炭纤维增强复合材料

炭纤维增强复合材料（共10篇）

炭纤维增强复合材料 篇1

由于具有质量轻、强度高、耐腐蚀等优点,炭纤维增强树脂基复合材料在航空航天、体育休闲及各种民用领域得到了广泛应用[1,2,3]。复合材料的性能不仅取决于其组分炭纤维及树脂基体的性能,两者之间的界面层对复合材料的性能也会产生影响[4],因为界面层起到将外部载荷有效地传递至增强纤维的作用[5,6,7]。因此,作为界面层的一项重要组成部分,炭纤维的表面势必会对最终复合材料的性能产生重要的影响。

经高温碳化得到的炭纤维,其表面由于活性元素如氧、氮等逐渐逸出而呈现较高惰性,不利于树脂基体的浸润。因此,在炭纤维制备过程中往往需要进行表面处理,使炭纤维表面由惰性转为活性。表面处理的方法主要包括液相氧化法、气相氧化法、阳极氧化法等,其中阳极氧化法具有处理过程缓和、对炭纤维损伤小等优点,因此在工业上得到了广泛应用[8]。

阳极氧化处理后炭纤维表面结构发生了较大改变,而使用其增强的复合材料性能与处理前相比也存在显著差异。刘杰等[9]研究发现氧化处理前后炭纤维表面沟槽结构变化不大,说明机械嵌合作用对炭纤维树脂基复合材料界面黏结强度的影响不大。本研究则主要通过改变阳极氧化处理程度,制备得到了具有不同表面化学结构的炭纤维,然后通过将其制备成复合材料,研究并分析了炭纤维的表面化学结构如化学元素原子比等对其增强环氧树脂基复合材料性能的影响。

1 实验材料及方法

1.1 实验材料

PAN基炭纤维为实验室自制,丝束规格为6K,纤维直径约为7μm;电解质碳酸氢铵,分析纯,国药集团化学试剂有限公司;树脂基体为WSR6101(E-44)型环氧树脂,蓝星新材料无锡树脂厂;固化剂三乙烯四胺,国药集团化学试剂有限公司。

1.2 炭纤维表面的阳极氧化处理

炭纤维表面的阳极氧化处理装置由表面处理槽、水洗装置及干燥装置组成,其中表面处理槽长度为1.5m,氧化处理时间为90s,电解质碳酸氢铵溶液浓度为7.5%(质量分数)。在氧化过程中通过调整电流密度来控制氧化程度,电流密度的调整值分别为0(未处理),5,15A/m2及20A/m2,对应的炭纤维分别命名为CFO-0,CFO-5,CFO-15及CFO-20。

1.3 炭纤维及其增强复合材料的性能测试

使用Axis Utltra dld型X射线光电子能谱仪对阳极氧化处理前后炭纤维表面的化学组成进行定性定量分析,以Mg为射线源,射流电压为15kV。按照三点弯曲的方法,使用3366型万能材料试验机对炭纤维树脂基复合材料层间抗剪强度(ILSS)进行测试,加载速率为1mm/min,所测值为8个平行样的均值。

2 结果与讨论

2.1 阳极氧化处理前后炭纤维表面化学结构的变化

阳极氧化处理前后炭纤维表面化学元素的含量变化如表1所示。从表1可以看出,阳极氧化处理前炭纤维表面C元素含量高达94.98%,而活性元素N,O含量较低分别为1.12%,3.10%。炭纤维表面存在少量的Si,Na元素,可能是由前序的生产工艺引入,如PAN原丝上油时使用含硅油剂是Si元素的主要来源。阳极氧化处理后炭纤维表面C元素含量降低明显,而活性元素N,O含量大幅提高,并且随着电流密度增加,活性元素含量的提高幅度愈明显,尤其是当电流密度为20A/m2时,N,O含量提高幅度分别高达432%,322%。

O/C,N/C值反映了炭纤维表面的活性程度。阳极氧化前后炭纤维表面化学元素的原子比变化如图1所示。阳极氧化处理前,炭纤维表面的O/C,N/C值极低仅为0.033,0.012,说明未处理的炭纤维表面具有极高的惰性。在阳极氧化过程中随着电流密度的增加,O/C,N/C值逐渐提高,尤其是当电流密度为20A/m2时,O/C,N/C值增至0.167,0.076,与氧化处理前相比分别提高了406%及533%,说明氧化处理后炭纤维的表面活性大幅提高。

通过对炭纤维表面XPS C1s谱分峰处理得到4种不同的化学基团,阳极氧化前后不同化学基团的含量变化如表2所示。从表2可以看出,阳极氧化处理前以石墨炭形式存在的—C—C—含量最高(71.30%),而含氧官能团中含量最高的是-OH基团(21.84%)。在对炭纤维表面进行阳极氧化处理时,纤维表面发生连续氧化作用,其具体氧化过程如式(1)所示:

当电流密度由0增至5A/m2时,炭纤维表面的-C-C-含量大幅降低,-C=O,-COOH含量显著提高,说明炭纤维的表面发生了层进式的氧化;而C-OH含量降低幅度较之-C-C-含量更高,说明此时C-OH氧化成-C=O的速度要远高于-C-C-氧化为-OH的速率。随着电流密度的进一步增加,C-OH含量又逐渐提高,而纤维表面-C=O,-COOH含量出现降低,说明氧化程度过高时炭纤维表面-C=O,-COOH的氧化速率高于其产生的速率。

2.2 炭纤维表面化学结构对其增强复合材料性能的影响

阳极氧化过程中,随着电流密度的增加,炭纤维表面的元素原子比与复合材料ILSS值之间的关系如图2所示。从图2可以看出,当电流密度由0逐渐增至15A/m2时,复合材料ILSS值随着O/C,N/C大幅增加而显著提高,说明炭纤维的表面活性对复合材料的界面性能影响较大,并且在电流密度低于15A/m2的情况下,O/C,N/C值越高,越有利于炭纤维表面与树脂基体的界面黏合。但是当电流密度进一步增大到20A/m2时,虽然O/C,N/C继续增加,但复合材料的ILSS出现降低,说明炭纤维的表面活性过高反而不利于复合材料的力学性能。因此,在对炭纤维进行阳极处理时纤维表面的氧化程度不宜过高,在本实验中阳极氧化的电流密度应低于15A/m2。

图3显示了随着电流密度的增加,炭纤维表面-COOH含量与复合材料的ILSS值之间的关系。当电流密度由0增至15A/m2时,炭纤维表面的-COOH含量大幅提高,有利于炭纤维表面与树脂基体间的化学键键合,因此复合材料的ILSS值也显著提高。当电流密度为20A/m2时虽然-COOH的含量仍较高,但是与电流密度15A/m2时相比复合材料的ILSS值出现一定幅度的降低,这可能与氧化程度过高时炭纤维本体结构损伤严重有关。

2.3 纤维表面含氧官能团对复合材料性能影响的理论分析

由于环氧基和羟基是环氧树脂的活性官能团,因此在制备炭纤维/环氧树脂基复合材料时,并非所有的含氧官能团均能参与炭纤维/树脂基体间的化学反应。在环氧基团中由于氧的电负性要高于碳,从而导致静电极化,因此环氧基团存在两个可反应的活性中心:电子云密度较高的氧原子和电子云密度较低的碳原子,当亲电子试剂靠近时易攻击氧原子,而当亲核试剂靠近时则攻击碳原子[10]。

图4为炭纤维表面的含氧官能团与树脂基体中环氧基团/固化剂之间的化学反应。炭纤维表面酸性基团与环氧基按亲电机理进行反应,一般而言酸性越高化学反应的活性越大[10]。由于-COOH是强酸性基团,因此环氧基与羧基间的反应要明显高于其与酚羟基间的反应,同时-COOH又可与环氧树脂中的羟基发生反应。在其他含氧官能团中由于羰基、醇羟基呈碱性[11],两者并不参与炭纤维表面/环氧基团间的化学反应[12],只会与三乙烯四胺发生反应,由于整个固化体系中固化剂的含量较低,因此三乙烯四胺与羰基、醇羟基之间的反应程度也较低。综上分析可知,-COOH基团是决定炭纤维/环氧树脂基复合材料中炭纤维与环氧树脂化学键合强度的最主要因素。以此类推,当树脂基体为呈酸性的酚醛树脂时,碱性基团-C=O含量将会直接影响其复合材料的界面黏结强度[13]。

2.4 层间剪切破坏后炭纤维/环氧树脂基复合材料的内部形貌

层间剪切破坏后炭纤维/环氧树脂基复合材料的内部形貌如图5所示。从图5可以看出,阳极氧化前由于炭纤维表面具有较高的惰性,树脂基体难以浸润炭纤维,因此在未处理炭纤维增强复合材料的剖面,炭纤维表面很少有树脂基体覆盖,而且炭纤维彼此之间无连接(图5(a));而在其断面上,炭纤维与树脂基体间的开散现象严重,部分区域甚至出现完全脱粘(图5(b))。阳极氧化处理后(15A/m2),由于炭纤维的表面活性提高,炭纤维表面与树脂基体之间化学键合力增强,虽然氧化处理后炭纤维增强复合材料发生了剪切破坏,但在其剖面上炭纤维彼此之间通过树脂基体仍有较强的连接(图5(c)),而在其断面上,树脂基体仍能紧密包覆在炭纤维表面(图5(d))。

3 结论

(1)阳极氧化处理前炭纤维表面具有较高的惰性,经氧化处理后炭纤维表面活性元素的含量大幅提高,与氧化前相比O/C,N/C值分别提高了406%及533%。

(2)炭纤维表面的元素原子比对其增强环氧树脂基复合材料力学性能有着重要影响。阳极氧化程度较低时纤维表面的O/C,N/C值越大,复合材料ILSS值越高;当电流密度超过15A/m2时,O/C,N/C值继续增高将会导致复合材料ILSS的降低。

(3)剪切破坏后未处理炭纤维增强复合材料的内部,炭纤维与树脂基体间发生严重的脱粘,而在氧化炭纤维增强复合材料的内部炭纤维与炭纤维之间通过树脂基体仍能紧密连接,说明阳极氧化后炭纤维与树脂基体之间界面黏结强度显著提高。

