Электронный научно-практический журнал «Современные научные исследования и инновации» » composites

Конструирование строительных композитов: компьютерные технологии, состояние и перспективы

fmatem — Tue, 11 Nov 2014 07:59:26 +0000

Одним из направлений математического моделирования является использование информационных компьютерных технологий для решения прикладной научно-технической задачи [1…6]. С методологической точки зрения моделирование есть метод научного познания. При замене реального объекта или процесса его формальным описанием (формализация) исследователем отбрасываются несущественные для изучения объекта характеристики. Выбор характеристик объекта-оригинала, которые при этом сохраняются и войдут в модель, определяется целями моделирования. Основное требование, предъявляемое к моделям, состоит в адекватном описании реальных процессов или объектов, которые замещает модель. В математической модели существенные черты объекта или процесса определяются на языке уравнений или других математических средств. Компьютерное моделирование состоит из серии вычислительных экспериментов для анализа, интерпретации и сопоставления результатов моделирования с реальным поведением изучаемого объекта а, при необходимости, последующего уточнения модели. При математическом моделировании не всегда требуется компьютерная поддержка. Более того, всегда отдается предпочтение аналитическим методам исследования модели перед численными методами. К сожалению, практическая реализация аналитических методов часто сопряжена с большими трудностями, что и приводит к необходимости использования численных методов и компьютерного моделирования. Аналитические методы и компьютерное моделирование не только не противостоят друг другу, но их взаимное проникновение способствует лучшему пониманию исследуемых процессов в динамике (например, системы визуализации). Все это и определяет компьютерное моделирование как один из основных методов познания в научных и практических исследованиях. Ограничимся некоторыми приложениями указанных методов к разработке композиционных материалов специального назначения с заранее заданными свойствами. Экспериментальное определение их свойств требует проведения большого объема дорогостоящих исследований; налицо необходимость построения теоретических моделей для определения усредненных значений параметров материалов и описания процессов формирования их физико-механических характеристик. Так, математическая модель, описывающая поведение неоднородной композиционной среды, включает ряд уравнений с быстро меняющимися коэффициентами, которые характеризуют свойства отдельных компонентов материала. К сожалению, ее использование требует решения краевых задач (возникают большие трудности даже при использовании современных вычислительных комплексов). Нужны модели, сводящиеся к более простым уравнениям с некоторыми усредненными коэффициентами. Естественно, решение соответствующей краевой задачи должно быть близким к решению исходной.
Известны немногочисленные попытки получения аналитических зависимостей для определения свойств компонентов композиционных материалов и их концентрации в смеси со свойствами готового композита.Такие зависимости принципиально позволяют определить и концентрацию, и гранулометрические характеристики ингредиентов материала в зависимости от предъявляемых к нему требований; известна методика определения критической концентрации (зависимость критической объёмной концентрации от среднего значения гранулометрического состава заполнителя). Методами математического моделирования и оптимизации определяется эффективная прочность композитных материалов (некоторая усреднённая прочность материала в целом). Здесь же предлагается программа, позволяющая определить концентрацию, гранулометрический состав заполнителя и желаемую прочность материала, исходя из прочности чистого вяжущего, диапазона разброса гранулометрического состава заполнителя и значения желаемой прочности композита.Перспективность компьютерного материаловедения для создания композитных материалов с высокими эксплутационными свойствами, долговечностью и надежностью очевидна Это и изучение процессов формирования структуры композитных материалов, и влияние характера распределения заполнителя на свойства материалов. Возможно изучение теплопроводности, электропроводности и диэлектрических свойств композитов. Известны и работы по изучению процесса возникновения дефектов в композитных материалах (трещины, поры, раковины и т. п.) и оптимизации составов композитов (исходя из минимума трещинообразования, заданной пористости и др.).
В настоящее время при синтезе композиционных материалов используется некий симбиоз аналитических методов и компьютерного моделирования. С учетом собственного опыта и опыта работы других авторов по синтезу композитов можно рекомендовать методику, включающую:
- моделирование отдельных свойств;
-определение параметров для характеристики моделей;
- установление связей параметров моделей от рецептурно-технологических характеристик;
- определение зависимостей свойств от рецептурно-технологических параметров (метапараметров ; функции параметров модели);
- ранжирование свойств материалов;
- определение множества частных критериев;
- минимизацию размерности критериального пространства;
- многокритериальную оптимизацию качества материала с определением оптимальных рецептурно-технологических параметров.
Свойства определяются как интегральные характеристики многофазного материала (состоит из двух и более компонент; между компонентами существуют границы раздела; один из компонентов – матрица (связующее) – связным образом заполняет пространство; другие компоненты (включения) занимают изолированные области) в зависимости от параметров матрицы (связующего), размеров включений и расстояний между ними. Обычно размеры включений и расстояния между ними по сравнению с молекулярными можно считать достаточно большими, но по сравнению с характерными размерами материала – малыми ( однородность композита в макроскопическом масштабе (размеры рассматриваемого тела) и неоднородность в микроскопическом; дисперсный (гранулированный) композит состоит из включений (зерен) со всеми одинаковыми размерами).
Разработана подробная методика определения свойств композитов через параметры кинетических процессов формирования эксплуатационных характеристик.
Несмотря на определенные трудности в интерпретации многофакторных экспериментально-статистических моделей свойств материалов, нельзя недооценивать их роль при составлении когнитивной карты, ранжировке частных критериев и оптимизации (в том числе векторной) характеристик материала.
Ценность разработанной модели определяется тем, насколько правильно она описывает процессы и зависимости в композите, как в сложной системе; пределы применимости модели определяются гипотезами, лежащими в ее основе.
Перспективным является построение таких теоретических моделей композиционных материалов, которые позволят определять их осредненные характеристики с описанием локальных особенностей.
Свойства исследуются c использованием одной или нескольких узко-ориентированных моделей; наращивание множества упрощенных моделей производится по мере необходимости. В частности, при синтезе серных композиционных материалов частные критерии выбираются исходя из технического задания. Основными моделями являются аналитические зависимости, определенные на основе экспериментальных данных и используемые для описания отдельных свойств.
Так, модель подвижности смеси [7] используется для описания структурных преобразований в композите, оказывающих существенное влияние на подвижность смеси в зависимости отношения от степени наполнения:

