鐘翔嶼，張代軍，包建文，李偉東

(1 北京航空材料研究院 先進(jìn)復(fù)合材料國防科技重點實驗室，北京 100095；2 中航復(fù)合材料有限責(zé)任公司復(fù)合材料中心，北京 101300)

熱塑性樹脂含量對CCF800H碳纖維環(huán)氧復(fù)合材料Ⅰ型層間斷裂韌度的影響

鐘翔嶼1，2，張代軍1，2，包建文1，2，李偉東1，2

(1 北京航空材料研究院 先進(jìn)復(fù)合材料國防科技重點實驗室，北京 100095；2 中航復(fù)合材料有限責(zé)任公司復(fù)合材料中心，北京 101300)

采用國產(chǎn)CCF800H高強(qiáng)中模碳纖維增強(qiáng)環(huán)氧制備了復(fù)合材料，研究不同熱塑性樹脂含量對復(fù)合材料張開(Ⅰ)型層間斷裂韌度的影響，研究表明：隨著熱塑組分含量的提高，復(fù)合材料的裂紋起始應(yīng)變能量釋放率(GⅠC-init)與裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展應(yīng)變能量釋放率(GⅠC-prop)都獲得了大幅度提升，在增韌組分質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于20%時，增韌聚芳醚酰亞胺粉體可在復(fù)合材料層間富集形成層間高韌區(qū)，并在復(fù)合材料層間形成了由“連續(xù)相”和“分散相”組成的層間增韌結(jié)構(gòu)。

碳纖維；熱塑性樹脂；環(huán)氧；Ⅰ型層間斷裂韌度

碳纖維增強(qiáng)樹脂基復(fù)合材料具有比強(qiáng)度和比剛度高、可設(shè)計性強(qiáng)、抗疲勞斷裂性能優(yōu)異、耐腐蝕等優(yōu)點[1]，是輕質(zhì)高效結(jié)構(gòu)設(shè)計的理想材料，已成為當(dāng)代宇航領(lǐng)域主要結(jié)構(gòu)材料[1-3]。而以T800H，IM7等為代表的高強(qiáng)中模碳纖維增強(qiáng)的第三代高韌環(huán)氧復(fù)合材料的沖擊后壓縮強(qiáng)度大于315MPa，已大量應(yīng)用于航空主承力結(jié)構(gòu)[4,5]，應(yīng)用水平不斷提升。當(dāng)前，先進(jìn)樹脂基復(fù)合材料的用量已經(jīng)成為飛機(jī)先進(jìn)性的重要標(biāo)志[6-8]。

與標(biāo)準(zhǔn)模量碳纖維相比，雖然高強(qiáng)中模碳纖維的強(qiáng)度和模量更高，但復(fù)合材料耐沖擊性能是限制航空應(yīng)用的瓶頸[9]，提高沖擊阻抗和損傷容限成為使用該類纖維是否能更大程度減重的關(guān)鍵因素。采用熱塑性樹脂顆粒層間增韌方法可有效提高熱固性樹脂基復(fù)合材料的沖擊阻抗和損傷容限[10-12]。層間顆粒增韌技術(shù)利用了熱固性樹脂基體和熱塑性樹脂顆粒的優(yōu)點，將具有良好工藝性能及高模量的熱固性樹脂基體主要集中在纖維層內(nèi)，實現(xiàn)對纖維的浸潤，而具有優(yōu)異斷裂韌度的熱塑性樹脂顆粒主要富集在復(fù)合材料層間，發(fā)揮其高斷裂韌度的優(yōu)點，防止層合板發(fā)生分層損傷并抑止層間樹脂基體開裂的過度擴(kuò)展。

許多研究者認(rèn)為：在承受沖擊載荷時，復(fù)合材料的損傷程度與張開(Ⅰ)型層間斷裂韌度(GⅠC)性能的關(guān)系較大[13-15]；而沖擊后承受壓縮載荷時，主要受復(fù)合材料的剪切(Ⅱ)型層間斷裂韌度(GⅡC)性能控制，與GⅠC性能也有一定的關(guān)系[16-18]。因此，研究增韌熱塑樹脂含量對GⅠC性能的影響對于提高高強(qiáng)中模碳纖維環(huán)氧樹脂基復(fù)合材料的耐沖擊性能是很有必要的。