(a),(b)未处理炭纤维增强复合材料;(c),(d)氧化处理炭纤维增强复合材料(a),(b)untreated carbon fiber reinforced composites;(c),(d)oxidized carbon fiber reinforced composites

摘要：采用阳极氧化法对炭纤维的表面进行处理,通过改变氧化程度制备具有不同表面化学结构的炭纤维,并将其作为增强体再制备成复合材料。研究了炭纤维表面化学结构对其增强环氧树脂基复合材料性能的影响。结果表明,阳极氧化处理后炭纤维表面活性大幅提高,O,N元素含量分别由处理前的3.10%,1.12%提高到处理后的13.07%,5.96%;当电流密度低于15A/m2时,O/C,N/C值越高越有利于炭纤维表面与环氧树脂基体之间的界面黏合;在含氧官能团中,-COOH是决定炭纤维/环氧树脂基体间化学键合强度高低的关键因素。

关键词：炭纤维,化学结构,环氧树脂,复合材料

炭纤维增强复合材料 篇2

摘 要：碳纤维增强树脂基复合材料以其优异的综合性能成为当今世界材料学科研究的 重点。本文介绍了的碳纤维增强复合材料的性能，简述了增强机理、成型工艺及其应用领 域和发展趋势。

新材料的研究、发展与应用一直是当代高新技术 的重要内容之一。其中复合材料，特别是先进复合材料 在新材料技术领域占有重要的地位，对促进世界各国 军用和民用领域的高科技现代化，起到了至关重要的 作用，因此近年来倍受重视。

复合材料(Composite materials)，是以一种材料为基体(Matrix)，另一种材料为增强体(reinforcement)组合而成的材料。各种材料在性能上互相取长补短，产生协同效应，使复合材料的综合性能优于原组成材料而满足各种不同的要求。复合材料的基体材料分为金属和非金属两大类。金属基体常用的有铝、镁、铜、钛及其合金。非金属基体主要有合成树脂、橡胶、陶瓷、石墨、碳等。增强材料主要有玻璃纤维、碳纤维、硼纤维、芳纶纤维、碳化硅纤维、石棉纤维、晶须、金属丝和硬质细粒等。【1】

碳纤维增强复合材料(CFRP)是目前最先进的复合 材料之一。它以轻质高强、耐高温、抗腐蚀、热力学性能 优良等特点广泛用作结构材料及耐高温抗烧蚀材料，而这些优 异的性能可使碳纤维成为一种十分良好的增强材 料。目前，碳纤维大部分应用于碳纤维增强树脂基 复 合 材 料（Carbon Fiber Reinforced Polymer Composite，简称CFRP）。是其它纤维增强复合材料所无法比拟的。因为环氧树脂的热机械 性能、抗蠕变性能、粘接性能优异而且吸湿性好； 固化收缩率和线膨胀系数小；固化温度较低；较高 温度下稳定性好；尺寸稳定性、综合性能好[2]；而 且又与有机材料的浸润性能好等优点，所以近年来 应用最多的就是碳纤维增强环氧树脂复合材料。目 前为止，CFRP 可以应用于航空、航天，体育用品，交通工具，建筑材料等多个领域。无论是军用还 是民用，随着研究的不断深入和工厂的大规模生产，其应用领域更为广阔。

碳纤维增强树脂基复合材料的性能【10】

碳纤维增强树脂基复合材料具有一系列的优异性能, 主要表现在以下几个方面。

（1）具有高的比强度和比模量。CFRP的密度仅为 钢材的 1/5，钛合金的 1/3，比铝合金和玻璃钢（GFRP）还轻，使其比强度（强度 / 密度）是高强度钢、超硬铝、钛合金的4倍左右，玻璃钢的2倍左右；比模量（模量/ 密度）是它们的3倍以上。CFRP轻而刚、刚而强的特性 是其广泛用于宇航结构材料最基本的性能。

（2）耐疲劳。在静态下，CFRP 循环 105 次、承受 90%的极限强度应力时才被破坏，而钢材只能承受极 限强度的 50%左右。对于碳纤维增强树脂基复合材 料，在应力作用下呈现粘弹性材料的疲劳特性，显示出 耐疲劳特性。CFRP呈现出良好的抗蠕变性能，这可能 与碳纤维的刚性有关。

（3）热膨胀系数小。碳纤维的热膨胀系数α具有 显著的各向异性，使其复合材料的α也具有各向异 性。

（4）耐磨擦，抗磨损。CFRP 有优良的耐疲劳特 性、热膨胀系数小和热导率高的特性，具耐磨擦、抗磨 损的基本性能。再加之碳纤维具有乱层石墨结构，自 润滑性好，适用于摩擦磨损材料。比磨耗量可用以下 三式表示。

Wr=KLª

a=(b+2)/ 3

N=（So /S）/ b

式中Wr 为比磨耗量； K为比例常数； S为循环作 用的应力； So 为材料的拉伸强度； N为断裂时的循环次 数。CFRP具有高的拉伸强度，是优良的摩擦材料。

（5）耐蚀性。碳纤维的耐蚀性非常优异，在酸、碱、盐和溶剂中长期浸泡不会溶胀变质。CFRP 的耐蚀性 主要取决于基体树脂。长期在酸、碱、盐和有机溶剂环 境中，刻蚀、溶胀等使其变性、腐蚀，导致复合材料性能 下降。

（6）耐水性好。碳纤维复合材料的耐水性好，可长 期在潮湿环境和水中使用。一般沿纤维方向(0°)的强度 保持率较高，垂直于纤维方向(90º)的保持率较低。这可 能与基体树脂的吸湿、溶胀有关。

（7）导电性好。碳纤维具有导电性能。对于 CFRP 导电性能来自碳纤维，基体树脂是绝缘体。因此，CFRP 的导电性能也具有各向异性。

（8）射线透过性。CFRP对 X射线透过率大，吸收 率小，可在医疗器材（如 X光机）方面应用。增强机理 碳纤维增强树脂基复合材料是以聚合物为基体(连续相)，纤维为增强材料(分散相)组成的复合材料。纤维材料的强度和模量一般比基体材料高得多，使它 成为主要的承载体。但是必须有一种粘接性能好的基 体材料把纤维牢固地粘接起来。同时，基体材料又能起到使外加载荷均匀分布，并传递给纤维的作用【11】。

这种复合材料的特点是，在应力作用下，使纤维的 应变与基体树脂的应变归于相等，但由于基体树脂的 弹性模量比纤维小得多，且易塑性屈服，因而当纤维和 基体处在相同应变时，纤维中的应力要比基体中的应 力大得多，致使一些有裂口的纤维先断头，然而由于断 头部分受到粘着它的基体的塑性流动的阻碍，断纤维 在稍离断头的未断部分仍然与其周围未断纤维一样承 担相同的负荷。复合增强的另一原因是基体抑制裂纹 的效应，柔软基体依靠切变作用使裂纹不沿垂直方向 发展而发生偏斜，导致断裂能有很大一部分用于抵抗 基体对纤维的粘着力，从而使银纹在 CFRP 整个体积 内得到一致，而使抵抗裂纹产生、生长、断裂以及裂纹 传播的能力都大为提高。因此，CFRP的力学性能得到 很大的改善和提高【12】。实验部分

1.1 实验原料

碳纤维（12K/T-300）：台湾台塑厂；环氧树脂 E51：星辰化工无锡树脂厂；固化剂：二乙烯三胺（DETA）分析纯，国药集团化学试剂有限公司；活 性稀释剂：市售。

1.2 实验仪器及设备 电子天平：H10KS，上海仪器总厂；电热恒温 鼓风干燥箱：DHG-9030 型，上海精密实验设备有 限公司；搅拌器：DF-1 型，荣华仪器制造有限公 司；模具：自制。

1.3 复合材料的制备

（1）将碳纤维干燥，条件为：150 ℃/2 h；（2）按规定配比配制树脂胶液；

（3）采用手糊成型工艺制作层合板，并固化，固化条件为 100 ℃/3 h + 150 ℃/2 h；

（4）用万能制样机切割标准样条；

其中制作的层合板长宽为 200 mm×200 mm，厚度为 5 mm 的方形板材，基体树脂每层用量为 20 g，碳纤维每层平铺，一共为 8 层，层与层之间的碳 纤维丝束成十字交叉排列。

试验结果与讨论

2.1 碳纤维含量对硬度的影响 显微硬度试验结果示于图 1。可以看出, 随着 碳纤维含量的增加, 试样的硬度呈现 S 形增加趋 势, 增加幅度由小到大又由大到小。碳纤维是脆性 材料, 具有高的强度和比模量, 所以加入碳纤维能提 高试样的硬度[ 5]。基体是树脂材料, 其硬度较低, 当 碳纤维含量较低时, 由于在基体中较分散, 所以对显 微硬度的贡献较小;当碳纤维含量> 10%, 碳纤维的 作用变的非常明显, 所以硬度有较大幅度的增加;但 是, 当碳纤维含量> 25% , 碳纤维的增强作用逐渐达 到饱和, 硬度的增加速度开始下降。总之, 碳纤维的 加入对硬度的提高非常明显。

图y为不同碳纤维含量样品的电导率。从中可 以看出, 当碳纤维含量< 10%时, 电阻随纤维含量的 增加急剧下降;当碳纤维含量> 10%时, 体积电阻的 变化趋于平缓, 电阻值的下降与碳纤维含量的增加 并不成正比, 有一个渗滤阀值, 这个渗滤阀值约为 15%。这表明, 碳纤维/ 酚醛树脂复合体系在碳纤维 含量为 15%以上, 试样具有一定的导电性能[ 6]。

上述结果可用以下理论解释, 当复合体系中导 电填料的含量在达到一个临界值前, 其电阻率急剧 下降, 在电阻率导电填料含量曲线上出现一个狭窄 的突变区域。在此区域内, 导电填料含量的任何细 微变化均会导致电阻率的显著改变, 这种现象通常 称为渗滤现象, 导电填料的临界含量称为渗滤阀值。在突变区域之后, 即使导电填料含量继续提高, 复合 材料的电阻率变化甚小, 这反映在突变点附近导电 填料的分布开始形成导电通路网络。导电高分子材 料的导电现象是由导电填料的直接接触和填料间隙 之间的隧道效应的综合作用产生的;或者说是由导 电通道、隧道效应和场致发射三种导电机理竞相作 用的结果。在低导电填料含量及低外加电压下, 导 电粒子间距较大, 形成链状导电通道的几率极小, 这 时隧道效应起主要作用;在低导电填料含量和高外 加电压时, 场致发射理论变得显著;在高导电填料含 量下, 导电粒子的间距小, 形成链状导电通道几率较 大, 这时导电通道机理的作用明显增大[ 7]。

