مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

برای دستیابی به یک توصیف جامع از کرنش سنج های یکپارچه، بررسی های ساختاری و مترولوژی با استفاده از چندین نمونه استاندارد (250 mm × 40 mm × 2 mm) ساخته شده از مواد کربن اپوکسی انجام شده است. الیاف کربن با کشش بالا و رزین اپوکسی برای تولید دکل سکان، برای بدست آوردن لمینیت تک جهته که خواص آن در جدول 1 گزارش شده است، استفاده می شوند. هشت لایه به صورت متقارن در یک صفحه شبه ایزوتروپیک (همسانگرد) انباشته شده تا 20 نمونه از آن ها بدست آید، که از هرگونه اتصال مکانیکی بین بار درون صفحه ای و تغییر شکل های خارج از صفحه و بالعکس جلوگیری می کند (جونز، 1998).
در میان آن ها، 10 نمونه برای انجام تست های خمش با شکاف (ENF) با هدف ارزیابی چقرمگی حالت دوم GIIC مجهز شده اند (Sham Prasad و همکاران، 2011). آن ها مطابق با استاندارد مربوطه (ASTM D7905 / D7905M-14، 2014)، یک فیلم پلی تترا فلورو اتیلن (PTFE) 13 میکرومتری را در امتداد صفحه خنثی معرفی می کنند. نیروها از طریق یک فیکسچر مخصوص خمش سه نقطه ای تحت بارگذاری جابجایی کنترل شده که توسط یک دستگاه تست 10-KN Zwick-Roell Z010 ارائه شده، به نمونه اعمال می شوند. ثبت نیروی اعمال شده در مقابل جابجایی غلتک مرکزی با استفاده از ثبت کننده زمان واقعی آنالوگ به دیجیتال (A/D) X-Y دستگاه و تعیین نرخ نمونه برداری از 50 هرتز بدست می آید. GIIC با استفاده از روش کالیبراسیون سازگاری (CC) بدست می آید (Jagannathan و همکاران، 2015)، که اعتقاد بر این است که نرخ آزاد شدن انرژی کرنش بحرانی برای رشد ترک از فیلم جاسازی شده را نشان می دهد (Bru et al.، 2016). میانگین نتایج GIIC از پنج آزمایش مشابه در هر یک از ساختارهای مسطح و یکپارچه انجام شده است. آن ها به ترتیب در حدود 217 و J/m2 201 هستند، با پراکندگی در حدود 7٪ که مانع از هرگونه اثر بحرانی بر رفتار شکست می شود در حالی که حسگرهای تعبیه شده برای نمونه تحت آزمایش است.

با استفاده از همان ترتیب، 10 آزمایش دیگر طبق استاندارد D7264 / D7264M-15 (2015) انجام می شود. مدول خمشی الاستیک به عنوان مدول وتر الاستیسیته از بار و جابجایی ثبت شده محاسبه می شود. مقدار میانگین از پنج آزمایش مشابه در ساختارهای مسطح و یکپارچه به ترتیب حدود 5/12 و GPa 5/13 است. با وجود پراکندگی حدود 9٪ هنوز هم قابل قبول است، اما به طور غیر منتظره نشان می دهد که سفتی خمشی در حین قرار دادن سنسور به دلیل پیکربندی عمودی پین ها افزایش می یابد (برای موقعیت کرنش سنج و پین ها به شکل 3 مراجعه کنید).
نکته مهم برای هدف این تحقیق، کارآیی مترولوژی سنسور تعبیه شده است. مقایسه اندازه گیری با انجام تست های خمشی بر روی نمونه های یکپارچه ریز مطابق استاندارد D7264 / D7264M-15 (2015) انجام شده است. نتایج حاصل از کرنش سنج های تعبیه شده به صورت مناسب برای بدست آوردن حداکثر تغییر شکل مورد انتظار در سطح فوقانی، جایی که یک کرنش سنج معمولی دیگر نصب شده، قابل درجه بندی است. کرنش سنج LY46- 10 / 350A نصب شده در سطح توسط HBM برای مطابقت با مشخصات محلول تعبیه شده انتخاب شده است. از سیستم تقویت کننده متراکم چند کاناله PICAS برای تقویت کرنش سنج ها با یک پیکربندی چند بخشی استفاده می شود، در حالی که اسیلوسکوپ OnoSokki CF3600 سیگنال های ولتاژ را با نرخ نمونه گیری 10 هرتز دیجیتالی می کند. یک نتیجه معمولی بدست آمده در شکل 4 گزارش شده است. توزیع پروانه ای کرنش از طریق ضخامت نمونه منجر به خروجی ولتاژهای مختلف می شود. از این رو، یک عامل هم ارزی β با توجه به اینکه توزیع به منظور دستیابی به تغییر شکل معادل نشان داده شده، محاسبه می شود. اندازه گیری های مختلف در پنج نمونه انجام شده است، که تکرارپذیری و همچنین تکثیرپذیری آزمایش ها را نشان می دهد. جدول 2 β را با نسبت (α) بین حداکثر تغییر شکل های اندازه گیری شده توسط هر دو کرنش سنج مقایسه می کند. با توجه به جزئیات، وقتی α از β بزرگتر باشد، کرنش سنج معمولی تغییر شکل بزرگتر از داده های معادل حاصل از سنسور تعبیه شده را بر می گرداند. عامل هم ارزی کرنش سنج بستگی به ضخامت نمونه (h) و فاصله از سطح (d) دارد که در اینجا محاسبه شده است و همچنین ضخامت کرنش سنج (t). درصد خطایی که در همان جدول گزارش شده است تفاوت بسیار ناچیزی را در حین استفاده از مورد دومی نشان می دهد. شایان ذکر است که خطا به دلیل ناهمراستایی محتمل سنسورها که در اینجا به شدت با توالی لایه ای شدن محدود شده، استفاده می شود (Horoschenkoff و همکاران، 2006).

طیف سنجی EMI
یک دستگاه اندازه گیری به وضوح برای التراسوند SHM در مواد بسیار ضعیف طراحی شده است. این دستگاه قادر به انجام هر دو اندازه گیری EMI و نصب در حداکثر 12 کانال با تسهیم تقسیم زمان است. ولتاژ القایی بالا تا 100 Vpp و جریان ها تا A 2 توسط محرک پیزو PD200 تولید شده توسط PiezoDrive فراهم می شوند. تبدیل A / D با استفاده از گستره دستی HS3 در 10 MSPS انجام می شود. دستگاه برای فعال سازی EMI تا حداکثر 1 مگاهرتز مشخص شده است. هر کانال تسهیم کننده از دو قطب همراه با دو پرتابه مکانیکی تشکیل شده است تا هم سیگنال های فعال سازی و هم سیگنال های پایه را تغییر دهند (شکل 5). این طراحی پیچیده فقط برای قابلیت اضافه شدن گیره به زمین ضروری است، که نیاز به قابلیت مسیریابی دو سیگنال مستقل به کانال های پیزو دلخواه دارد. تمام مسیرهای سیگنال استفاده نشده برای جلوگیری از برخورد متقابل بین کانال ها پایه گذاری شده-اند. پیزوها به کابل های هم محور متصل هستند، زیرا سیگنال های پرقدرت برای تأثیرگذاری بر تجهیزات دیگر بدون حفاظ مناسب، به اندازه کافی قوی خواهند بود. مدار EMI از یک مقاومت شانت برای اندازه گیری جریان از طریق مبدل استفاده کرده و همزمان ولتاژ تحریک را اندازه می گیرد. ایده اصلی طراحی کار پیرس و همکاران (2004) را دنبال می کند، همراه با برخی از اصلاحات اساسی برای بکار بردن سیگنال های دامنه بالا. مقدار مقاومت شانت بسیار کم تر از Ω 0.05 برای به حداقل رساندن اتلاف انرژی استفاده می شود، که به یک مدار تقویت کننده پیچیده تر نیاز دارد (شکل 6). ولتاژ تحریک با ضریب 10 کاهش می یابد تا از تداخل بین ولتاژ و کانال های جریان داخل واحد مبدل آنالوگ به دیجیتال (ADC) جلوگیری شود.
راه اندازی آزمایشی
نقشه و تصویری از نمونه دکل سکان به ترتیب در شکل های 7 و 8 نشان داده شده است. این نمونه شامل یک هسته CFRP با سطح مقطع مستطیل شکل و یک قسمت فلزی در هر دو انتهای آن است که برای اصلاح صحیح نمونه در دستگاه تست الکترو هیدرولیکی Schenck 2500-kN اتصال پیچی شده است. علاوه بر این، یک پین فلزی به فلانج های فلزی متصل است. این پین فلزی بخشی از طراحی واقعی دکل سکان برای اتصال قطعات CFRP به جزء فلزی است که تیغه سکان را به دکل وصل می کند. تشخیص خرابی پین برای عملکرد ایمن کشتی مهم است.

دو مبدل پیزوالکتریک در سطح نمونه نصب می شوند. مبدل مستطیلی (GmbH سرامیک PI) DuraAct با اندازه 16 mm × 13 mm × 0.5 بر روی مواد CFRP با استفاده از چسب سیانوآکریلات با ضخامت چند میکرون چسبانده شده است. یک مبدل دایره ای PIC255 (PI Ceramic GmbH) با قطر 10 میلی متر و ضخامت 0.25 میلی متر در قسمت فولادی به همراه سنسور دمایی DS18B20 قرار داده شده است که دمای جریان را روی سطح نمونه ثبت می کند تا اثرات مربوط به دما را بتوان شناسایی کرد.
شکل 9 تصویری از سیستم کسب داده برای کرنش و EMI را نشان می دهد. کرنش سنج به یک تقویت کننده وصل شده که سیگنال کرنش DC تقویت شده را به ADC می فرستد. در این حالت، ما از Handyscope HS3 از مهندسی TiePie استفاده کرده ایم که از کنترل از راه دور MATLAB پشتیبانی می کند. طیف های هر دو کانال EMI و دمای جریان از طریق اترنت به رایانه منتقل می شوند. تمام داده های اندازه گیری به طور همزمان و در یک فایل HDF5 واحد ذخیره می شوند.