本工作采用與環(huán)氧具有良好相容性的線性高性能熱塑粉料對環(huán)氧樹脂增韌，研究不同熱塑含量對相應(yīng)的國產(chǎn)CCF800H碳纖維增強(qiáng)環(huán)氧樹脂基復(fù)合材料的GⅠC的影響，并分析該復(fù)合材料GⅠC性能提高的微觀機(jī)理以及形成的層間韌性相結(jié)構(gòu)。

1 實驗材料與方法

1.1 原材料

(1)S-500M環(huán)氧：南通新納希新材料有限公司，其分子結(jié)構(gòu)如式(1)所示：

(1)

(2)二氨基二苯砜(DDS)：蘇州寅生化工公司，其分子結(jié)構(gòu)如式(2)所示：

(2)

(3)聚芳醚酰亞胺(PEI-C)：自制，500目，結(jié)構(gòu)式如式(3)所示：

(3)

(4)CCF800H-12K-10高強(qiáng)中模碳纖維：威海拓展纖維有限公司；采用10號上漿劑，上海復(fù)旦大學(xué)研制。纖維直徑約5μm，纖維復(fù)絲拉伸強(qiáng)度5749MPa，復(fù)絲拉伸模量291GPa，纖維體密度1.78g/cm3。

1.2 樹脂配制過程

(1)環(huán)氧樹脂基體制備

取一定量的S500M環(huán)氧樹脂置于燒杯中，加熱至120℃，并在此溫度下加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%的PEI-C，并在此溫度下攪拌0.5h，完全溶解后，加入等當(dāng)量的固化劑DDS，攪拌均勻，迅速冷卻，得到編號為PIC-5的樹脂基體。

取一定量的PIC-5樹脂基體作為母料，在60℃以下混入一定量的PEI-C粉料，使樹脂基體的PEI-C總質(zhì)量分?jǐn)?shù)(包含PIC-5母料中溶解的PEI-C)分別達(dá)到10%,15%,20%,25%,30%，并使用三輥研磨機(jī)進(jìn)一步混合均勻，得到編號為PIC-10,PIC-15,PIC-20,PIC-25與PIC-30的樹脂基體。樹脂配制比例如表1所示。

(2)預(yù)浸料制備

將所配制的樹脂基體置于60～70℃烘箱預(yù)熱約30min，在膠膜機(jī)上刮制適當(dāng)面密度的樹脂膠膜，刮膜溫度控制在(70±5)℃；而后采用同一批次CCF800H碳纖維在預(yù)浸機(jī)上完成預(yù)浸料的制備，預(yù)浸工藝：100～120℃，2m/min。

表1 樹脂配制比例表Table 1 Compound of resin system

預(yù)浸料纖維面密度為(145±4)g/m2，樹脂質(zhì)量分?jǐn)?shù)為(35±2)%。

(3)試樣制備及測試

將預(yù)浸料按照標(biāo)準(zhǔn)要求的鋪層順序進(jìn)行鋪貼后，封裝入真空袋內(nèi)，采用同一熱壓罐按照以下固化工藝成型復(fù)合材料層合板：室溫抽真空，真空度不小于0.095MPa，加壓0.6MPa，以1 ～1.5℃/min升溫速率升溫至180℃，保溫120min，自然冷卻至60℃以下出罐。層合板的碳纖維體積分?jǐn)?shù)為(57±2)%。

復(fù)合材料張開(Ⅰ)型層間斷裂韌度(GⅠC)測試：按照ASTM D5528-13標(biāo)準(zhǔn)制備試樣和測試，測試設(shè)備為INSTRON 3345萬能試驗機(jī)。