(1)

Что касается прочности композиционных материалов от степени наполнения ,то чем больше дисперсность наполнителя (не зависит от химической активности), тем при меньшей степени наполнения достигается максимальная прочность материала. Если в композите отсутствуют структурные преобразования,то влияние границы раздела фаз «дисперсная фаза – вяжущее вещество» минимально. Зависимость свойств композита от содержания дисперсной фазы подчиняется правилу смесей (закон аддитивности). Вовлекаемый воздух является дополнительной дисперсной фазой. В ряде случаев прочность увеличивается при значениях, не превосходящих , или происходят качественные структурные преобразования: образование разветвлённого граничного слоя вяжущего, имеющего повышенные показатели свойств.
Прочность зависит от структуры и фазового состава (наполнитель (дисперсная фаза твёрдых частиц), вяжущее (матрица), воздушные поры (дисперсная фаза воздушных включений)):

; = , + = .

В общем случае восходящая ветвь зависимости от характеристик и содержания наполнителя имеет вид:

= ; (2′)
; ;

При степенях наполнения, превосходящих , наблюдается постепенное уменьшение прочности композита. Прочность на нисходящей ветви определяется в виде:

(2”)

.
В серных материалах пористость определяется уменьшением объёма (на 14,1%) серы при переходе из жидкого состояния в твёрдое. В процессе изготовления композитов сера частично взаимодействует с наполнителем с образованием сульфидов и газообразного диоксида серы, что также способствует возникновению пор.
Для пористости на границе раздела фаз справедливо

с введением наполнителя уменьшается.
При пористость серного материала возрастает (дефицит вяжущего приводит к образованию в серном материале агрегатов из не смоченных частиц наполнителя), а именно:

(3)

Для радиационно-защитных композитов важно получение модели радиационного разогрева при ионизирующем излучении. Достаточно подробно этот вопрос рассматривается в [7,8]. В частности модель имеет вид :

; ,

(4)

если температурное поле – равномерное; толщина h конструкции – постоянна (стационарный режим – при ).

