减小,导致切缝宽度也随之变小.此外,从图５中明显观察到,当脉冲频率为５k H z 时,沟槽表面的热影响宽度最大;当脉冲频率为２５k H z 时,表面的热影响区宽度较小且切缝边缘平直㊁表层树脂无裂纹.图５㊀沟槽深度㊁宽度和表面形貌随脉冲频率的变化F i g ．５㊀V a r i a t i o no f g r o o v e d e pt h ,w i d t h ,a n d s u r f a c e t o p o g r a p h y w i t h p u l s e f r e q u e n c y２．１．３㊀切割速度对沟槽几何形貌的影响图６所示为切割速度变化对沟槽深度㊁宽度和表面形貌的影响规律.加工参数为:激光功率１５．０W ㊁脉冲频率１０k H z ㊁水射流速度１００m /s,切割速度分别为１,５,１０,１５,２０mm /s .由图６可以看出,随着切割速度的提高,沟槽深度显著减小,沟槽宽度缓慢增大.切割速度为１mm /s 时,沟槽深度和沟槽宽度分别为４２７．６６μm 和１０７．１８μm ;而当切割速度为２０mm /s 时,沟槽深度和沟槽宽度分别为１１６．２８μm 和１２２．４１μm ,随着水射流速度的提高,沟槽深度减小了７２．８％,沟槽宽度增大了１４．２％.这是因为切割速度的提高,使得激光与材料相互作用的时间缩短,则单位体积材料吸收激光脉冲数量减少,导致吸收激光总能量减少,能够达到去除阈值的材料体积减少,材料去除效率降低.此外,从图６中明显观察到,随着切割速度的提高,沟槽表面形貌变差,在１mm /s时,切缝边缘平直㊁表层树脂无裂纹且表面热影响区宽度较小.３０７ 碳纤维增强聚合物复合材料水导激光切割损伤机理研究陈忠安㊀包彬颖㊀张广义等图６㊀沟槽深度㊁宽度和表面形貌随切割速度的变化F i g ．６㊀V a r i a t i o no f g r o o v e d e pt h ,w i d t h ,a n d s u r f a c e t o p o g r a p h y w i t h c u t t i n g s pe e d ２．１．４㊀水射流速度对沟槽几何形貌的影响图７所示为水射流速度变化对沟槽深度㊁沟槽宽度和表面形貌的影响规律.加工参数为:激光功率１５．０W ㊁切割速度５mm /s ㊁脉冲频率１０k H z ,水射流速度分别是８０,１００,１２０,１４０,１６０m /s .随着水射流速度的提高,沟槽深度先增大后减小,在水射流速度达到１００m /s 时,沟槽深度最大,此时沟槽深度为２４２．３６μm ;而沟槽宽度随着水射流速度的提高逐渐减小,水射流速度从８０m /s 提高至１６０m /s ,沟槽宽度从１２７．５５μm 减小至７９．４２μm ,沟槽宽度减小了３９．３％.主要原因是,随着水射流速度的提高,水的动能增大,对沟槽的冲刷能力增强,熔渣的去除能力增强,从而避免之后的脉冲打在熔渣上而损失部分激光能量,导致切割深度能力减弱.但是,当水射流速度高于１２０m /s 时,沟槽深度逐渐变浅,这是因为水射流的速度提高,水射流的溅射情况严重,射流溅射进一步影响射流的传光,导致加工能力减弱,所以沟槽深度和沟槽宽度减小.此外,从图７中可以看出,水射流速度为８０m /s 和１００m /s 时,切缝边缘平直㊁表层树脂无裂纹.图７㊀沟槽深度㊁宽度和表面形貌随水射流速度的变化F i g ．７㊀V a r i a t i o no f g r o o v e d e pt h ,w i d t h ,a n d s u r f a c e t o p o g r a p h y t h e v e l o c i t y o fw a t e r je t 单因素试验结果显示,当激光功率增大㊁脉冲频率降低㊁切割速度降低时,切割深度能力增强,而水射流速度变化对切割深度能力影响不大.因此由单因试验确定的２mm 厚C F R P 切割优化参数如下:激光功率为１５．０W ,脉冲频率为１０k H z ,切割速度为５mm /s ,水射流速度为８０m /s ㊁１００m /s ㊁１２０m /s .２．