電鏡分析：Hitachi S-4800型高分辨場發(fā)射掃描電鏡，復(fù)合材料試樣斷口表面進(jìn)行噴金處理，鍍層厚度約為20nm。

2 結(jié)果與分析

2.1 PEI-C在環(huán)氧樹脂S500M中的溶解行為

將30份PEI-C的粉料在室溫下混入100份未添加固化劑的環(huán)氧樹脂S500M中，將混合物置于燒杯中并放置在加熱臺上加熱攪拌，分別設(shè)定溫度為60,80,100,120℃，當(dāng)混合物達(dá)到溫度后保溫0.5h。

圖1為PEI-C在S500M中的溶解性情況，從圖中可以看出，初始狀態(tài)下，熱塑性樹脂粉體以懸濁物的形式分散在環(huán)氧樹脂中；在60℃下樹脂基體仍呈現(xiàn)黃褐色，以粉狀顆粒分散在樹脂基體中；在80℃下，樹脂基體開始轉(zhuǎn)變?yōu)樽霞t色，表明有微量PEI-C開始溶入S500M或被S500M環(huán)氧樹脂所溶脹；在100℃下，樹脂體系開始呈深紫色，樹脂體系的顏色也隨之加深，表明PEI-C開始逐步溶入環(huán)氧樹脂中；在120℃下，PEI-C完全溶解，觀察樹脂體系顏色轉(zhuǎn)變?yōu)楹诤稚w系從以粉狀顆粒分散的懸濁物狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榫嗟母叻肿尤芤海?表觀黏度也隨之上升?？梢?， PEI-C與S500M具有良好的溶解性和物理相容性，在較高的溫度下能夠完全溶解于S500M中形成均相體系。

PEI-C增韌粉料對于S-500M環(huán)氧樹脂具有可控的溶解性，在較低溫度下不溶于環(huán)氧樹脂中，而在較高溫度可與環(huán)氧互溶。

2.2 Ⅰ型層間斷裂韌度測試

圖2所示的是PIC/CCF800H碳纖維復(fù)合材料的GⅠC載荷-位移曲線。從圖中可以看出，在每次加載過程中，所有的載荷-位移曲線在起始階段均為線性，隨著位移繼續(xù)增大，載荷達(dá)到最大值之后開始下降，曲線發(fā)生非線性偏離，這是由于載荷達(dá)到最大值之后，隨著位移進(jìn)一步增大，裂紋區(qū)開始擴(kuò)展造成的，并且，多數(shù)曲線除第一次加載過程出現(xiàn)載荷跳躍外，后續(xù)多次載荷加載過程均表現(xiàn)平穩(wěn)，載荷增大到峰值后，隨后逐漸減小。同時，圖中明顯可見，隨著增韌粉料PEI-C含量的增加，試樣需要在更高的載荷下才開始裂紋擴(kuò)展過程，這表明，隨增韌介質(zhì)含量的增加，復(fù)合材料層間裂紋擴(kuò)展更加困難，裂紋擴(kuò)展過程需要耗散更多的能量，復(fù)合材料的Ⅰ型層間韌性更高。

圖2 PIC/CCF800H碳纖維復(fù)合材料GⅠC載荷-位移曲線Fig.2 Curves of load vs displacement of PIC/CCF800H composites

圖3所示的是PIC/CCF800H復(fù)合材料的Ⅰ型層間斷裂韌度(GⅠC)與裂紋長度的關(guān)系曲線。圖中可見，所有試樣的初始裂紋擴(kuò)展過程的GⅠC值都相對較低，而后續(xù)5次裂紋擴(kuò)展過程相對平穩(wěn)。初始裂紋擴(kuò)展低于后續(xù)擴(kuò)展的表現(xiàn)主要也與預(yù)制裂紋的尖端具有一定厚度，與自然形成的裂紋是具有一定區(qū)別的，因此造成在接近預(yù)制裂紋的GⅠC低一些，隨著裂紋擴(kuò)展，形成了自然形成的裂紋尖端，GⅠC提高后逐步穩(wěn)定。