Синтез смесей гидроксиапатита и аморфного силиката кальция

Солоненко Анна Петровна — Thu, 22 Oct 2015 13:20:44 +0000

Введение. В настоящее время в стоматологии для восстановления поврежденных зубных и прилежащих костных структур используются, главным образом, материалы на основе Са(ОН)₂, СаSiO₃, обеспечивающие антибактериальный и остеотропный эффект. При этом наряду с положительным действием они обладают рядом недостатков, в числе которых губительное воздействие высоких достигаемых значений рН на живые ткани, окружающие зуб и кость, слабое стимулирующее влияние на цементогенез, небольшое рабочее время и др. Один из возможных путей устранения названных недостатков может заключаться в создании материалов на основе смесей фосфатов (ФК) и силикатов кальция (СК). Доказано, что ФК обладают биосовместимостью и стимулируют формирование новых минерализованных тканей [1, 2], тогда как СК обеспечивают вяжущие свойства и щелочное значение рН при взаимодействии с водой или водными растворами, в т.ч. биологическими жидкостями [3]. Получение подобных материалов простым с технологической точки зрения способом (путем совместного осаждения из водных растворов) представляет интерес для практической стоматологии. В этой связи требуется детальная проработка условий синтеза композитов, содержащих одновременно кальций, фосфор и кремний.

Целью данной работы являлось изучение природы продуктов кристаллизации в системах Ca(NO₃)₂ – (NH₄)₂HPO₄ – Na₂SiO₃ – NH₄ОН – H₂O для определения возможности получения смесей фосфатов и силикатов кальция методом совместного осаждения.

Методика эксперимента. Для исследования готовили системы Ca(NO₃)₂ – (NH₄)₂HPO₄ – Na₂SiO₃ – NH₄ОН – H₂O, соотношение концентраций исходных компонентов в которых задавали равным х = С_Са/С_Р = 1.70, а долю кремниевого агента варьировали в диапазоне у = С_Si/C_P= 0 ÷ 2. Для сравнения выполнен синтез твердой фазы в отсутствии фосфат-ионов, при этом С_Са/С_Si = 0.85. Значения ионной силы растворов в каждой из серий экспериментов не превышало 0.6 моль/л. Реакционные среды получали путем покапельного приливания раствора Ca(NO₃)₂ к раствору, содержащему заданные количества (NH₄)₂HPO₄ и/или Na₂SiO₃. После смешения компонентов величину рН водной суспензии корректировали до 10.00 ± 0.05 при помощи NH₄ОН (конц.) и/или HNO₃ (1:1) и оставляли для кристаллизации в пластиковом сосуде при комнатной температуре (20 ÷ 22 ºС). Через двое суток образовавшиеся осадки отфильтровывали, высушивали при 120 ºС и размалывали до порошкообразного состояния в фарфоровой ступке. Твердые фазы, прокаленные при 300 °С в течение 2 часов, исследовали с применением группы физико-химических методов.

Рентгенофазовый анализ (РФА) выполняли на дифрактометре «D8 Advance» (Bruker). Расшифровку полученных дифрактограмм проводили с использованием базы данных по порошковой дифракции «ICDD PDF-2», 2006 года в программе «EVA» (Bruker). Уточнение параметров решетки выполняли в программе «TOPAS 4.2» (Bruker) по методу наименьших квадратов. Для расчета размеров ОКР применяли метод фундаментальных параметров (FP) с учетом инструментальной погрешности, которая определялась по стандартному образцу Si (SRM 640d). ИК-спектры поглощения осадков регистрировали на ИК-Фурье-спектрометре «ФТ-801» (СИМЕКС). Пробы готовили прессованием в таблетки с KBr. Удельную поверхность порошков измеряли по методу БЭТ на приборе «Сорбтометр». Морфологию и особенности строения поверхности твердых фаз исследовали методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на электронном микроскопе «JSM-6610LV» (JEOL). Для анализа образец материала наносили на токопроводящую углеродную липкую ленту, закрепленную на съемной пластине из алюминиевого сплава предметного столика. Использовали детектор во вторичных электронах при ускоряющем напряжении 10 кВ.

Результаты и их обсуждение. Экспериментально установлено, что в изучаемых системах в процессе осаждения формируются твердые фазы белого цвета. Масса высушенных образцов увеличивается по мере роста исходной концентрации Na₂SiO₃ в реакционной среде (табл. 1).

