郭建君,孙晋良,任慕苏,白瑞成
(上海大学复合材料研究中心,上海200072)
摘要:选用两种耐高温多官能团环氧树脂TDE-85和AG-80为基体,T300碳纤维为增强体制备了复合材料单向板,纤维 体积含量均为60%。实验测得TDE-85树脂基体复合材料单向板的弯曲模量为74. 26GPa,弯曲强度为1061. 4MPa,层间剪切 强度(ILSS)为54. 05MPa;AG-80树脂基体复合材料单向板弯曲模量为55. 73GPa,弯曲强度为840. 52MPa,层间剪切强度( IL- SS)为44. 84MPa。前者的弯曲强度、弯曲模量与剪切强度也分别高出后者26. 3%、33. 2%与20. 5%。实验对弯曲试样断口微 观形貌的受压部分和受拉部分进行了SEM和高倍数码显微镜观察。结果显示,AG-80树脂基与碳纤维的界面结合情况较差, 纤维成束被拔出,纤维表面几乎没有树脂。TDE-85树脂基与碳纤维界面结合情况较好,纤维与树脂结合比较紧密,断面较为 平整,只有少量纤维拔出,表面粘附大量树脂。
关键词:复合材料;三点弯曲;微观形貌; SEM
1 前 言
由于先进树脂基复合材料具有一般材料所不可 比拟的优越力学性能和某些特殊功能,在航空航天 及其它行业颇受青睐[1, 2]。基体树脂是决定先进树 脂基复合材料性能优劣的关键因素[3, 4]。环氧树脂 (EP)作为开发最早、应用最广泛的复合材料树脂基 体,具有优良的加工性、粘结性,固化后具有较高的 强度和模量。
4, 5-环氧基环己烷1, 2-二甲酸二缩水甘油酯 (简称TDE-85)是一种三官能团环氧树脂,具有高机 械强度和耐温性能,分子量小,粘度低,工艺性好等 特点,是一种高性能环氧树脂[5]。N,N,N′,N′-四缩 水甘油基-4, 4′-二氨基二苯基甲烷(简称AG-80)是 一种四官能度环氧树脂,具有环氧当量高,交联密度 高,耐热性高的特点,而主要缺点之一是有一定的 脆性[6]。
复合材料的界面是极为重要的微结构,作为增 强材料与基体的连接桥梁和外加载荷从基体向增强 材料传递的纽带,界面的组成、性能、结合方式以及 界面结合强度对复合材料的力学性能和破坏行为有 重大影响[7, 8]。因此,微观形貌与力学性能之间的 相互联系,成为复合材料研究领域的一个重要问题。 本文选用多官能团的高性能环氧树脂制备碳纤 维增强单向板,并测定复合材料的弯曲性能。用 SEM扫描电镜和高倍数码显微镜等手段,对两种树 脂与碳纤维界面结合情况做了比较分析。
2 实验部分
2·1 实验原料及仪器
实验所用原材料为三官能团环氧树脂TDE-85, 天津合成树脂厂;四官能团环氧树脂AG-80,上海合 成树脂研究所;T300碳纤维,日本东丽公司;甲基纳 迪克酸酐,纯度99. 9%,意大利POLYNT公司;十二 烷基琥珀酸酐,新日本化工公司; 2-乙基-4-甲基咪 唑,上海合成树脂研究所;电子万能材料试验机,深 圳新三思材料检测有限公司;DHG-101型电热恒温 鼓风干燥箱,上海华连医疗器械有限公司; S-570型 扫描电子显微镜,日本日立公司;VHX-500K高倍数 码显微镜,基恩士国贸有限公司。
2·2 实验过程
将环氧树脂与固化剂按照一定量的比例混合均 匀后,采用手工铺层的方法将环氧树脂体系涂覆在 碳纤维表面制备单向纤维复合材料板。采用120℃ (2h), 150℃(2h), 220(2h)的固化制度固化后,按 照GB/T3356-1999单向纤维增强塑料弯曲性能试 验方法进行试样加工和测试,试样尺寸为120×15 ×2mm(长×宽×厚)。按照GB 3357-82单向纤维 增强塑料层间剪切强度测试标准,进行层间剪切强 度ILSS的测试,试样尺寸为20×6×2mm(长×宽× 厚)。在测试后的试样断面进行喷金处理,用扫描 电子显微镜对断面的微观形貌进行观察。
3 结果与讨论
3·1 复合材料弯曲性能测试
TDE-85环氧树脂复合材料的弯曲强度达到了 1061. 4MPa,弯曲模量达到了74. 26GPa,层间剪切强 度(ILSS)为54. 05MPa;AG-80环氧树脂复合材料的 弯曲强度达到了840. 52MPa,弯曲模量达到了55. 73 GPa,层间剪切强度( ILSS)为44. 84MPa。比较可 知,TDE-85复合材料的弯曲强度高出AG-80复合材 料26. 3%,弯曲模量高于后者33. 2%,层间剪切强 度(ILSS)高出后者20. 5%。
3·2 SEM断口形貌