２㊀２m mC F R P 切割试验使用单因素试验优化参数开展２mm 厚C F R P 切割试验.图８所示为切缝横截面内不同方向碳纤维铺层最大热影响宽度随水射流速度的变化趋势.首先,在不同水射流速度下均可以明显观察到:９０ʎ铺层碳纤维的热影响宽度最小,０ʎ碳纤维铺层的热影响宽度最大,４５ʎ和１３５ʎ碳纤维铺层的热影响宽度介于０ʎ和９０ʎ之间.其次,随着水射流速度从８０m /s 增加到１２０m /s 时,４种碳纤维铺层的热影响宽度均减小.９０ʎ碳纤维铺层在水射流速度８０m /s 时热影响区宽度为１１６．７３μm ,当水射流速度增加至１２０m /s 时热影响区宽度为７６．９２μm ,热影响宽度减小了３４．１％;４５ʎ碳纤维铺层在水射流速度８０m /s 时热影响区宽度为４３０．８８μm ,当水射流速度增加至１２０m /s 时热影响区宽度为３５３．４７μm ,热影响宽度减小了１８．０％;１３５ʎ碳纤维铺层在水射流速度８０m /s 时热影响区宽度为４２０．４４μm ,当水射流速度增加至１２０m /s 时热影响区宽度为３４２．３７μm ,热影响宽度减小了１８．６％;０ʎ碳纤维铺层在水射流速度８０m /s 时热影响区宽度为５８９．８８μm ,当水射流速度增加至１２０m /s 时热影响区宽度为３７９．５５μm ,热影响宽度减小了３５．７％.图８㊀热影响宽度随水射流速度的变化F i g ．８㊀T h e c h a n ge of h e a t a f f e c t e dw i d t hw i t hw a t e r j e t v e l o c i t y图９所示为不同水射流速度下切缝横截面热损伤形貌,在水射流速度为１２０m /s 时热影响宽度最小.图１０所示为水射流速度为１２０m /s 时切缝横截面的微观形貌.首先,可以观察到９０ʎ碳纤４０７ 中国机械工程第３５卷第４期２０２４年４月(a)v w＝８０m/s㊀(b)v w＝１００m/s㊀(c)v w＝１２０m/s图９㊀不同水射流速度下切缝横截面热损伤形貌F i g．９㊀T h e r m a l d a m a g em o r p h o l o g y o f s l i t c r o s sＧs e c t i o nu n d e r d i f f e r e n tw a t e r j e t v e l o c i t i e s(c)切缝上段显微形貌㊀㊀(a)切缝总体形貌(d)切缝中上段显微形貌(b)切缝下段显微形貌㊀㊀㊀(e)切缝中段显微形貌图１０㊀v w＝１２０m/s时切缝横截面微观形貌F i g．１０㊀T h e c r o s sＧs e c t i o nm i c r o s t r u c t u r e o f t h e s l i tw i t h v w＝１２０m/s维铺层在加工后出现碳纤维剥落,如图１０b㊁图１０c所示.其次,在热影响区内,相邻碳纤维铺层间的树脂出现损伤,如图１０b~图１０e所示.此外,观察到０ʎ碳纤维热影响区宽度最大,９０ʎ碳纤维热影响区宽度最小,４５ʎ和１３５ʎ碳纤维热影响区宽度相近介于０ʎ和９０ʎ之间.３㊀热损伤机理分析３．１㊀表面热损伤机理分析图１１为材料表面损伤形成机理图.５３２n m 波长的激光在树脂中的透过率约９０％[３１Ｇ３２],当激光经由微射流全反射传输到材料表面的时候,激光首先穿透材料表层的树脂到达碳纤维的表面,激光能量被碳纤维吸收.在水射流截面大小范围内,激光直接辐照材料表面,材料达到去除温度后被去除.由于碳纤维热导率的各向异性(表１所示,轴向热导率是５０W/(m K),径向热导率是５W/(m K)),轴向热导率是径向热导率的１０倍,多余的热量以热传导的方式沿着碳纤维轴向传播,轴向热传导的同时,小部分的激光能量沿着碳纤维径向传导到其表面的树脂,如图１１a所示.表层树脂不断吸收碳纤维径向传导的热量,达到树脂熔融温度,在树脂与碳纤维界面出现部分的熔融树脂,水射流冲刷熔融树脂导致树脂分层,持续的水射流冲刷最终导致断裂被剥离.此外,在加工过程中产生了等离子体[３３Ｇ３５],等离子体产生的冲击压力造成材料表层树脂的去除.