Таблица 1. Характеристики твердых фаз, полученных в системах Ca(NO₃)₂ – (NH₄)₂HPO₄ – Na₂SiO₃ – H₂O

у	m_ос, г	ОКР (ГА), нм	Параметры элементарной ячейки ГА		V(ГА), Å³	S_уд, м²/г
у	m_ос, г	ОКР (ГА), нм	a, Å**	c, Å**	V(ГА), Å³	S_уд, м²/г
0	3.55 ± 0.05	17.9 ± 0.3	9.427 ± 0.002	6.879 ± 0.002	529.4	101 ± 5
0.1	3.60 ± 0.06	19.1 ± 0.3	9.428 ± 0.002	6.883 ± 0.002	529.8	93 ± 5
0.3	3.83 ± 0.04	17.2 ± 0.4	9.427 ± 0.002	6.883 ± 0.002	529.7	114 ± 6
0.5	4.08 ± 0.09	17.0 ± 0.4	9.428 ± 0.002	6.885 ± 0.002	530.0	122 ± 6
0.75	4.51 ± 0.06	17.6 ± 0.4	9.429 ± 0.002	6.888 ± 0.002	530.3	160 ± 8
1	4.80 ± 0.20	14.9 ± 0.3	9.425 ± 0.002	6.888 ± 0.002	529.9	192 ± 10
2	6.35 ± 0.21	8.6 ± 0.2	9.417 ± 0.004	6.898 ± 0.004	529.8	221 ± 11
0*	4.64 ± 0.17	-	-	-	-	220 ± 11

* С_Са/С_Si = 0.85.

** Эталонные значения для стехиометрического ГА: a = 9.419 Å, c = 6.883 Å, V = 528.8 Å³(объем ячейки).

Методом РФА в составе всех осадков, полученных из систем Ca(NO₃)₂ – (NH₄)₂HPO₄ – Na₂SiO₃ – NH₄ОН – H₂O и прокаленных при 300 °С, обнаружена только кристаллическая фаза гидроксиапатита (ГА) (рис. 1). Слабое разрешение рефлексов основного фосфата кальция на дифрактограммах указывает на высокодисперсное состояние вещества и/или его малую кристалличность [4 - 6]. Так, согласно расчетным данным эффективный диаметр частиц апатита составляет порядка 17 нм (табл. 1). При высоких значениях у формируются еще более мелкие кристаллиты. Отмечено, что для твердых фаз, формирование которых протекало в среде, содержащей кремниевую соль, пики [211], [300] и [202] разрешены хуже по сравнению с таковыми у образца из системы без добавки. При этом по мере повышения исходного количества Nа₂SiO₃ в растворах для полученных материалов наблюдается снижение степени разделения рефлексов ГА в области 30 – 33 градусов по 2θ и, следовательно, упорядоченности внутренней кристаллической структуры (кристалличности).

Рис. 1. Дифрактограммы продуктов синтеза, прокаленных при 300 °С в течение 2 часов.

* – кальцит, ^■ – аморфный силикат кальция.

На дифрактограмме порошка из среды, содержащей кальций и силикаты, присутствуют рефлексы кальцита. Согласно [7, 8] фаза СаСО₃ всегда обнаруживается в продуктах синтеза совместно с СаSiO₃ в случае, когда получение или процедуру высушивания последнего проводят в воздушной атмосфере. Широкие пики (гало) в области 30 – 34 градусов по 2θ указывают на присутствие в образцах аморфного силиката кальция [9]. Полученный результат свидетельствует о возможности синтеза в изучаемых условиях фазы CaSiO₃.

Данные ИК-Фурье-спектроскопии подтверждают присутствие аморфного силиката кальция в составе твердых фаз, осажденных в системах с высоким исходным содержанием силикат-ионов (у > 0.75) (рис. 2). Так, на ИК-спектрах образцов прослеживаются полосы поглощения с максимумами при 670, 790, 980, 1040 и 1200 см^-1, относящиеся к SiO₄-тетраэдрам [8]. Пик при ~670 см^-1 обусловлен деформационными колебаниями силоксановых мостиков (δ, Si-О-Si). Мода валентных колебаний данных группировок проявляется при 790 см^-1. Рефлексы при 980, 1040 и 1200 см^-1 относятся к валентным колебаниям связей Si-О. Названные полосы по мере увеличения доли силикат-ионов в реакционной среде становятся более выраженными и четкими. Это может указывать на рост содержания силиката кальция в составе продуктов синтеза.