另外，GⅠC表現(xiàn)出隨著熱塑組分含量的增加而逐步增大的趨勢，而PIC-10,PIC-15與PIC-20體系的復(fù)合材料GⅠC值相近，這與增韌組分PEI-C在環(huán)氧中的溶解性及PEI-C的本征韌性相關(guān)，由于PEI-C在S500M環(huán)氧中具有良好的溶解性，因此，熱塑組分可能部分溶解于環(huán)氧中，而在層間富集度相對低一些，雖與5%比較可起到明顯提升作用，而10%～20%范圍內(nèi)差異不大；而含量提高至25%以上時，層間富集程度提高且微觀結(jié)構(gòu)應(yīng)該發(fā)生了變化，從而造成GⅠC提升逐漸顯現(xiàn)，這一點可在試樣層間結(jié)構(gòu)微觀形貌上得到印證。這種表現(xiàn)也說明：高韌的熱塑組分溶解于熱固樹脂的增韌效率是低于熱塑組分富集在層間的，而熱塑組分在熱固性體系中的溶解性是關(guān)鍵因素。

圖3 PIC/CCF800H碳纖維復(fù)合材料GⅠC與裂紋長度關(guān)系曲線Fig.3 curve of GⅠC vs crack length of PIC/CCF800H composites

圖4給出了PIC/CCF800H復(fù)合材料的裂紋起始應(yīng)變能量釋放率(GⅠC-init)與裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展應(yīng)變能量釋放率(GⅠC-prop)的柱狀圖。其中PIC-5/CCF800H的GⅠC-init值最低，為174J/m2，隨著熱塑性增韌組分PEI-C的增加，GⅠC-init呈現(xiàn)出逐漸增大的趨勢，PIC-30/CCF800H試樣的GⅠC-init值為最大值，較PIC-5/CCF800H提高了133%，達(dá)到405J/m2。同樣，其中PIC-5/CCF800H的GⅠC-prop值最低，為240J/m2，隨著熱塑性增韌組分PEI-C的增加，GⅠC-prop同樣呈現(xiàn)出逐漸增大的趨勢，PIC-30/CCF800H試樣的GⅠC-prop值為最大值，較PIC-5/CCF800H提高了113%，達(dá)到511J/m2。雖然，PIC/CCF800H系列復(fù)合材料的GⅠC-prop明顯高于GⅠC-init，但是，兩者均表現(xiàn)出了相同的趨勢，即隨熱塑增韌組分PEI-C含量增加，復(fù)合材料的Ⅰ型層間斷裂韌度逐步增大。

圖4 PIC/CCF800H碳纖維復(fù)合材料Ⅰ型層間斷裂韌度Fig.4 GⅠC of PIC/CCF800H composites

而GⅠC-init值均比GⅠC-prop值低的原因主要是預(yù)制裂紋區(qū)域尖端具有一定厚度，同時會在預(yù)制裂紋區(qū)的末端存在一定的樹脂基體富集，這可能引起該類復(fù)合材料GⅠC的初始裂紋擴(kuò)展難度低于后續(xù)自然形成的裂紋擴(kuò)展。當(dāng)然，GⅠC-init除了反映復(fù)合材料的張開型層間斷裂韌度外，也是樹脂基體的微觀形貌尤其是熱塑組分在熱固性樹脂中的分布及相結(jié)構(gòu)及其韌性的綜合表現(xiàn)。

2.3 復(fù)合材料GⅠC層間形貌分析

圖5所示的是PIC/CCF800H系列復(fù)合材料的Ⅰ型層間斷裂韌度試樣的層間斷口形貌。

在低倍視野下，PIC-5/CCF800復(fù)合材料的層間破壞形貌以碳纖維/樹脂界面失效以及樹脂基體的脆性斷裂為主，纖維表面有少量樹脂粘連，樹脂斷裂面光滑，呈典型的脆性斷裂模式。在高倍視野下，可觀察到碳纖維自身所具有的溝槽紋理，樹脂斷口處光滑平整，同樣呈典型的脆性結(jié)構(gòu)。清晰可見的碳纖維溝槽紋理表明樹脂基體與纖維的界面結(jié)合力較弱。而光滑平整的樹脂斷口表明樹脂基體呈現(xiàn)典型脆性斷裂行為，裂紋極易在這種脆性結(jié)構(gòu)中擴(kuò)展，其損耗的層間斷裂能較小，因此PIC-5/CCF800H表現(xiàn)出較低的Ⅰ型層間斷裂韌度。

