Tab.1 Raw materials and equipment for preparing dual-curing resin
材料名称纯度/型号生产厂家 双酚A环氧树脂（DGEBA）工业纯南京强山新材料有限公司 环氧大豆油丙烯酸酯（AESO）工业纯上海高明化工有限公司 桐马酸酐（TMA）工业纯扬州中江材料技术有限公司 2-乙基-4-甲基咪唑（2E4MI）工业纯东莞市凯旋塑胶科技有限公司
摘要 高压电气设备中导体发热易造成绝缘子金属/气/固三结合点电场严重畸变，诱发沿面闪络。传统功能梯度材料（FGM）难以满足不同电场强度区域的电场调控需求，绝缘子沿面绝缘性能提升受限。针对以上问题，该文提出利用温度梯度原位诱发介电梯度的电场调控方法，实现交流沿面闪络抑制。通过构建不同动态酯键含量的动态交联复合树脂体系，研究交联网络动态性能对其介电常数的影响，分析温度梯度与树脂表面介电梯度分布的关联关系，探究介电梯度分布对树脂表面电场的调控规律，进而揭示温度梯度下动态交联环氧树脂抑制沿面闪络的电场调控机制。研究结果表明，动态交联树脂表面温度梯度可原位诱导产生介电梯度，富含动态酯键的互穿网络树脂可形成更显著的介电梯度，可有效降低树脂表面最大电场强度，显著提升工频沿面闪络电压，为抑制高压设备高温工频闪络提供新路径。
关键词：动态交联环氧树脂 温度梯度 介电梯度 高温工频沿面闪络 最大电场强度
交流高压电气设备向高电压、大容量、紧凑型方向发展[1-2]，设备运行负荷与集成度持续提升，焦耳热效应随之显著加剧[3-4]。导体局部高温易造成环氧树脂绝缘子表面形成非均匀温度场，导致高压电极三结合点电场严重畸变，诱发交流沿面闪络故障[5-6]。沿面闪络一旦发生，往往伴随产生高温闪络电弧与冲击波，会对电气设备造成不可逆的损坏，进而严重威胁电力系统的稳定性、可靠性与经济性[7-8]。因此，亟须抑制温度梯度下绝缘子高温工频闪络，保障交流高压设备可靠运行。
功能梯度材料（Functionally Graded Materials, FGM）因其材料性质在空间上呈梯度变化，可通过介电性能梯度分布调控电场，抑制工频沿面闪络[9-10]。目前，国内外学者已开展诸多关于FGM发挥沿面闪络抑制作用的相关研究。Li Jin等[11]以磁控溅射法在绝缘子表面梯度构筑ZnO微米层，实现了绝缘材料从高压电极到地电极的五个区域的表面电导梯度分布，通过调控表面电场分布，直流闪络电压提高了30%。K. Ochiai等[12]采用柔性混合浇注法制备出不同结构绝缘子，其介电常数在空间中呈梯度分布，大幅降低了最大电场强度。Y. Miyaji等[13]利用浸渍涂覆方法构造出介电常数呈梯度分布的绝缘子，有效地降低了交流电场下的最大电场强度。以上方法虽然可通过有效均化不同位置的电场强度分布，从而提升绝缘材料在非均匀电场下的沿面闪络性能，但涉及的制备工艺复杂、所需设备昂贵、制备成本较高，且多针对特定基材或结构，在高压设备主流绝缘材料中的适配性仍需进一步探索，难以实现工程应用的全面推广。
因此，越来越多的研究者进一步优化FGM的制备策略以提升工程适用性。天津大学杜伯学教授等[14]利用表面处理方法在绝缘子表面构筑介电常数梯度涂层，通过控制表面介电常数分布来调控电场，改善绝缘子表面电场分布均匀度并提升闪络电压。S. E. Sampayan等[15]利用层压法制备出多层由金属和电介质层交替的涂层以优化电场分布，增强了绝缘子的沿面绝缘性能。日本学者H. Shumiya等[16]以A12O3粉末和TiO2颗粒为填料，通过离心技术制备不同填料含量的环氧树脂基复合材料，研究发现控制填料在环氧树脂基中的浓度分布可调控介电常数分布，改善沿面电场分布。然而，现有层压法[17]、离心法[18]、表面涂层法[19]等制备方法难以实现填料的均匀分布，且制备的FGM存在大量界面缺陷，导致其沿面绝缘性能提升受限，难以适配不同电场强度区域的绝缘需求。传统FGM通常具备异质分级结构，高温下易导致介质损耗激增、力学模量衰减等问题，难以满足设备长期服役要求[20-22]。
目前，缺乏抑制高温下动态交联树脂沿面交流闪络的相关报道。因此，本文提出一种利用温度梯度原位诱发介电梯度的电场调控策略，通过降低高压电极三结合点处最大电场强度，抑制高温下绝缘子的交流沿面闪络。
本文以兼具环保性与动态特性的植物油基动态交联互穿网络树脂为研究对象，研究不同动态酯键含量的互穿网络树脂（IPN1、IPN2）、微/纳复合树脂（IPN-nS/BN）及纯树脂在温度梯度下的交流沿面闪络特性，探究不同试样在相同加热条件下的表面温度梯度分布，分析动态特性对复合树脂介电常数的影响，获得温度梯度分布与介电梯度分布间的关联关系。并且利用有限元仿真模拟高压电极加热后不同树脂的表面温度梯度、介电常数梯度及其表面电场，研究温度梯度分布对树脂表面电场分布的影响，探究温度梯度下高压电极三结合点最大电场强度与沿面闪络电压间的关联规律，揭示温度梯度下动态交联环氧树脂抑制沿面闪络的电场调控机制。
制备双固化树脂的原材料与设备见表1。原材料主要包括环氧树脂单体、大豆油基光固化树脂、桐马酸酐固化剂、促进剂和无机填料；材料制备设备主要为DLP 3D打印机和温控烘箱。