碳纤维含量对耐磨性的影响

试样磨损完毕后, 每个试样磨损前、后的质量磨 损量与碳纤维含量的关系如图 3 所示。从图 3 可以 看出, 随着碳纤维含量的增加, 复合材料的磨损率下 降、耐磨性能提高, 且提高程度随着碳纤维含量的增加而减小, 最后趋于不变。

综上所述，碳纤维增强树脂基复合材料品种结构 变化繁多，加工成型技术不断更新，基础理论研究方兴 未艾，应用领域相当广泛，这些事实充分证明了这一材料在工程塑料中的领先地位。随着基础研究和应用研 究的不断深入，该材料在取代金属、节约能源、特殊专 用等方面将发挥独特的作用，其巨大的潜力必将得到 进一步挖掘。

总结碳纤维复合材料的现实应用有以下几个方面: 4.1 航空航天领域的应用[13] 碳纤维复合材料与钢材相比其质量减轻 75%，而 强度却提高 4 倍，其最早最成熟的应用当属在航空航 天领域，如军用飞机、无人战斗机及导弹、火箭、人造卫 星等。早在 1970 年代初期，美国军用 F-14 战斗机就部 分采用碳纤维复合材料作为主承力结构。在民用航空 领域，如波音 767 和空中客车 A310 中，碳纤维复合材 料也占到了结构质量的 3%和 5%左右。近几年随着碳 纤维工业技术和航空航天事业的不断发展，碳纤维在 这一领域的应用更加广泛，如用于制造人造卫星支架、卫星天线、航天飞机的机翼、火箭的喷焰口、战略导弹 的末级助推器、机器人的外壳等。

4.2 体育休闲领域的应用 体育休闲用品是碳纤维复合材料应用的另一个重 要领域，如高尔夫球杆、滑雪板、滑雪车、网球拍、钓鱼 竿等。用碳纤维复合材料制成的球拍与传统的铝合金 球拍相比，其质量更轻、手感和硬度更好、对震荡和振 动的吸收也更好，且使用寿命大大延长。同时由于复合 材料本身的可设计性，使得制造商在球拍的硬度、弹 性、球感、击球性能的设计上，有了更大的想象空间。而 碳纤维钓鱼竿由于其良好的韧性与耐用性，更是被广 泛青睐。近年来，碳纤维复合材料在运动及休闲型自行 车零组件方面的应用也非常广泛。

4.3 交通运输领域 碳纤维增强复合材料在交通运输方面主要是汽车 骨架、螺旋桨芯轴、轮毂、缓冲器、弹簧片、引擎零件、船 舶的增强材料等，尤其在汽车方面的应用更是潜力巨 大。早在 1979 年，福特汽车公司就在实验车上作了试 验，将其车身、框架等 160 个部件用碳纤维复合材料制 造，结果整车减重 33%，汽油的利用率提高了 44%，同 时大大降低了振动和噪音。

4.5 其他工业领域 防弹产品方面，包括防弹头盔、防弹服、防弹运钞 车和防弹汽车等；电子工业方面，包括各种反射面天 线、印刷电路板、壳架等；生物工程和人体医学方面，包括人造关节、骨骼、CT扫瞄床板等；地铁车辆、发热 材料和电热用品以及机械制造工业等复合材料产品 多种多样，层出不穷，充分体现了其应用多元化的趋 势和特点。

【1】360百科

［2］ 张金祥．新型 BMI/环氧树脂共固化体系的研究[D].大连：大连理 工大学，2011．

炭纤维增强复合材料 篇3

摘要：通过对黄麻纤维热处理、碱处理、硅烷偶联剂处理和异氰酸酯处理进行表面改性，并对改性黄麻纤维布进行热压工艺处理，最后采用VARTM成型工艺制备黄麻纤维增强环氧树脂复合材料，并对其性能进行了系统研究.通过扫描电镜（SEM）分析表明，热处理和碱处理的黄麻纤维增强环氧树脂复合材料的界面粘结未得到明显改善，而通过硅烷偶联剂和异氰酸酯处理的黄麻纤维增强环氧树脂复合材料的界面粘结性能得到了显著的提高.将硅烷偶联剂和异氰酸酯处理的黄麻纤维布通过热压处理不仅可以增加复合材料中黄麻纤维体积含量，而且可以提高复合材料的综合性能，复合材料力学性能研究表明，经硅烷偶联剂处理后的黄麻纤维增强复合材料拉伸强度、模量和弯曲强度分别提高了18.6%，71.4%和50.2%.经异氰酸酯处理的黄麻纤维增强复合材料的拉伸强度、模量和弯曲强度分别提高了16.3%，34.0%和50.3%.

关键词：黄麻纤维；复合材料；热压工艺；硅烷偶联剂；异氰酸酯

中图分类号：TQ327.8文献标识码：APreparation of Jute Fibers Reinforced Epoxy

Resin Composites by VARTM

LI Wei，HUANG Hongyun， WU Yongqing

（College of Materials Science and Engineering， Hunan Univ，Changsha，Hunan410082，China）Abstract： In this research， the jute fibers were first treated with heating， alkali， silane coupling agent and isocyanate respectively， then the jute fibers fabrics were treated with hot pressing process， and finally， the jute fiber reinforced epoxy resin composites were fabricated with VARTM molding process. Scanning Electron Microscopy （SEM） analysis shows that the interface bonding of jute fibers treated with heating and alkali reinforced epoxy resin composites has not been improved， but the interface bonding of composites has been significantly improved with the jute fibers treated with silane coupling agent and isocyanate. The hotpressing process can not only increase the jute fibers volume content in the composites but also improve the performance of composites by the jute fibers treated in advance with silane coupling agent and isocyanate. The mechanical properties of the composites show that tensile strength， modulus and flexural strength of the jute fiber treated with the silane coupling agent reinforced composite increase by 18.6%， 71.4% and 50.2%， respectively， and the tensile strength， modulus and flexural strength of the jute fiber treated with the isocyanate reinforced composite increase by 16.3%， 34.0% and 50.3%， respectively.

Key words：jute fiber；composites；hot pressing process；silane coupling agent；isocyanate

麻纤维是一种天然植物纤维，具有价格低廉、可生物降解、优良的力学性能等优点.相比于合成纤维，天然麻纤维具有更好的吸能效果，能制造出高性能的复合材料，可广泛地应用于汽车制造工业[1-2].

麻纤维种类较多，常见的麻纤维有苎麻[3]、黄麻、亚麻等.黄麻是最廉价的天然纤维之一，黄麻纤维纤维素质量分数约为57%～60%，单纤细度为15～18 μm，单纤长度为1.5～5 mm，因为单纤维短且长度参差不齐，故无法单纤维纺纱.黄麻纤维具有不规则的多边形混合截面，吸湿性和透湿性较苎麻要高2%～4.5%.其生物分解性好，初始弹性模量高，不起球，抗菌能力优异，生产成本低，因此具有很好的市场应用前景.

炭纤维增强复合材料 篇4

目前连续纤维增强热塑性塑料(Continuous Fiber Reinforced Thermoplastics,CFRT)的主要制备工艺如下:溶液浸渍法,熔体浸渍法,粉末浸渍法,薄膜层叠法,混编法等。Claire Steggall-Murphy 等[3]利用新型的粉末浸渍工艺同时结合真空辅助树脂传递模塑技术制备纤维增强热塑性塑料;Silva等[4]利用粉末浸渍和缠绕成型技术,制备出了具有较高柔顺性的纤维束预浸料;Wei Li等[5]借助弧电加热器,利用溶液浸渍法同时结合纤维缠绕工艺实现了聚芳醚砜酮对纤维的浸润,开发出了缠绕和浸润同时进行的技术; Miller等[6]研究了纤维增强复合材料的高速拉挤技术,通过设计理论模型,发现纤维与基体树脂的尺寸比例,纤维含量,树脂黏度等因素共同决定了浸润率;Jespersen等[7]使用薄膜层叠工艺研究了单向炭纤维增强热塑性塑料,发现了最佳的模压压力要低于最大压力,并且这个压力与温度无关。多数研究主要集中在成型技术方面,对复合材料界面性能研究较少,而且制备的复合材料性能差别较大。

CFRT性能优劣主要取决于炭纤维与基体树脂的界面性能。如果没有较好的界面连接,当材料受到外力作用时,基体树脂就无法将应力传递给纤维,从而不能发挥炭纤维的作用。国内外对CFRT的研究主要集中在成型工艺上,而对复合材料界面性能研究较少,本工作则重点对界面性能进行了研究,选用共混法,薄膜层叠法和溶液浸渍法三种工艺,因为这三种浸润工艺浸润效果好,成本较低,最大的优势是不需要特殊的浸润设备,适于科研以及今后的大规模推广生产。主要对比研究了不同浸润方法对材料界面性能的影响,同时研究和论证了界面性能对材料力学性能及热学性能的影响。

1 实验

1.1 实验原料

炭纤维:ST300A-12K,中复神鹰炭纤维有限责任公司,单丝强度3.0～3.5GPa;ABS树脂:PA-757K型,镇江奇美化工有限公司生产;丙酮:分析纯,北京化学试剂有限公司。

1.2 试样制备

炭纤维束丝裁剪为100mm长,多条平行铺放于100mm×100mm×2mm的模具中,干燥后的ABS树脂均匀铺撒其中,置于模压成型设备(XLB-1)加热至230℃,树脂开始熔融后逐渐加压至5MPa,保压8min后冷却开模,形成共混法复合材料。控制炭纤维含量得到不同纤维含量的复合材料。

