三维编织超高分子量聚乙烯纤维碳纤维混杂复合材料性能研究 138页

中文摘要三维编织复合材料具有很高的弯曲强度和冲击韧性、极高的疲劳强度和抗损伤性能及优异的可设计性和成型加工性，极适于制各骨科内固定装置，是一种很有发展潜力的新型生物材料。超高分子量聚乙烯纤维作为新型的高性能有机纤维的代表，良好的生物相容性和优异的化学稳定性使其在生物复合材料领域崭露头角。因此制备三维编织超高分予量聚乙烯纤维复合材料，并将其应用于骨科内固定生物医用领域具有重要的理论与现实意义。本文采用树脂传递模塑(RTM)成型工艺制备了三维编织超高分子量聚乙烯(UHMWPE)纤维增强环氧树脂(ER)复合材料(UH3D／ER)及三维编织UH／CF／ER混杂复合材料，并系统地研究其力学性能、吸湿行为、摩擦磨损性能以及低周疲劳性能，同时对混杂效应系数、吸湿行为以及摩擦系数进行了预测。研究结果表明，在纤维总体积含量～定的情况下，随着碳纤维(f)含量的提高，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的弯曲及纵向压缩性能提高，而纵向剪切强度及冲击性能降低，且弯曲强度表现出负的混杂效应，横向剪切强度及冲击性能表现正的混杂效应，而弯曲模量、纵向剪切强度及纵向压缩强度与混合定律符合较好；三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的破坏机理与UHMWPE纤维和CF自身性能及二者的混杂比密切相关；三维编织UWCF／ER混杂复合材料的混杂效应系数与纤维分散度、纤维分布方式及相对含量、加载方式等因素有关。由本文建立的混杂效应系数估算方法获得的混杂复合材料的横、纵剪切强度与试验值符合较好。在75％相对湿度下，CF几乎不吸湿，UHMWPE纤维的平衡吸湿率仅为O．35％，而芳纶纤维(KF)的吸湿率已超过5％，并有继续增大的趋势；与纯环氧树脂相比，UH30／ER和UHL／ER复合材料在37。C蒸馏水中的吸湿速率及吸湿率较高。纤维表面处理可有效降低UH3D／ER复合材料的吸湿速率及吸湿率。三维编织UH／CF／ER混杂复合材料在37℃蒸馏水中的吸湿动力学曲线介于uH3D／ER和CF3IdER复合材料之间。UH3D／ER、CF3D／ER复合材料及三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的吸湿动力学曲线表现出相似的双阶段特征，即第一阶段为典型的Fick扩散，第二阶段的吸湿率与时间的平方根依然呈线性关系，但不可用Fick定律加以描述；采用双阶段数学模型对UH30／ER及三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的吸湿行为进行预测，发现与试验数据符合较好；在O．42m／s和100N条件下，随着纤维体积含量的增加，UH3D／ER复合材 中文摘要料的摩擦系数及比磨损率降低。UH3zCER复合材料主要发生粘着磨损，并伴有一定的磨粒磨损；在O．42rrds和100N条件下，CF3D／ER、KF3D／ER及UH3D／ER复合材料的摩擦系数依次降低，CF3D／ER复合材料的比磨损率最低，KF3rdER及UH3r：,／ER复合材料的比磨损率略高，且二者相差不大。KF3rJER及UH3rdER复合材料主要发生粘着磨损，并伴有一定的磨粒磨损，而CF3IdER复合材料则以磨粒磨损为主；在总纤维体积含量一定的情况下，碳纤维的含量增加，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的摩擦系数增大，而比磨损率降低。三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的磨损机理与UHMWPE纤维及CF的体积比密切相关，当CF含量较高时以磨粒磨损为主，而当UHMWPE纤维含量较高时，则以粘着磨损为主；采用混合载荷分布模式对UH3rdER复合材料的摩擦系数进行预测发现，摩擦系数计算值与试验值符合较好，而该模式并不适用于三维编织uH／cF／ER混杂复合材料。在相同试验条件下，CF3D／ER复合材料疲劳性能优于UH3D／ER和KF30／ER复合材料。相同体积含量的UH3D／ER和UHL／ER复合材料的剩余弯曲强度比相差不大，而UHI_／ER复合材料的剩余弯曲模量比明显高于UH3D／ER复合材料；三维编织复合材料的疲劳损伤主要有以下几种形式：(a)纤维束／基体界面裂纹扩展：(b)纤维／基体界面脱粘；(c)基体断裂；(d)纤维断裂等。其中纤维束／基体界面的裂纹扩展是三维编织复合材料弯曲疲劳损伤的主要形式之一，这也是与单向纤维复合材料较为明显的区别；吸湿使UH3加R复合材料的疲劳性能下降：UH3施R复合材料在0．4倍静强度(oo)弯曲载荷下的疲劳寿命为5×106次，在0．5a0弯曲载荷下的弯曲疲劳寿命为8x104次。本文采用RTM工艺制备了UH3加R及三维编织UH／CF／ER混杂复合材料。系统地阐述了复合材料在弯曲、剪切及冲击载荷下的破坏机制，验证并修正了长期处于湿热环境中的复合材料吸湿的双阶段模型，研究了UH3D／ER及三维编织UH／CF／ER混杂复合材料磨损机理和弯曲疲劳损伤机理，并成功预测了UH3rdER复合材料的摩擦系数及疲劳寿命。