Структура и свойства полимерных волокнистых композитов

Таблица 2.9. Изменение механических свойств однонаправленных эпоксиволокнитов при нагревании до 473 К [91

*Температура испытания 473 К*

■** Время нагревания.

но уменьшением степени реализации прочности и жест­ кости волокон,в материале .по мере изменения упруго­ прочностных свойств матрицы. Как следует из уравнения (2.33), коэффициент реализации прочности'и жесткости волокон обратно пропорционален отношению модулей

.упругости волокна и матрицы, возрастающему с пониже­ нием значения GMпри нагреве или термостарении.

Основным фактором, вызывающим снижение прочно­ сти композитов при растяжении в продольном направ­ лении, является рост эффективной длины волокна вслед­ ствие снижения прочности сцепления'между волокном и матрицей. А так как сопротивление волокон разрушению уменьшается по мере увеличения их длины, снижается

значение сга/ . Например, при возрастании /а . в ком-

■ *эф . Эф

позите вследствие понижения прочности матрицы или ее

2700 МПа, а для бороволокнитов — с 3200 до 2900 МПа [9]. Меньший коэффициент интенсивности понижения прочности_при растяжении в процессе нагрева компози­ тов, армированных толстыми волокнами, например бор­ ными, обусловлен тем, что благодаря значительному диа­ метру волокон в таких материалах отсутствуют дефекты в виде регулярных искривлений, а масштабная зависи­ мость прочности от длины волокна проявляется в мень­ шей степени, чем р случае тонких волокон.

Прочность при -осевом сжатии композитов, как прави­ ло, ниже, чем при продольном растяжении. Разрушение однонаправленных полимерных композитов при продоль­ ном сжатии происходит либо от исчерпания прочности

92

армирующих волокон или матрицы, либо вследствие местной потери устойчивости армирующих волокон.

Если причиной разрушения композита является раз­ рушение волокон при сжатии' то прочность композита определяется по формуле [68]:

где еа“ — предельная деформация волокон при сжатии.

Однако этой формулой трудно пользоваться, посколь­ ку величину е - а, как и а ~ а , трудно определить экспери­ ментально.

Экспериментальные данные, приведенные в табл. 2.11, свидетельствуют о слабой зависимости разрушающего напряжения при сжатии для композитов, наполненных хрупкими волокнами (таких, как стекло-, боро- и карбоволокниты), от прочности волокон [71, 79]. Хотя приве­ денные значения прочности волокна определялись при растяжении, трудно предположить, что их прочность при сжатии ниже.

Разрушение композитов, армированных хрупкими во­ локнами, при сжатии вследствие разрушения волокон на­ блюдается редко. Для композитов на основе высоко­ ориентированных органических волокон (типа кевлар-49) разрушение происходит вследствие разрушения волокон путем образования складки, причиной появления кото­ рой следует считать фибриллярную структуру и низкую сдвиговую прочность и жесткость этих волокон [90].

Если при сжатии вдоль волокон разрушается матрица и плоскость разрушения от сдвига направления под

93

углом я/4, прочность композита определяется выраже­ нием [91]:

где а + М/. — радиальные напряжения в матрице;- s — коэффициент, оп­

В этом случае, как видно на рис. 2.10, наблюдается

повышение прочности при сжатии с увеличением прочно-, сти матрицы.

Теоретические зависимости ю~х от Va и эксперимен­ тальные данные для эпоксидных, стекло- и карбоволокнитов показаны на рис. 2.11.

Наиболее распространенной причиной разрушения композитов при продольном сжатии является местная потеря устойчивости волокнами, сопровождающаяся раз­ рушениемсвязи по поверхности раздела или искривле­ нием волокон. Поэтому с увеличением диаметра волокна и его модуля упругости повышается и прочность компо­ зита при сжатии [71, 92]. В результате увеличения диа­ метра волокна возрастает Эйлерова критическая сила, определяющая "потерю устойчивости и временное сопро-

'а

Рис. 2.10. Зависимость разрушающего напряжения при сжатии в продольном направлении боро- (/) и карбоволокнитов (2) от проч­ ности матрицы.

Рис. 2.11. Зависимость разрушающего напряжения при сжатии эпо­ ксидных карбо- (/) п стекловолокнитов (2) от объемного содержа­ ния волокон.

94

Рис. 2.12. Зависимость разрушающего напряжения при сжатии ком­ позиционных материалов от значения комплексного показателя ус­ тойчивости борных (а) и углеродных (б) волокон.

9

тивление разрушению материала при одноосном сжатии. Значение критической нагрузки RKр, вызывающей вы­ пучивание длинного тонкого защемленного по концам стержня (волокна), боковому изгибу которого препятст­ вует матрица'с константой упругости |3М, определяют по формуле ;[79]:

симость разрушающего напряжения при сжатии боро- и карбоволокнитов от значения комплексного показателя устойчивости волокон (W = d 2aE a), приведены на рис. 2.12. С увеличением параметра W на два порядка при переходе от углеродных волокон к володнам бора * разрушающее напряжение при сжатии бороволокнитов возрастает в 2,5—3 раза, при варьировании диаметра борных волокон в интервале 100— 150 мкм значение о~х однонаправленного эпоксидногобороволокнита повыша­ ется на 20—25% [79].

Поэтому с увеличением модуля упругости армирую­ щих волокон (табл. 2.12) и модуля упругости связующе­ го (табл. 2.13) прочность композитов при сжатии воз­ растает. Удлинение матрицы при достигнутых значениях разрушающего напряжения при сжатии практически не сказывается на его величине/(табл. 2.14).

Искривленность и отклонение волокон от направле­ ния нагружения в значительной мере понижают критиче-

95

* х хг - 6 5 МПа.