表1 制备双固化树脂的原材料与设备
Tab.1 Raw materials and equipment for preparing dual-curing resin
材料名称纯度/型号生产厂家 双酚A环氧树脂（DGEBA）工业纯南京强山新材料有限公司 环氧大豆油丙烯酸酯（AESO）工业纯上海高明化工有限公司 桐马酸酐（TMA）工业纯扬州中江材料技术有限公司 2-乙基-4-甲基咪唑（2E4MI）工业纯东莞市凯旋塑胶科技有限公司
（续）
材料名称纯度/型号生产厂家 双酚A环氧丙烯酸酯（EA）工业纯山东嘉颖化工科技有限公司 BN微米片微米级秦皇岛一诺高新材料开发有限公司 SiO2纳米颗粒纳米级秦皇岛一诺高新材料开发有限公司 商用光敏树脂分析纯重庆摩方精密科技股份有限公司 3D打印机LD-002H深圳市创想三维科技有限公司 温控烘箱DHG-9023A苏州双蓝环境科技有限公司
本文以E51纯环氧树脂为基准，对比纯环氧树脂与含动态酯键环氧体系的性能差异，通过调整含动态酯键预聚体的用量，实现动态酯键含量的梯度变化。在此基础上引入填料，用于对比分析动态酯键与填料协同体系对性能的影响，系统性验证动态网络在多组分体系中的普适性。本文中材料的制备工艺参照文献[23]的方法进行，具体操作步骤与文献[23]保持一致。
在室温条件下，采用3D打印技术[23]将热固化T树脂体系、光固化P树脂体系、纳米SiO2与微米BN填料按照表2中的配方制备出不同动态酯基含量的纯树脂（E51）、互穿网络树脂（IPN1、IPN2）及微/纳复合树脂（IPN-nS/BN）。表2中，3nS+10BN代表微/纳复合树脂中添加了10%BN微米片和3%SiO2纳米颗粒填料（其中10%和3%均表示质量分数）。
表2 复合树脂配方
Tab.2 Composite resin formulation （%）
名称T树脂质量配比P树脂质量配比填料 DGEBATMAAESOEA E514060000 IPN1172523350 IPN2101430460 IPN-nS/BN172523353nS+10BN
热固化T树脂体系主要由双酚A环氧树脂（DGEBA）和桐马酸酐（TMA）交联而成，DGEBA的刚性结构赋予交联网络高强度和耐热性；桐马酸酐为环氧固化剂，其非平面六元环状结构可增强交联产物刚性，其烷基长链结构降低了环氧树脂的交联密度，增强了交联产物的韧性。同时，为了降低固化温度、加快酯交换速率并缩短固化时间，选用2-乙基-4-甲基咪唑（2E4MI）作为促进剂。
光固化P树脂由环氧大豆油丙烯酸酯（AESO）作为柔性嵌段，其含有丰富的β-羟基酯，为酯交换反应提供了丰富的反应位点。双酚A环氧丙烯酸酯（EA）兼具苯环与β-羟基酯官能团，可在确保交联结构高强度的基础上赋予其一定的动态性。
采用美国TA仪器公司DMA 850型动态热机械分析仪的双悬臂模式对复合树脂的动态力学性能进行测试，试样尺寸为40 mm×10 mm×2 mm，测试时设置升温速率为3℃/min，振动频率为1 Hz。
使用动态热机械分析仪DMA 850对不同复合树脂的应力松弛进行测试。试样尺寸为30 mm× 5 mm×1.5 mm。测试过程中将样品加热到指定温度并保持5 min，随后给予试样3%的瞬时应变，记录试样应力随时间的变化。
为探究不同试样在温度梯度下的交流沿面闪络特性，验证复合树脂在高温工频下抑制闪络的能力，搭建温度梯度下工频沿面闪络测试装置，其示意图如图1所示。
图1 温度梯度下工频沿面闪络测试装置示意图
Fig.1 Schematic diagram of power frequency surface flashover device under temperature gradient
电极加热方法：采用2 mm厚的高导热AlN陶瓷片作为热桥，将硅橡胶加热片的热量定向传导至铜质高压电极。设计加热方式为：加热片-试样间距为20 mm、陶瓷-试样间距为5 mm、陶瓷片径向悬伸15 mm，拇指电极在试样表面的长度约为20 mm，在陶瓷片表面的长度约为10 mm。在60、100、160℃三组加热模式及室温（20℃）常温对照下，研究温度对沿面绝缘性能的影响特性。在陶瓷片与加热片之间贴覆聚酰亚胺薄膜，以便于红外摄像仪FLIR t650sc拍摄电极的温度。试验中将聚酰亚胺薄膜表面温度近似为电极温度，同时在陶瓷片与加热片之间放置适当厚度的隔热绝缘板，避免高压电极与加热带间发生闪络。
工频沿面闪络测试方法：将所有试样用砂纸打磨抛光，并用乙醇清洗保持表面光滑，然后置于60℃鼓风箱中进行干燥。测试环境为：空气相对湿度为40%，标准大气压下60℃。试样尺寸为90 mm× 90 mm×1.5 mm，将试样置于距拇指电极10 mm处，采用自动升压法使试验电压升至样品表面发生闪络。为了确保实验数据的统计稳定性，各试样批次需进行多次重复测试，直至连续采集10组有效数据差小于1 kV。利用威布尔分布求得尺度参数，以下交流沿面闪络电压均以尺度参数值讨论。
使用Concept 80宽频介电谱仪对复合树脂的介电性能进行测试，样品尺寸为20 mm×20 mm×1 mm，测试频率范围为100～106 Hz。