这无疑对缩短三维编织及混杂复合材料研究周期、降低成本具有重要意义。关键词：超高分子量聚乙烯纤维，碳纤维，三维编织，混杂，复合材料，性能 ABSTRACT3-Dbraidedcompositeshavehighflexuralstren【gthandimpacttoughnessandfatiguelifeanddamagetolerance．andtheyarepromisingbiomedicalmaterialsforhigh—loadapplications．Asanewpolymerfiberwitllhi曲performance，UHMwPEfiberwhichexhibitsvery10wfrictioncoett5cient．highwearresistanceandhighimpactstrengthiswidelyusedinbiomedicalapplications．Sostudyonthe3．Dbraidedcompositesusingasbiomedicalmaterialsisofacademicandpmcticalsignificance．3一DbraidedUHMWPEfibetreinforcedepoxyresincomposites(UH3D／ER)werepreparedbyresintransfermolding(RTM)process．Atthesametime，carbonfiberandUHMWPEfiberwereusedtoproducethe3-Dbraidedhybridcompositesr3．DUH／CF／ER、inordertoimproveweakcompressiveandcreeppropertiesoftheUH3D，ERcomposites，andtheirmechanical，moistureabsorption，frictionandwearandfatiguepropertieswerestudiesinthispaper．Theresultsshowthat．withtheincreaseoftheCF／U『HMWPEfiberhybridratio．theflexuralandlon西tudinalcompressiveperformanceofthe3-DUH／CF／ERcompositesimproves，andtheirlongitudinalshearstrengthandimpacttoughnessdecrease．Thefracturemechanismofthe3-DUH／CF／ERhybridcompositesisdeterminedbythepropertiesofthetwofibersandtheirhybridratio．Thefiberdispersion，distributingmode，hybridratioandloadmodelhaveobviouseffectsonthehybrideffectcoefficientofthe3．DUH／CF／ERhybridcomposites．andthecomputationvaluesofthetransverseandlongitudinalshearstrengthofthehvbridcompositesthrotlghhybrideffectcoefficienthavegoodcoherencewiththeexperimentalvalues．Undertherelativehurnidityof75％，themoistureabsorptionrateofCFandUHMWPEfiberisaboutzeroand0．35％．respectively,whilethatofKFexceeds5％．ComparedwitheDoxyresin，themoistureabsorptionvelocityandrateoftheUH3D／ERandUHL／ERcompositesin37℃distilledwaterarehi曲er．FibersurfacetreatmentcalleffectivelyreducethemoistureabsorptionvelocityandrateoftheUH3以Rcomposites．Themoistureabsorptiondynamicscurvesofthe3．DUH／CF／ERhybridcompositesin37℃distilledwaterdistributebetweenthoseoftheUH3jERandCF3D／ERcomposites．anda11ofthesecurvesshowsimilartwo·stagecharacteristics．viz．thefirststageistypicalFick’sdiflusion．andthemoistureabsorptionrateandthesquarerootoftimestillsatisfylinearrelationinthesecondstage．