2004年第5期 玻璃钢/复合材料 地体现了复合材料纤维的增强作用。假定所有纤维之,情况将复杂得多。由式(2)可以看到尽管因为纤 的排列方向完全一致,同样伸直,且长短也都完全相维的模量E大大高于基体树脂的模量Em,主要由 同,也许这种情况的确可完美地实现纤维的增强作增强纤维承担外界的载荷,但是在同样应变ε的情 用,但事实上这是不可能做到的。由于纤维的模量况下首先产生断裂的是基体树脂而不是增强纤维。 E远大于基体树脂的模量Em,由式(2)可知纤维将可见这种复合材料只能用于远低于基体树脂断裂延 承担主要的外界载荷。在外力作用下复合材料整体伸率的小应变场合,所有纤维的排列必须尽可能张 产生应变ε。由于基体树脂的断裂延伸率通常大于紧度相同,且树脂越少越好界面结合越强越好。 增强纤维的所以必然是纤维首先断裂。在复合材2树脂基复合材料界面剪切强度的研 料制备过程中纤维的排列方向不可能完全一致,同 究方法 样伸直,也不可能长短一致,因而在外力的作用下各 研究树脂基复合材料ISS的方法十分丰富,例 单根纤维的张紧程度也不一样。在图1中假定纤维 如有层间剪切强度分析法,45°拉伸实验法等宏观 4原本最伸直在外力作用下应变c最大超过其断力学性能研究方法和单丝纤维拔出法、单丝纤维微 裂延伸率后率先断裂断口发生在纤维有缺陷的K拉伸法、单丝纤维微压缩法等微观力学分析法。 点处。这样原本由纤维4所承担的应力在K点处宏观力学性能研究方法的结果显然受到纤维排列方 一下子转移到断纤周围基体上,形成应力集中点。向与分布制作工艺等许多与IS无关因素的影响, 高速形成的冲击式应力导致了K点四周基体的破所以其准确性受到置疑。单丝纤维拔出法和单丝纤 坏,并形成一条呈尖锐的裂缝。在外力的作用下裂维微拉伸法比较适合于短纤维而且所采集的数据 缝沿垂直于纤维轴向方向向基体纵深方向进一步发点一般均为特别制作或选取的,所以与实际复合材 展甚至引起附近纤维的连锁断裂,使材料产生脆性料有所不同。单丝纤维微压缩法可以对实际的样品 破坏。这也就是通常认为复合材料界面结合越强 直接进行测试,但需要采用有限元方法才能对ISS 材料越显脆性的一种解释。实际上,复合材料即便进行估算其准确性尚有待进一步确证。本文介绍 不承受外力作用,在四季冷热循环过程中强结合的2种国内应用不多的研究方法。 界面也会因为基体与纤维热膨胀系数的差异而逐渐2.1微量冲击分析法 破坏 是陈荣发展的一种微量冲击法,是以一定速 由此可见若要避免K点处基体树脂不遭破坏度对微小试样进行冲击记录下冲击过程中冲击锤 只可能是树脂抗冲击式拉伸的强度超过树脂与纤维受到的反作用功与冲击时间对应关系的一种研究方 间的界面剪切强度(ISS),使界面产生一定的滑移,法。为了能清晰反应界面的结合状况,纤维必须是 分散了在K点集中的应力。因此有两种可以克服单向的,多采用纤维的复合丝试样。试样的尺寸很 的方法,一是基体树脂十分韧性,用基体树脂的充分小,通常为.5×10m的圆柱状试样。测试时试 变形来分散K点处集中的应力另一种方法就是让样呈简支梁状况进行冲击,冲击锤上端装有载荷感 界面具有迅速产生一定程度滑移的能力,那么当外受传感器将反作用功变成电信号送出,再由AD转 力施加及纤维断裂后,K点所产生的应力集中因界换器转化成数字信号,同时送出时标信号构成平面 面上有限程度的脱粘或滑移而分散同样也可达到曲线图。陈荣用自己研制的微型冲击仪研究后得到 保护K点处的基体树脂不遭破坏的目标。 Huang如下的结论,如图2所示。可以看到,复合丝的全部 和 Mullin也曾提出过类似的观点。第一种方法对冲击载荷可转化成体系两种能量,其中U1为基体 基体树脂提出了过高的要求并非绝大多数树脂可变形纤维变形及表面能变化等所需的能量。其在 以胜任的,而且还造成复合材料的刚度不足。第二总能量中占有较大的比例,并受界面结合强度的制 种方法比较可取,因为它是通过调整界面结合来避约。而U2为纤维拔出和纤维与基体脱粘所需的能 免基体树脂遭受破坏的,因而既没有对基体树脂提量。它是复合材料所特有的冲击能量吸收机制,在 出过高的要求,也不会造成复合材料刚度不足,可见全部能量吸收中占有一定比重,而且基本上以塑性 这样的界面才是最理想的界面 能量形式存在。界面结合强度越弱,则U2越大 上述的讨论是建立在通常基体树脂的断裂延伸但当界面结合弱到不能有效传递载荷时其值又下 率大大超过增强纤维断裂延伸率的基础上的。反降,致使最大冲击载荷也下降,不利于整体抗冲击性 FRP/ CM 2004. No 5 21994-2010ChinaAcademicJOurnalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.net地体现了复合材料纤维的增强作用。假定所有纤维 的排列方向完全一致 ,同样伸直 ,且长短也都完全相 同 ,也许这种情况的确可完美地实现纤维的增强作 用 ,但事实上这是不可能做到的。