动态热机械分析可反映试样的储能模量及黏弹性行为与温度、频率等参数之间的关系。不同树脂的储能模量随温度变化曲线如图2a所示。由图2a可知，在较低温度下，所有树脂样品的储能模量下降较慢；当温度升高至特定值时，储能模量急剧下降；当温度继续升高，储能模量趋于平稳。普通E51树脂的储能模量急剧下降且起始温度最高，互穿网络IPN2树脂的模量急剧下降且起始温度最低，说明普通E51树脂的交联结构随温度变化更加稳定，归因于双酚A树脂的刚性环状结构及固化后致密的三维交联网络。互穿网络IPN2树脂的储能模量在60℃左右开始快速下降，直至125℃达到最低值并趋于稳定。随着温度升高，互穿网络IPN2树脂中柔性链运动更活跃，促进动态酯键间接触并发生酯交换反应，两者的协同作用最终导致储能模量下降。互穿网络IPN1树脂中动态键含量相对较少，其热力学稳定性要高于互穿网络IPN2树脂。微/纳复合树脂的室温储能模量高于其他三种树脂，但其储能模量急剧下降，且起始温度低于普通E51树脂，这归因于树脂基体的动态性。不同树脂的损耗角正切（tan δ）随温度变化曲线如图2b所示。tan δ为储能模量与损耗模量的比值，其曲线峰值对应温度代表其玻璃化转变温度（Tg）。由图2b可知，普通E51树脂的Tg最高，互穿网络IPN2树脂的Tg最低，为85℃，比互穿网络IPN1树脂的Tg低约30℃。结果表明，互穿网络IPN2树脂的力学性能对温度更加敏感，Tg更低，其交联网络链段运动能力随温度变化更剧烈。
图2 不同树脂力学特性随温度变化关系
Fig.2 The mechanical properties of different resins vary with temperature
不同树脂在160℃下的应力松弛曲线如图3a所示。应力松弛是动态交联网络的典型特征之一，由于分子链热运动及其动态键交换特性，高温下材料内部的应力会随着时间的延长而快速衰减。普通E51树脂的应力松弛仅来源于分子链热运动，其永久交联网络极大地限制了链段运动，因此，普通E51树脂的应力松弛变化非常缓慢。相比之下，互穿网络树脂及其微/纳复合材料的应力松弛快于普通E51树脂。虽然微/纳复合树脂的基体配方与互穿网络IPN1树脂一致，但前者的应力松弛明显慢于后者，这归因于无机填料对分子链热运动的抑制作用。互穿网络IPN2树脂的应力松弛速率明显快于互穿网络IPN1树脂，可见动态键含量的增多降低了网络拓扑重排的难度，加快了应力松弛过程。互穿网络树脂拓扑结构重组过程如图3b所示。由图3b可知，在高温及外部应力作用下，互穿网络中的动态酯键发生热交换反应，尽管该IPN体系因未添加催化剂，在160℃下的应力松弛时间仍达10 000 s，但与相同条件下的非IPN动态酯键体系相比，其应力松弛速率更快，表明互穿网络结构可促进酯键的局部运动与反应活性，实现相对更快的应力释放。
图3 树脂的应力松弛与酯交换反应
Fig.3 Stress relaxation and dynamic recombination of the cross-linked networks
在体系网络结构重排的过程中，β-羟基酯结构主要来源于P树脂体系；同时，双酚 A 环氧树脂与酸酐的固化反应会生成大量酯键，高温下，酯键与羟基、酯键与酯键之间均会发生动态交换反应[24]，赋予互穿网络树脂“塑性”性能。
热导率是衡量材料热量传递能力的核心热物理参数，不同复合树脂的有效热导率随温度的变化如图4所示。在20～180℃范围内，复合树脂的热导率随温度升高而略微升高。E51、IPN1、IPN2热导率低且随温度变化小，这是因为这几种环氧树脂的分子结构较为规整，分子间主要依靠较弱的分子间作用力结合，热量传递主要依靠分子的热振动[25]。热量在聚合物基复合材料中主要通过声子传递，温度升高时，声子的振动频率与平均自由程发生变化，其热运动加剧，声子间的有效碰撞与能量传递效率提升，从而促进了热传导，使得热导率上升[26]。在温度变化范围内，分子的热运动变化相对较小，对热量传递的促进作用有限。
图4 不同树脂的热导率随温度的变化
Fig.4 Variation of thermal conductivity vs temperature of the resin
IPN-nS/BN的热导率高且随温度升高而增大，这是由于IPN-nS/BN中添加了具有高热导率的纳米SiO2和微米BN填料。对于填料填充的复合树脂，温度升高通过热激发声子跨越填料/基体界面势垒，降低界面散射概率，使复合树脂热导率升高。互穿网络树脂相较于普通E51树脂，其分子链运动随温度的变化更加剧烈，因此热导率更高。