نتایج تجربی
شکل 10 نمودارهای نیرو-جابجایی آزمایشات را برای 5 نمونه دکل سکان که در این مطالعه استفاده می شوند، نشان می دهد. در آغاز، همه منحنی ها رفتار تقریباً خطی الاستیک را نشان می دهند، که به رنگ سبز مشخص شده است. در این مرحله می توان نمونه را سالم در نظر گرفت و تاکنون با بازرسی بصری و عدم وجود وقایع انتشار آکوستیک تایید شده که هیچ آسیبی به آن وارد نشده است. با افزایش بیشتر بار، می توان با تغییر در شیب نمودارهای نیرو-جابجایی، کاهش سفتی را که به رنگ نارنجی مشخص شده است، مشاهده کرد (Puck، 1996؛ Schu¨ rmann، 2007). در CFRP، کاهش سفتی در اثر شکست بین الیافی ایجاد می شود، یعنی ترک های کوچکی در زمینه اپوکسی ایجاد می شود. در قطعات فولادی، کاهش سفتی در اثر پلاستیک شدن (نرم سازی) مواد ایجاد می شود. هر دو پدیده با آسیب غیرقابل برگشت در ماده مرتبط هستند که تشخیص آن ها هدف اصلی این مطالعه است. هنگامی که این مرحله اتفاق می افتد، یک افت ناگهانی معمولی در منحنی به طور جزئی ظاهر می-شود (ASTM D7905 / D7905M-14 ، 2014)، اما افزایش بیشتر نیرو ممکن است. دوباره شیب خیلی سریع افزایش یافته، اما خیلی زود به سمت شکست کامل کاهش می یابد. هنگامی که اولین ترک های شدید در فولاد یا پارگی های اولیه الیاف کربن رخ می دهد، می توان افت سطح نیرو را تشخیص داد. در این حالت که به رنگ قرمز مشخص شده است، اتصال معمولاً شکسته شده و دیگر قادر به نگه داشتن نیرو نیست. در سناریوی واقعی، وقتی بار با جابجایی دستگاه هدایت نشود، جدا کردن قطعات متصل امکان پذیر است و در هر صورت با تشخیص آسیب قبل از رسیدن به سطح شکست کامل، باید از آن جلوگیری کرد. در حین آزمایش، روندها برای 180 ثانیه در نقاط مشخص شده با فلش متوقف شده اند، تا اندازه گیری های EMI را بدون دخالت در نویزهای دستگاه تست انجام دهند. در طی این توقف ها، یک آرامش جزئی از سطح نیرو مشاهده می شود، اما سطح اصلی خیلی سریع پس از ادامه آزمایش بدست می آید.
منحنی کرنش که در شکل 10 رسم شده است، کرنش را در مقابل امتداد جابجایی از سنسور تعبیه شده در نمونه 4 نشان می دهد. این مثال به روشنی نشان می دهد که بار را می توان با استفاده از کرنش سنج تعبیه شده تا زمان شکست، کنترل کرد، که اطلاعات صحیحی در مورد افزایش بار، متوقف شدن طی روند بارگذاری و شکست وخیم را ارائه می کند. همانطور که در بالا بحث شد، هر دو نیرو و کرنش در مقابل طرح های جابجایی به وضوح نوعی از شکست لایه اولیه را از طریق افت ناگهانی و جزئی در منحنی نشان می دهند (ASTM D7905 / D7905M-14، 2014). این رفتار در شکل 10 از توزیع کرنش کاملاً واضح است (حدود mm/m 0.7). با افزایش بیشتر بار، تغییر شکل دوباره و خیلی سریع به سمت شکست کامل شروع می شود اما شیب منحنی خیلی زود به دلیل کاهش سفتی کلی کاهش می یابد.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

3.2 تست کمی قیرهای ثابت و آزاد
پرکننده مواد معدنی به قیر اضافه می شود تا طبق روش سنتی ، لایه قیر تشکیل شود. با این حال تشکیل لایه قیر را می توان به عنوان روشی که در آن قیر با توجه به محاسبه معکوس به داخل مواد معدنی اضافه می شود ، فهمید. یک قسمت از قیر به قسمت خالی کننده مواد معدنی پرکننده اضافه می شود تا قیر ثابت تشکیل شود ، و بخش دیگر قیر در حالت آزاد قرار دارد که به آن قیر آزاد گفته می شود.
برای مقدار مشخصی قیر ، مقدار پرکننده مواد معدنی مستقیماً بر بطن ماده پرکننده معدنی تأثیر می گذارد ، در نتیجه بر نسبت قیر ثابت در لایه های قیر تأثیر می گذارد. رویه معدنی پرکننده معدنی همچنین به طور جامع چندین پارامتر از خصوصیات پودر مزو را منعکس می کند ، این نشان می دهد که خصوصیات پودر مزو نیز به میزان قابل توجهی بر نسبت قیر ثابت در لایه های قیر تأثیر می گذارد [22]. بنابراین آزمایش کمی از نسبت قیر بدون قیر ثابت یک پیش نیاز برای تجزیه و تحلیل تعامل پرکننده-قیر از محتوا و خصوصیات پودر مزو از پرکننده مواد معدنی است.
حفره های ریگدن مطابق با درجه مانده داخلی پرکننده مواد معدنی در شرایط خشک و متراکم هستند. در شکل گیری لایه های قیر با مخلوطی از قیر و پرکننده مواد معدنی ، قیر ثابت در حفره های مزو تشکیل می شود. Vg را می توان با استفاده از روشهای فنی برای آزمایش برون ریز بخش باقیمانده از پرکننده مواد معدنی در شرایط خشک و متراکم تعیین کرد. این برون ریز یا ماده دفعی پس از آن به کیفیت پرکننده مواد معدنی تبدیل شد.
حجم پرکننده مواد معدنی پس از تراکم با توجه به تجزیه و تحلیل جامع انجمن ملی سنگفرش قیر و روش طراحی استانداردهای اروپایی توسط این دستگاه تعیین می شود .EN 1097-4 (24) حجم واقعی پرکننده مواد معدنی را می توان بر اساس تراکم واقعی و کیفیت واقعی پرکننده مواد معدنی تعیین کرد. تفاوت بین این پارامترها باقیمانده مزو از پرکننده مواد معدنی است. آزمایش خاص طبق روش زیر انجام می شود: 10 گرم نمونه پرکننده مواد معدنی در ظروف (قطر 25 میلی متر) قرار داده می شود ، و یک تراکم اولیه اعمال می شود. نمونه ها با چکش ضربه ای (وزن 350 گرم ، قطر 25 میلی متر) 100 بار چکش زده می شوند و حجم Vfb پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه اندازه گیری می شود. حجم واقعی Vfs 10 گرم پرکننده مواد معدنی با توجه به کیفیت Wfs مواد معدنی پرکننده و Gfs چگالی سنگ آهک تعیین می شود که برای تهیه پرکننده مواد معدنی استفاده می شود. تفاوت بین Vfb و Vfs در مواد باقیمانده و دفعی پرکننده مواد معدنی 10 گرم است. رویه مزو از پرکننده مواد معدنی می تواند در واحد RV واحد تعیین شود. در تهیه لایه قیر ، خلأ لایه میانی پرکننده مواد معدنی با قیر پر می شود تا قیر ثابت تشکیل شود. مقدار قیر ثابت تشکیل شده توسط نمونه های پرکننده مواد معدنی در جرم واحد تحت فرض تراکم قطعی قیر مشخص می شود. برای برخی از لایه های قیر ، مقدار پرکننده مواد معدنی و قیر موجود است. اگر RV خاصیت خنثی مزو از پرکننده مواد معدنی طبق روشی که در بالا گفته شد تعیین شود ، می توان مقدار قیر ثابت و قیر آزاد پرکننده معدنی و نسبت قیر ثابت به قیر ازاد را از لایه قیر تعیین کرد.
دفع مزو از پرکننده مواد معدنی در جرم واحد (Vg) به شرح زیر است:

که دراینجا RV مانده های باقیمانده داخلی در نمونه های پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه است ، Vfb حجم کل ذرات پرکننده مواد معدنی و حفره های داخلی باقیمانده داخلی پس از فشرده سازی ضربه است ، Wfs مقدار نمونه های پرکننده مواد معدنی ، و Gfs تراکم سنگ آهک مورد استفاده در تهیه پرکننده مواد معدنی ، و Vg حفره های مزو از پرکننده مواد معدنی در جرم واحد است.