将ABS树脂压制成厚度为0.08mm的薄膜,裁剪为100mm×100mm;炭纤维束丝裁剪为100mm长,多条平行铺放于模具中,并与ABS薄膜层叠铺放,置于模压设备中以上述工艺制备复合材料。在使用共混法和薄膜层叠法时,先称量ABS薄膜的质量,然后根据需要制备复合材料的纤维含量换算出所需纤维。

将ABS树脂溶于丙酮中,浸渍已制成中空支架的连续炭纤维。在浸渍前先称量纤维的质量,然后根据要制备复合材料的纤维含量换算出所需基体树脂质量。再逐渐将树脂溶液涂覆在纤维上,并时时称量溶剂挥发后其质量的变化,直至达到所需纤维含量。最后将其平行铺放于模具中以上述工艺制备复合材料。

1.3 性能测试与表征

将制备的复合材料样板裁剪为100mm×10mm,100mm×12.5mm,20mm×6mm样条,在CMT4204型微机控制电子万能试验机上分别按照GB/T3354—1999,GB/T3356—1999,JC/773—1996进行拉伸强度、弯曲强度和层间剪切强度测试,在XJJ-5简支梁冲击试验机上按照GB/T1451—2005以120mm×7mm的尺寸进行无缺口冲击测试。按照GB1633—2000在XRW-300ML热变形温度测定仪上测试复合材料的维卡软化点,用Q800型DMTA研究动态力学与界面相的相互影响,采用S-4700扫描电镜观察复合材料的断面形貌。

2 结果与讨论

2.1 炭纤维含量对复合材料力学性能的影响

以共混法、薄膜层叠法、溶液浸渍法三种工艺制备了连续炭纤维增强ABS树脂基复合材料,各复合材料中炭纤维含量分别为30%,40%,50%,60%和70%。图1为炭纤维含量对三种不同工艺复合材料的拉伸强度的影响。随着炭纤维含量的增加,各复合材料拉伸强度逐渐提高,当炭纤维含量为60%时拉伸强度达到最高,之后呈下降趋势。制备工艺对复合材料拉伸强度影响很大,共混法制备的复合材料拉伸强度最高为609MPa,薄膜层叠法复合材料拉伸强度为991MPa,而溶液浸渍法复合材料拉伸强度达到1100MPa。

图2和图3分别为炭纤维含量对复合材料的弯曲强度和冲击强度的影响。弯曲强度和冲击强度随炭纤维含量的变化趋势与拉伸强度的变化基本相似,当炭纤维含量为60%时性能达到最高,其中共混法、薄膜层叠法、溶液浸渍法三种复合材料的最大弯曲强度分别为510,1269,1716MPa,最大冲击强度分别为106,140,158kJ/m2。不同工艺制备的复合材料力学性能相差较大,说明了其界面性能有明显差异。层间剪切强度是表征复合材料界面性能的常用指标之一,通过对比三种工艺制备的复合材料层间剪切强度(图4)可以进一步考察复合材料的界面性能。三种工艺的复合材料层剪强度同样随炭纤维含量的增加而提高,在炭纤维为60%时达到最高,共混法、薄膜层叠法、溶液浸渍法制备的复合材料最大层剪强度分别为41,60,71MPa。薄膜层叠法、溶液浸渍法的复合材料弯曲强度和层剪强度已经与炭纤维增强环氧树脂基复合材料的层剪强度相当[8,9,10],同时冲击强度均高于炭纤维增强环氧树脂基复合材料。

2.2 复合材料界面相对动态黏弹性的影响

动态力学热分析(DMTA)反映了在强迫振动下,复合材料的E′和E ″随温度的变化情况。因此,一方面可以通过DMTA测定材料的玻璃化转变温度,另一方面,可以表征材料中界面相的黏合性。在复合材料的界面相研究过程中发现:如果界面相黏合不良,当复合材料承受连续的周期性负荷时,在纤维与树脂界面上有能量耗散。同时,还可以将材料在一个周期负荷的总耗散,划分为两部分,一部分与纤维本身的弹性性质有关,另一部分是由于纤维与树脂界面上黏合不完善造成。

在炭纤维改性ABS中,由于炭纤维本身是弹性材料,弹性材料本身能够储存能量而无耗散;而聚合物是黏弹性材料,兼有弹性固体和黏性流体的某些特性,当聚合物材料形变时,一部分能量以位能的形式贮存,另一部分能量以热的形式被耗散。因此,炭纤维改性ABS的内耗,主要是由于界面的不完善和基体树脂的能量耗散。因此,通过DMTA测试复合材料的损耗角正切tanδ,可以直接表征其界面性能的优劣。DMTA是研究复合材料界面相的主要方法。

本实验采用三种制备工艺,纤维含量均在60%左右,对比研究其动态力学特征,如图5所示。

由图5可以看出,溶液浸渍法制备的复合材料损耗角正切tanδ峰仅为共混法的40%和薄膜层叠法的75%。这说明溶液浸渍法制备的复合材料界面相最好。因为当材料受到周期性负荷时,较好的界面相可以及时地将应力传递给炭纤维,增加了以位能形式存储的能量,减少了以热的形式耗散掉的能量,表现为tanδ峰的降低。同时由图5还可以看出,复合材料的Tg分别为117.7,123.8,129.0℃。这说明浸润性的提高可以提高复合材料的Tg,即提高了材料的耐热性,这与维卡测试得出的结论一致。因为浸润性的提高,使得炭纤维与基体树脂结合更为紧密,当基体树脂由冻结状态向自由运动状态转变时,炭纤维更好地束缚了树脂的分子运动,宏观上表现为Tg的提高。

2.3 复合材料微观形貌

通过SEM对复合材料的微观形貌进行观察可以进一步发现不同制备工艺对复合材料界面性能的影响。

图6、图7与图8分别是共混法、薄膜层叠法、溶液浸渍法制备的复合材料截面SEM照片。共混法复合材料的炭纤维束丝内几乎没有树脂黏附,仅在炭纤维束外层有部分树脂;薄膜层叠法的复合材料炭纤维束表层内树脂浸润较为均匀,但劈裂面的树脂容易剥离,炭纤维单丝之间的树脂含量不均匀;溶液浸渍法的复合材料炭纤维单丝之间完全被树脂充满,剥离面的炭纤维单丝上树脂黏附比较牢固,形成了树脂分布较为均匀的复合材料。

不同工艺制备的复合材料力学性能差异较大的主要原因在于树脂对纤维的浸润性不同。制备高性能热塑性树脂基复合材料的关键在于提高树脂的浸润性。由于热塑性树脂的熔体黏度极高,流动性和浸润性很差,很难浸润到纤维束丝的缝隙中,导致复合材料的界面性能较差。通过共混法制备复合材料时树脂颗粒杂乱分布在纤维束之间,树脂熔融时部分纤维束之间以及纤维束内可能会浸润不充分,树脂基体不是均匀连续分布,导致力学性能较差;采用薄膜层叠法时,单层纤维束平行排列,与ABS树脂薄膜相互层叠,熔融的树脂很容易浸润到炭纤维束丝之间,但纤维束内仍可能浸润不充分,复合材料力学性能较共混法有较大提高,表明其浸润性已有较大改善;在溶液浸渍法中,ABS树脂溶解于溶剂后黏度较低,很容易浸润到纤维束内部,每根炭纤维单丝之间都有树脂存在,树脂与纤维形成良好的界面结合,使复合材料力学性能大幅度提高,其综合力学性能较共混法复合材料提高了80%左右。但是,溶液浸渍法复合材料的最大拉伸强度为1100MPa,与理论值(约1800MPa)仍有较大差距,可能是由于在模压成型过程中压力过大导致部分纤维断裂,以及ABS树脂与炭纤维粘接性差导致界面滑移等因素有关。

2.4 制备工艺对复合材料热性能的影响

复合材料界面性能的差异不仅表现在力学性能差异较大,而且对材料热性能也有影响。图9是三种复合材料的维卡热变形温度(Heat Deflection Temperature,HDT)随炭纤维含量的变化。随着炭纤维含量的增加,热变形温度逐渐上升,符合填料对热塑性树脂HDT影响的一般规律。但是不同制备工艺的复合材料在相同纤维含量时HDT有所不同,共混法复合材料的HDT比另外两种复合材料低2～4℃,薄膜层叠法和溶液浸渍法复合材料的HDT在纤维含量为30%～50%之间时非常接近,炭纤维含量继续增加时薄膜层叠法复合材料的HDT上升幅度变小,低于溶液浸渍法复合材料约2℃。

复合材料的耐热性主要取决于树脂基体的耐热性,界面性能会对耐热性产生一定影响。维卡软化温度是材料在一定压力下产生变形的温度,反映材料在受热条件下物理性能的指标之一。当复合材料界面性能较差及树脂分布不均匀时,外界温度接近树脂变形温度后树脂富集区首先产生变形,而界面结合良好的复合材料会首先将局部变形应力传导到应力点周围,相应地提高了热变形温度。

3 结论

(1)以连续炭纤维与ABS树脂采用共混法、薄膜层叠法、溶液浸渍法制备了热塑性树脂基复合材料,制备工艺对复合材料界面性能有较大影响。共混法复合材料的树脂浸润性较差,损耗模量远大于另外两种方法,这导致了复合材料力学性能及热性能较低,薄膜层叠法和溶液浸渍法复合材料的界面性能较好,尤其是溶液浸渍法复合材料的树脂浸润性良好。

(2)薄膜层叠法和溶液浸渍法复合材料最大层间剪切强度分别达到60MPa和71MPa,较常规共混法复合材料性能有显著提高,热变形温度较共混法复合材料提高2～4℃。薄膜层叠法和溶液浸渍法可以用来制备高性能连续纤维增强热塑性树脂基复合材料。

摘要：选用国产的连续炭纤维长丝与ABS树脂分别采用常规共混法、薄膜层叠法、溶液浸渍法三种工艺制备了连续炭纤维增强ABS热塑性树脂复合材料。通过对复合材料的力学性能、热性能、动态黏弹性及微观形貌的研究,分析了ABS热塑性树脂基复合材料的制备工艺对界面性能的影响。结果表明:不同制备工艺中复合材料随炭纤维含量的增加其各项力学性能都不断提高,当炭纤维含量为60%(质量分数)时力学性能达到最高,但不同制备工艺导致复合材料界面性能差异较大,影响其力学性能的增幅。溶液浸渍法制备的复合材料树脂对炭纤维的浸润性良好,其最大拉伸强度和层间剪切强度分别达到1100MPa和71MPa,较常规共混法复合材料性能提高约80%;其损耗角正切仅为常规共混法复合材料的40%;界面性能提高使复合材料的耐热性能提高。

关键词：连续炭纤维,ABS,复合材料,界面,浸渍

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炭纤维增强复合材料 篇5

本文着重研究了水镁石短纤维增强HDPE/EPDM复合材料的力学性能、介电性能以及水镁石短纤维的阻燃效果,对水镁石短纤维和粒状无卤阻燃剂填充HDPE/EPDM复合体系的`拉伸性能、介电性能和阻燃效果进行了对比研究.并采用动态力学谱、SEM等方法对该体系的微观结构进行了分析,结果表明,水镁石短纤维对复合体系除具阻燃作用外,还具有显箸的增强作用.