不同树脂在温度梯度下的工频沿面闪络电压如图5所示。由图5a可知，当加热片温度由室温升高至160℃时，普通E51树脂的沿面闪络电压先略微升高，然后在160℃时显著下降，比室温沿面闪络低4.5%；互穿网络IPN1树脂的沿面闪络电压在100℃时达到最大值，比室温时高11.5%，在160℃时达到最小值，比室温时低5.4%；互穿网络IPN2树脂的沿面闪络电压在100℃时达到最大值，比室温时高11.7%，在160℃时达到最小值，比室温时低4.5%；微/纳复合树脂的沿面闪络电压在60℃时达到最大值，比室温时高5.8%，在160℃时达到最小值，比室温时低9.6%。由图5b可知，当温度低于60℃时，四种树脂的沿面闪络电压均高于其室温沿面闪络电压。温度升高至100℃时，互穿网络树脂的沿面闪络电压继续升高，微/纳复合树脂闪络电压开始下降。温度升高至160℃时，四种树脂的沿面闪络电压均低于其室温沿面闪络电压。上述结果表明，与普通E51树脂相比，互穿网络IPN2树脂的沿面闪络电压受温度影响最大，互穿网络IPN1树脂次之，微/纳复合树脂最小。IPN2对温度敏感性更高，高温下结构破坏更严重；IPN1的网络结构相对更稳定，所以受温度影响稍小；而微纳米填料在一定程度上可以通过陷阱效应等方式，在较宽温度范围内维持相对较好的电场分布，所以受温度影响最小。在室温～100℃之间，互穿网络树脂的沿面闪络电压出现明显上升现象；当温度高于100℃时，所有树脂的沿面闪络电压均急剧下降，并低于其室温沿面闪络电压。
图5 不同树脂在温度梯度下的工频沿面闪络电压
Fig.5 AC surface flashover of different samples under temperature gradient
根据图1的加热方式，被加热的电极附近将形成温度梯度。采用红外摄像仪（FLIR t650sc）测试了树脂样品表面的温度分布，红外热成像图如图6所示。
图6 环氧树脂表面红外热成像图
Fig.6 Infrared thermal imaging of epoxy resin surface
由图6可见，普通E51树脂和互穿网络树脂的表面呈现相似的温度分布，表面高温区面积大小相似；相比之下，微/纳复合树脂表面高温区面积明显更大，高温区域由高压电极向地电极扩张，整体扩散效率最大。距离高压电极越远，温度越低。利用红外摄像仪定量表征树脂表面的温度梯度，当加热带设定温度为100℃时，不同树脂表面的温度梯度如图7所示。由图7可知，普通E51树脂与互穿网络树脂表现出相似的温度分布，归因于它们相近的热导率。两类树脂的基体均为绝缘高分子，作为热固性材料，其分子链通过固化反应形成共价键连接的三维交联网络，同时分子间存在范德华力相互作用。该体系的热传导主要依赖分子振动传递的声子，而无定形结构中分子排列的无序性会导致声子易发生散射，使得热导率均处于较低水平；加之热传递效率受限，热量易在局部堆积，从而形成陡峭的温度梯度。
图7 100℃下样品表面的温度梯度
Fig.7 The surface temperature gradient of different resins at 100℃
相比之下，微/纳复合树脂温度分布更加均匀，其高热导率使热源产生的热量能通过导热通路快速形成高热通量，有效地抑制热量在高压电极表面的堆积效应，因此高压电极附近温度低，接地电极附近温度高。
为了分析温度梯度下互穿网络树脂沿面闪络电压变化机理，采用宽频介电谱仪测试了四种树脂样品在不同温度下的相对介电常数，如图8所示。由图8a～图8d可见，所有树脂的相对介电常数均随着温度的升高而升高。普通E51树脂的相对介电常数随温度变化较小，即使测试温度高达160℃，在测试频率范围内的工频相对介电常数仍低于7。互穿网络IPN2树脂的相对介电常数随温度变化较大，当测试温度为160℃时，低频率（1 Hz左右）范围内树脂的相对介电常数高达104。在测试温度范围内，随着温度的升高，普通E51树脂分子链热运动加剧，但其交联网络结构不会解离，且其交联结构中永久偶极子的数量远少于互穿网络树脂。结果表明，高压电极加热后，虽然普通E51树脂和互穿网络树脂表面展示出相似的温度梯度，但是其介电梯度分布不尽相同，这归因于不同树脂相对介电常数对温度的敏感性不同。高压电极加热后，互穿网络树脂虽与普通E51树脂表面温度梯度相似，但因介电常数对温度敏感性不同，介电梯度分布不同。更高的温度会引发互穿网络交联链段的运动更活跃，并诱导动态酯键解离形成极性基团，二者协同使介电常数明显增加。且IPN2因有更多柔性分子链和更高动态酯键含量，介电常数随温度的变化比IPN1更显著。动态交联树脂（IPN1、IPN2）的交联网络由“热固化环氧网络T树脂体系”与“光固化动态网络P树脂体系”互穿形成，两种树脂体系的电导率差异导致界面处形成电导率梯度。根据MWS（Maxwell-Wager-Sillars）极化理论，当低频电场作用时，酯键解离产生的正负电荷会在树脂界面处长期积聚。在正极侧，H+向界面迁移并富集，形成正电荷层；在负极侧，—COO-向界面迁移并富集，形成负电荷层。这种“双电荷层”相当于在界面处构建了大量“微型电容器”，其电容叠加效应导致介电常数急剧升高[27]。且IPN2树脂的动态酯键含量更高，两种树脂电导率差异显著，IPN2界面电荷积聚量更大，因此低频介电常数剧增幅度高于IPN1树脂。
图8 不同树脂的相对介电常数
Fig.8 Relative dielectric constant of different resins