3.3 تست کمی مقاومت چسبناک با دمای پایین از لایه های قیر
عملکرد لایه های قیر به طور قابل توجهی عملکرد کم دمای مخلوط قیر را تحت تأثیر قرار می دهد. ترک خوردگی مخلوط قیر در جداسازی مصالح آشکار می شود. ترک خوردگی در اصل با دو نوع شکست زیر آشکار می شود: یکی شکست چسبندگی قیر ، که در آن لایه قیر از سطح مصالح بزرگ ترک می خورد و جدا می شود. دیگری خرابی منسجم و چسبناک است ، که در آن لایه قیر به خودی خود تحت فشار کششی یا برشی قرار می گیرد. دو نوع حالت خرابی در هنگام شروع آسیب کم دما در مخلوط ها معمول است [23-25]. از منظر عدم موفقیت رابط مخلوطها ، دو نوع شاخص مقاومت در لایه های قیر وجود دارد ، یعنی استحکام چسبندگی و استحکام منسجم. نتایج فوق توسط محققان متعددی پذیرفته و به رسمیت شناخته شده است [26،27].
با توجه به اینکه پرکننده مواد معدنی به طور مستقیم و به طور قابل توجهی بر مقاومت چسبندگی درجه حرارت کم از لایه های قیر تأثیر می گذارد ، این پارامتر در این مطالعه به عنوان شاخص اصلی کنترل مقاومت به منظور تجزیه و تحلیل تعامل پرکننده-قیر از محتوا و خصوصیات پودر مزو پرکننده معدنی در نظر گرفته شده است.
برای انجام این مطالعه مرتبط در مورد خاصیت لایه های قیر ، یک روش آزمایش کمی برای تعیین استحکام لایه های قیر تهیه شده است. این روش توسط مجوز مجاز شدثبت اختراع اختراع چینی (شماره مجاز اختراع ثبت اختراع در چین: (ZL201210359254.3) [28،29] مقاومت چسبندگی در دمای پایین لایه های قیر را می توان با استفاده از دستگاه اندازه گیری نیرو آزمایش کرد و می توان آن را با توجه به بار خرابی کششی و مساحت رابط خرابی محاسبه کرد ، همانطور که در فرمول (3) نشان داده شده است. اصل آزمایش در شکل 5 نشان داده شده است. میزان بارگذاری در آزمایش 50 میلی متر در دقیقه بود. دماي آزمايش نمونه ها با استفاده از يك جعبه كنترل دماي كم در دماي 10- درجه سانتي گراد و 30 درجه سانتي گراد بود.

3.4 اثر رئولوژیکی لایه های قیر
برای تجزیه و تحلیل تعامل پرکننده و قیر از محتوا و خصوصیات پودر مزو از پرکننده مواد معدنی با دقت بیشتر و تعیین استراتژی کنترل برای محتوای پرکننده مواد معدنی ، استحکام چسبندگی در دمای پایین قیر به عنوان شاخص کنترل در این مطالعه انتخاب شد. میزان تغییر مقاومت سختی قیر m ، که بر اساس آزمایش رئولوژیکی روی تیرچه خمشی قیر استوار بود ، به عنوان شاخص کنترل برای خاصیت رئولوژیکی لایه های قیر انتخاب شد.
آزمایش رئولوژیکی تیرک خمشی در ارزیابی اثر رئولوژیکی لایه های اصلی قیر مهم است [30]. میزان تغییرات سفتی خزش m از نمونه های مختلف لایه های قیر مورد آزمایش قرار گرفت. یک بار ثابت (980 میلی لیتر) برای نمونه های آزمایش برای 240 ثانیه در یک مایع کنترل شده با دمای (10 ◦C و 30 − (C اعمال شد. آزمون شرایط استاندارد <JTG E20-2011> را تأمین می کند.
مقدار بزرگ m نشان دهنده توانایی قیر و لایه های قیر برای سکون استرس، و مقاومت مواد در برابر خرابی و فرسودگی همانطور که توسط مطالعات فعلی نشان داده شده است قوی است [31،32] در این مطالعه حالت های شکست و فرسودگی متعارف از لایه های قیر در نظر گرفته شده است. استحکام منسجم در لایه های قیر و میزان تغییر مقاومت سختی خزش به ترتیب می تواند مورد استفاده قرار گیرد تا آسیب های متعارف و خرابی ناشی از فرسودگی به دست آید.

4. نتیجه آزمون
4.1 نتایج تست Rigden Void برای چهار پرکننده مواد معدنی
در Rigden void ، باقیمانده مزو باقیمانده داخلی در پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه که با قیر پر می شود تشکیل قیر ثابت می دهد. نتایج آزمایش برای Vg در جدول 3 نشان می دهد که مقدار قیر ثابت تشکیل شده توسط چهار نمونه پرکننده مواد معدنی با افزایش مقدار مواد پرکننده معدنی (RFB) به همان میزان متفاوت است. اگرچه مقدار نمونه و تراکم سنگ آهک یکسان است ، اما تفاوت زیادی بین درجه مانده داخلی در توده واحد وجود دارد. باقیمانده داخلی در توده واحد نمونه پرکننده مواد معدنی D حداکثر 0.32 است که تقریباً سه برابر حداقل نمونه پرکننده مواد معدنی B است ، باقیمانده داخلی در جرم واحد نمونه پرکننده مواد معدنی A کمی کوچکتر از نمونه پرکننده معدنی D که 0.26 است و باقی مانده داخلی در جرم واحد نمونه پرکننده مواد معدنی C کمی بزرگتر از نمونه پرکننده معدنی B است.
باقیمانده مزو داخلی در پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه کاملاً منعکس کننده پارامترهای خصوصیات پودر مزو ، مانند درجه بندی مزو ، مساحت سطح خاص ، اندازه ذرات ، نسبت طول به قطر و گرد بودن است. باقیمانده داخلی در پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه به طور قابل توجهی تحت تأثیرات جامع پارامترهای فوق از خصوصیات پودر مزو متفاوت است. نسبت قیر بدون قیر ثابت در لایه های قیر ممکن است متفاوت باشد ، اما در نهایت بر عملکرد روسازی قیر تأثیر می گذارد.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب)

F1830

آزمایش مودال
آزمایش مودال سازه خرپا و بار انجام می گیرد و سازه خرپا روی میز ارتعاش ثابت می شود. مرز مقید سازه خرپای شبیه سازی شده در شکل 10 نشان داده شده است. طرح اولیه گره آزمایش با مجموع 38 گره اندازه گیری در شکل 11 نشان داده شده است. از روش برانگیختگی برای برانگیختگی استفاده می شود.
حداقل فرکانس الاستیک وسایل چفت و بست مورد استفاده برای تکیه گاه از حداکثر فرکانس تحلیل سازه نمونه خیلی بیشتر است. به طور کل، تشخیص مرز مقید یازه های کوچک و متوسط کار راحتی است اما تشخیص مرز مقید سازه های بزرگ کار دشواری است. کیفیت سازه خرپا در این مقاله 15.85 kg، فرکانس تحلیل 200 Hz، میز ارتعاش 4500 kg و فرکانس همنوای دسته اول 2200 Hz است که الزامات مرز مقید سازه خرپا را تأمین کند.
پهنای باند آنالیز آزمایش مال سازه خرپا 200 Hz، رزلوشن فرکانس 1 Hz و نمودار حالت پایای تابع پاسخ فرکانس (FRF) در شکل 12 نشان داده شده است.

همبستگی مودال
در این مقاله، معیار اطمینان مودال (MAC) در فرمول (2) به عنوان شاخص ارزیابی کمی استفاده می شود:

در این فرمول، Vtes و VFE بردارهای مودال مد آزمون و مودال المان محدود هستند: المان ها در MACTest، ماتریس FE زاویه کسینوس بین دو مد و زاویه نسبی دو مد را نشان می دهد. مقدار MAC باید بین 0 و 1 باشد. چنانچه مقدار MAC بیشتر از 0.8 باشد، مد ارتعاش Vtest مد آزمون شبیه به مد VFE مد محاسبه المان محدود خواهد بود. چنانچه مقدار MAC کمتر از 0.2 باشد، مد ارتعاش مد آزمایش و مد محاسبه المان محدود قائم خواهند بود.
در این مقاله، از نرم افزار LMS Virtual Lab برای انجام آنالیز همبستگی براساس نتایج آنالیز مودال المان محدود و سازه بار و نتایج آزمایشی مودال بهره گرفته می شود. همانطور که در جدول 2 نشان داده شده، مودال المان محدود مشابه مد آزمایشی است و مقادیر MAC دو رتبه اول همگی حدود 0.9 و مدل المان محدود قابل قبول است.