作 者：张显友 吕明福 盛守国 赵志海 张志谦 Zhang Xianyou L?Mingfu Sheng Shouguo Zhao Zhihai Zhang Zhiqian 作者单位：张显友,盛守国,赵志海,Zhang Xianyou,Sheng Shouguo,Zhao Zhihai(哈尔滨理工大学材料科学与工程学院,哈尔滨,150040)

吕明福,L?Mingfu(北京化工研究院)

张志谦,Zhang Zhiqian(哈尔滨工业大学,哈尔滨,150001)

炭纤维增强复合材料 篇6

关键词：CCF300,复合材料,失效模式,宏观形貌

炭纤维是一种高性能的纤维材料[1],炭纤维增强复合材料以高比强、高比模、耐热性高、耐辐射、耐磨以及性能可设计等许多优点在航空、航天、兵器、舰船和汽车等领域得到了较广泛的应用[2,3,4,5,6,7,8]。但是目前,全球炭纤维生产被国外少数几个企业高度垄断。在技术和产品出口方面分别采取严密封锁和严格限制的措施。国内航空航天领域所用的炭纤维,除极少量烧蚀所用炭纤维是国产的以外,耗量大的结构用炭纤维全部依赖进口[9]。为解决各个方面长期受制于人的现状,必须研制自己的高性能炭纤维。而本工作正是针对某国产炭纤维复合材料展开研究,对其复合材料层合板与T300炭纤维复合材料层合板同时进行短梁剪切实验,通过各种环境条件下的性能数据比较,以及失效模式、损伤机理的对比分析,研究国产炭纤维复合材料存在的不足,为国产炭纤维性能的进一步改进提供有价值的指导。

炭纤维复合材料层合板在剪切载荷下的失效模式研究已很多,卢天健[10]等研究了环氧复合材料基体对层间剪切强度的影响。吴人洁[11,12]等研究了基体、界面对单向层合板面内剪切强度的影响。上述研究基本认为界面强度的高低是决定剪切强度大小的最主要因素。但是,以往的研究往往针对的都是某一种纤维与某一种树脂基体,缺乏对比分析。所以本工作以多种纤维多种树脂基体复合材料的剪切实验为基础,结合多种环境条件下的宏观断口与微观形貌对比分析,对炭纤维、上浆剂以及界面性能进行了较为全面的剖析。从而找出制约国产炭纤维复合材料剪切性能的因素,为其进一步改进提供了理论依据。

1 实验

1.1 原材料

炭纤维为CCF300和T300炭纤维;两种上浆剂(分别表示为A,B);树脂为QY8911。

1.2 实验仪器

湿热老化环境箱:SH050A型,用于产生湿热环境;疲劳试验机:INSTRON 1332,试件的力学性能测试;扫描电镜:JSM-35CF型,用于试件断口的微观观察;应变计:常温应变计BA120-2AA(11)和高温应变计BA120-2AA 150,用于实验过程中的应变测量。

1.3 试样制备

将炭纤维制成预成型体,用热压罐在185℃下固化2h,200℃下加热3h后处理得到炭纤维体积分数为60%的复合材料板。制备得到三种复合材料:CCF300/QY8911(A上浆剂)、CCF300/QY8911(B上浆剂)、T300/QY8911(上浆剂未知);分别进行层间剪切实验,铺层顺序为[0]25,尺寸为18mm×6mm×3mm。

1.4 实验环境要求

分别在四个环境条件下进行实验:室温干态条件:温度(23±3)℃,湿度(50±5)%RH;室温湿态条件:温度(23±3)℃,实验件在(82±2)℃水里浸泡168h;高温干态条件:温度(130±3)℃;高温湿态条件:温度(130±3)℃,实验件在(82±2)℃水里浸泡168h。

1.5 力学性能的测定

按照ASTM D2344聚合物基复合材料及其层合板短梁剪切强度标准实验方法进行,并观察测定后的试样破坏模式。

1.6 观察试样断口形貌

将上述剪切实验后的试件断口切下,喷金处理后,通过JSM35CF型扫描电子显微镜观察断口形貌。

2 结果与讨论

2.1 复合材料剪切性能对比分析

图1是国产炭纤维CCF300/QY8911(A上浆剂)、CCF300/QY8911(B上浆剂)与T300/QY8911三种复合材料在常温干态、常温湿态、高温干态及高温湿态四种环境条件下的层间剪切强度比值。从性能数据来看,常温干态条件下,各复合材料的剪切强度均值差别不大,国产炭纤维复合材料的层间剪切性能与T300复合材料相当。在常温湿态条件下,国产炭纤维复合材料的层间剪切强度与T300复合材料的比值没有发生较大的改变,表明各复合材料受湿度的影响相同。但是,在高温干态条件下可以看到,国产炭纤维复合材料与T300炭纤维复合材料相比,层间剪切强度差距明显加大。由于层间强度一部分依赖于基体的剪切强度,另一部分依赖于界面的抗剪切能力,如果在基体性能相同的情况下,表明国产炭纤维复合材料的界面抗剪切能力受到高温的影响较为严重。同时,还可以看到,在高温湿态条件下,国产炭纤维复合材料两种上浆剂呈现不同的变化趋势,A上浆剂复合材料与T300复合材料剪切性能的比值下降到80%以下,而B上浆剂的复合材料仍然保持了较高的比值。表明A上浆剂的国产炭纤维复合材料的界面抗剪切能力受高温高湿的双重作用下降较为严重,需对其性能进行改进。

2.2 常温干态条件下复合材料失效模式对比分析

由于层间剪切强度反映了不同铺层间的抗剪能力,它不仅与基体的剪切强度有关,而且在较大程度上受纤维与基体之间界面的剪切强度影响。短梁剪切实验的宏观失效模式主要有三种:(1)单层或多层的剪切破坏。在较为理想的剪切状态下只发生中间层的剪切破坏,而多数情况下为多个层的剪切破坏(图2);(2)加载点应力集中压缩屈曲破坏或加载点对侧由于拉伸应力达到拉伸强度出现拉伸断裂;(3)非弹性变形。但是第二种与第三种在短梁剪切实验中都是不可接受的失效模式。从微观来看,若复合材料界面强度较高,基体强度较低,则层间剪切破坏面断面的主要特征是基体本身的内聚破坏,树脂呈典型的“锯齿”状,齿面朝同一方向倾斜,树脂块站立方向与纤维轴向垂直,同时横断面断口整齐,纤维拔出较短,且上面粘附较多的树脂;若基体强度较高,而界面强度较低时,层间剪切破坏面断面的主要特征则是纤维和基体间的界面脱粘,分层表面看不到齿状树脂块,但可以看到大量的裸露纤维和不规则的树脂残块,同时横断面参差不齐,有较多的纤维拔出,留下较多的孔洞,且拔出纤维较长,表面光滑。可见,在一定程度上正是由于基体强度和界面的结合状态决定了复合材料的破坏形式。

图3是常温干态条件下各复合材料横断面的SEM照片。图3(a)为CCF300/QY8911(A上浆剂)复合材料的断面,可以看到其断口不齐,因纤维拔出而留下的孔洞较多,且纤维拔出长度较长,表面光滑,表明该复合材料界面黏结强度不高。图3(b)中的CCF300/QY8911(B上浆剂)复合材料的断口也较为混乱,可以看到大量拔出的光滑纤维以及因纤维拔出而留下的孔洞,表明该复合材料的界面黏结强度也不高。图3(c)为T300/QY8911复合材料的横断面照片,可以看到,断口较为平整,且拔出纤维较短,与前面两种复合材料差别较大,表明其具有较高的界面性能。因此,通过比较可知,在常温干态条件下,国产炭纤维复合材料的失效模式与T300复合材料不同。

(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911

(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911

2.3 湿态条件下复合材料失效模式对比分析

湿态环境下炭纤维复合材料微观结构可诱发变形、内应力、损伤、开裂等而使层间剪切强度降低,水从纤维与树脂的界面以及层间向内扩散,从而引起树脂的溶胀,但是纤维则部分约束了溶胀。所以,这会导致内应力的产生,而且水分会使基体柔化,从而对层间剪切强度产生较大影响。同样,由于纤维与基体热膨胀系数的差异,在高温条件下必然会在界面产生内应力,进而影响层间剪切强度。因此,如果是在高温和高湿的双重作用下,复合材料的界面将受到更为严重的影响,进而使得层间剪切强度更加依赖于界面的性能。试件的横向剖面也能较为准确地反映复合材料界面黏结强度信息。文献[12]中描述了界面黏结强度的不同对于复合材料损伤过程的影响。通常情况下损伤的起始方式有两种:一种为基体开裂,另一种为界面脱粘。而主要发生哪种损伤起始,主要取决于界面的黏结强度与基体开裂强度的相对大小。