不同树脂的介质损耗如图9所示。由图9a～图9d可见，所有树脂的介质损耗均随着温度的升高而升高。互穿网络树脂及其复合材料的介电常数随温度变化较大，尤其是在低频下。更高的温度不仅引发互穿网络交联链段运动更活跃，而且诱导动态酯键解离形成极性基团，两者的协同作用最终导致介电常数和介质损耗明显增加。此外，互穿网络IPN2的介电常数和介质损耗比IPN1随温度变化更明显，归因于其更多的柔性分子链和更多的动态酯键含量[28]。微/纳复合树脂中填料对互穿网络交联结构的热运动具有一定抑制作用，然而，高温下界面极化时间缩短，低频下微/纳复合树脂介电常数上升。普通E51树脂因分子结构中动态键少等因素，介质损耗随温度变化相对不明显。所有树脂的低频介质损耗与常温相比可能增加5～6个数量级。含有动态键的互穿网络树脂及其复合材料的介质损耗比普通E51树脂介质损耗变化更明显。
图9 不同树脂的介质损耗
Fig.9 Dielectric loss of different resins
高压电极温度升高后，因热传导作用在树脂表面形成温度梯度，温度梯度将影响树脂表面电场分布。工频环境下，表面电场畸变是沿面闪络发生的重要因素[29]。树脂表面电场受介电常数影响较大，高压电极附近的介电梯度将改善树脂表面电场。有限元计算过程中采用自由四面体划分网格，尖端已进行圆角处理，本文的具体仿真过程参考文献[30]，开展电-热耦合多物理场的仿真研究，模拟高压电极加热后不同树脂的表面温度梯度、介电常数梯度及其表面电场分布。仿真采用的几何模型如图10所示。表3为仿真过程中涉及的材料参数，其中，试样的相对介电常数和热导率由实际测试数据得到。
图10 几何仿真模型
Fig.10 Geometric simulation model
表3 仿真过程中参数设置
Tab.3 Parameter setting during simulation
材料相对介电常数热导率/[W/(m·K)]密度/(kg/m3)比定压热容/[J/(kg·K)] 试样εκ1 2001 000 铜电极—4018 960390 陶瓷8.92003 200750 加热带40.21.11 700 空气10.0241.291.38
4.1.1 热导率设置
热导率由实际测试获取，并通过插值函数的方法引入。采用导热仪（LFA 467）测试了不同温度下的热扩散系数，并计算得到热导率[31]。每个树脂试样都在5个温度点下进行测试。不同复合树脂的有效热导率随温度的变化曲线如图4所示。由测试结果可知，普通E51树脂的热导率为0.23～0.26 W/(m·K)，互穿网络IPN1树脂的热导率为0.25～0.28 W/(m·K)，互穿网络IPN2树脂热导率为0.25～0.29 W/(m·K)，微/纳复合树脂热导率为1.91～2.12 W/(m·K)。
4.1.2 相对介电常数设置
基于图8结果，提取了50 Hz下四种树脂的相对介电常数随温度的变化曲线，如图11所示，并通过插值函数将工频相对介电常数-温度函数输入仿真设置中。图11表明四种树脂的工频相对介电常数均随着温度的升高而升高。在测试温度范围内，普通E51树脂的工频相对介电常数升高幅度较小，其相对介电常数仅由3.2增加至5.3；互穿网络IPN1树脂的工频相对介电常数随温度升高显著增大，相对介电常数由3.35增加至28；互穿网络IPN2树脂的工频相对介电常数随温度升高增大幅度更高，相对介电常数由3.4增加至52；微/纳复合树脂的工频相对介电常数由3.8增加至26。
图11 复合树脂50 Hz下温变相对介电常数
Fig.11 The relative dielectric constant of the resin varies at 50 Hz
此外，设置加热带温度为373.15 K，所处环境温度为298.15 K，对加热铜电极施加5.0 kV电压，未加热的铜电极电压设为接地电极。为了便于讨论复合树脂表面的介电常数分布和电场分布，以两电极间轴线方向的高压电极头部三结合点为原点，绘制沿电极轴线方向的三维坐标轴线，如图10所示。
利用仿真计算得到树脂表面温度分布云图如图12a所示。由图12a可知，普通E51树脂和互穿网络树脂表面温度分布区域相似，而微/纳复合树脂表面温区明显更大，与实验结果一致。由于热传导作用，高压电极热量向周围传输，使得地电极附近树脂温度升高。绘制沿电极轴线方向的温度梯度如图12b所示。普通E51树脂和互穿网络树脂温度梯度相似，微/纳复合树脂表面高压电极附近温度更低，接地电极附近温度更高，与实验结果一致。
图12 仿真获得的树脂表面温度分布
Fig.12 Surface temperature distribution of resin based on simulation
树脂表面相对介电常数计算结果如图13a所示。由图13a可知，普通E51树脂表面介电常数云图没有出现明显的色差，说明介电常数变化不大。相比之下，互穿网络及其复合树脂表面高压电极附近出现高介电常数区域（亮色区域），互穿网络IPN2树脂表面高压电极附近高介电区域颜色最亮，表明此处介电常数最大；微/纳复合树脂表面高压电极附近高介电区域面积最大，归因于其热导率高引起的热扩散区域最大。绘制沿电极轴线方向的相对介电常数梯度，如图13b所示，普通E51树脂表面无明显介电常数梯度，互穿网络IPN2树脂表面高压电极附近相对介电常数高达10，距离高压电极越远，介电常数呈指数下降，接地电极附近相对介电常数低至3.5。互穿网络IPN1树脂表面高压电极附近相对介电常数高达6，接地电极附近相对介电常数降低至3.35。微/纳复合树脂相对介电常数随距离增加平稳下降，由6.5缓慢降至4.2。