PIC-10/CCF800H復(fù)合材料貌同樣以碳纖維/樹脂界面失效以及樹脂基體的脆性斷裂為主，但纖維表面開始覆蓋少量的樹脂基體，樹脂斷裂面光滑，同樣呈現(xiàn)典型的脆性斷裂模式。在高倍視野下，可觀察到纖維表面開始黏附少量樹脂顆粒，多數(shù)樹脂斷口仍呈現(xiàn)光滑平整的脆性斷裂結(jié)構(gòu)，但開始出現(xiàn)少量韌窩結(jié)構(gòu)(如圖5(d)所示)。以上現(xiàn)象表明，PIC-10仍以樹脂與纖維之間的界面失效為主，但是，隨著熱塑增韌組分的提高，在局部區(qū)域開始出現(xiàn)少量韌窩結(jié)構(gòu)，其出現(xiàn)意味著從脆性斷裂開始向韌性斷裂轉(zhuǎn)變。這種脆性和韌性斷裂相結(jié)合的破壞模式比單純的脆性斷裂模式有明顯的提高。因此，與PIC-5/CCF800H相比，PIC-10/CCF800H的Ⅰ型層間斷裂韌度有大幅度提升。

圖5 PIC/CCF800H系列復(fù)合材料GⅠC試樣斷口形貌(a)PIC-5；(b)PIC-10；(c)PIC-15；(d)PIC-20；(e)PIC-25；(f)PIC-30；(1) 低倍;(2) 高倍Fig.5 Morphologies of GⅠC fracture samples of PIC/CCF800H composites(a)PIC-5；(b)PIC-10；(c)PIC-15；(d)PIC-20；(e)PIC-25；(f)PIC-30；(1)low magnification;(2)high magnification

PIC-15/CCF800H與PIC-20/CCF800H主要表現(xiàn)為層間樹脂基體的韌性斷裂行為，此時碳纖維表面黏附著韌性樹脂基體，樹脂基體表面斷口粗糙，呈典型的韌性斷裂模式。在高倍視野下，樹脂斷口表面出現(xiàn)類似細(xì)胞狀的韌窩結(jié)構(gòu)，尺寸在0.5～2μm。韌窩包含連續(xù)的“墻壁”以及被“墻壁”隔離的內(nèi)部區(qū)域。在GⅠC實驗過程中，隨著裂紋在層間樹脂處擴(kuò)展，連續(xù)的“墻壁”表現(xiàn)出了較好的塑性變形能力，被提拉形成了類似圍墻的形貌結(jié)構(gòu)，明顯高出“墻壁”內(nèi)的脆性樹脂基體，而“墻壁”內(nèi)的樹脂基體仍表現(xiàn)出脆性破壞模式，內(nèi)部表面較光滑，未發(fā)生明顯的塑性提拉變形。以上現(xiàn)象表明隨著增韌組分PEI-C含量的增加，復(fù)合材料樹脂與碳纖維的界面粘接強(qiáng)度有了明顯提升，其Ⅰ型層間斷裂開始表現(xiàn)為層間樹脂基體的韌性斷裂破壞，表現(xiàn)出了良好的韌性斷裂行為。因此，PIC-15/CCF800H與PIC-20/CCF800H的Ⅰ型層間斷裂韌度有進(jìn)一步的提升。