当界面黏结强度大于基体开裂强度时,则损伤的起始方式为基体开裂,如图4所示。图中τ表示切应力,σc,max表示最大压缩应力,σt,max表示最大拉伸应力,在纯剪切条件下,基体承受的主应力方向与纤维轴向成45°夹角,因此基体裂纹的开裂角度也为45°。图5为观察到的某复合材料中实际的基体裂纹开裂角度及裂纹形貌,可知与理论分析较为符合。同时,随着载荷的增加,基体裂纹也逐渐增加,最后各个裂纹之间相互连通,进而造成试件的最终破坏。但是在这个过程中,随着界面黏结强度的相对强弱不同,裂纹的连通方式也有所不同(图6)。当界面黏结强度相对较低时,裂纹会沿着界面扩展,进而将各个基体裂纹连通,此时在横向剖面观察到的将是呈凸状的剪切破坏基体,其底部与纤维垂直,而头部呈现弯曲的塑性变形(图6(b));而当界面黏结强度相对较高时,在基体裂纹之间产生新的裂纹,以非自相似的形式将各个基体裂纹连通,进而产生“齿”状基体,齿面朝同一方向倾斜,树脂块站立方向与纤维轴向垂直,而且越细的“齿”状基体表明纤维与基体的黏结强度越高(图6(a))。

上述为界面黏结强度大于基体开裂强度时的损伤起始及裂纹扩展方式。而当黏结强度小于基体开裂强度时,则损伤的起始方式通常为界面脱粘。此时裂纹沿界面扩展,将纤维与基体剥离,则可以观察到较多的光滑纤维,而基体受三向应力剪切变形,出现较多的碎脂。但是大多数情况下,某种复合材料的层间剪切破坏并非单纯的上述某一种形式,而通常为上述两种损伤形式的组合,只是可以通过观察哪一种形式占主导来判断该复合材料的界面黏结状态。

(a)齿状裂纹;(b)凹凸状裂纹(a)dentiform mode of crack connecting;(b)concavo-convex mode of crack connecting

图7是国产炭纤维CCF300/ QY8911(A上浆剂)、CCF300/ QY8911(B上浆剂)与T300/QY8911三种复合材料常温湿态条件下断口的SEM照片。从图7(a)中可以看到,纤维与基体界面受侵蚀较为严重,纤维与基体剥离非常明显,因此其损伤的特征为纤维与基体脱粘,同时可以观察到纤维与基体剥离后,表面光滑,黏结的树脂较少,基体剪切破坏呈现塑性变形,但没有明显“锯齿”状。因此可以判断,该复合材料的界面黏结强度较低,低于基体的开裂强度,主要的损伤形式为界面脱粘。图7(b)中,CCF300/QY8911(B上浆剂)复合材料界面受侵蚀的状态也较为明显,可以看到大量的碎基,虽然没有观察到单根的纤维完全从基体中剥离出来,但是界面脱粘破坏的特征也较为明显,因此表明该复合材料也具有较低的界面性能,其损伤形式也主要为界面脱粘。图7(c)为T300/QY8911复合材料,可以看到,其破坏剖面较为整齐,纤维与基体界面受侵蚀程度较轻,仍然保持了较好的黏结状态。同时,整个基体呈现密集的“锯齿”状,这与前面的理论分析较为吻合。表明该复合材料具有较好的界面性能,其界面黏结强度大于基体的开裂强度,其破坏特征主要为基体的剪切破坏。

(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911

(a)CCF300/QY8911-A;(b)CCF300/QY8911-B;(c)T300/QY8911

通过三种复合材料常温湿态条件下的横向剖面SEM照片可以看出,CCF300/QY8911(A,B上浆剂)两种复合材料具有较弱的界面性能,黏结强度低于基体的开裂强度;T300/QY8911复合材料则具有较好的界面性能,黏结强度高于基体的开裂强度。因此,建议CCF300/QY8911(A,B上浆剂)两种复合材料改善其常温湿态条件下的界面性能。

3 结论

(1)从性能数据上来看,国产炭纤维复合材料的剪切性能基本与T300复合材料接近,但是在高温高湿条件下的剪切性能有一定差距。

(2)对复合材料剪切失效模式与损伤机理影响较大的因素为纤维与基体的界面性能,界面强度与基体强度的相对高低直接决定了裂纹的扩展方式。

(3)A,B两种上浆剂对于复合材料失效模式的影响较小,但A上浆剂抗高温高湿性能比B上浆剂稍差。

(4)国产炭纤维复合材料要得到更为广泛的应用,还需改善其界面性能,特别是高温高湿条件下的界面性能。

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炭纤维增强复合材料 篇7

1 实验材料与参数

炭纤维织物复合材料为T700炭纤维增强环氧树脂,由江苏恒神纤维材料股份有限公司提供,形状为六面体,尺寸为20mm×10mm×8mm,纤维取向呈现不同的排布形式,即纤维垂直且平行于摩擦面(N取向)以及编织状纤维平行于摩擦面(P取向)。

对磨幅选用工业用轴承用钢球GCr15,直径=40mm,表面粗糙度Ra=0.04μm。实验前,先对复合材料样品进行打磨抛光,然后用水和丙酮混合液清洗表面,并置于真空烘箱40℃下烘干48h。采用复合材料固定不动、GCr15钢球按一定角度做往复旋转运动的球/平面接触方式对炭纤维织物复合材料进行研究,其纤维取向示意图如图1所示。

图1纤维取向示意图(a)纤维平行且垂直于摩擦表面(N);(b)编织纤维平行于摩擦表面(P)Fig.1 The schematic diagrams of fibers orientation(a)fibers both parallel and vertical to the surface(N);(b)weave fibers parallel to the surface(P)

实验参数:角位移幅值θ=0.25,5°和25°,法向载荷Fn= 200N,环境为室温(23±3)℃,干态。扭动微动磨损实验后,通过光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)进行磨斑形貌观察;通过电子能谱(EDS)来分析磨斑微区的化学成分。

2 结果与讨论

大量扭动微动磨损的研究表明,其动力学行为须借助于摩擦扭矩T-角位移幅值θ曲线来分析[16]。图2为θ=0.25、Fn=200N时部分滑移区T-θ 动力学曲线图。可以看出,不管是N取向还是P取向,炭纤维织物复合材料动力学曲线均随循环周次增加呈线性关系,且摩擦扭矩增长幅度不大,说明此时接触表面的扭转变形由弹性变形来协调。其摩擦表面中心黏着,边缘产生微滑而出现轻微的磨损(图3)。表明接触表面的微动均处于部分滑移状态,即微动运行于部分滑移区。

图4为法向载荷不变、θ=5°时,混合区的T-θ 动力学曲线图。可以看出,曲线形状发生了明显改变,从初始循环到1000 次循环曲线均呈平行四边形状;前100次循环(图5(a)),摩擦扭矩变化不大,随循环周次增加摩擦扭矩逐渐增大,到700次循环后摩擦扭矩达到稳定状态。说明在扭动微动过程中,随循环周次增加,微动表面间扭动变形变得更加困难;摩擦耗散能均呈现逐渐增大的趋势(图5(b))。从θ=0.25°到θ=5°,摩擦耗散能增长幅度不大。当在滑移区时,摩擦耗散能增长较快,是因为在扭动微动过程中耗散了较多能量的缘故。

图6给出了随循环周次的增加磨痕的形貌演变图。可见,不管是N取向(图6(a-1),(b-1),(c-1))还是P取向(图6(a-2),(c-2),(c-2)),随着循环周次的增加,磨痕均呈现黏着区逐渐减小的规律,其中P取向黏着区几乎消失,说明P取向更有利于界面的相对滑动,微动更容易进入完全滑移状态;根据扭动微动运行区域特性,结合T-θ 曲线和磨痕形貌的演变,可以判断此时微动处于混合区。

图7为法向载荷不变、θ=25°时滑移区的T-θ 动力学曲线图。可知,在整个循环周期内曲线形状呈现平行四边形状,其摩擦扭矩值变化规律与θ=5°时类似,均随循环周次的增加而增大。然而对于P取向,炭纤维织物复合材料在800次循环时扭矩值开始减小,到1000循环周次时达到稳定,这可能是纤维与复合材料基体破裂致使转矩值出现了波动(图5(a)),说明纤维取向对损伤的抵抗作用存在差异。总之,扭动微动在两个纤维取向排布中均运行于完全滑移状态。

图2部分滑移区T-θ动力学曲线(θ=0.25°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle Fig.2 T-θkinetics curves at partial slip regime region(θ=0.25°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle

图3部分滑移区微观形貌光镜图(Fn=200N,θ=2°,N=103cycle)(a)N取向;(b)P取向Fig.3 The OM micrographs of partial slip regime region(Fn=200N,θ=2°,N=103cycle)(a)N-orientation;(b)P-orientation

在相同循环周次与角位移幅值下(图2和图4),N取向的接触刚度均小于P取向,这可能是因为摩擦表面在扭动微动过程中主要承受扭转应力与剪切应力。在N取向发生扭动微动时,因大量炭纤维垂直于扭动微动表面(纵向力学性能优异),能承受较大的扭动与弯曲变形而不折断(纤维受聚合物基体保护),使摩擦表面弹性变形大以协调微动相对运动。而在P取向时,纤维取向均平行与摩擦表面,当发生扭动微动时,因为纤维与基体的结合面成为薄弱环节,使得纤维更容易产生磨损而破坏,图8滑移区的结果(θ=25°)证实了这一点。整个循环周期内,可以观察到在T-θ 曲线滑移部分出现一定的波动,这可能与炭纤维发生破碎与断裂而产生的摩擦振动有关。

从图3形貌中可看出,在部分滑移区,不管是N取向还是P取向,微滑仅发生在接触边缘,且损伤极轻微。在混合区(图6),N取向和P取向的微动损伤区宽度随循环周次逐渐增大,损伤明显强于部分滑移区。而在滑移区(图8),两取向的接触区全部发生了较为严重的磨损,且形成了大量磨屑。但与金属材料对比来看[16],炭纤维织物复合材料具有较好的抗扭动微动磨损性能。

通过比较P取向和N取向对微动摩擦性能的影响,可以发现,在混合区随着循环周次的增加,微动磨损区半径逐渐增大,且P取向显著大于N取向(图9微动损伤区半径Rd=a-b,a和b分别为圆形磨损区域的外边缘与内边缘的半径),这可能是因P取向纤维排布方向的纤维取向均平行于摩擦面,发生扭转时,扭转力主要施加在横向纤维上,纤维容易被拨出和断裂(图10(a)),而且层间易滑移,致使磨损区域较大。而在N取向,因纤维被基体包裹,损伤明显降低,显著减少了磨损。在微动磨痕边缘观察到黑色磨屑(图6(c-1)),EDX分析表明,除C元素外还含大量铁元素以及O元素,这主要是对磨副GCr15 球形成了磨屑并发生氧化所致。 从磨痕形貌可以看出,磨粒磨损是磨损的主要机制。图10为混合区N纤维取向与P纤维取向的SEM形貌图。可知,炭纤维织物复合材料的扭动微动磨损机制为磨粒磨损和氧化磨损。