图13 仿真获得的树脂表面介电常数分布
Fig.13 Surface dielectric constant distribution of resin based on simulation
结果表明，高压电极加热后，虽然普通E51树脂和互穿网络树脂表面展示出相似的温度梯度，但是其介电常数梯度分布不尽相同，归因于不同树脂介电常数对温度的敏感性不同。图11展示出互穿网络树脂及其复合材料的相对介电常数随温度升高呈指数型升高，因此，互穿网络树脂表面与普通E51树脂表面相同温度点诱导产生的介电常数相差悬殊，且由于无填料树脂的热导率均较低，地电极附近温度没有明显升高，接地电极附近介电常数亦没有明显升高。微/纳复合树脂具有良好的导热性，其表面温区较大，温差较小，地电极附近温度也明显升高，接地电极附近介电常数明显上升，表面介电梯度差较小。
各树脂表面电场分布计算结果如图14a所示。由图14a可知，四种树脂表面高压电极附近均显示出高电场强度，普通E51树脂表面高压电极附近电场强度最高。绘制沿电极轴线方向的电场分布如图14b所示，四种树脂表面两电极间电场呈现“U”形分布，最大电场强度出现在高压电极附近。普通E51树脂表面最大电场强度高达约1.6 MV/m，高于互穿网络树脂及其复合材料表面最大电场强度。互穿网络IPN1树脂表面最大电场强度为1.37 MV/m，比普通E51树脂表面最大电场强度低14%；互穿网络IPN2树脂表面最大电场强度为1.18 MV/m，比普通E51树脂表面最大电场强度低26%；微/纳复合树脂表面最大电场强度为1.43 MV/m，比普通E51树脂表面最大电场强度低11%。温度梯度下，互穿网络IPN2树脂表面最大电场强度最小。
图14 仿真获得的树脂表面电场分布
Fig.14 Surface electrical field distribution of resin based on simulation
综上所述，高压电极加热后在电极附近不同树脂表面均形成了温度梯度，并原位诱导产生了介电梯度。由于互穿网络树脂独特的高温介电特性，与普通E51树脂相比，动态交联互穿网络及其复合材料感应出明显的介电梯度分布，该介电梯度使得树脂表面高压电极附近最大电场强度减小，缓解了高压电极三结合点处的电场畸变。互穿网络IPN2树脂表面介电梯度最明显，高压电极附近电场强度最小。微/纳复合树脂由于其较高的热导率，表面温度梯度面积最大，接地电极处温度也升高，复合树脂表面介电常数整体升高，电场强度也明显升高。
基于4.2节中仿真结果，将温度梯度下工频沿面闪络电压降幅与最大电场强度相关联，得到温度梯度下工频沿面闪络电压与最大电场强度间的关联关系如图15所示。由图15可知，当高压电极加热温度设定为373.15 K（100℃）时，互穿网络IPN2树脂表面电场强度最小，其沿面闪络电压升幅最大，与其室温沿面闪络电压相比升高了11.7%；互穿网络IPN1树脂的沿面闪络电压升幅次之，与其室温沿面闪络电压相比升高了11.5%；373.15 K（100℃）时，普通E51树脂的沿面闪络电压与室温沿面闪络电压相比升幅不足1%；而微/纳复合树脂沿面闪络电压低于其室温沿面闪络电压。由此可以推断，温度梯度下互穿网络树脂表面最大电场降低是其沿面闪络电压升高的关键因素。
图15 温度梯度下工频沿面闪络电压与最大电场强度间的关联关系
Fig.15 The correlation between the AC surface flashover voltage and maximum electric field intensity under temperature gradient
综上所述，高压电极温度升高后，会在互穿网络树脂表面高压电极附近形成温度梯度，并原位诱导产生介电常数梯度，介电梯度分布降低了树脂表面最大电场强度，进而抑制了工频沿面闪络发生。含有大量动态酯键的互穿网络IPN2树脂在温度梯度下诱导产生的介电梯度最大，表面电场强度最小，其沿面闪络电压升幅最大，与室温沿面闪络电压相比升高了11.7%，证明含更多动态键的树脂抑制沿面闪络的效果最佳。
本文利用动态交联互穿网络树脂基体高温介电特性，改善导体升温后树脂表面电极间的介电分布，提出利用温度梯度诱导介电梯度的电场调控方法，研究了温度梯度下树脂表面的电场分布情况，综合分析了温度梯度下抑制树脂工频沿面放电的原因。主要结论如下：
1）测试四种树脂在不同温度下的相对介电常数发现，树脂工频相对介电常数均随着温度的升高而大幅升高，温度梯度可诱发介电梯度，其中互穿网络IPN2树脂的交联结构对温度更加敏感，高温下分子链热运动与动态酯交换协同提升了该树脂的相对介电常数与介质损耗。
2）通过有限元仿真得出，发热的高压电极会在树脂表面形成温度梯度，基于不同树脂的高温介电特性，在树脂表面原位诱导产生介电梯度。高压电极附近的介电梯度有效地降低了树脂表面三结合点处最大电场强度，提升了工频沿面闪络电压，其中互穿网络IPN2树脂表面最大电场强度降低了26%，此时工频沿面闪络电压为15.8 kV，增幅最大，与室温沿面闪络电压相比升高了11.7%。