PIC-25/CCF800H與PIC-30/CCF800H復(fù)合材料也呈典型的韌性斷裂模式。在高倍視野下可觀察到樹脂表面斷口同樣出現(xiàn)大量類似細(xì)胞狀的韌窩結(jié)構(gòu)。與PIC-15/CCF800H和PIC-20/CCF800H的韌窩結(jié)構(gòu)相比，其韌窩尺寸明顯變小，韌窩結(jié)構(gòu)的“墻壁”更厚。隨著裂紋在層間樹脂處擴(kuò)展，連續(xù)的“墻壁”表現(xiàn)出了較好的塑性變形能力，被提拉出形成了類似圍墻的形貌結(jié)構(gòu)，其塑性變形能力明顯高出“墻壁”內(nèi)的樹脂基體，雖然“墻壁”內(nèi)的樹脂基體相比“墻壁”結(jié)構(gòu)的塑性變形能力較弱，但也開始表現(xiàn)出一定的塑性變形能力。以上現(xiàn)象表明隨著PEI-C含量的增加，細(xì)胞狀韌窩結(jié)構(gòu)的尺寸變小，而“墻壁”厚度增加。因此，PIC-25/CCF800H和PIC-30/CCF800H表現(xiàn)出了更為優(yōu)良的Ⅰ型層間斷裂韌度。

圖6 GⅠC試樣韌性結(jié)構(gòu)形貌(a)PIC-20;(b)PIC-25；(c)PIC-30；(1)未刻蝕；(2)刻蝕Fig.6 Morphologies of the toughness structure of GⅠC samples(a)PIC-20;(b)PIC-25；(c)PIC-30；(1)before etching；(2)after etching

圖6所示的是熱塑增韌組分含量較高的PIC-20/CCF800H,PIC-25/CCF800H,PIC-30/CCF800H 3種復(fù)合材料GⅠC試樣破壞斷面的韌窩結(jié)構(gòu)，其中圖6(a-1),(b-1),(c-1)為3種試樣刻蝕前的斷面結(jié)構(gòu)，圖6(a-2),(b-2),(c-2)為3種試樣采用二甲基乙酰胺(DMAc)刻蝕后的斷面結(jié)構(gòu)。從圖6中可以清晰看到韌窩所具有的細(xì)胞狀結(jié)構(gòu)，且其“墻壁”明顯突出于斷口表面，并且隨著熱塑組合含量的增多，韌窩尺寸開始減小，同時“墻壁”結(jié)構(gòu)厚度增厚。并且，從PIC-20/CCF800H試樣的SEM圖中能夠看到，“墻壁”之間的樹脂呈現(xiàn)脆性斷裂，但是隨著熱塑組分的增多，“墻壁”中間的樹脂基體開始呈現(xiàn)一定塑性變形的趨勢。從圖6(a-2)可以看到，通過DMAc將試樣表面進(jìn)行刻蝕之后，表層的“墻壁”結(jié)構(gòu)消失，但是在墻壁所在位置出現(xiàn)了比較淺的凹槽結(jié)構(gòu)，這表明表層的“墻壁”結(jié)構(gòu)在刻蝕過程中被DMAc溶解去除。從圖6中清晰的韌窩結(jié)構(gòu)分析，由于增韌組分PEI-C能夠完全溶解于S500M樹脂基體中，可見其與S500M具有很好的相容性，該互溶的混合物隨著熱固性樹脂組分S500M與固化劑DDS固化反應(yīng)的過程中，環(huán)氧固化物的分子量開始逐步增大，其與PEI-C的相容性開始逐漸變?nèi)?，并逐漸形成了細(xì)胞狀的兩相結(jié)構(gòu)，但是由于PEI-C與環(huán)氧樹脂基體具有較好的相容性，會遵循旋節(jié)線相分離機(jī)理生成了富含熱塑組分的樹脂基體的“連續(xù)相”結(jié)構(gòu)與富含熱固組分的樹脂基體的“分散相”結(jié)構(gòu)。

2.4 復(fù)合材料層間韌性結(jié)構(gòu)分析

從GⅠC測試結(jié)果和斷口微觀形貌可看出，在熱塑含量較高時，樹脂基體在GⅠC斷口處即層間可形成從脆性結(jié)構(gòu)逐漸過渡為類似細(xì)胞狀兩相結(jié)構(gòu)共同組成的韌性結(jié)構(gòu)。圖7所示的分相結(jié)構(gòu)是根據(jù)斷口的微觀形貌分析而得到的PEI-C與S500M固化物的分相結(jié)構(gòu)，其中“連續(xù)相”為熱塑含量較高的熱塑與熱固共混物，“分散相”為熱塑含量較低的熱塑與熱固共混物。兩相結(jié)構(gòu)共同組成了該體系的韌性結(jié)構(gòu)。