تحلیل پاسخ فرکانس سازه بار فضاکار و خرپای فضاکار
براساس مد روبش فرکانس سینوسی مرحله پذیرش، پاسخ سینوسی خرپای فضاکار و سازه بار پرواز هوایی در سه جهت تحلیل می شود و نمودار ابری پاسخ شتاب انتگرال بدست آمد. برای تعیین کمی بزرگی پاسخ شتاب در یک موقعیت خاص در سازه بار فضاکار، در این مقاله گره های سرپوش جلو، سرپوش سمت چپ و سرپوش بالای خرپای فضاکار و سازه بار فضاکار برای تحلیل انتخاب شدند و منحنی پاسخ شتاب گره های اندازه گیری ثابت درست می شوند. مکان و تعداد گره های آزمایش در شکل 13 نشان داده شده است.
در مدل المان محدود، تعداد متناظر گره های اندازه گیری 1–4 در مدل سه بعدی 19,545؛ 27,222؛ 4912 و 254,679 بود.
آخرین گره آزمایش 4 ، گره برانگیختگی بیسیک است. مکان این سه گره مطابق با مکان سنسور در آزمایش بعدی است و مکان گره های اندازه گیری شده در مدل المان محدود در شکل 14 نشان داده شده است.
هدف از این آنالیز تعیین تقویت پاسخ شتاب سازه بار فضاکار و خرپای فضاکار موجود تحت وضعیت فرکانس روبش سینوسی مرحله پذیرش، و در مقابل مقایسه داده های پاسخ شتاب با ساختار دارای لایه میرایی ویسکوالاستیک می باشد.
پاسخ سینوسی سازه بار پرواز هوایی و خرپای فضایی در سه جهت براساس مد روبشی فرکانس سینوسی مرحله پذیرش و وضعیت آزمایش ویژه به گونه ای که در شکل 3 نشان داده شده تحلیل می شود. گره 1 را به عنوان نمونه جهت بازده منحنی پاسخ شتاب به گونه ای که در شکل 15 نشان داده شده در نظر بگیرید.
با نگاهی به منحنی های پاسخ شتاب گره های اندازه گیری شده در رنج 0–200 Hz، حداکثر فرکانس پاسخ سازه اصلی در جهت X، 22 Hz است. حداکثر پاسخ فرکانس در جهت Y، 117 Hz است. پاسخ شتاب کل سازه بار فضاکار و خرپای فضاکار در حداکثر فرکانس متناظر در هر جهت به گونه ای که در شکل 16 نشان داده شده نشان داده می شود.
منحنی پاسخ شتاب گره های اندازه گیری شده در رنج 0–200 Hz، حداکثر فرکانس پاسخ سازه جدید در جهت X، 19 Hz است. حداکثر فرکانس پاسخ در جهت Y، 17Hz است. حداکثر فرکانس پاسخ در جهت Z، 99 Hz است. پاسخ شتاب کل سازه خرپای فضاکار و بار فضاکار در تمام جهات در حداکثر فرکانس متناظر به گونه ای که در شکل 17 نشان داده شده نشان داده می شود.
مقایسه مقادیر پاسخ تشدید در گره اندازه گیری 1 برای سازه اصلی و سازه جدید لوله طویل شکسته در شکل 4 نشان داده شده است.
آزمایش ارتعاش خرپای فضاکار
آزمایش ارتعاش آزمایشی است به منظور ارزیابی مقاومت ارتعاش یک مولفه واحد یا کل سازه دستگاهدر حمل و نقل از پیش تعیین شده و محیط سرویس. پارامترهای اصلی آزمایش ارتعاش عبارتند از دامنه، سرعت و شتاب. دو نوع مد ارتعاش وجود دارد: یک مد که ارتعاش سینوسی است و مد دیگر که ارتعاش رندوم است. آزمایش ارتعاش سینوسی غالبا در آزمایشگاه مورد استفاده قرار می گیرد. این نوع آزمایش ارتعاش سازه تحت عمل برانگیختگی سینوسی می باشد. ارتعاش سینوسی را می توان به ارتعاش روبشی و ارتعاش فرکانس ثابت تقسیم کرد. آزمایش ارتعاش رندوم در واقع یک نوع ارتعاش ناپایدار است که به ارتعاش ثابت و غیرثابت تقسیم می شود.
موارد آزمایشی عبارتند از سازه بار پرواز فضایی و خرپای فضاکار اصلی و سازه جدید لوله طویل شکست که در آن سازه جدید لوله طویل باید با لایه میرای محدود در سازه جعبه بار فضاکار پوشیده گردد (به شکل 18 و 19 مراجعه کنید). لایه میرای آزاد به لوله اتصال افزوده می گردد. لوله طویل توسط لولل چسبنده به تیوب طویل متصل می شود که آن نیز به کمک چند پیچ از طریق رابط به جعبه اتصال متصل می شود (به شکل 20 مراجعه کنید).
هدف از آزمایش دستیابی به پاسخ شتاب سازه بار هوافضا و خرپای فضای اصلی و ساختار جدید با تیوب طویل در سه جهت توسط آزمایش ارتعاش می باشد. نتایج با نتایج شبیه سازی مقایه می شود. برای ارزیابی تأثیر میرایی دو ساختار، تصاویر گرفته شده در آزمایش در شکل 21 نشان داده شده است.
تجهیزات آزمایش شامل میز لرزان الکترومغناطیسی (Space Hill 10t Station, Model H1248a)، آمپلی فایر قدرت، کنترلگر ارتعاش، ابزار اکتساب داده ها، کامپیوتر، سنسورشتاب، و تجهیزات آزمایش ارتعاش می باشد (به شکل 22 مراجعه کنید).
مشخصات، مدل ها و پارامترهای کارکردی ابزارهای اصلی مورد استفاده در کل پروسه آزمایش ارتعاش در جدول 5 نشان داده شده است.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب)

F1881

نتایج و بحث
3.1تجزیه و تحلیل XRD
آزمون پراش اشعه ایکس (XRD) روش ناپایداری قوی است که برای تشخیص فاز ساختاری از ترکیبات مختلف استفاده می شود. بنابراین، XRD یک روش منحصر به فرد در تعیین بلورینگی ترکیب است. شکل 2 (الف) الگوهای XRD توصیف شده از نمونه های رسوب شده را نشان می دهد. ساختار بلوری همه لایه های رسوب شده ارتورومبیک SnS با JCPDS 039-0354 بود. همانطور که در این شکل مشخص شد، نمونه های I (0)، I (1)، I (2) و I (3) در طول نمونه های (021) و (111) و نمونه های I (4) و I (5) در طول (101) و (040) رشد کردند. بنابراین، جالب است که تغییر در جهت گیری ترجیحی لایه های نازک ایندیم-آلاییده رسوب شده Sn با توجه به افزایش غلظت ایندیم ناخالص ساز مشاهده شده بود. همچنین هیچ اثری از In، In2O3، و In2S3 یا سایر ناخالصی ها را نمی توان در تمام نمونه ها پیدا کرد. همانطور که در الگوی xRD مشاهده می شود، با افزایش غلظت ناخالص ساز ایندیم، پیک کمتر شدید و گسترده تر می شوند که نشان دهنده کاهش در نمونه های بلوری می باشد. از این رو، آن افزایش قابل توجهی در نقایص کریستالی و ناسازگاری به تاوجه به ایندیم-آلاییده را نشان می دهد.
برای بهتر بررسی اثر ایندیم-آلاییده روی خواص ساختاری SnS، نمودار I-2 θ برای (111) پیک پراش صفحه (شکل 2 (b)) از کلیه نمونه ها گرفته شده است. تغیر از (111) موقعیت پیک به θ 2 بالاتر به علت تغییر در شعاع یونی مؤثر بین Sn2 + (0.93 A) و In3 + (0.80 A) شناسایی شده است.
شبکه های ثابت برای SnS های خالص و لایه های نازک ایندیم-آلاییده SnS با استفاده از رابطه زیر حاصل می شود [30] که (hkl) شاخص های میلر برای صفحاتی با شدت بیشتر، یعنی صفحه های (040)، (021)، (111)، و dkkl مسافت بین مسطح است. جدول 1 پارامترهای شبکه محاسباتی و پارامترهای ساختاری را برای SnS خالص و نمونه های SnS ایندیم-آلاییده را خلاصه می کند. واضح است که جایگزینی In3 + برای Sn2 + در ساختار SnS منجر به کاهش حجم سلول واحد می شود. دلیل این پدیده، شعاع یونهای مؤثرتر In3 + است که با Sn2 + مقایسه می شود، که باعث کاهش در dkkl و در نتیجه حجم سلول واحد می شود.
جدول 1: برخی از ویژگی های ساختاری SnS خالص و نمونه های ایندیم-آلاییده SnS ناشی از الگوهای XRD می باشد.

اثر ایندیم آلاییده بر روی پارامترهای شبکه لایه های نازک SnS در شکل 3 نشان داده شده است. همانطور که در این شکل آشکار بود، پارامترهای شبکه لایه های نازک SnS به دلیل ایندیم آلاییده افزایش یافته است. این وقوع به وضوح نشان می دهد که ناخالصی ایندیم جایگزین آلاییده در شبکه SnS می شود.
با استفاده از میکروسکوپ نیروی اتمی (AFM)، بررسی های توپوگرافی نمونه های I (0)، I (1) و I (2) بیش از یک مساحت 6 μm × 6 μm انجام می شود. شکل 4 تصویر AFM از لایه های ذخیره شده را نمایش می دهد. شکل 4 نشان داد که افزایش در مقدار ناخالصی ایندیم در شبکه های SnS منجر به تغیر درریخت شناسی دانه مانند به صفحه های نازک رشد ستونی می شود. علاوه بر این، اندازه دانه از لایه های نازک SnS به دلیل ایندیم آلاییده ضعیف تر شد. بنابراين، تغيير در ریخت شناسی نانوساختارهاي SnS ایندیم آلاییده نشان مي دهد که ناخالصی ایندیم با موفقیت در شبکه SnS آلاییده شده است.
3.2 اندازه و فشار کریستالیت
در این بخش، از روش های مختلف برای اندازه گیری اندازه کریستالیت و فشار شبکه استفاده می شود. این روش ها عبارتند از روش شرر، W-H( شامل UDM، UDSM، UDEDM) و روش SSP می باشد.
با استفاده از الگوهای XRD، اندازه بلوری (D) از معادله شرر برآورد شده است .
که D، K، و λ اندازه کریستالی هستند، شکل وابسته ثابت برابر با 0.94 و طول موج اشعه ایکس تابش Cu-Kα 0.154 056) نانومتر) بود. همچنین، βhkl پیک عرض در نیمه حداکثر شدت (FWHM)، و θB زاویه براگ است. عرض زاويه براگ با ترکیب ابزاری و اثرات مستقل نمونه تشکیل مي شود
اثر ابزاری از افزایش پیک یک نمونه مرجع (سیلیکون) ارزیابی می شود.
معادله شرر را می توان با استفاده از βhkl اصلاح شده به شرح زیر تنظیم کرد.
اندازه کریستالیت (D) از شیب cos θ نسبت به 1 / βhkl با استفاده از معادله (5) تخمین زده می شود. در نتیجه، مقدار شیب kλ / مقدار اندازه کریستالیت را نشان می دهد. شکل 5 طرح های شرر از لایه های نازک ایندیم آلاییده SnS نانوساختار و غیرآلاییده را نشان می دهد. مشخص است که اندازه کریستالیت D از SnS با توجه به ایندیم-آلاییده کاهش می یابد. همچنين كاهش درD لایه های نازك غیرآلاییده SnS پس از ایندیم-آلاییده مي تواند به دليل تغيير در شعاع يوني Sn2 + و In3 +. موثر باشد. بنابراین کیفیت کریستال SnS غیرآلاییده پس از ایندیم-آلاییده کاهش می یابد که می تواند به ناسازگاری شبکۀ ایجاد شده نسبت داده شود.
3.2.2 شیوه های W-H
طرح ویلیامسون-هول (W-H) و اندازه فشار (SSP) دو روش برای برآورد D و فشار شبکه می باشد. در این مقاله، سه مدل از روش W-H شامل UDM، UDSM، وUDEDM برای برآورد پارامترهای ساختاری استفاده می شود. مدل UDM برای بررسی فشار یکنواخت در شبکه های بلوری پیشنهاد شد. در این روش، فرمول W-H بر اندازه اثر گسترده و تاثیرگسترش فشار متکی است. اثر اندازه گسترده با فرمول (βDS) (دبی-شرر معادله (3) توصیف می شود، در حالی که اصطلاح گسترش فشار از نقص و تحریف در شبکه های کریستال (معادله (6)) شروع می شود.