whilethecurvesinthisstagecarlnotbedescribedwithFick’slaw．Thetwo．stagemathematitsmodeljssuccessfullyusedtoforecasttllemoistureabsorptionbehaviorsoftheUH3D厄Rand3．DUH／C耽R}wbridcompositesinthispaper．AttheslidingvelocityofO．42rrdsandthenorlTlalloadof100N．thefrictioneoe衢cientandwearrateoftheUHltCERcompositesdecreasewimmeimprovementoffibervolumefraction，andadhesivewearandlightabrasivewearOCCurinthis ABSTRACTsituation．ThefrictiontoefficientoftheCF30／ERcompositesiShigherthallthatoftlleUH3一ERandKF3D／ERcomposites，whiletheweal"rateoftlleCF3DIERcompositesiSlowestamongthethreematerials．SimilartotheUH3tCERcomposites．adhesionwearoccursonthesurfaceoftheKF3艇Rcomposites．whileabrasivewearappearsontheCF3D／ERcompositessurface．WitlltheSKITIetotalfibervolumefraction，themctioncoefficientofthe3一DUH／CF／ER11vbridcompositesincreasesandtheirweal"ratedecreaseswiththeincreaseoftheCF，UHMWPEfiberhybridration．ThewearmechanismofthehybridcompositesintensivelydependsOntheCF，UHMWPEfiberhybridration．AbrasivewearisdominantwhenthehybridratioiShigh．andcontrarilyadhesionwearisleading．ThemixtureloaddistributingmodeiSusedtoforecasttllefrictioncoeflicientoftheUH3D／ERcomposites．andtheresultshowsthatthecomputationvalueequalstotheexperimentalonewhen0=0．74仞O．1)，由此说明，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的弯曲强度不符合混合定律，且表现出负的混杂效应，而弯曲模量则与混合定律符合较好。2．3．3．2混杂比对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料剪切性能的影响姚立宁‘75)研究了混杂复合材料在受压状态下的基体剪切破坏。他认为单向复合材料受压破坏主要有两种形式，一种是材料中高延伸率纤维在压缩载荷下首先失稳，而后导致低延伸率纤维及基体发生破坏。另一种是着重考虑两种纤维受压时，产生微变形。由于高延伸率纤维的弯曲刚度低，而低延伸率纤维的 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究弯曲刚度高，它们不同程度的变形使得材料的基体产生剪切变形；同时还存在纵向压力的直接作用，也使基体出现纵向压缩变形。聚合物基体强度较低，在剪力的作用下一旦先发生破坏，纤维就失去了支持，就会造成整个材料的失效。对于三维四向编织体而言，大部分纤维方向与编织方向存在较小夹角，因而其纵向剪切强度主要取决于CF／ER相与UH／ER相的界面强度、纤维一树脂的界面强度及基体自身的强度。表2-3五种复合材料的剪切性能Table2-3Shearpropertiesoffivetypesofcomposites表2．3反映了几类复合材料的剪切性能。由表可以看出，随着混杂复合材料中CF体积含量的增加及UHMWPE纤维含量的减小，混杂复合材料的横向剪切强度下降，纵向剪切强度提高。这是因为UHMwPE纤维抗剪性能非常优异，能够有效抵抗剪切载荷，因而随着混杂复合材料中UHMwPE纤维含量的提高，其横向剪切强度提高。对于编织角较小的三维编织复合材料，其纵向剪切强度主要取决于纤维／基体界面结合性能。本实验制备的混杂复合材料采用两种纤维束内混杂编织，因此纤维混杂界面面积较大。一方面，UHMwPE纤维延伸率高，压缩刚度低，在受到剪切作用时首先发生压缩变形，其次压缩刚度大的低延伸率CF发生变形、破坏，因此在纵向剪切载荷下混杂界面更易发生破坏。另～方面，经过相应的表面处理后，CF／基体的界面结合强度明显高于UHMwPE纤维／基体界面，因此随着碳纤维含量的提高，混杂复合材料的纵向剪切强度增大。