Структура и свойства полимерных волокнистых композитов

Рис. 2.15. Зависимость коэффициента К* концентрации напряжений при попе- д - речно.м растяжении от объемного со­ держания волокон в- композите

\

I

Для композитов, наполненных волокнами, у которых £ а'у^ > £ ми СгаЭ>£?м, коэффициент концентрации напряже­ ний становится равным:

На рис. 2Л5 приведена зависимость коэффициента концентрации напряжений от объемного содержания во­ локон в композите. Из рисунка следует, что при наибо­ лее распространенной на практике степени наполнения, составляющей 0,5—0,7, максимальные напряжения в матрице в 3—6 раз выше средних. Результаты определе­ ния напряженно-деформированного состояния в матрице более точными методами с использованием ЭВМ дают в 1,5—2 раза меньшее значение коэффициента концент­ рации деформации [95]. Существенный рост величины К наблюдается для композитов с отношением Еа у/Ем< 30,

характерным для органо- и стекловоЛокнитов. При уве­ личении отношения £ау/£ м, что характерно для высоко­

модульных волокон, коэффициент концентрации напря­ жений изменяется незначительно. Таким образом, проч­ ность композиционных материалов при этих видах де­ формирования в зависимости от их степени наполнения и соотношения компонентов должна составлять 0,15— 0,9 от прочности матрицы.

Данные, приведенные ниже, позволяют сопоставить значения прочности при межслойном сдвиге с проч­ ностью при трансверсальном растяжении и соответствую­ щие значения коэффициентов концентрации напряжений

101

ряда композитов на основе стеклянных, борных и угле­ родных волокон [68]:

* На основе углеродных лент с поверхностной обработкой.

Прочность при сдвиге примерно в 2,5 раза выше прочности при трансверсальном растяжении, а следова­ тельно, коэффициенты концентрации напряжений в пер­ вом случае ниже. При сдвиге в отличие от трансверсаль­ ного растяжения достижение в критических точках на­ пряжений, соответствующих прочности связующего, не всегда является началом лавинообразного разрушения материала. Это, по-видимому, связано с пластической деформацией связующего без увеличения сдвигового на­ пряжения, при этом происходит перераспределение поля напряжений в композите. В пользу такого предположе­ ния свидетельствует нелинейный характер кривой напря­ жение— деформация для случая сдвига и линейная за­ висимость для растяжения в поперечном направлении (рис. 2.16). При высокой прочности сцепления матрицы с волокном концентрация напряжений в композите пони­ жается, его прочность при сдвиге приближается к проч­ ности матрицы [68] и слабо зависит от объемного со­ держания армирующего наполнителя. В то же время в аналогичных условиях прочность при поперечном рас­ тяжении и сжатии проявляет тенденцию к понижению с увеличением степени наполнения.

Рис. 2.16. Кривые дефор­ мирования эпоксистекловолокнита при трансвер­ сальном растяжении (1) и межслойном сдвиге (2).

102

Для случая, когда трансверсальная прочность воло­ кон при растяжении — сжатии или при сдвиге ниже прочности матрицы при аналогичных видах деформиро­ вания, как это имеет место для ряда высокоориентиро­ ванных органических волокон, прочностные свойства композитов определяются по уравнениям (2.44) — (2.46), в которых показатель прочности матрицы заменяется на соответствующий показатель прочности волокна {68].

На практике наиболее распространенным видом раз­ рушения является адгезионно-когезионое разрушение по поверхности раздела (или вблизи его) и по матрице. В этом случае прочностные свойства композитов опре­ деляются зависимостями [96]:

С увеличением степени наполнения композитов роль первого члена уравнений (2.50) и (2.51) в обеспечении прочности композита при сдвиге и растяжении в попе­ речном * направлении значительно понижается из-за уменьшения доли матрицы на поверхности разрушения. Так, для высоконаполненных карбоволокнитов (Уа>0,6) вклад первого члена уравнения в общую прочность ком­ позита составляет 8— 12% (в зависимости от прочности матрицы) и уменьшается по мере повышения прочности сцепления матрицы с волокном на границе раздела [96]. В этом случае

(2 .5 2 )

Последнее уравнение описывает взаимосвязь прочно­ сти композита при растяжении в трансверсальном на­ правлении с его прочностью при межслойном сдвиге.