图1至图4为TDE-85/AG-80环氧树脂复合材 料弯曲破坏下断口SEM照片。试样在三点弯曲作 用力下破坏时,断面的上半部分受到压应力的作用, 而下半部分受到拉应力的作用。 复合材料受到拉应力作用时,应力通过树脂与 纤维的界面向纤维增强体传递,纤维承担起绝大部 分的应力。在拉应力作用下,一部分被拔断,形成比 较光滑平整的圆形断面与纤维轴向垂直,树脂基体 材料在拉应力破坏后本身仍有大块材料存在且断面 比较平滑,如图1所示。另一部分纤维从树脂基体 中被拔出,形成束状纤维,表面只粘附有少量树脂基 体,如图3所示。
FRP/CM 2010.No. 1
复合材料受到压应力作用时,断面比较粗糙。 应力传递方向与拉应力下的传递方向相反,主要通 过纤维与树脂的界面向树脂基体传递。树脂尚未被 破坏前会给纤维一个反向剪切力的作用,导致纤维 在压力和剪切力的作用下被切断成数段。同时,树 脂基体在压应力的作用下粉化成细小的颗粒。被切 断的纤维层在压力和剪切力的作用下发生位移,最 终形成台阶状破坏形貌。树脂基体材料在受到压应 力破坏后树脂基体粉化情形比较严重,出现大量细 微颗粒,如图2和图4所示。
对于复合材料来说,适中的界面结合强度是比 较理想的,界面结合过强和过弱都不利于发挥材料 的性能[9]。如图1所示,TDE-85复合材料纤维断面 与树脂断面基本持平,部分纤维被拔出,部分纤维与 树脂基体一起断裂,纤维周围包覆着大量的树脂基 体,材料内部有少量的纤维拔出后的孔洞,且纤维在 树脂内部的分散较为均匀。如图3所示,纤维成束 的被拔出,表面只沾有少量的树脂,材料内部留有大 量孔洞。另外,纤维在树脂内有成束聚集的趋势,分 散不均匀。导致了在纤维束较密集的部分纤维被拔 断的长度明显高于周围较为稀疏的部分,这说明了 在断裂破坏过程中,由于纤维分散不均匀而造成受 力不均衡。表现为宏观力学性能存在“短板效应”。 因此,TDE-85树脂复合材料在弯曲模量,弯曲强度 和层间剪切强度上分别高出AG-80树脂复合材料 33. 2%, 26. 3%和20. 5%。
将图2和图4相比较。相同的是,两者均有台 阶状纤维断层出现,这可能是因为在复合材料内部 树脂基体分散不均匀导致应力分散不均衡,在某些 区域出现突变导致破坏断面不是平整断面而是阶梯 状断面;不同的是,图4明显出现纤维分散不均匀的 现象,在两排纤维之间出现了无纤维存在的纯树脂 基层。这是由于AG-80环氧树脂粘度较大,无法与 纤维达到充分浸润,纤维在树脂内部无法均匀散开 造成的。同时,从破坏后图2中树脂仍然成大块存 在,表面较为光滑平整。图4中树脂粉碎成细小的 颗粒。这说明AG-80环氧树脂在破坏时脆性断裂 较为严重,断裂后树脂粉化严重。图2中断裂后树 脂基体粉化程度较小,说明TDE-85环氧树脂能够 经受较大强度的应力作用。
3·3 高倍数码显微镜截面观察
图5和图6分别为TDE-85复合材料和AG-80 树脂基复合材料界面在500倍放大倍数下的图像。 纤维在树脂内部的分布是随机的。 如图5所示,TDE-85树脂复合材料内部没有出 现不规则分布的无纤维区域,纤维分散比较均匀,但 仍有少量的细小带状分界。这是由于在手工铺层过 程中,每一层纤维之间的亲润程度不高,造成了微观 结构上的细小分层情况。在实际拉伸或模压生产过 程中,由于加压等作用,该情况可以得到避免。
如图6所示,AG-80树脂复合材料内部存在椭 圆形无纤维区域,纤维被大量的挤压在区域边缘,不 能均匀分散。这是由于AG-80环氧树脂粘度较大, 树脂与纤维的浸润性较差,在亲润过程中,纤维无法 在树脂内部均匀分散开来,对宏观力学性能造成了 一定程度的影响。
4 结 论
(1)两种树脂与纤维的界面结合相比较,TDE- 85树脂体系与碳纤维的界面结合性能好于AG-80 树脂体系。前者断面的纤维周围包覆着大量的树脂 基体,且只有少量的纤维拔出。而后者断裂后,纤维 成束拔出,表面几乎不沾有树脂基体。前者的弯曲 强度、弯曲模量与剪切强度也分别高出后者26. 3%, 33. 2%与20. 5%;
(2)TDE-85环氧树脂受力破坏后,粉化程度较 小,只有少量颗粒存在,其余部分为大块的树脂基 体。浇注体断面存在水纹状裂纹,避免材料脆性断 裂而迅速失效。AG-80环氧树脂受力破坏后,粉化 程度较大,存在大量的树脂颗粒。浇注体断面光滑, 平整;
(3)TDE-85复合材料中,树脂与纤维的浸润性 较好,碳纤维能够在树脂中均匀分散。在受力破坏 后与树脂断面基本在同一平面。AG-80环氧树脂粘 度较大,与碳纤维浸润性较差,纤维难以均匀分散于 树脂基体中,形成大小不一的树脂富集区。断裂后, 纤维成束的被拔出。
参考文献
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