以上韌性結(jié)構(gòu)在GⅠC測試過程中，隨著裂紋的擴(kuò)展，由于富含熱塑的“連續(xù)相”具有更高的塑性變形能力，會隨著試樣的張開，在提拉的過程中發(fā)生塑性流動形成“墻壁”結(jié)構(gòu)，而含有少量熱塑性樹脂的分散相，其塑性變形能力較弱，仍呈現(xiàn)脆性斷裂的形貌，因此，通過DMAc刻蝕后，富含增韌組分的“墻壁”結(jié)構(gòu)被刻蝕后消失，而分散相由于富含熱固組分，不易被DMAc刻蝕去除，因此形成圖7所示的刻蝕后結(jié)構(gòu)，高出平面的“墻壁”結(jié)構(gòu)消失，并在原有位置形成了淺凹槽。

圖7 PEI-C與S500M固化物的分相結(jié)構(gòu)Fig.7 Phase structure of cured resin of PEI-C/S-500M

3 結(jié)論

(1)聚芳醚酰亞胺(PEI-C)增韌粉料對于S-500M環(huán)氧具有良好的溶解性，在較低溫度下不溶于環(huán)氧樹脂，而在較高溫度可與環(huán)氧互溶。

(2)隨著PEI-C粉體含量增加，層間高韌區(qū)與鄰近層間過渡區(qū)厚度增加，復(fù)合材料的Ⅰ型層間韌性隨之大幅提高，復(fù)合材料的裂紋起始應(yīng)變能量釋放率從174J/m2提高到405J/m2，裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展應(yīng)變能量釋放率從240J/m2提高到511J/m2。

(3)PEI-C在20%以上的含量時，在S500M環(huán)氧體系中可在復(fù)合材料層間形成由熱塑含量較高的熱塑與環(huán)氧共混物組成的“連續(xù)相”和熱塑含量較低的熱塑與環(huán)氧共混物組成的“分散相”兩種相結(jié)構(gòu)共同構(gòu)成的層間韌性結(jié)構(gòu)。

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(本文責(zé)編：解 宏)

Influence of Content of Toughening Thermoplastic on Mode-Ⅰ Interlaminar Fracture Toughness of Epoxy Composite Reinforced by CCF800H Carbon Fiber

ZHONG Xiang-yu1，2,ZHANG Dai-jun1，2,BAO Jian-wen1，2,LI Wei-dong1，2

(1 National Key Laboratory of Advanced Composites,Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095,China;2 Composite Center, AVIC Composite Corporation Ltd.,Beijing 101300,China)

The toughened composite was prepared by the domestic high strength medium modulus carbon fiber (CCF800H) reinforced epoxy resin matrix. The influence of different content of toughening thermoplastic within epoxies on the mode-Ⅰ interlaminar fracture toughness (GⅠC) of composites was investigated. The results show the initial strain energy release rate (GⅠC-init) and the propagational strain energy release rate (GⅠC-prop) of composites improve remarkably with the increasing of content of toughening thermoplastics within epoxy matrix. In the case of mass fraction of thermoplastic is greater than 20% of epoxy, the toughening aromatic polyetherimide particle can be concentrated on the interlayer of composite to form the high interlaminar toughness zone. The interlaminar toughened structure constituted by ‘continuous phase’ and ‘dispersion phase’ is fabricated on the interlayer of composite.

carbon fiber;thermoplastic;epoxy；mode-Ⅰinterlaminar fracture toughness

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001308

TQ323.5

A

1001-4381(2017)08-0055-07

2016-11-01;

2017-05-17

鐘翔嶼(1976-)，男，高級工程師，主要從事高性能樹脂及其先進(jìn)復(fù)合材料研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱3分箱(100095)，E-mail: xyzhong2003@sohu.com