图4混合区T-θ动力学曲线(θ=5°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle Fig.4 T-θkinetics curves at mixed regime region(θ=5°,Fn=200N)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle

图5扭动微动摩擦扭矩(a)和摩擦耗散能曲线(b)(Fn=200N,N=103cycle)Fig.5 Friction torque of torsional fretting(a)and friction dissipated energy curves(b)(Fn=200N,N=103cycle)

图6混合区N取向(1)和P取向(2)纤维微观形貌随循环周次演变图(Fn=200N,θ=5°)(a)100cycle;(b)500cycle;(c)1000cycle Fig.6 The evolution micrographs for N-orientation(1)and P-orientation(2)fibers at mixed regime region with increasing cycles(Fn=200N,θ=5°)(a)100cycle;(b)500cycle;(c)1000cycle

图7滑移区T-θ动力学曲线(Fn=200N,θ=25°)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle Fig.7 T-θkinetics curves at slip regime region(Fn=200N,θ=25°)(a)1cycle;(b)10cycle;(c)100cycle;(d)1000cycle

图8滑移区不同取向纤维微观形貌光镜图(Fn=200N,θ=25°,N=103cycle)(a)N取向;(b)P取向Fig.8 The OM micrographs of differen orientation fibers at slip regime region(Fn=200N,θ=25°,N=103cycle)(a)N-orientation;(b)P-orientation

图9混合区不同循环周次下Rd柱状图(Fn=200N,θ=5°)Fig.9 The bar graph of damage circle radius with different number of cycles at mixed regime region(Fn=200N,θ=5°)

3 结论

(1)炭纤维织物复合材料与金属材料一样,同样存在3个微动运行区域,即部分滑移区、混合区以及滑移区。

图10混合区不同取向纤维扫描电镜微观形貌图(Fn=200N,θ=5°)(a)P取向;(b)N取向Fig.10 SEM micrographs of different orientation fibers at mixed regime region(Fn=200N,θ=5°)(a)P-orientation;(b)N-orientation

(2)炭纤维织物复合材料的扭动微动磨损较轻微,有较好的抗扭动微动性能,其磨损机制主要为磨粒磨损和氧化磨损。

炭纤维增强复合材料 篇8

结构性炭纤维复合材料国家工程实验室由中航工业航材院、制造所、哈飞、西飞、沈飞、成飞及威海扩展有限公司、北京航空航天大学、南京航空航天大学、中国航天科技集团航天特种材料与工艺研究所和中国航天科技集团公司第四研究院43所十一家科研院所、高等院校和企业组建而成。

实验室揭版仪式于2010年5月28日在中航工业航材院举行。结构性炭纤维复合材料国家工程实验室是应用研究成果向工程技术转化的有效渠道, 是产业化自主创新的重要源头和提升企业创新能力的支撑平台。实验室的建立对于复合材料产业的形成和发展具有非常重要的意义。

炭纤维增强复合材料 篇9

关键词：自然老化,复合材料,环氧树脂,力学性能

炭纤维复合材料以其高比强度与比模量、优异的抗疲劳性能、耐腐蚀性能与可设计性强等特点已广泛应用于航空航天等高科技领域[1]。尽管复合材料具有很好的耐腐蚀性能,但聚合物基复合材料在自然环境下使用,受到热、氧、光、微生物、力、化学介质甚至电等环境因素的综合作用,这些环境因子通过不同机制作用于复合材料,导致其性能下降、状态改变、直至损坏变质,出现发硬、变黏、变脆、变色和失去光泽等特性,这些变化和现象称为自然环境老化[2]。

为验证复合材料的耐久性,复合材料的耐老化性能引起了学术界的关注,近几十年来,科研工作者做了大量的研究工作,特别是复合材料人工加速老化的研究,主要包括湿热老化[3,4,5]、化学侵蚀老化、紫外线加速老化等,相对而言,自然老化的研究进行的较少。针对南海地域的自然环境,将航空工业中大量应用的T700/5288炭纤维增强环氧树脂复合材料放置于位于海南省万宁市兵器工业自然环境试验中心,经过自然老化3年后,研究其力学性能与热性能,以此了解热带海洋性气候对复合材料性能的影响。

1 实验

1.1 实验材料

(1)单向炭纤维增强环氧树脂T700/5288复合材料层合板,厚度1.85～1.88mm,由北京航空材料研究院提供。

(2)准各向同性铺层[45/0/-45/90]2s的炭纤维增强环氧树脂T700/5288复合材料层合板,厚度为1.85～1.88mm,由北京航空材料研究院提供。

1.2 实验方法

(1)暴晒场地

暴晒场地为海南省万宁市。

(2)微观形貌与元素分析

老化试样表层微观形貌采用S4800N型扫描电子显微镜(SEM)观察。通过扫描电镜附带的能量散射X射线谱(EDX)进行复合材料表面与内部的元素半定量分析。

(3)复合材料力学性能的测试

试样拉伸试验采用宏达2402试验机进行测试;试样压缩试验、弯曲试验、层间剪切试验采用宏达9102试验机进行测试。复合材料纵向拉伸强度与模量按GB/T 3354—1999方法测试;复合材料纵向压缩强度与模量按GB/T 3856—2005方法测试;复合材料横向压缩强度与模量按GB/T 3856—2005方法测试;复合材料层间剪切强度按GB/T 3357—82方法测试;复合材料弯曲强度与模量按GB/T 3356—1999方法测试。

(4)动态热机械分析(DMTA)

采用DMA Q800型动态机械仪测试分析复合材料老化试样的动态力学性能,测定改性树脂的力学损耗因子(tanδ),取tanδ曲线峰值位置所对应的温度为玻璃化转变温度Tg。测试条件:拉伸模式,频率1Hz,温度范围RT～300℃,升温速率5℃/min,空气气氛。

2 结果与讨论

2.1 微观形貌分析

两块T700/5288经过自然老化3年后,原本光滑平整的平面,均有表层纤维外露现象,可以观察到表层纤维起毛并散乱的现象。通过切割试样可以明显发现,表层边缘出现严重起毛现象。

图1为老化试样的扫描电镜照片,图1(a),(c)为老化试样表层的形貌,显示老化试样表层的树脂几乎完全降解,裸露出的纤维表层只附带很少的树脂颗粒,纤维与纤维之间有大量空隙无树脂填充,并有部分纤维完全脱离层合板表面出现纤维紊乱现象。将表层纤维去除,通过图1(b),(d)观察内部微观结构可知内部纤维间完全浸润树脂,纤维与纤维之间树脂无空隙。

(a)单向层合板表层;(b)单向层合板内部; (c)[45/0/-45/90]2s铺层层合板表层;(d)[45/0/-45/90]2s铺层层合板内部

(a)the surface of 0°-orientated laminates; (b)the inner of 0°-orientated laminates;(c)the surface of [45/0/-45/90]2s laminates;(d)the inner of [45/0/-45/90]2s laminates

2.2 老化试样元素分析

通过扫描电镜附带的X射线电子能谱(EDX)进行复合材料表面与内部的元素半定量分析,得到结果如表1所示。

纤维主要成分为碳元素,树脂可分析的主要成分为碳元素、氧元素与少量硫元素。由此可以通过氧元素的丰度来表征复合材料表层纤维的老化降解程度。通过数据对比来看,试样内部氧元素含量更高,也即树脂含量更高,并有少量硫元素存在,而试样表层氧元素丰度低,并且没有检测到硫元素,这是由于试样表层树脂降解更加严重,随着树脂老化降解的发生,氧元素与硫元素大量流失。在试样表层探测到了氯元素的存在,表征了表层含有少量NaCl,表明海南岛的热带海洋性气候对试样有盐介质的化学腐蚀作用。

通过老化试样表面微观结构的分析与元素分析可知,表面树脂发生了严重老化降解,其中影响最严重的为热氧老化与光氧老化过程。自然光中的可见光和红外线被复合材料表面吸收,在吸收部位变为热能使该处温度升高,促进氧化反应,会使复合材料基体发生热氧老化。热氧老化是高聚物在高温环境下与活性氧产生自由基而引发的自动催化过程。高分子链段会在氧的存在下发生断链生成自由基,活性自由基可能会组合生成小分子物质而流失。光氧老化是由于复合材料暴露在太阳光的情况下,基体会吸收紫外光而发生一系列复杂而有害的过程,这一过程为大气环境中的光氧老化。根据Einstein光化学当量法则(光化学第二法则),高分子老化行为主要取决于高分子材料吸收的单个光子能量与高分子材料的键能,当光子所具有的能量大于或等于高分子的键能时,会引发基体材料发生断链或使基体材料的分子电子轨道处在激发态,与大气中的活性氧发生反应,从而引发光氧化反应。

正是由于这两种老化机理的存在使老化试样表面树脂基体大量损失,出现表面纤维裸露,表面纤维起毛等现象,也由此影响了下面分析的力学性能与热性能等。

2.3 静态力学性能分析

表2为复合材料试样老化前后力学性能对比数据。通过数据可知,自然老化对复合材料的压缩性能影响最为严重,纵向拉伸性能与弯曲性能略有提高,而压缩性能下降。其中纵向压缩强度性能降低19%,横向压缩强度降低14%。

由于复合材料的老化主要破坏形式为树脂基体的降解老化,对纤维没有影响,因此表现出了纵向拉伸与弯曲性能的不变或略有提高,而压缩性能是由纤维与基体共同承担,从而造成树脂基体的老化对其力学性能的影响比较严重。

2.4 动态热机械分析

图2为测试自然老化3年后试样的DMTA谱图,通过谱图可知其玻璃化转变温度为180℃。未老化试样Tg为207℃,经过3年自然老化后,试样Tg降低27℃。这是由于复合材料在长期外置过程中,除发生物理老化过程外,还发生了化学降解过程。复合材料基体在太阳光紫外线作用下,发生了共价键破坏的现象,使聚合物内的惰性官能团生成了活性自由基,从而引发材料的光降解过程;紫外线还通过引发和促进氧对树脂的作用,引发复合材料的热氧老化过程。由于光降解与热氧老化的存在,使树脂的化学链发生断裂,交联密度降低,从而造成Tg下降。