综上所诉,水射流和等离子体共同作用导致表面热损伤的形成.(a)热传导过程(b)表面损伤形成机理图１１㊀表面损伤形成机理F i g．１１㊀F o r m a t i o nm e c h a n i s mo f s u r f a c e d a m a g e图１２a所示为激光功率分别为５．０W和１５．０W时切缝表面热损伤形貌,可以明显观察到,当激光功率为１５．０W时,表面热损伤区宽度增大且出现裂纹.这是因为激光功率大,等离子体吸收激光能量产生更大的冲击压力,形成更大的热损伤宽度.图１２b所示为脉冲频率分别为５k H z 和２５k H z时切缝表面热损伤形貌,当脉冲频率为５k H z时,表面热损伤宽度增大且观察到树脂裂纹.主要原因是脉冲频率降低,使单脉冲能量增大,等离子体吸收脉冲能量后产生更大的冲击压力,造成更大的热损伤宽度.图１２c所示为切割速度分别为１mm/s和２０mm/s时沟槽表面热损伤形貌,当切割速度高时,沟槽表面热损伤宽度大且树脂表面出现裂纹.原因是切割速度提５０７碳纤维增强聚合物复合材料水导激光切割损伤机理研究 陈忠安㊀包彬颖㊀张广义等高,使水射流冲击树脂表面的动能增大,所以造成热损伤宽度增大并且表面树脂出现裂纹.图１２d 所示为水射流速度分别为８０m /s 和１６０m /s 时沟槽表面热损伤形貌,当水射流速度提高时,水射流的动能增大,冲刷树脂的能力增强,所以热损伤的宽度较大且表面树脂出现裂纹.(a )P ＝５．０W ㊁１５．０W ,f ＝１０k H z ,v f ＝５mm /s ,v w ＝１００m /s (b )P ＝１５．０W ,f ＝５kH z ㊁２５k H z ,v f ＝５mm /s ,v w ＝１００m /s (c )P ＝１５．０W ,f ＝１０k H z ,v f ＝１mm /s ㊁２０mm /s ,v w ＝１００m /s (d )P ＝１５．０W ,f ＝１０k H z ,v f ＝５mm /s ,v w ＝８０m /s ㊁１６０m /s 图１２㊀工艺参数对表面热损伤的影响关系F i g ．１２㊀T h e i n f l u e n c e r e l a t i o n s h i p o f p r o c e s s p a r a m e t e r s o n s u r f a c e t h e r m a l d a m a ge ３．２㊀横截面热损伤机理分析C F R P 是碳纤维和树脂两相复合的材料,由于两种材料的热物理性质不同,树脂和碳纤维的去除机理也不同,所以C F R P 是一种难加工材料.不同方向碳纤维损伤形成机理如图１３所示.图１３a 所示是０ʎ碳纤维的水导激光去除过程,由于树脂对激光的吸收率低,大部分的激光穿透表层的树脂作用在碳纤维的表面,碳纤维吸收激光能量,激光直接辐照区的材料被烧蚀去除,高速水射流强对流换热带走部分的热量,其余能量以热传导的形式沿着碳纤维的轴向传递.碳纤维的径向热导率小于轴向热导率,大部分的激光能量沿着纤维轴向传导至材料内部,能量沿着纤维轴向传导的同时,小部分能量沿着碳纤维的径向传导至碳纤维周围的树脂,因为碳纤维的气化温度约３３００ħ,而树脂的气化温度约３６０ħ,故在碳纤维中传导的能量不足以烧蚀去除碳纤维,但是足以损伤树脂形成热影响区.因为纤维的排布方向与切割方向垂直,能量沿纤维轴向传导距离远,所以在９０ʎ碳纤维分布区热影响宽度较大.图１３b 所示是４５ʎ碳纤维的水导激光去除过程,１３５ʎ碳纤维的水导激光去除机理与４５ʎ相同,两者仅在纤维排布方向上存在角度的差异,因此本文只解释４５ʎ碳纤维的水导激光去除机理.４５ʎ６０７ 中国机械工程第３５卷第４期２０２４年４月(a)０ʎ碳纤维损伤机理(b)４５ʎ碳纤维损伤机理(c)９０ʎ碳纤维损伤机理图１３㊀不同方向碳纤维损伤形成机理F i g．１３㊀T h e f o r m a t i o nm e c h a n i s mo f h e a t e f f e c t i n s i d et h e g r o o v e碳纤维的去除机理与０ʎ碳纤维的去除机理类似.