عدم برگشت پذیری حرارتی در قابلیت هدایت ورقه های ژرمانیوم نیترید و اکسی نیترید

Thermally induced irreversibility in the conductivity of germanium nitride and oxynitride films

Abstract

We report the evidence for irreversible changes in the conductivity, σ T( ), of a-Ge3Nx (3.7 4. < <x 6) and quasistoichiometric a-Ge2OyNx thin films occurring at T ≳ 630 K, under high vacuum conditions. We have found that σ T( ) curves not only depend on the material properties but also on the thermal history undertaken by films. The irreversibility in σ T( ), during heating in vacuum, is correlated to the transformation of the native GeO2 into volatile GeO. Thermal annealing in N2 atmosphere, on the contrary, results to extend film stability up to 973 K. At higher T, domes and pits are formed onto the film surface, due to the strong effusion of N-rich volatile species. Unstable N-Ge bonds can explain both the nitrogen thermodynamic instability and the Ge nano-crystallisation process occurring in a-Ge3Nx films, upon heating until 1023 K. Compared to a-Ge3Nx, quasi-stoichiometric aGe2OyNx is both more insulating and more stable upon heating up to 1023 K under N2 flow, that makes it a suitable passivating layer material for the fabrication of electronic devices.

5. Conclusions

The effects of thermal treatments on the physical properties of germanium nitride and oxynitride films have been investigated in detail. This study has evidenced that the conductivity of a-Ge3Nx (3.7 4. < <x 6) and of quasi-stoichiometric a-Ge2OyNx thin films exhibits an irreversible change at T ≳ 630 K detected during measurement in high vacuum. Above this temperature, σ (T) exhibits an hysteresis, with features depending on the film composition and the annealing conditions. Irreversibility in σ (T) has been explained as the reduction of native GeO2 into volatile GeO, considering that the latter occurs in vacuum at a temperature close to the threshold of irreversibility detected in our films.

Analysis of film properties, thermally annealed in N2, has revealed an improved stability up to 973 K, with formation of domes and pits on film surface at higher T originated by the effusion of volatile N-based molecules from the film matrix. Ge nano-crystallisation has been detected in a-Ge3Nx films, upon TT in N2 around 1023 K.

The knowledge gained by the study of the irreversible process occurring in the investigated class of materials has allowed to identify the material and the deposition/process conditions to get an optimal passivating layer for the fabrication of several devices such as HPGe detectors. The best candidate to cover this role has been found to be a quasi-stoichiometric a-Ge2OyNx film of ≃130 nm of thickness.

Finally, we have demonstrated that σ (T), at least in this class of materials, is capable to monitor temperature dependent changes in the physical properties of a thin film, occurring during the measurement. This feature is generally prevented to other investigation techniques, either for practical reasons or for their intrinsic limits. In this respect, σ (T) results a powerful and straightforward tool to characterise the behaviour of dielectric layers.

بررسی تاثیر ویژگی مواد و آرایش هر لایه، بر روی شکل پذیری ورقه های دو فلزی

Investigation into the effect of material properties and arrangement of each layer on the formability of bimetallic sheets

Abstract

The application of bimetallic sheets composed of two dissimilar sheet metals with distinct properties has increasingly developed in recent years. Enhancement of bimetallic sheet’s formability by designing of appropriate layers is an important challenge for industrialization of these sheets. The main objective of this paper is investigation on the influence of material properties of layers on the formability of bimetallic sheets analytically and experimentally. The analytical model was developed to predict forming limit diagram (FLD) based on M-K model using both the Hill’s and Barlat-Lian yield functions. The experimental works was performed on Aluminum (AL3105)/Carbon steel (St14) sheets for verification of analytical model. Results showed that the formability of bimetallic sheet is enhanced by increasing of the strain hardening and strain rate sensitivity exponents of layers, although variation of the exponent coefficient of the layer with higher formability was more effective than layer with lower formability. In addition, the results demonstrated a significant nonlinear effect of variation in thickness of layers on the FLD0 index. It is found that the influence of anisotropy coefficient of layers is negligible in comparison with other material parameters, but the arrangement of anisotropic steel layer with isotropic aluminum layer as well as the arrangement of layers in the aligned rolling direction (0°−0°) can slightly improve the formability of two-layer sheets.

1 Introduction

Recently, the application of laminated composite sheet metals and specially two-layer metallic sheets has been greatly increased due to achieving desirable mechanical, physical and chemical properties such as high strength low weight structures, vibration damping, corrosion resistance, appropriate thermal and electrical conductivity in the variant industries. Aluminum-steel (AL-St) sheet is one of the most common clad sheets, in which the cladding can be carried out by several methods such as clad rolling [1], adhesive bonding [2], explosive forming [3] and etc. These bimetallic sheets consist of two distinct metals as a high strength (St) layer bonded to a lightweight low formable (AL) layer. Therefore, their forming behavior is different that of each layer and it is worth to study the effect of material properties of each layer on the formability of two-layer sheet in order to optimum design of bimetallic sheets.

Forming limit diagram (FLD) is commonly used to evaluate the formability of sheet metals in metal forming processes. The FLD is a plot of the major strain versus the minor strain which is obtained at the onset of localized necking condition. This curve defines the maximum permissible major strain with respectto the minor strain above which failure may be occurred in the deformed sheet. The concept of FLD was introduced by Keeler [4] and Goodwin [5] for the first time in 1968. Besides of many researchers reported on the mono-sheets, the formability of two-layer sheets has been the subject of some researchers. Semiatin and Piehler[6,7] investigated the formability of stainless steel-clad aluminum and aluminumclad stainless steel sheets based on defuse and localized necking. They resulted that the final localization and fracture are affected by arrangement of layers. Mori and Kurimoto [8] studied the formability of stainless steel-aluminum clad sheet experimentally. They utilized deep drawing process with a cylindrical punch and stretch forming test with a hemispherical punch to evaluate the formability of sheet. They concluded that a higher formability can be achieved when the aluminum is set on the outer side of the cup in stretching and deep drawing tests. Yoshida and Hino [9] determined the forming limits of sheet metal laminates under biaxial stress conditions. They developed a criterion for the left hand side of the FLD curve based on the Hill’s localized necking theory. In addition, punch-stretching tests were done on two and three-ply stainless steel-clad aluminum sheets. Kim et al. [10] studied the formability of roll-bonded AA5182/polypropylene/AA5182 sandwich sheets. They used the M-K theory associated with Hill’s yield function to predict FLD of sandwich sheet.

فرآوری، تغییرات میکروساختاری و خصوصیات استقامت کامپوزیت های ماتریس منیزیم در محل که حاوی ذرات SiCNO مشتق پلیمری در اندازه نانویی می باشند

Processing, microstructural evolution and strength properties of in-situ magnesium matrix composites containing nano-sized polymer derived SiCNO particles

Abstract

In-situ Mg matrix composites are fabricated by combining both liquid- and solid-state processing routes. Firstly, liquid polymer was injected into the molten Mg at a temperature of 800 °C to initiate pyrolysis. In-situ pyrolysis aids in the conversion of liquid polymer into sub-micron sized SiCNO particles (mean particle size in the range of 0.5–1 µm) and Mg2Si particles. Most of the polymer derived SiCNO particles were pushed by the solidification front and as a result segregated at the grain boundaries of as-cast composites (mean grain size in range of 50–65 µm) during subsequent solidification process. Formation of Mg2Si phase could be minimized by reducing the pyrolysis temperature from 800 to 700 °C. Single pass friction stir processing (FSP) of these as-cast composites lead to improved homogeneity in the SiCNO particle distribution, particle refinement (mean particle size of about 200–300 nm) and grain refinement (mean grain size in range of 2.5–3.5 µm). Mechanical properties (hardness, compressive yield stress, ultimate compressive stress, strain to failure and strain hardening exponent) of the FS processed composites were enhanced significantly as compared to their as-cast counterparts. Strengthening mechanisms and numerical models are being evoked to explain the observed yield strength in these two stage processed composites.

1 Introduction

Magnesium metal matrix composites (MMMCs) have significant potential in the design and manufacturing of next generation automotive and aerospace vehicles having light weight and reduced fuel consumption [1,2]. In-situ composite fabrication techniques seem to be gaining attraction since it overcomes several issues (non-uniformity of particle distribution, poor wettability and weak interfaces) associated with composites produced by conventional processing techniques [3,4]. In general, in-situ MMCs consist of ultra fine-sized and thermodynamically stable ceramic particles, clean and unoxidized ceramic-metal interfaces with high interfacial strength, due to improved wettability. There exist several variants of in-situ processes. These include both liquid metallurgy, and solid state processing routes [5–10]. Bhingole [7] added magnesium nitrate as oxygen supplying agent into the molten Mg-alloy and synthesized in-situ AZ91 matrix composites by in-situ reactive formation of hard MgO and Al2O3 particles. Despite the fact that numerous in-situ MMC processing routes are reported in the literature [5–10], their reaction pathways and chemical kinetics are complex to understand. Sudarshan et al. [11,12] developed a novel processing route to synthesize in-situ Mg-based MMCs by utilizing pyrolysis of polymer precursor within the molten Mg. Since polymer precursor contain all the constituents of ceramic phases within organic molecules itself, an in-situ pyrolysis aids in the conversion of polymer into ceramic particles without any chemical reaction between precursor and the host metal. However, they indentified two critical processing issues [11,12]: firstly the reaction between polymer precursor and magnesium melt results in the formation of brittle Mg2Si particles at pyrolysis temperature ranging from 800 to 1000 °C. This brittle Mg2Si phase impairs the ductility of resulting composite. Further, this leads to the reduction in the amount of polymer precursor available for generation of sub-micron sized SiCNO particles. Secondly, most of the polymer derived ceramic (PDC) particles were pushed away by the solidification front and as a result segregated at the grain boundaries. Such grain boundary segregation limits the enhancement in the mechanical properties of the final in-situ MMCs.