由式(1-3)计算的混杂复合材料的剪切强度也列于表2．3中。由表可以看出，混杂复合材料横向剪切强度的计算值高于试验值(p<0．05)，表现出正的混杂效应；而纵向剪切强度的试验值与计算值接近，符合混合定律。 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究2．3．3．3混杂比对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料冲击性能的影响UHMWPE纤维具有良好的冲击韧性，因此复合材料试样很难被完全冲断，为此，通过测定试样一次冲击后的剩余弯曲强度来评定其冲击强度。CF3r,／ER复合材料在冲击载荷作用下发生脆性断裂，无法测定其冲击后剩余弯曲强度，因此仅讨论含有UHMWPE纤维的混杂复合材料的冲击性能。VolumefrationofCF(％)图2．14混杂比对复合材料冲击性能的影响Fig．2—14EffectofbyrdratioOntheimpactpropertiesofthecomposites图2．14显示了混杂比对三维编织混杂复合材料冲击性能的影响。由图可以看出，随着UHMWPE纤维含量的提高，复合材料一次冲击后的弯曲强度保持率提高。这是因为材料冲击后的弯曲强度保持率取决于纤维及基体的损伤程度及界面粘结状况。UHMWPE纤维作为一类有机纤维，其韧性好，损伤容限大，经过一次冲击后损伤程度轻，而CF为无机纤维，本身脆性较大，经过表面处理后与环氧树脂基体粘结较好，复合材料抗冲击性能稍差【76】，因此随着CF在混杂复合材料中体积含量的提高，复合材料的弯曲保持率降低，即抗冲击性能下降。另外，由图可以看出，不同混杂比的复合材料的冲击性能呈正混杂效应。2．3．3．4混杂比对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料纵向压缩性能的影响曾金芳等人174]在研究KF／CF单向铺层混杂复合材料的纵向压缩性能时发现，混杂比对复合材料的压缩性能影响较大。随着CF相对含量的提高，混杂复合材料压缩强度和压缩模量明显提商，而压缩强度表现出明显的正混杂效应，压缩模量未表现出明显的混杂效应。这里研究了纤维体积含量均为40％的^琴_)l蔷口￡苗_罡看占J0崔鲁目掌∞笛 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究UH3D／ER、CF3D，ER及不同混杂比的混杂复合材料的纵向压缩强度，结果如图2．15所示。由图可以看出，UH3D／ER复合材料的压缩强度非常低，只有CF3D／ER复合材料压缩强度的三分之一，而混杂复合材料的压缩强度介于二者之间。同时随着CF相对含量的提高，混杂复合材料的纵向压缩强度增大。UHMWPE纤维的压缩强度低于环氧树脂基体，而CF的压缩强度则显著高于环氧树脂，因此，UH30／ER复合材料的压缩强度主要取决于环氧树脂基体的压缩强度，而CF30／ER复合材料及混杂复合材料的压缩强度则由碳纤维的压缩强度控制f771。采用混合定律计算混杂复合材料的压缩强度(如图2．15虚线所示)发现，与试验值非常接近，因此可以认为该混杂复合材料的压缩强度与混合定律符合较好，未出现混杂效应。图2．15混杂比对复合材料纵向压缩强度的影响Fig．2—15Effectofhybridratioonthelongitudinalcompressivestrengthofthecomposites23．4三维编织UH／CF／ER混杂复合材料破坏机理及断口形貌2．3．4．1弯曲破坏图2．16为几种复合材料的弯曲载荷一挠度曲线。如图所示，CF3I姬R复合材料在弯曲载荷下，弯曲挠度达到1．4mln时即发生脆性破坏，曲线峰型比较尖锐；当向CF3D／ER复合材料中加入UHMWPE纤维后(1撑、2撑及4撑)，复合材料表现出塑性变形特征，曲线呈现典型的“馒头峰”，尤其是l群(uH3D／ER)复合材料，弯曲挠度达到3．2IILm时才达到最大载荷，随后载荷随着挠度的增加缓慢降低。UHMWPE纤维增强复合材料的压缩强度明显低于其拉伸强度，但它的压缩应变却是拉伸应变的数倍。因此，在弯曲载荷作用下，在低应变时受压言告邑嗣菌蜀￡苗譬Is砷￡盘暑0=v 第二章三维编织uH／C肌R混杂复合材料力学行为及混杂效应研究侧纤维会出现“屈服”，对应于载荷．挠度曲线即为峰前出现的折点，但整个试样还有相当大的承载能力，故最终形成弧状峰‘781，因此与CF3D／ER复合材料相比，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的使用安全性较高。图2-16四种复合材料的弯曲载荷一位移曲线Fig．2—16Flcxuralload-displacementCurvesforfivetypesofcomposites图2．17为几种三维编织复合材料弯曲破坏后的试样照片。由图可以看出，uH30／ER及三维编织UFFCF／ER混杂复合材料均发生塑性变形，而未完全断裂；CF3以R发生了脆性断裂。图2．18为CFBD／ER及三维编织UH／CF／ER混杂复合材料(CF：UH_3：4)弯曲破坏后的断口形貌及显微组织照片，箭头1和2分别表示试样的纵向(编织方向)及厚度方向。