由于纤维的模量 Ef 远大于基体树脂的模量 Em ,由式(2) 可知纤维将 承担主要的外界载荷。在外力作用下复合材料整体 产生应变ε。由于基体树脂的断裂延伸率通常大于 增强纤维的 ,所以必然是纤维首先断裂。在复合材 料制备过程中纤维的排列方向不可能完全一致 ,同 样伸直 ,也不可能长短一致 ,因而在外力的作用下各 单根纤维的张紧程度也不一样。在图 1 中假定纤维 4 原本最伸直 ,在外力作用下应变ε最大 ,超过其断 裂延伸率后率先断裂 ,断口发生在纤维有缺陷的 K 点处。这样原本由纤维 4 所承担的应力在 K 点处 一下子转移到断纤周围基体上 ,形成应力集中点。 高速形成的冲击式应力导致了 K 点四周基体的破 坏 ,并形成一条呈尖锐的裂缝。在外力的作用下裂 缝沿垂直于纤维轴向方向向基体纵深方向进一步发 展甚至引起附近纤维的连锁断裂 ,使材料产生脆性 破坏。这也就是通常认为复合材料界面结合越强 , 材料越显脆性的一种解释。实际上 ,复合材料即便 不承受外力作用 ,在四季冷热循环过程中强结合的 界面也会因为基体与纤维热膨胀系数的差异而逐渐 破坏。 由此可见 ,若要避免 K 点处基体树脂不遭破坏 只可能是树脂抗冲击式拉伸的强度超过树脂与纤维 间的界面剪切强度 ( ISS) ,使界面产生一定的滑移 , 分散了在 K 点集中的应力。因此有两种可以克服 的方法 ,一是基体树脂十分韧性 ,用基体树脂的充分 变形来分散 K点处集中的应力 ;另一种方法就是让 界面具有迅速产生一定程度滑移的能力 ,那么当外 力施加及纤维断裂后 , K 点所产生的应力集中因界 面上有限程度的脱粘或滑移而分散 ,同样也可达到 保护 K 点处的基体树脂不遭破坏的目标。Huang 和 Mullin 也曾提出过类似的观点。第一种方法对 基体树脂提出了过高的要求 ,并非绝大多数树脂可 以胜任的 ,而且还造成复合材料的刚度不足。第二 种方法比较可取 ,因为它是通过调整界面结合来避 免基体树脂遭受破坏的 ,因而既没有对基体树脂提 出过高的要求 ,也不会造成复合材料刚度不足 ,可见 这样的界面才是最理想的界面。 上述的讨论是建立在通常基体树脂的断裂延伸 率大大超过增强纤维断裂延伸率的基础上的。反 之 ,情况将复杂得多。由式(2) 可以看到尽管因为纤 维的模量 Ef 大大高于基体树脂的模量 Em ,主要由 增强纤维承担外界的载荷 ,但是在同样应变ε的情 况下首先产生断裂的是基体树脂而不是增强纤维。 可见这种复合材料只能用于远低于基体树脂断裂延 伸率的小应变场合 ,所有纤维的排列必须尽可能张 紧度相同 ,且树脂越少越好 ,界面结合越强越好。 2 树脂基复合材料界面剪切强度的研 究方法 研究树脂基复合材料 ISS 的方法十分丰富 ,例 如有层间剪切强度分析法 ,45°拉伸实验法[3 ]等宏观 力学性能研究方法和单丝纤维拔出法、单丝纤维微 拉伸法、单丝纤维微压缩法[4 ]等微观力学分析法。 宏观力学性能研究方法的结果显然受到纤维排列方 向与分布、制作工艺等许多与 ISS 无关因素的影响 , 所以其准确性受到置疑。单丝纤维拔出法和单丝纤 维微拉伸法比较适合于短纤维 ,而且所采集的数据 点一般均为特别制作或选取的 ,所以与实际复合材 料有所不同。单丝纤维微压缩法可以对实际的样品 直接进行测试 ,但需要采用有限元方法才能对 ISS 进行估算 ,其准确性尚有待进一步确证。本文介绍 2 种国内应用不多的研究方法。 211 微量冲击分析法 这是陈荣发展的一种微量冲击法 ,是以一定速 度对微小试样进行冲击 ,记录下冲击过程中冲击锤 受到的反作用功与冲击时间对应关系的一种研究方 法。为了能清晰反应界面的结合状况 ,纤维必须是 单向的 ,多采用纤维的复合丝试样。试样的尺寸很 小 ,通常为 <015 ×10mm 的圆柱状试样。测试时试 样呈简支梁状况进行冲击 ,冲击锤上端装有载荷感 受传感器将反作用功变成电信号送出 ,再由 A/ D 转 换器转化成数字信号 ,同时送出时标信号构成平面 曲线图。陈荣用自己研制的微型冲击仪研究后得到 如下的结论 ,如图 2 所示。可以看到 ,复合丝的全部 冲击载荷可转化成体系两种能量 ,其中 U1 为基体 变形 ,纤维变形及表面能变化等所需的能量。其在 总能量中占有较大的比例 ,并受界面结合强度的制 约。而 U2 为纤维拔出和纤维与基体脱粘所需的能 量。它是复合材料所特有的冲击能量吸收机制 ,在 全部能量吸收中占有一定比重 ,而且基本上以塑性 能量形式存在。界面结合强度越弱 ,则 U2 越大。 但当界面结合弱到不能有效传递载荷时其值又下 降 ,致使最大冲击载荷也下降 ,不利于整体抗冲击性 2004 年第 5 期 玻 璃 钢 / 复 合 材 料 13 FRP/ CM 2004. No. 5