本文仅研究了动态交联复合树脂在高温工频下的沿面闪络特性，尚未探究材料动态特性对高温高压长期稳定服役的影响。未来应进行长时老化研究，进一步揭示植物油基环氧动态交联树脂绝缘失效特性，优先采取“刚性单体掺杂+动态键替换”策略调控网络热稳定性，通过增加环氧交联键的摩尔占比或将动态酯键部分替换为键能更高的动态共价键，实现材料Tg的提升，为高压电气设备的小型化、高可靠性发展提供材料支撑。
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Abstract During the development of high-voltage electrical equipment to high-voltage, large-capacity, and compact, conductor heating can easily cause serious distortion of the electric field at the metal/gas/solid three-nodes of the insulator, induce surface flashover faults, and seriously threaten the stable operation of the power system. Due to the complex preparation process, high cost, many interface defects and poor high temperature stability, traditional functionally graded materials (FGM) are difficult to adapt to the electric field regulation requirements in different field strength regions, and the improvement of surface insulation performance is limited. In order to solve this problem, this paper proposes an electric field control method using temperature gradient to induce dielectric gradient in situ, which provides a new path for high temperature power frequency flashover suppression of high voltage equipment.
The dynamic cross-linked composite resin systems with different dynamic ester bond contents were constructed, including pure resin (E51), interpenetrating network resin (IPN1, IPN2) and micro/nano composite resin (IPN-nS/BN). The properties of the materials were characterized by dynamic thermomechanical analysis, stress relaxation test and dielectric property test. The correlation mechanism between temperature gradient, dielectric gradient and electric field distribution was explored by combining the power frequency surface flashover experiment and electro-thermal coupling finite element simulation under temperature gradient.
The results show that the surface temperature gradient of dynamic cross-linked resin can induce the dielectric gradient in situ, and the higher the content of dynamic ester bond, the more significant the dielectric gradient effect. The IPN2 resin has the most prominent dielectric gradient due to its rich dynamic ester bonds. The maximum electric field strength on the surface of IPN2 