Рис. 2. ИК-спектры твердых фаз, полученных при у = 0 (1), у = 0.3 (2), у = 0.75 (3),

у = 1 (4), у = 2 (5), у = 0 при С_Са/C_Si= 0.85 (6)

Совместно с рефлексами SiO₄-тетраэдров на ИК-спектрах твердых фаз, осажденных в системах Ca(NO₃)₂ – (NH₄)₂HPO₄ – Na₂SiO₃ – NH₄ОН – H₂O, фиксируются полосы поглощения с максимумами при 3570, 1650, 1090, 1040, 962, 630, 603 и 565 см^-1, соответствующие анионам РО₄^3-, ОН^- и молекулам Н₂О в структуре ГА. Пики с ν = 1040 и 1090 см^-1 вызваны антисимметричными валентными колебаниями связей Р-О, ν₃. Рефлекс при 962 см^-1 относится к симметричной валентной моде, ν₁. Интенсивности с максимумами поглощения при 603 и 565 см^-1 обусловлены трижды вырожденными валентными колебаниями О-Р-О, ν₄. Пик с ν = 630 см^-1 соответствует моде валентных колебаний ОН^-групп [10]. Деформационные колебания (δ) связей О-Н в молекулах структурно связанной воды и в гидроксид-ионах проявляются при 1650 см^-1. Кроме этого, широкая полоса в области 2700 – 3700 см^-1 и пик при 3570 см^-1 могут быть отнесены к модам валентных колебаний Н-О-Н и ОН^-, соответственно. Также на спектрах осажденного ГА видны полосы поглощения CО₃^2-, а именно пики с максимумами при 1450 и 1430 cм^-1 (ν₃) и 875 cм^-1 (ν₂). Данные частоты характерны для случая частичного встраивания карбонат-ионов в позиции фосфатных тетраэдров в структуре основного фосфата кальция (Б-тип замещения). Ввиду лабильности структуры ГА, вероятно также включение в положения фосфатов некоторого количества силикат-ионов. Методом ИК-Фурье-спектроскопии не удается однозначно установить их присутствие в составе апатита по причине сходства структурных тетраэдрических группировок РО₄ и SiO₄, из-за чего ряд максимумов поглощения связей в составе обоих ионов проявляется при близких значениях волновых чисел. Однако о замещении РО₄^3- ← SiO₃^2- может свидетельствовать зафиксированное методом РФА для ГА отклонение параметров элементарной ячейки (п.э.я.) и ее объема от эталонных значений (табл. 1). Следовательно, в изучаемых условиях совместно с аморфным силикатом кальция осаждается силикатзамещенный карбонатгидроксиапатит (Si-КГА).

Рис. 3. СЭМ-изображения порошка из системы с у = 2, прокаленного при 1000 °С в течение 2 часов

Все полученные твердые фазы обладают развитой поверхностью (табл. 1). S_уд. образцов растет по мере увеличения содержания в них кремния и, соответственно, аморфного силиката кальция. Частицы порошков представляют собой агрегаты микрометровых размеров различной формы (рис. 3). Согласно данным РФА они построены из нанокристаллитов ГА (табл. 1) и силиката кальция, объединение которых в процессе осаждения приводит к формированию объемных структур со значительной долей внутренних пор.

Выводы. Установлено, что в системах Ca(NO₃)₂ – (NH₄)₂HPO₄ – Na₂SiO₃ – NH₄ОН – H₂O при х = С_Са/С_Р = 1.70, рН = 10.00 и у = С_Si/C_P > 0.75 формируются смеси нестехиометрического карбонатзамещенного гидроксиапатита и аморфного силиката кальция. Синтетические порошки состоят из нанокристаллитов апатита и силиката кальция, объединенных в агрегаты со значительной долей внутренних пор и развитой поверхностью (100 ÷ 200 м²/г). Материалы на основе разработанных составов могут быть эффективны в отношении восстановления поврежденных участков твердых тканей в инженерии костной ткани и стоматологии.