3 结论

(1)通过试样的微观形貌分析,试样表面出现了裸露纤维,表层树脂含量低。

(2)老化试样的纵向压缩强度与横向压缩强度降低,其他表征力学性能基本不变。

(3)老化试样玻璃化转变温度降低。

(4)试样在海南地区放置3年后,树脂基体出现了老化现象,表层树脂甚至出现了化学降解,并因此造成了力学性能与热性能的下降。

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炭纤维增强复合材料 篇10

以T800为代表的高强中模型炭纤维是新一代复合材料的主选增强材料[5]。但其纤维单丝直径较小, 表面结晶结构完整使其表面惰性高[6], 导致表面性能与T300和T700级炭纤维相比相差较大, 与通用树脂浸润性较差, 界面结合性能较低, 在复合材料中难以发挥出其应有的性能[7]。此外, T800级炭纤维在我国目前尚处于起步阶段, 围绕其所开展的基础性研究工作也不充分, 因此研究国产T800级炭纤维特性, 对开发与之相适应的配套树脂体系, 提升国产T800级炭纤维复合材料的性能具有重要意义。

本工作采用扫描电镜 (SEM) 、原子力显微镜 (AFM) 、X射线光电子能谱 (XPS) 等手段观察分析了两种国产T800级炭纤维的表面物理、化学特性, 并通过单丝断裂实验研究了国产T800级炭纤维/环氧树脂复合材料在干态和湿热环境下的微观界面剪切强度, 探讨了国产T800级炭纤维表面特性与其复合材料界面性能之间的内在关联。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

本研究中使用炭纤维A (CF-A) 和B (CF-B) ;LY-1环氧树脂由沈阳东南化学研究所提供;甲基六氢苯酐由上海秉奇化工科技有限公司提供;丙酮 (化学纯级) 由青岛凯特化工有限公司提供。

1.2 实验方法及条件

去浆前后炭纤维的表面形貌观察[8], 采用ZEISS SUPRA 55VP型场发射扫描电镜, 加速电压为20kV。

去浆前后炭纤维的表面三维形貌图和表面粗糙度表征[9], 采用Veeco D3000型原子力显微镜微探针扫描, 轻敲模式, 悬臂的弹性常数为32N/m, 扫描面积为3μm×3μm。粗糙度采用Nano Scope软件分析。

去浆前后炭纤维表面的化学成分分析[10], 采用Thermo VG ESCALAB250型X射线光电子能谱仪, 官能团种类和所占比例采用XPS-peak软件分峰处理得到。

复合材料的微观界面剪切强度采用单丝断裂实验测试, 拉伸速率为2μm/s。实验过程中, 对偏光显微镜下的光弹花样进行视频成像, 并测量、统计单丝断裂长度[11], 基于Kelly-Tyson模型计算复合材料微观界面剪切强度[12]。

去浆炭纤维采用索氏萃取法以丙酮为溶剂抽提72h后干燥得到, 由此还可测得上浆炭纤维A和B的上浆量分别为1.19%和1.10%。T800级炭纤维/LY-1单丝复合材料体系试样湿热处理条件为71℃水浴浸泡500h达到饱和吸湿状态, 吸湿后的试样在71℃环境下烘72h至水分完全去除。

2 结果与讨论

2.1 炭纤维表面形貌

两种炭纤维去浆前后的表面形貌如图1所示。由图1 (a) , (b) 可见, 两种上浆国产T800级炭纤维表面存在沿纤维轴向分布的沟槽结构, 但沟槽较浅;由图1 (c) , (d) 可以发现, 两种去浆炭纤维表面沟槽较上浆炭纤维表面沟槽深度要深。这是由于在炭纤维上浆过程中, 表面张力的作用使上浆剂在炭纤维表面铺覆, 沟槽处填充的上浆剂多有利于表面能降低, 表面积减小, 从而表现为上浆炭纤维表面更加光滑[13]。

2.2 炭纤维表面粗糙度

两种炭纤维在原子力显微镜下表面形貌如图2所示。上浆炭纤维表面沿轴向分布沟槽较多, 表面局部区域上浆剂不均匀, 表现为一些“凸起”。而相对于上浆炭纤维, 去浆炭纤维表面则出现更深的沟槽, 呈“山脊”状, 粗糙度显著增加。

对去浆前后炭纤维表面不同区域的粗糙度进行统计, 得到两种炭纤维去浆前后的平均粗糙度, 见表1。可以发现, 两种上浆炭纤维A和B表面粗糙度相当, 而去浆后两种炭纤维表面粗糙度都有所增加, 其中去浆炭纤维A表面粗糙度增幅更大, 这与原子力显微镜下炭纤维A表面沟槽较宽较深的观察结果一致。这种沟槽在上浆过程中对上浆剂引流作用较强, 上浆后表面更加光滑[14]。

2.3 炭纤维表面化学特性

对炭纤维表面采用XPS全扫描, 得到两种炭纤维去浆前后表面元素成分及含量, 如表2所示。炭纤维表面元素主要为碳、氮、硅、氧等元素。炭纤维的表面活性可以用O/C比来表示, 含氧官能团不仅可以提高炭纤维的表面能, 还可与树脂反应形成化学键提高界面粘接强度, O/C值越高, 其表面活性越大, 化学键合力越强[15]。从表2可以发现, CF-A表面的O/C比高于CF-B, 其表面含氧活性官能团更多。

图3为两种炭纤维去浆前后XPS分峰图, 表3为两种炭纤维表面C1s峰拟合结果。由图3和表3可知, 两种炭纤维表面的活性官能团主要是以—C—OH或—C—OR、为主。相对于CF-B (—C—C—或—C—H—含量高达82.88%) , CF-A表面—C—C—或—C—H—含量仅为41.71%, 表明CF-A表面含氧官能团含量更高, 表面化学活性更强[16]。相对于上浆炭纤维, 去浆炭纤维表面含氧官能团含量降低, 表明活性减弱。

2.4 微观界面性能

采用单丝断裂实验测试单丝复合体系的微观界面剪切强度 (Interface Shear Strength, IFSS) , 两种炭纤维去浆前后单丝复合体系典型断点形貌如图4所示, 可以发现, 上浆炭纤维CF-A和CF-B单丝复合体系断点呈现明显的十字光弹花样, 应力冲断纤维呈脆性破坏, 为典型的强界面结合破坏模式。去浆后两种炭纤维复合体系断点十字光弹花样更加明显, 说明界面粘接强度更高。

表4为两种炭纤维CF-A和CF-B去浆前后的微观界面剪切强度, 去浆后两种炭纤维的界面剪切强度较上浆炭纤维明显提高。图5为两种炭纤维去浆前后IFSS的变化趋势与O/C比和表面粗糙度的关系。由图5可以发现, 去浆前后两种炭纤维界面剪切强度变化趋势与纤维表面粗糙度大小趋势一致, 与表面化学活性大小趋势并不一致, 这说明去浆后纤维表面粗糙度增加对界面剪切强度的贡献比化学键合作用更大。从图5还可以发现, 上浆炭纤维CF-A和CF-B, 表面粗糙度相当, 但CF-A表面活性显著高于CF-B, 其微观界面剪切强度只略高于CF-B体系。上述现象表明, 界面剪切强度由纤维表面化学活性和粗糙度共同作用, 表面粗糙度对界面强度的贡献不可忽视。

另外, 对两种炭纤维去浆前后的单丝复合体系分别经湿热处理至达到饱和吸湿以及饱和吸湿后烘干状态下的微观界面剪切性能进行了考察。图6~9分别为CF-A和CF-B去浆前后单丝复合体系经不同条件处理后在单丝断裂实验过程中呈现的光弹花样。通过单丝断裂实验计算得到的不同纤维单丝复合体系在饱和吸湿状态和饱和吸湿后烘干状态下的微观界面剪切强度如表5所示。

由图6~9可以发现, 在单丝断裂实验中, 无论是两种上浆T800级炭纤维, 还是去浆炭纤维, 在自然干态下其单丝复合体系都存在明显的十字光弹花样, 且断点数较多, 呈现出强界面结合现象;湿热处理后, 不同复合体系断点附近均出现了不同程度的界面脱粘和断点数量减少现象, 说明湿热处理对界面造成了一定程度的损伤, 导致界面结合强度降低;饱和吸湿烘干后, 不同复合体系断点数量较饱和吸湿状态下出现了不同程度的增加, 说明烘干后界面性能相对于吸湿状态下有所恢复。

从表5中可以发现, 相对于饱和吸湿状态, 饱和吸湿烘干后单丝复合体系在单丝断裂实验中平均断裂长度降低, 意味着断点数量增加 (这与前述光弹花样变化趋势吻合) , 界面剪切强度增大。说明湿热环境对界面的损伤分为可逆部分和不可逆部分。水分对于化学键合力的破坏不可逆, 除了化学键合力之外, 纤维与树脂间还有物理的机械啮合力, 其受基体溶胀影响, 水分造成的基体溶胀经烘干去除水分后可以恢复, 这部分为可逆部分。吸湿导致的化学键合力破坏在烘干后不可恢复, 但水分对机械啮合作用的削弱在烘干后可恢复, 导致部分界面性能恢复。

另外, 由表5还可以发现, 无论是炭纤维CF-A还是炭纤维CF-B, 在饱和吸湿状态下上浆和去浆炭纤维复合体系的微观界面强度基本相当, 说明化学键合作用对界面强度的贡献在湿热处理过程中被明显削弱, 湿热处理后界面性能主要由炭纤维表面沟槽与基体树脂的机械啮合作用贡献。

3 结论

(1) 相对于国产上浆T800级炭纤维, 去浆后炭纤维表面含氧活性官能团含量降低, 粗糙度增加, 与基体树脂的界面结合强度增大。

(2) 纤维/基体界面结合强度由纤维表面化学活性和粗糙度共同作用, 表面粗糙度对界面强度的贡献不可忽视, 尤其是在湿热环境下。