The nature and magnitude of interactive force between the ceramic particles and solidification front determines the nature of particle distribution in the final MMCs [13]. If the net force is attractive, the particles could be trapped within grain resulting in uniform dispersion where as repulsive forces leads to segregation of particles at the grain boundaries. Rapid solidification processing [14] and disintegrated melt technique [15] minimize the grain boundary segregation due to higher cooling rate to certain extent; however, it is difficult to understand and control the nature of interactive forces, and the solidification variables preciously during large-scale manufacturing of cast composites. Secondary process such as hot extrusion is more often used to bring about uniformity in particle distribution and to eliminate /minimize casting defects in the composites [16]. However, under non optimal conditions this may lead to some level of texture and anisotropy in the particulate MMCs.

In the present investigation, friction stir processing (FSP), one of the well-established solid state processing technique [17] has been explored as a technique to achieve both grain refinement and uniform distribution of reinforced particle distribution in the cast composites. These improvements have accrued due to intense material flow and dynamic recrystallization (DRX) which are the main attributes of FSP. Therefore, FSP can be utilized to minimize the grain boundary segregation of particles in the as-cast in-situ MMCs. In addition, FSP can also be used to eliminate/minimize casting defects akin to hotextrusion process. Arora et al. [18] observed the formation of in-situ nano-particles during FSP of AE42 Mg-alloys. Ranjit [19] modified the as-cast microstructures of Al-TiC in-situ composites by FSP. Ajay et al. [20] achieved a five-fold increase in microhardness of Cu-based in-situ MMCs after introducing polymer precursor by multi-pass friction stir processing (FSP). In their work, since the pyrolysis temperature (800 °C) of polymer precursor is lower than the melting temperature of Cu matrix (1083 °C); in-situ pyrolysis can be performed by solid state FSP itself. However, for the case of Mg, liquid state processing is required to initiate the pyrolysis for the conversion of polymer in to ceramic phase as pyrolysis temperature (700–800 °C) is greater than the melting temperature of Mg (650 °C). Use of FSP process has not been reported for the light weight in-situ MMCs dispersed with polymer derived ceramic (PDC) particles to the best of our knowledge. The primary objective of the present paper is three-fold; (i) to minimize the formation of Mg2Si phase by lowering the process or pyrolysis temperature, and (ii) to achieve the uniform dispersion of PDC particles throughout the magnesium matrix via FSP and (iii) to investigate the microstructural evolution, strength properties and the basis of strengthening of two stage processed in-situ MMCs.

رفتار ساختاری پوسته بافت سبک وزن، بتن تقویت شده نساجی

Structural behavior of a lightweight, textile-reinforced concrete barrel vault shell

Buckling and stability behavior in response to compressive stresses within a thin-walled shell structure.

In order to set the present work within the broader context of existing modeling approaches, we will shortly review recent developments in the field of numerical modeling and experimental observations in relation to the three aforementioned phenomena in the following subsections.

(I) Uniaxial tensile behavior. Based on the need to understand and characterize the tensile behavior of quasi-ductile composites, several modeling approaches have been developed in recent years with the intention of reflecting the elementary damage mechanisms of matrix cracking and the debonding of the fabric from the matrix. Mesoscale models with explicit representation of the reinforcement layout within the cross section enable the study and understanding of the damage evolution process in the composite, and can be used to identify suitable combinations of materials, fabric geometries, short fiber volume fractions, and lengths [6, 7, 8, 9, 10]. Special attention has been paid to the modeling of the local disintegration process within the inherently heterogeneous bond structure in cementitious composites reinforced with multi-filament yarns in the crack bridge and its vicinity [11].

Experimental studies of cementitious composites reinforced with textile fabrics or with short fibers have also been reported (e.g., in [12, 13]). Experimental research on the tensile behavior of textile-reinforced concrete has been presented in [14, 15, 16]. A standardized tensile test setup for textile-reinforced concrete has been recently published in a RILEM recommendation [17].

(II) Two-dimensional, anisotropic damage propagation. Modeling approaches reflecting the interaction between the matrix and reinforcement within a thin plate in a finite element model have been presented by several authors [18, 19]. These models describe the bond between fabrics and matrix as a two-dimensional, zero-thickness interface with slip displacement governed by a predefined bond law. These approaches are suitable for sparsely reinforced cross sections with one or two reinforcement layers. Another example of this modeling approach was presented in [20], in which two bond interfaces were used: one between the concrete matrix and sleeve filament, and the other between the sleeve and core filaments. The model considers a nonlinear elasto-plastic material model for the concrete matrix, and an idealized linear elastic behavior with tension stiffening for the fabric reinforcement.

The modeling approach followed in this paper uses a smeared representation of the material structure within a cross section, describing the cracking and debonding phenomenologically in terms of an anisotropic damage tensor. Such an idealization assumes a homogeneous layout of reinforcements over the cross-sectional height. The applied numerical representation of a cross section is sketched in Fig. 2, indicating the types of cross sections that can be addressed by the smeared modeling approach; namely, cementitious composites with randomly distributed short fibers (i), regularly distributed, continuous fabrics (ii), or combinations of both (iii). It is possible to reflect both strain-softening and strain-hardening composites using dispersed, finely distributed reinforcements.

The numerical idealization described here is related to approaches for modeling ordinary steel-reinforced concrete shells developed in recent decades [21, 22]. The modeling approaches were developed for the simulation of large-scale shell structures, such as cooling towers or power plants. In these structures, the development of a crack pattern with very small crack distances compared to the size of the structure justifies a smeared approach to model the material behavior at the level of a shell cross section. Examples of finite element shell formulations combined with an elasto-plastic damage model to simulate reinforced concrete shells under monotonic and cyclic loads have been presented in [23], employing a Drucker-Prager type elastoplastic damage model in compression and a continuum damage model with a Rankine stress limit in tension. Using the same material model, the damage evolution and failure of large cooling towers was investigated in [24], considering a two-dimensional failure mode within the shell elements. In another numerical framework for the nonlinear analysis of the damage evolution in steel-reinforced concrete shells, three major topics that may affect the accuracy of the simulations were covered: (1) the formulation of adequate finite elements to describe the shell geometry, as well as the boundary and load conditions; (2) the development of realistic material models; and (3) the estimation of discretization errors [25].

The modeling methods described provide valuable insight for the formulation of design models that realistically reflect the ultimate limit state assessment of shell structures. Examples of design tools developed were provided, for example, in [26], which describes a framework for the integrated design, analysis, and assessment of the loadbearing capacity of segmented concrete shell structures. The development of numerical techniques in the coupled analysis of the manufacturing process and anisotropic material behavior of fiber-reinforced polymer thin-walled shells was presented in [27]. Meanwhile, the safety and reliability analysis of reinforced concrete shells is presented in [28], using response surface methods and axisymmetric nonlinear finite element analysis. An example of a design model for the prediction of the moment-curvature relationship of a TRC cross section has been presented in [29], which derives design equations and charts for flexural composite members. The general framework for dimensioning and assessing thin-walled, regularly reinforced TRC shells reflecting the two-dimensional interaction between normal forces and bending moments has been presented by the authors of[4]. The application of this design model to a large-scale pavilion with a TRC roof has been described in [2].

ورقه های نانوکامپوزیت پلیمری با فسفر upconversion غیرآلی و افزودنی های نوری الکتریکی که با ماتریس پرتوی سه گانه هم جریان کمک شده و ته نشست لیزری پالسی مستقیم ایجاد شده است

Polymer nano-composite films with inorganic upconversion phosphor and electro-optic additives made by concurrent triple-beam matrix assisted and direct pulsed laser deposition

Abstract

The work was to investigate polymer nano-composite films with two inorganic additives: upconversion fluorescent phosphor NaYF4:Yb3+, Er3+ and aluminum doped ZnO (AZO). The films were deposited using a new method of concurrent evaporation of the frozen solution of polymer poly(methyl methacrylate) (PMMA) using the matrix assisted pulsed laser evaporation (MAPLE) and the ablation of the phosphor and AZO targets using the pulsed laser deposition (PLD). Three laser beams, an infrared 1064-nm beam for the MAPLE and two 532-nm beams for the PLD targets, were concurrently used in the process. A new target holder with remote control of the target tilt was designed to provide overlapping of the plumes from the three targets and uniform mixing of the additives in the polymer film. The fabricated nano-composite films were characterized using X-ray diffraction, scanning electron microscopy (SEM), and the measurement of the quantum efficiency (QE) of the upconversion fluorescence. The films retained the crystalline structure of the inorganic additives. The size of the nano-particles varied in the range 10–200 nm. Upconversion QE of the films was an order of magnitude less than that of the bulk phosphor, which can be explained by lesser number of the rare-earth ions in the nano-particles in the polymer film than in the micro-grains of the bulk phosphor. The AZO additive increased QE by 1.6 times to (0.072 ± 0.022) % more likely due to the plasmonic enhancement of the local optical infra-red pump (980 nm) field. The proposed triple-beam triple-target MAPLE/PLD method can be potentially used for making a wide variety of nano-composite films.