103

Рис. 2.17. Зависимость прочности Лрн сдвиге бороволокнита от объемного со­ держания волокна:

1 — волокно, обработанное в азотной кис­ лоте; 2 — необработанное волокно.

повышения указанных характеристик композитов в пер­ вую очередь необходимд увеличить прочность сцепления на границе раздела волокно — матрица. Верхний предел необходимой прочности сцепления, как это следует из уравнения (2.52) При условии, Ч ТО Х х г = Х м и У а = К а т а х

ограничивается величиной тСц ^2тм/я, т. е. тСц «0,64тм. С ростом степени наполнения возрастает доля проч­

ности сцепления на межфазной границе в общей прочно­ сти композита при сдвиге и трансверсальном растяже­ нии, в связи с чем у композитов на основе активирован­ ных волокон эти характеристики увеличиваются по мере повышения степени наполнения [60]. На рис. 2.17 при­ ведена зависимость прочности при межслойном сдвиге от объемного наполнения эпоксибороволокнитов бороволокнами, подвергнутыми различной активационной обработ- * ке. Как видно, с увеличением степени наполнения эффек­ тивность активирования, а следовательно, тСц и проч­ ность при сдвиге возрастают. С увеличением прочности матрицы прочность при сдвиге, поперечном отрыве и сжатии однонаправленных композитов пропорционально повышаются. Однако, если прочность сцепления на гра­ нице раздела остается постоянной, то прочностные ха­ рактеристики повышаются незначительно.

Мддули упругости первого и второго рода для одно­ направленных композитов при их нагружении в транс­ версальном направлении и при сдвиге определяются вы­ ражениями [95]:

где Кв и Ко — коэффициенты, учитывающие геометрию распределе­ ния волокон по сечению композита и отношение модулей армирую­ щих волокон и связующего (Еа/Еы и Ga/GM).

104

На рис. 2.21 и 2.22 приведены данные о зависимости прочностных и упругих свойств однонаправленных композитов от их пористости. Интенсивность снижения характеристик во' многом определяется характером распределения пор в материале, их формой и раз­ мерами [98].

Изменение прочности и жесткости однонаправленных пластиков при растяжении в трансверсальном направле­ нии и при межслойном сдвиге определяется температур­ ной зависимостью прочности матрицы и сцепления ее с волокнами. Именно с этим и связана наибольшая чувст­ вительность полимерных композитов к нагреву [9] при данных видах деформирования (см. табл. 2.11 и 2.12).

При степени наполнения меньше 0,5 прочность при межслойном сдвиге и поперечном отрыве определяется в основном прочностью матрицы, о чем свидетельствуют данные, приведенные на рис. 2.23, где сплошная линия соответствует ходу температурной зависимости прочно­ сти при сдвиге«эпоксидного связующего ЭДТ и его сцеп­ ления со стеклянными волокнами, а точки у кривых со­ ответствуют значениям прочности при сдвиге етекловолокнита с содержанием волокна 44 и 67% (об.) [9].

Рис. 2.22. Зависимость поперечного модуля упругости от объемного содержания стекловолокна в эпоксидном стекловолокните с различ­ ной пористостью (линии — расчетные кривые; точки — эксперимен­ тальные данные*); 'содержание пор:

/ — 0; 2 — 6 %; 3 — 9%.

Рис. 2.23. Зависимость прочности при сдвиге (1) и прочности сцеп­ ления со стекловолокном (2) эпоксидного связующего ЭДТ. Точки » у кривых — значения прочности при межслойном сдвиге стекловолокнита с содержанием связующего 56% (О ), и 33% (ф ).

107

По мере увеличения степени наполнения пластиков все большую роль в их термостойкости играет прочность сцепления на границе раздела и вследствие этого все большее значение приобретает природа волокон и со­ стояния межфазной границы.