resin is 26% lower than that of ordinary E51 resin, and the power frequency surface flashover voltage at 100℃ is 11.7% higher than that at room temperature. When the temperature exceeds 100℃, the surface flashover voltage of all resins decreases sharply, and the flashover voltage of the dynamically cross-linked resin is more sensitive to temperature changes. Although the micro/nano composite resin has higher thermal conductivity and more uniform surface temperature distribution, the dielectric gradient effect is weak, and the flashover voltage improvement effect is not as good as that of the interpenetrating network resin. The dielectric properties test showed that the dielectric constant of the dynamic cross-linked resin increased exponentially with the increase of temperature. Under low frequency conditions, the increase of dielectric constant was significantly higher than that of ordinary resin due to the interfacial charge accumulation effect, which was the core mechanism of its dielectric gradient control ability.
The dynamic cross-linked resin system does not require complex preparation process, and the dielectric gradient is formed by temperature gradient self-induction to optimize the electric field distribution, which reduces the preparation cost and improves the adaptability of electric field regulation. The electric field regulation mechanism of dynamic cross-linked epoxy resin to suppress surface flashover under temperature gradient revealed in this paper provides theoretical basis and technical support for the optimal design of insulation materials for high-voltage electrical equipment, which is of great significance to promote the development of high-voltage equipment towards miniaturization and high reliability.
keywords: Dynamic cross-linking epoxy resin, temperature gradient, dielectric gradient, high temperature power frequency surface flashover, maximum electric field strength
DOI: 10.19595/j.cnki.1000-6753.tces.251643
中图分类号：TM215
广东电网有限责任公司资助项目（H20240403）。
收稿日期 2025-09-22
改稿日期 2025-11-05
张樱凡 女，1993年生，博士，助理研究员，研究方向为先进电工材料制备。E-mail：yingfan152@163.com
黄正勇 男，1988年生，博士，研究员，博士生导师，研究方向为高电压试验技术、先进电工材料和电力设备外绝缘。E-mail：huangzhengyong@cqu.edu.cn