因为碳纤维的排布方向与切割方向成４５ʎ,当４５ʎ和０ʎ碳纤维传导同等能量时,沿着纤维方向能量传导的距离是一致的,本文在切缝横截面上观察热影响区的宽度,所以４５ʎ和１３５ʎ碳纤维的热影响区宽度是其在横截面上投影的长度,因此４５ʎ和１３５ʎ碳纤维的热影响区宽度较０ʎ的小.图１３c所示是９０ʎ碳纤维的水导激光去除过程,其加工的过程是:首先大部分的激光能量穿透树脂作用在碳纤维表面,激光辐照区材料被烧蚀去除,水射流的强对流带走部分的热量,剩下的能量在碳纤维的内部传导,能量在传导的同时造成树脂的损伤,形成热影响区.因为９０ʎ碳纤维排布方向与切割方向同向,热影响形成方向是沿着碳纤维径向方向,能量沿碳纤维径向传导至其周围树脂的能量较小,故热影响区宽度较０ʎ碳纤维的小.热影响区域内的树脂受热分解,树脂与碳纤维的粘连力减小,在高速水射流冲刷下,热影响区域的部分碳纤维被去除,形成碳纤维剥落区.通过X射线显微镜对水导激光切割后的样品进行微观表征分析,分析热影响区内部和材料内部的微观形貌,如图１４所示.图１４a所示是X 射线扫描得到的大小为７００μmˑ７００μmˑ１０００μm的块体,包含了热影响区与非热影响区的材料.分别取Y＝２００μm和Y＝５００μm两个位置进行分析,如图１４b㊁图１４d所示,图１４c㊁图１４e 所示分别是Y＝２００μm和Y＝５００μm位置的孔隙分析结果,其中白色亮点为孔隙分布区.由图１４b㊁图１４d可以明显观察到热影响区域内碳纤维铺层层间的树脂损伤,且出现一定程度的孔洞,该(a)X射线显微镜扫描结果(b)Y＝２００μm微观形貌㊀(c)Y＝２００μm 孔隙分析(d)Y＝５００μm微观形貌㊀(e)Y＝５００μm孔隙分析图１４㊀X射线显微镜微观形貌分析F i g．１４㊀M i c r o s t r u c t u r e a n a l y s i s o fXＧr a y m i c r o s c o p e７０７碳纤维增强聚合物复合材料水导激光切割损伤机理研究 陈忠安㊀包彬颖㊀张广义等结果与图１０中观察到的结果一致.孔隙分析的结果表明,热影响区的孔隙率明显高于非热影响区,说明热影响区内的树脂受热分解产生孔洞.图１５所示为４种碳纤维排布方向(０ʎ㊁４５ʎ㊁９０ʎ和１３５ʎ)热损伤形成机理.C F R P 中单向碳纤维铺层厚度约为１５０μm ,铺层间的树脂厚度约为４０μm .在加工过程中,碳纤维内的能量沿着碳纤维轴向传导的同时,能量也沿着其径向传导,径向传导的热量造成树脂损伤.因为本文观察的是切缝横截面内的热影响区宽度,所以碳纤维排布方向的不同,观察到的热影响宽度不同,其中０ʎ碳纤维的热影响区宽度最大,９０ʎ碳纤维的热影响区宽度最小,而４５ʎ和１３５ʎ的碳纤维热影响区宽度相近,且热影响宽度介于０ʎ碳纤维和９０ʎ碳纤维.碳纤维层间的树脂吸收两个铺层碳纤维径向方向传导的热量,导致该部分的树脂软化/分解,在高速水射流的冲刷下部分树脂被去除,形成图中所示的层间树脂损伤.此外,９０ʎ碳纤维其纤维的排布方向与水导激光切割方向同向,热影响区域内部树脂分解,树脂与碳纤维的粘连力减小,在水射流的高速冲刷下,热影响区内的碳纤维逐渐被去除,所以９０ʎ碳纤维铺层的切缝宽度较其他层大.(a )v w ＝８０m /s(b )v w ＝１２０m /s图１５㊀不同水射流速度下碳纤维损伤形成机理F i g ．１５㊀F o r m a t i o nm e c h a n i s mo f c a r b o n f i b e r d a m a ge u n d e r d if f e r e n tw a t e r je t v e l o c i t i e s 水导激光加工材料的过程中,水射流一方面冲刷去除激光加工过程中的残渣,另一方面起到冷却材料的作用,抑制材料热损伤的形成.图１５展示的是沟槽横截面热损伤的形成机理.水射流速度从８０m /s 提高至１２０m /s ,热影响宽度出现明显的减小,这是因为水射流速度的提高,水的对流换热能力加强,水射流带走材料多余的热量,使得横截面热影响宽度减小.