Исследование выполнено при финансовой поддержке РФФИ совместно Министерством образования Омской области в рамках научного проекта № 15-43-04191.

Исследование двусторонней прошивки композитных заготовок

akafest — Mon, 28 Dec 2015 12:43:56 +0000

Современное производство требует применения совершенных технологий получения изделий высокого качества при широких возможностях механизации и автоматизирования процессов формообразования, благодаря чему достигается высокая производительность труды и низкая себестоимость изделий [1-7].
В этом отношении порошковая металлургия являются наиболее прогрессивным методом получения изделий из предварительно скомпактированных и спеченных металлических порошков. Данный подход позволяет не только существенно увеличить коэффициент использования металла, но и дает возможность широкого применения методов обработки металлов давлением при разработке и оптимизации прогрессивных технологических процессов получения изделий с заданными физико-механическими и эксплуатационными свойствами [8, 9].
Исследуем возможность получения сложных изделий путем двусторонней прошивки сплошной заготовки (рис. 1).
Напряжение деформирования в процессе прошивки устанавливаем из условия равновесия радиальных и тангенциальных напряжений при осадке толстостенной трубы равномерным давлением [10]

Решением уравнения будет

При получаем и , откуда .

Рис. 1. Схема двухсторонней прошивки

Максимальные касательные напряжения под пуансоном , тогда уравнение равновесия

Соответственно при условии пластичности

, получим .

Приравняем напряжения по общей границе

откуда нормальное напряжение и усилие прошивки

и .

После деления на площадь под прошивнем получим среднее напряжение прошивки [11]

. (1)

Проиллюстрируем данный процесс примером горячей прошивки изделия диаметром мм и мм на высоту мм при диаметре прошиваемой полости мм.
Материалом принимается композит «железо-медь» с концентрациями и при плотности скомпактированной и спеченной заготовки.
Решение производим с применением уравнения равновесия для пористых тел.
По содержанию компонентов устанавливаем константу пористости, определяемую из условия пластичности Губера-Мизеса

где – константа пористости композита, устанавливаемая связью высотных и продольных напряжений и зависящая от материала заготовки, температурных условий и плотности.
Для многокомпонентных систем, константа пористости будет оцениваться концентрацией соответствующих компонентов. Для исследуемых металлических порошков константы пористости [12-15]
железо ();
медь ().
Таким образом, константа пористости многокомпонентной системы

Относительное напряжение прошивки одной полости (1)

Приравнивая объем и плотность заготовки и изделия , определяем деформацию заготовки при заданной плотности изделия

где , – объем скомпактированной заготовки и объем изделия

мм³;

Исходя из найденной деформации, начальная высота заготовки

мм.

Радиальная деформация (4) и диаметр заготовки при свободной осадке [16]

;
мм.

Напряжение прессования отростка вследствие прошивки устанавливается с использованием метода баланса работ деформации, трения и прошивки. Так, для какой либо одной полости – верхней или нижней [17-20]

мм³.

С полученными результатами, напряжение осаживания

Соответственно суммарное напряжение двухсторонней прошивки

Проверка кинематических и силовых расчетов процесса по сплошности осуществляется по методике Колмогорова В.Л. [21, 22]. Совокупность деформации формоизменения заготовки и радиальной деформации, определяют величину деформации сдвига

Степень деформации сдвига при разрушении, для отдельных составляющих композита, устанавливается по диаграмме пластичности (рис. 2).

Рис. 2. Диаграмма пластичности при холодной обработке

Оценочным критерием выбора является показатель жесткости напряженного состояния

По диаграмме пластичности и , тогда общая степень деформации сдвига для композита

где n – показатель пористости металлического порошка

и ,

ρ , K – плотность и концентрация составляющих композита. Согласно уравнению связи плотностей композита «железо-медь» [23]

;
;
.

Полученная плотность металлических порошков с учетом их концентрации устанавливает совокупную плотность композита

Степень использования запаса пластичности определяется предельной величиной деформации сдвига, обуславливающей разрушение материала

что допускает деформирование заготовки по выбранному режиму без разрушения [24-30].