1 Introduction

There has been an explosive interest in the technique of laser assisted deposition of polymer nano-composite films exploiting the matrix assisted pulsed laser evaporation (MAPLE) with regard to the polymer host as can be judged form the numerous recent publications [1e40]. In MAPLE, a frozen solution of a polymer in a relatively volatile solvent is used as a laser target. The solvent and concentration are selected so that first, the polymer of interest can dissolve to form a dilute, particulate free solution, second, the majority of the laser energy is initially absorbed by the solvent molecules and not by the solute molecules, and third, there is no photochemical reaction between the solvent and the solute. The light-material interaction in MAPLE can be described as a photothermal process. The photon energy absorbed by the solvent is converted to thermal energy that causes the polymer to be heated but the solvent to vaporize. As the surface solvent molecules are evaporated into the gas phase, polymer molecules are exposed at the gas-target matrix interface. The polymer molecules attain sufficient kinetic energy through collective collisions with the evaporating solvent molecules, to be transferred into the gas phase. By careful optimization of the MAPLE deposition conditions (laser wavelength, repetition rate, solvent type, concentration, temperature, and background gas and gas pressure), this process can occur without any significant polymer decomposition. The MAPLE process proceeds layer-by-layer, depleting the target of solvent and polymer in the same concentration as the starting matrix. When a substrate is positioned directly in the path of the plume, a coating starts to form from the evaporated polymer molecules, while the volatile solvent molecules are evacuated by the pump from the deposition chamber. In case of fabrication of polymer nanocomposites, MAPLE targets are usually prepared as nano-colloids of the additives of interest in the initial polymer solutions.

Mixing the components of different nature, organic polymers and inorganic dopants, in the same target at a certain proportion and exposing them to the same laser beam not necessarily brings good quality nano-composite films. The laser pulse energy and wavelength cannot be optimized for each component individually. Also, the mixing proportion in the composite film is dictated by the initial proportion of the target and thus cannot be changed in the process. These limitations were removed in the recently proposed method of multi-beam and multi-target deposition (in its doublebeam/dual-target variation) using a MAPLE polymer target and one inorganic target, each being concurrently exposed to laser beams of different wavelengths [41e50]. Using the method, nanocomposite films of polymer poly(methyl methacrylate) known as PMMA doped with a rare earth (RE) inorganic upconversion phosphor compounds were prepared. Also, a nano-composite film of thermoelectric film of inorganic aluminum-doped ZnO known as AZO was impregnated with PMMA nano-fillers with the purpose of improving electrical conductivity and thermoelectric performance [46,50]. The polymer target was a frozen (to a temperature of liquid nitrogen) PMMA solution in chlorobenzene exposed to a 1064-nm laser beam from a Q-switched Nd:YAG pulsed laser. The inorganic targets were the pellets made of the compressed micro-powders of highly efficient RE-doped NaYF4 or the sintered powder of AZO concurrently ablated with the conventional pulsed laser deposition (PLD) process using the 532-nm frequency doubled beam from the same laser. The major result was that both, the polymer and the inorganic components could be transferred on a substrate during the combined MAPLE/PLD process in the form of a uniformly mixed nano-composite film preserving the chemical/crystalline structure of the components and with the desired new functional properties (highly efficient upconversion emission or the improved thermoelectric energy harvesting). The early work was limited to two laser beams and two targets (polymer MAPLE and inorganic PLD). Also, the target tilt (in order to provide overlapping of the plumes from both targets on the substrate) was adjusted manually inside the open vacuum chamber before the deposition process. Any correction of the plume directions in order to optimize the overlapping required time consuming operations of opening the chamber followed by degassing and reaching high vacuum. This paper presents the results of the further improvements of the proposed method. The number of the laser beams and the targets is increased to three: one polymer MAPLE and two inorganic PLD targets. The MAPLE target is the frozen solution of PMMA. The inorganic targets are made of an upconversion phosphor and aluminum doped oxide ZnO known as AZO. The targets are tilted remotely without opening the chamber in such a way that the plum overlapping can be optimized during the deposition process. The focus is on preserving the chemical and crystalline structure of the components in the resulting polymer nano-composite films with two inorganic additives and gaining the functionalities attributed to the additives and their interaction with the polymer host and with each other.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

2.3 آماده سازی لایه آسفالت
با نگه داشتن نسبت F / B 0.8 ، لایه های آسفالت (AC-30) تهیه شد. معمولاً در تهیه لایه های آسفالت از 20٪ وزن مخصوص روغن آسفالت استفاده می شود. ترکیبی از پرکننده ((B و (HL) برای تهیه لایه آسفالت انتخاب شد. وزن HL از 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد از وزن چسباننده AC-30 متغیر بود و براساس آن ، پرکننده B تنظیم شد تا F / B = 0.8 حفظ شود. بنابراین ، پنج ترکیب مختلف لایه آسفالت با پرکننده های B و HL یعنی (AC-30 + 80٪ B + 0٪ HL) ، (AC-30 + 75٪ B + 5٪ HL) ، (AC-30 + 70٪ B + 10٪ HL) ، (AC-30 + 65٪ B + 15٪ HL) و (AC-30 + 60٪ B + 20٪ HL) برای اطمینان از سطح بدون رطوبت ، مواد پرکننده در دمای 105 درجه سانتیگراد به مدت 24 ساعت در کوره خشک شد. به منظور داشتن سیالیت مناسب برای مخلوط کردن آن با پرکننده ها ، برای هر ترکیبی از نمونه های ماستیک ، 500 گرم از اتصال دهنده AC-30 در دمای 150 درجه سانتیگراد گرم شد. پرکننده های کوره در AC-30 گرم اضافه شده و با استفاده از میکسر مکانیکی در 5 ± 150 درجه سانتیگراد مخلوط شدند. میکسر با سرعت همزن 1500 r.p.m. به مدت 1 ساعت تا زمان تشکیل یک ماستیک آسفالت همگن کار کرد.

2.4 پیرسازی کوتاه مدت و بلند مدت
پیرسازی و خواباندن کوتاه مدت (STA) برای شبیه سازی از بین رفتن اجزای فرار و اکسیداسیون آسفالت در زمین در طول مخلوط کردن و فشردگی لایه مخلوط آسفالت انجام شد. پیرسازی طولانی مدت (LTA) اکسیداسیون پیشرونده مخلوط آسفالت در زمین را STA شبیه سازی می کند [19]. لایه های آسفالت با هر پنج ترکیب پرکننده B و HL در آزمایشگاه با استفاده از اجاق گاز نازک (TFO) انجام شد و به مدت 5 ساعت در دمای 163 درجه سانتیگراد مطابق با ASTM D1754 قرار داده شد [20]. به طور مشابه ، LTA از تمام نمونه های لایه آسفالت در آزمایشگاه با استفاده از ظرف پیرسازی تحت فشار (PAV) به مدت 20 ساعت با حفظ 2.1 مگاپاسکال فشار هوا در 100 درجه سانتیگراد باقیمانده PAV در مدت زمان 30 دقیقه تخلیه در دمای 170 درجه سانتیگراد در هر ASTM D 6521 انجام شد. [21]. برنامه آزمایشی تفصیلی ، که در این مطالعه اجرا شده است در شکل 2 نشان داده شده است.

3. طرح آزمایشی آزمایشگاهی
3.1 دمای زیاد برای شکست
مدول برشی پیچیده (G⁄) و زاویه فاز (d) از لایه های آسفالت برای ترکیبات مختلف پرکننده های B و HL در دماهای مختلف اعم از 58 تا 94 درجه سانتی گراد در فاصله 6 سانتیمتری با استفاده از DSR با استفاده از ترتیب صفحه موازی 25 میلی متر با داشتن فاصله 1 میلی متر ، در معرض فرکانس بارگذاری 10 رادی در ثانیه اندازه گیری شد[22]. پس از آن ، ضریب گودی (G⁄ / Sind) محاسبه شد که مقدار بالاتر AI نشان دهنده درجه بالاتر حساسیت به پیرسازی و بالعکس است. پس از آن، ضریب شیارگی (G⁄ /Sind) برای انواع ماستیک های آسفالتی محاسبه شد. دمای مربوط به مقدار فاکتور شیارگی 1 کیلو پاسکال (سالن نشده) به عنوان دمای شکست برای ماستیک آسفالت مربوطه در نظر گرفته شد [23]. مقدار بالاتر G⁄ /Sind نشان دهنده عملکرد بهتر ماستیک آسفالت در دمای بالا است.

3.2. شاخص پیری (AI)
هوش مصنوعی می تواند مقاومت پیری انواع مختلف ماستیک های آسفالتی را توضیح دهد. هوش مصنوعی برای ماستیک آسفالت با ترکیبی از پرکننده‌های B و HL بر اساس فاکتور شیاردار پیر نشده و کوتاه‌مدت (G⁄/Sind) که در دمای 64 درجه سانتی‌گراد (که حداکثر دمای روسازی در نظر گرفته می‌شود) با استفاده از معادله محاسبه شد. (1) [24]. مقدار بالاتر هوش مصنوعی نشان دهنده درجه بالاتری از حساسیت به پیری است و بالعکس.