４㊀结论本文应用水导激光开展C F R P 切割试验,研究了加工参数对沟槽深度和宽度的影响规律,阐明了热损伤的形成机理,得到以下结论:(１)影响沟槽深度的主要因素是激光功率㊁脉冲频率和切割速度;影响沟槽宽度的主要因素是激光功率㊁脉冲频率和水射流速度.当激光功率从５．０W 增加至１５．０W 时,沟槽深度增大８０．３％,宽度增大３６．６％;激光功率不变,脉冲频率从２５k H z 降低至５k H z 时,沟槽深度增大３８．９％,宽度增大２１．３％;切割速度从２０mm 降低至１mm /s 时,沟槽深度增大７２．８％;水射流速度从８０m /s 提高至１６０m /s 时,沟槽宽度减小３９．３％.(２)激光与材料的相互作用和水射流的冲刷作用是形成沟槽表面热损伤的主要原因.加工过程中形成的等离子体吸收激光能量,吸收的能量越多,等离子体的冲击压力越大,表层树脂的热损伤越严重;水射流速度与切割速度的提高使得水射流冲刷树脂的动能增大,从而导致表层树脂的热损加重.(３)横截面热损伤机理研究结果表明:横截面热影响区宽度与纤维排布方向有关.横截面上热影响区宽度是不同取向碳纤维其纤维轴向热影响区宽度在横截面上的投影长度.９０ʎ碳纤维热影响宽度最小,４５ʎ㊁１３５ʎ碳纤维热影响区宽度次之,并且其热影响区宽度相近,０ʎ碳纤维热影响区宽度最大.(４)提高水射流速度有利于抑制热影响区宽度的扩展.水射流速度提高,水的对流换热能力提高,则冷却材料的效果更显著.水射流速度由８０m /s 提高至１２０m /s 时,热影响宽度减小３５．７％.参考文献:[１]㊀C HO I I ,R OH H D ,J E O N G W N ,e ta l ．L a s e r Ｇa s s i s t e dJ o i n i n g o fC a rb o n F i b e r R e i n f o rc ed P o l y Ｇe t h e r k e t o n e k e t o n eT h e r m o p l a s t i cC o m p o s i t eL a m i Ｇn a t e s [J ]．C o m p o s i t e sP a r tA A p p l i e dS c i e n c ea n d M a n uf a c t u r i n g,２０２２,１６３:１０７２２８．[２]㊀S O U R D X ,Z I T O U N E R ,H E J J A J I A ,e t a l ．M u l t i Ｇs c a l e A n a l y s i s o f t h e G e n e r a t e d D a m a g e W h e n M a c h i n i n g P o c k e t so f３D W o v e n C o m po s i t e８０７ 中国机械工程第３５卷第４期２０２４年４月。
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到 碳 纤 维 捆 扎 中 ，由于 Ｂ ＭＧ 台 金 液 体对 碳 纤 维 浸 润 性 良好 且 使 碳 纤 维均 匀 分 布 ， 用扫 描 电 镜 观 察 复 合 材 的 组 织 表 明 ， 纤 维 以 平均 问 距 碳 为 ９ 均 匀 分 布 ， 其体 积 分 数 约 为 ５ ％， 复 岬 ０ 台 材 密 度 为 ４ ／ｍ 用 热 差 扫 描 分析 仪对 非 晶 ｇｃ 。 态 基 体 的玻 璃 化 转 变 和 结 晶 行 为 的研 究 结 果 表 明 ，从过 冷 的液 态到 晶体 相 区 时 ，玻璃 化转 变 时 先 是 吸 热 ．随 后 叉 放 热 的连 续 过 程 。 光 ｘ 分 析 和 透 射 电镜 观 察 表 明 ． 基 体 和 碳 纤 维 界 在 面 区产 生 （３ｔ － ６ （ｒ Ｔ） 化 合物 层 ） ｐ ４ 衄 Ｚ ＋ ｉＣ ｍ－） ． 该 层 又 细 分 两 层 ， 靠 近 纤 维 界 面 处 有
骏璃 体中，制成 刚度好 、 重量轻和强度高的复