Поэтому зависимости тхz= f(T ) и o^y= f(T ), напри­ мер, для стекловолокнитов со степенью наполнения боль­ ше 0,6, лучше коррелируются с температурной зависи­ мостью прочности сцепления волокон с матрицей, чем с температурной зависимостью прочности матрицы. Этим же объясняется большая прочность во всем диапазоне температур испытания карбоволокнитов на основе во­ локон с активированной поверхностью. Влияние дли­ тельной изотермической выдержки в наибольшей степени сказывается на снижении прочности при межслойном сдвиге. Так, если степень сохранения прочности при из­ гибе карбоволкнита на связующем ЭТФ после 1000 ч термостарения при 473 К составляет 47,5%, то степень сохранения прочности при межслойном сдвиге составляет только 35% [9].

Изменение модуля упругости при межслойном сдвиге и растяжении в трансверсальном направлении компози­ тов при нагреве и после изотермической выдержки соот­ ветствует изменению упругих характеристик связующего во всем диапазоне степеней наполнения. Химическое мо­ дифицирование поверхности волокон, как правило, не приводит к понижению значений коэффициента интен­ сивности снижения Ххг и а+i/, за исключением модифици­ рования путем выращивания нитевидных кристаллов на поверхности волокон. Коэффициент интенсивности сни- -жения термоустойчивости композитов при .деформирова­ нии их в направлении, отличном от ориентации волокон, возрастает с увеличением угла между направлениями нагружения и ориентации волокон в соседних слоях, до­ стигая максимального значения при нагружении в попе­

речном направлении.

2.3. Ударное'нагружение и вязкость разрушения

Ударная вязкость конструкционного материала явля­ ется одним из важнейших параметров, характеризующих надежность изделий в эксплуатации. Волокнистые поли-

108

ния композита с прочностными и упругими характери­ стиками компонентов, содержанием их в материале, удовлетворительно согласуются с экспериментальными данными (рие. 2.24).. Наибольший интерес для практи­ ки представляет нагружение композита ударом поперек волокон, в этом случае может быть использована сле­

Из уравнения (2.55) следует, что ударная вязкость композиционного материала пропорциональна квадрату Т1рочности волокон и обратно пропорциональна их моду­ лю упругости, причем в расчет вводится показатель реа­ лизованной в композите прочности волокна. С помощью коэффициента реализации учитывают влияние матрицы, текстуру волокон и ряд других факторов [100]. Соотно­ шение компонентов в высокомодульных композитах не­ значительно влияет на ударную вязкость. С повышением степени наполнения боро- и карбоволокнитов этот пока­ затель линейно возрастает. При содержании волокна от 45 до 65% он увеличивается на. 15—20%. Если порис­ тость композита не превышает 5%, ударная вязкость его не меняется, при увеличении же пористости до 10— 12% сопротивление материала ударным нагрузкам уменьша­ ется на 25—30% (рис. 2.25) вследствие понижения коэф­ фициента реализации прочности волокон k 3[i.

109

Рис. 2.25. Зависимость ударной вязкости боро- (/) и карбоволокнитов (2) от содержания пор (а) и волокна (б).

Учитывая высокий модуль упругости углеродных и борных волокон, трудно ожидать, что их прочность в ближайшее время достигнет уровня, обеспечивающего значительное увеличение ударной вязкости. Поэтому одним из способов повышения этой характеристики вы­ сокомодульных композитов является введение в их со­ став низкомодульных и высокопрочных волокон [31, 75], в первую очередь стеклянных и органических. В некото­ рых случаях для повышения ударной вязкости материа­ ла может быть применено внешнее армирование, напри­ мер фольгирование или металлизация пластика электро­ литическим способом. При толщине покрытия, состав­ ляющей 5— 10% от толщины карбоволокнита, его удар­ ную вязкость можно увеличить в 4—6 раз как при комгнатной, так и при повышенных температурах.

Уравнение (2.55) позволяет^ описать зависимость ударной вязкости композитов от температуры. Без учета вклада матрицы, составляющего не более 3%, ударная вязкость композита при повышенной температуре равна:

110