3.3 پتانسیل شکست رسانا با استفاده از آزمون DENT
از آزمون DENT برای ارزیابی اثرات پرکننده ها بر روی عملکرد نارسایی انعطاف پذیر و رسانایی لایه آسفالت در دمای متوسط استفاده شد. آزمایش DENT روی لایه آسفالت پیرتیم PAV با هر پنج ترکیب پرکننده B و HL با دمای 25 درجه سانتیگراد انجام شد. این آزمایش به طول پیوند 5 میلی متر ، 10 میلی متر و 15 میلی متر (شکل 3 (a انجام شد. میزان 100 ± 2.5 میلی متر فشار در دقیقه با استفاده از دستگاه آزمایش داکتیلومتر نیرو مطابق با AASHTO TP 113 [25]. برای هر نمونه با دو تکرار گرفته شد و مقادیر متوسط گزارش شده است. آزمایش DENT در کل کار خاص شکستگی (TWF) ، کار اساسی شکستگی (EWF) ، کار غیر ضروری یا شکست انعطاف پذیر (NEWF) و CTOD است. TWF از منحنی نیروی جابجایی (شکل 3 (ب)) با استفاده از Eq محاسبه شد. (2) TWF مجموعه کارهای اساسی و غیر ضروری یا شکست انعطاف پذیراست که در Eq نشان داده شده است. (2)

3.4 مقاومت در برابر ترک خوردگی در دمای پایین با استفاده از تست BBR
3.4.1. سختی خزش و میزان آرامش
سختی خزش (S (t)) و میزان استراحت (M (t)) از پنج لایه اصلی آسفالت با استفاده از آزمون BBR طبق ASTM D 6648 اندازه گیری شد. تأثیر HL بر پتانسیل ترک خوردگی حرارتی لایه آسفالت در 5 درجه حرارت مختلف 0 ، 3 ، 6 ، 9 و 12 درجه سانتی گراد بود. عملکرد دما بر روی نمونه های لایه آسفالتی مختلف انجام شده پایین بود و برای 240 ثانیه در معرض بار ثابت 100 گرم (50 9 980 میلی لیتر) قرار گرفته است. S (t) را می توان با استفاده از معادله (6) محاسبه کرد. که دراینجا P بار ثابت بکاررفته N است ، ؛ (d (t انحراف وابسته به زمان از شعاع در میانه دهانه است. L طول شعاع، برحسب میلی متر است. b عرض شعاع ؛ و h ضخامت شعاع است. مقادیر( S (t برای 8 ، 15 ، 30 ، 60 ، 120 و 240 ثانیه زمان ارزیابی شد. شیب در 60 ثانیه از سطح بین لگاریتمی (S (t با لگاریتمی زمان ، به عنوان مقدار (m (t گزارش شده است. مقدار (m (t با استفاده از معادله (6 (الف))محاسبه شد.

.2. منحنی اصلی
منحنی اصلی S (t) و مدول سکون E (t)) برای پنج لایه اصلی آسفالت مختلف بدست آمد. منحنی های اصلی برای بررسی روند S (t) و E (t) در دامنه زمان بر اساس میزان افزایش یا کاهش شیب رسیدن به حالت شیشه ای (3000 مگاپاسکال) بدست آمد. منحنی های اصلی S (t) و E (t) با استفاده از مدل Christensen-Anderson Marasteanu (CAM) با معادله (7)) مطابق با ASTM D6816 در دمای مرجع 6 درجه سانتیگراد تولید شد. S (t) برای تولید منحنی اصلی E (t) با E (t). تعویض شد. که دراینجا = سختی در زمان کاهش یافته در مدول شیشه ای به عنوان فرض می شود. k ، b و k پارامترهای شکل هستند.( E (t از لایه های اصلی AC-30 از داده های اندازه گیری شده (S (t با استفاده از روش تبدیل متقابل مبتنی بر قدرت ارائه شده توسط لیدرمن (1958) محاسبه شد [28]. سازگاری با خزش (D (t) آسفالت می تواند از (S (t با استفاده از معادله (8) اقتباس شود.

4. نتایج و بحث ها
4.1 دمای زیاد برای شکستگی
مقدار پارامتر گودسازی (G⁄ / Sind) از لایه های آسفالت غیر پیرسازی شده با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد HL در شکل 4 نشان داده شده است. نتایج نشان داده شده در شکل 4 نشان می دهد که مقدار G⁄ / Sind با افزایش درصد HL افزایش می یابد. لایه آسفالت با اضافه کردن 5٪ HL افزایش چشمگیر در مقدار G⁄ / Sind را نشان می دهد ، که می تواند به عنوان یک پیشرفت قابل توجه در مقاومت شیار در نظر گرفته شود. علاوه بر این افزایش HL از 10٪ به 20٪ بهبود حاشیه ای در مقدار G⁄ / Sind نشان داد. علاوه بر این ، دمای شکست ماستیک آسفالت با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد HL به ترتیب 82 ، 86 ، 88 ، 89 و 91 درجه سانتیگراد بود (جدول 3). بدیهی است که با افزایش محتوای HL دمای شکست افزایش یافته است. همچنین ، افزایش در G⁄ / Sind به مقدار 25-63٪ با بهبود درجه حرارت شکست از لایه آسفالت برای همه ترکیبات پرکننده B و HL مشاهده شد. از این رو ، می توان نتیجه گرفت که افزودن مقاومت به گودسازی HL تقویت شده از لایه آسفالت ، ممکن است به گرایش تراکم ذرات HL در ساختار لایه آسفالت نسبت داده شود [2].
4.2. شاخص پیرسازی
مقدار AI آسفالت با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20٪ HL به ترتیب 2.52 ، 2.48 ، 2.37 ، 2.09 و 1.85 به ترتیب در 64 درجه سانتیگراد مشاهده شد (جدول 3). نتایج نشان می دهد که با افزایش درصد HL ، مقدار AI کاهش می یابد ، که نشان دهنده افزایش مقاومت پیری لایه آسفالت با افزودن HL است. HL در مرحله لایه آسفالت به عنوان یک ماده آنتی اکسیدانی عمل می کند که بر روی اتصال چسبنده به پیری و در نتیجه توزیع مولکولی آن تأثیر می گذارد ، بنابراین منجر به کاهش مقدار AI می شود [2،16].

4.3 پتانسیل ترک خوردگی با استفاده از آزمون DENT
4.3.1. تأثیر HL بر بار در مقابل منحنی جابجایی
شکل 5 یک منحنی جابجایی بار برای ترکیبات مختلف لایه های آسفالت را نشان می دهد. قله در منحنی مربوط به عملکرد لایه آسفالت در اطراف منطقه پیوند است. تغییر شکل در شکست لایه آسفالت با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد HL به ترتیب 4.34 ، 4.9 ، 5.1 ، 5.8 و 6.46 میلی متر مشاهده شد (جدول 4). همچنین ، بار اوج برای لایه های آسفالت با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد HL به ترتیب 143 ، 133 ، 131.8 ، 129.4 و 128 N به دست آمد. منحنی های لایه آسفالت مرتب0 (H HL) افت بار قابل توجهی را نسبت به نقطه اوج نشان داد(شکل 5) و بنابراین ،کمترین تغییر شکل در شکست با بالاترین بار قله را نشان میدهد،و این نشانگر ماهیت شکننده آن است (جدول 4). با این حال ، افزایش تغییر شکل در شکست و کاهش بار اوج با افزایش درصد HL مشاهده شد (جدول 4). علاوه بر این ، HL بهبود قابل توجهی در منحنی بار جابجایی نشان داد ، که نشانه واضح از تغییر در رفتار لایه آسفالت از مرحله انتقال شکننده به رسانایی و انعطاف پذیری است.

4.3.2. تأثیر HL بر کار شکستگی
شکل 6 (a) طرح مقادیر TWF به دست آمده از داده های بارگذاری با استفاده از معادله 2 را نشان می دهد. شکل 6 (a) نشان می دهد که افزایش HL از 0٪ تا 20٪ HL منجر به افزایش مقدار TWFدر طول رباط 5 میلی متر از 7.6 کیلوژول در مترمربع به 9.5 کیلوژول در متر مربع شد. افزایش TWF با افزودن HL باعث افزایش ظرفیت بازده (با افزایش انرژی شکست) لایه آسفالت شد. روند مشابهی را می توان در طول پیوندهای دیگر نیز مشاهده کرد. بنابراین ، می توان نتیجه گرفت که HL نقش مهمی در تقویت انرژی شکستگی لایه آسفالت دارد.
حائل و شیب خط به ترتیب we و wp را نشان می دهد. اتصال دهنده آسفالت با ارزش نسبتاً بالایی از “we ” در نظر گرفته می شود که مقاومت خوبی در برابر شکست رسانا دارد [29]. شکل 6 (b) بیانگر تنوع مقادیر we با درصد متفاوت HL است.

4.3.3. تأثیر HL بر مقدار CTOD
تغییر مقدار CTOD با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد HL با استفاده از معادله (5)محاسبه شد و در شکل 7 نشان داده شده است. مقدار CTOD لایه آسفالت با 0 ، 5 ، 10 ، 15 و 20 درصد HL به ترتیب برابر با 2.2 ، 2.6 ، 2.8 ، 3.3 و 3.6 میلی متر بود. دیده می شود که مقدار CTOD لایه آسفالت با افزودن HL افزایش یافته است (شکل 7) ، که نشان دهنده مقاومت بهتری در برابر شکستگی (مقاومت افزایش یافته در برابر شکست رسانا ) است. افزایش مقادیر CTOD با افزایش HL بسیار مهم نیست. با این وجود ، افزودن درصد بالاتر HL (20٪) CTOD را 50٪ افزایش داده است و این نشان دهنده مقاومت بهتری در برابر شکستگی است. پیش بینی می شود که خاصیت ضد پیری HL ممکن است به افزایش CTOD لایه آسفالت منجر شود. ، بر اساس مقدار CTOD ، شکست یا مقاومت در برابر شکستگی در انواع مختلفی از لایه های آسفالت می تواند در (AC-30 + 60٪ B + 20٪ HL)> (AC-30 + 65٪ B + 15٪ HL)> (AC-30 + 70٪ B + 10٪ HL)> (AC-30 + 75٪ B + 5٪ HL)> ( AC-30 + 80٪ B + 0٪ HL)رتبه بندی شود.