合 材 。 国加 利 福 尼 亚 技术 学 院 的学 者 及 同事 美 报 道 了 碳 纤 维 增 强 的 ｚ １ １ ｕ： ｏ ３ ５ ｃ Ｂ也 ｆ＇ ＩＢ Ｇ复 台 材 制 各 过 程 和 分析检 验结 果 。 、ｔ ） Ｍ ｉ
充 分研究 并商品化 ， 由于其相对 小的不可逆 但
性 磁 场 限制 了捕 获 磁 场 的提 高 ， 采 用 氧 控 制 而 熔 化 生 长工 艺 （ ＯＣＭＧ） 在 ＮｄＢ － ｕＯ 可 ． ａＣ ． （ ｄ Ｏ） Ｎ ＢＣ 系统 中 获 得 更 高 的 Ｔ 和 Ｊ，而 且 可 有 更 高 的 不 可 逆 场 只 要 在 块 状 Ｎｄ Ｏ 材 料 ＢＣ
场 更高可 达 ３７ Ｔ ５ 。另有报道直径为 ３ ｒ 的 ０ｍ ａ
Ｎｄ ＣＯ 超 导块 材 ，在 减 小 的 氧气 氛 中生 长 ， Ｂ
其 ７ Ｋ 下 的捕 获 场 达 １ ３ ７ ． Ｔ。最 后 讨论 了这 种 ２
中制各 出大的 晶粒 ，就能得到 更高的捕获场 ，
关 键 在 于 ＮｄＢａ 置换 下 必 须 更 严 格 地 控 制 工 ．
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弱年 才抖 ・崭 互
和 耐 久 性 。作 为 人 体 植 入 材 料 已有 ５ ０年 的 历 史 ，在 孔 径 为 ５ ０ ． 时 仍 有 足 够 的 强 度 ．而 ０ｇ ｍ 的 骨 增 殖 ．１ 周 和 ５ ６ ２周 后 取 出发 现 形 成 了 骨 的 再 生 。这 种 多孔 钽 还 可用 作 人 工 股 关 节 骨 盆 侧 承 窝 的 外 侧 ， 人 工 膝 关 节 胫骨 侧 部 件 及骨插 入部 的柄材 等 。
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弹 性流 动 有 关 （ 京 荣ｌ 汪
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．
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新 近 研 制 的 大 块 金 属 玻 璃 （ ＭＧ） 金 有 Ｂ 合 着 令 人 注 目的 工 程 性 能 ，如 屈 服 强度 高 ，耐蚀 性 好 等 ， 由于 这 些 合 金 熔 点 高 ， 约 为 １０Ｋ． ００ 以抗 非均 质 结 晶 成 核 能 力强 ， 适 合用 怍 金属 很 或 陶 瓷粒 子 ， 以及 金 属 纤 维 等 增 强 的复 台 材 料 的 基 材 ．既 能 使 增 强 剂 分 布 均 匀 ，又 能 在 制取 韵复台 材中使 其基 体保持 玻璃状 态 。 另 一项 技 术 发 展 ， 是 将 碳 纤 维 置 入 金属 便
大晶 Ｒ ＥＢａＣｕＯ （ Ｅ 为 稀 土 元 素 ） 导 ￣ ３ Ｒ 超 体 可 做 储 能用 飞 轮 或 块 状 永 磁 体 ， 巨大 工 业 有 应 用 潜 力 。 为 获 得 高 的 捕 获 磁 场 必 须 在 提 高 Ｊ同 时 制 出 大尺 寸 晶粒 材 料 在 Ｒ ＢａＣｕＯ Ｅ ： ｓ 块 状 超 导 体 中 ， Ｙ． ｏＯｆ ＣＯ 系 统 己被 ＢａＣ － ＹＢ ） 籽 晶熔 化 生长 （Ｓ Ｔ ＭＧ］ 艺 ．在 有 １ 工 ％Ｏ： ｒ － 气 Ａ 氛 中制 备 生 ｃ轴 取 向的 ＮｄＢ ． ｕＯ 超 导块 ．ａＣ ． 材 直 径 为 ３ ｒｍ， 厚为 １ｍｍ，３ ０ 下渗 ０ ａ ０ ０℃ 氧 处 理 ２ ０ 。在 不 同温 度 下 测 量 了捕 获 场 与 ０ｈ 磁 场 的关 系 ．发现 随 外 场 增加 捕 获 场 提 高 ．但 有 峰 值 效 立， 随 后捕 获 场 随 外 场增 加 而 下 降， 说 明这 种 磁 场 引起 的 钉扎 ， 使在 大 尺 寸样 即 品 中也 是 有 效 的 。 结 果 表 明 ，在 液 氨 温 度 下 ， 捕 获 场 峰 瞳达 ｌｌ 如 果 温 度 降 到 ５ Ｋ． 获 Ｔ， ０ 捕