* * ххг = 12—35 МПа.

Таблица 2.13. Влияние модуля упругости связующего на прочность эпоксидных композитов при продольном сжатии

скую силу потери устойчивости волокон (рис. 2.13), в ре­ зультате чего уменьшается прочность композитов при осевом сжатии, так же как и в случае растяжения [93].

Прочность композитов при сжатии находится в пря­ мой зависимости от прочности сцепления матрицы с во­ локном по межфазной границе [94]. На рис. 2Н4 при­ ведены сводные данные, показывающие, что повышение

96

прочности при межслойном сдвиге, достигнутое за счет использования более прочного связующего либо путем вискеризации или химической обработки поверхности волокон (органических, борных, стеклянных или угле­ родных), во всех случаях приводит к увеличению проч­ ности композита при сжатии вдоль волокон. Ниже при­ ведены механические свойства эпоксикарбоволокнитов на основе углеродных волокон, висКеризованных ните­ видными кристаллами [99]:

В табл. 2Л5 приведен^ экспериментальные данные о влиянии активирующей, обработки поверхности углерод­ ных волокон на прочность эпоксикарбоволокнитов. В случае активирующей обработки углеродных волокон сильным окислителем и оптимальной степени вискериза­ ции в два-три раза повышается прочность при межслой­ ном' сдвиге и трансверсальном растяжении <[74]. Пропор­ ционально росту этих показателей увеличивается и раз­ рушающее напряжение при сжатии. О решающей роли прочности сцепления по границе раздела можно судить по данным табл. 2.14. При увеличении модуля упругости армирующих волокон в карбоволокните в 2,5 раза проч­ ность при сжатии не возросла, как этого следовало ожи-

Рис. 2.14. Зависимость разру­ шающего напряжения при сжа­ тии композитов от прочности при межслойном сдвиге боро- ( / ) , стекло- (2), карбо- (3) и

органоволокнитов (4):

О — необработанные волокна; □ — вискеризованные волокна; А — хи­ мически обработанные волокна.

дать, а существенно уменьшилась. Это яви­ лось следствием сниже­ ния прочности сцепления из-за повышения инерт­

ности поверхности углеродных волокон, увеличиваю­ щейся. с повышеннием температуры их обработки [58] (что проявляется в снижении прочности при сдвиге о

35до 12 МПа).

Сувеличением пористости прочности при осевом сжа­ тии понижается. Это обусловлено уменьшением площади рабочего сечения в результате потери устойчивости части волокон, проходящих через поры, снижением жескости

матрйцы и уменьшением площади контакта волокна с матрицей, что облегчает потерю его устойчивости при нагружении [95].

98

Термоустойчивость полимерных композитов при сжа­ тии вдоль волокон (см. табл. 2.11 и 2.12) находится в прямой зависимости от прочности при межслойном сдви­ ге и, следовательно, определяется температурной зависи­ мостью прочности сцепления матрицы с наполнителями.

Изменение модуля упругости матрицы тем меньше влияет на термоустойчивость материалов при сжатии, чем выше модуль упругости упрочняющих волокон и ниже модуль упругости матрицы.

Низкая термоустойчивость волокон, например арамидных, является причиной недостаточно высокой .тер­ моустойчивости компонентов на их основе при деформа­ ции сжатия: коэффициент интенсивности снижения отно­ сительной прочности при сжатии органоволокнитов выше, чем у стекло- и карбоволокнитов. Так, прочность при сжатии композита на основе связующего ЭДТ и стеклянных волокон при 373 и 473 К сохраняется соот­ ветственно на 50 и 19%, а у композита, армированного арамидными волокнами, при 373 и 423 К — только на 26 и 14% [9].

2.2.Межслойный сдвиг, растяжение

исжатие под углом %

кнаправлению армирования

Механические свойства однонаправленных волокни­ стых композитов при их нагружении в направлении, от­ личном от ориентации волокон, определяются в первую очередь упруго-прочностными свойствами матрицы, проч­ ностью ее сцепления *с армирующими волокнами, сте­ пенью наполнения композита, распределением волокон по сечению и соотношением жесткости сочетаемых ком­ понентов (Ея/Ем . Влияние волокон в этом случае обус­ ловлено их поверхностными свойствами (величиной по­ верхностной энергии, удельной поверхностью, микро­ рельефом, наличием химически активных групп) в той мере, в какой они влияют на прочность сцепления по границе раздела или на структуру и свойства матрицы в пограничном слое. Пористость матрицы, неполнота контакта по границе раздела, слабая трансверсальная прочность волокон являются теми факторами, которые

существенно снижают прочность композитов при сдвиге, растяжении и сжатии поперек волокон.

В зависимости от соотношения между прочностью матрицы, волокна и прочностью их сцепления по границе раздела при каждом виде деформирования возможны три случая разрушения композита: 1) когезионное по матрице ( а а > ( 7 м> < Т с ц ) ; 2) когезионное по волокну ( а м> ( Т а > о ,с ц ) ; 3) адгезионно-когезионное по межфазной границе и по матрице ('<та > с Т с ц > о ,м ).

Геометрия внутреннего строения композитов обуслов­ ливает неравномерность распределения в них напряже­ ний, что учитывается коэффициентами концентрации на­ пряжений. Поэтому для случая когезионного разрушения по матрице прочность композита при межслойном сдви­ ге, растяжении и сжатии поперек волокон определяется

поперечном растяжении, сжатии и сдвиге, представляющие отноше­ ние максимальных напряжений, действующих по сечению композита в матрице, к средним напряжениям (отнесенным ко всему сечению).

Величина коэффициентов концентрации напряжений учитывает степень наполнения композита и соотношение жесткостей его компонентов [95]:

(2.48)

100