结合图2-11UH3D／ER复合材料的纤维组织照片可以看出，CF3rJER复合材料在弯曲载荷下沿着试样厚度方向发生了完全断裂，断口平齐，为典型的脆性断口。三维编织混杂复合材料内含有两种纤维，因此断裂机制相对复杂。与UH3rCER复合材料类似，混杂复合材料受拉表面树脂也出现了微裂纹。另外由图2．18-b内部微观形貌可以看出，混杂复合材料内部也发生了明显的损伤，在CF富集的区域出现了沿着试样厚度方向的裂纹，同时裂纹以两种方式扩展：1)裂纹沿试样厚度方向向两侧扩展，在树脂富集的区域继续扩展，而当遇到UHMWPE纤维富集的区域时裂纹被终止；2)在CF富集的区域还出现了纵向裂纹，裂纹沿着纤维束，基体界面及纤维束内纵向扩展。因此对于混杂复合材料，虽然碳纤维可有效提高复合材料的力学性能，但同时也会提高材料的脆性，UHMWPE纤维的加入能够显著提高材料的韧性，并有效防止其发生突然失效。g言。一 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究图2-17弯曲破坏后三维编织及混杂复合材料试样Fig．2-173-Dand3-Dhybridcomposites(CF：UH=3：4)underflexuralload(以删3D，ER；b．CF／UH／ER(CF：UrI=3：4)；c．CF3B／ER)图2．18弯曲破坏后混杂复合材料的显微组织Fig．2·18Microstmctureofthehybridcomposites(CF：UH=3：4)a舭rflexuraltest(a．CFsI：]ER；b．UH／CF／ER(CF：UH=3：4))2．3．4．2剪切破坏图2．19为三维编织UH／CWER混杂复合材料剪切断口形貌照片。由图2．19．a和b横向剪切断口形貌可以看出，低延伸率的CF发生剪切破坏，而UI{MWPE纤维发生了脱粘、拔出，并在剪切力的作用下发生了塑性变形和断裂。由于两种纤维抗压缩性能存在明显差异，因此在横向剪切载荷下，抗压性能较差的UHIVIWPE纤维首先发生压缩变形，CF承担大部分载荷；随着剪切载荷的增大，低延伸率的cF发生剪切破坏，此时由UHMwPE纤维承担载荷；随后UHMwPE纤维发生塑性变形、拔出，并最终被剪断。 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究图2．19混杂复合材料剪切断口形貌Fig．2—19SEMphotosoftheshearfractoresurfacesofthehybddcomposites(aandb．transverseshear(CF：UH一3：4)；c．10ngitudinalshear(CF：UH--7：1)；d．10ngitudinalshear(CF：UH_3：4))图2-19-c和d是混杂复合材料的纵向剪切断口SEM照片。由图可以看出，混杂复合材料的纵向剪切失效形式由含量较高的纤维及其与基体的界面结合强度所控制。当CF含量较高时(图2．19．c)，主要发生碳纤维，基体的脱粘及纤维的断裂：当UHMWPE纤维含量较高时(图2．19．d)，混杂复合材料主要发生UHMWPE纤维的塑性变形和界面脱粘。2．3．4．3冲击破坏混杂复合材料受到冲击后，试样受冲击表面富集环氧树脂的区域会出现不规则的树枝状裂纹，但材料并末发生完全断裂。将试样出现裂纹的区域进行打磨抛光并在光镜下观察，如图2．20所示。在冲击载荷下，混杂复合材料富集CF的区域也发生了部分断裂，但富集UHMWPE纤维的区域并未发生明显的变化(见图2．20)。冲击过程中的总能量可分为两部分：(1)储存在复合材料内部的弹性能， 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究这部分能量将在复合材料试样发生最大形变后因为反弹流失掉；(2)复合材料吸收的能量，这部分能量主要可分为以下几部分：基体及韧性纤维塑变、断裂及纤维／基体界面脱粘等吸收的能量和脆性纤维断裂消耗的能量。复合材料吸收的能量会导致内部产生损伤破坏，最终影响其弯曲强度保持率‘鹋1。图2．20混杂复合材料冲击后微观形貌Fig．2-20Microstructureofthehybridcompositesafterimpact2．3．5三维编织UH／CF／ER混杂复合材料混杂效应2．3．5．1混杂效应的产生混杂复合材料性能是否产生混杂效应取决于很多因素，如界面结合情况I，6】、不同纤维的层问数及居于最外侧的纤维种类157】等。一般情况下，当各类纤维与基体理想结合时，复合材料的弯曲、剪切性能符合混合定律，且利于实现正的混杂效应，而适当的界面结合性能才有利于复合材料冲击性能的提高【79】。也有研究表明180】，UHMWPE纤维经氧等离子处理后有效提高了其与环氧树脂之间的界面粘结性能，但该处理对复合材料的拉伸、压缩及弯曲等性能几乎没有影响。另有研究发现l75】，若层板复合材料试样中不同纤维的层间数过多，由弯曲引起的层间破坏对弯曲强度有影响，因而呈负的混杂效应。Li等人【57】在研究UHMWPE纤维及CF混杂复合材料的压缩及弯曲性能时发现，若UHMWPE纤维及CF层间数较多且UHMWPE纤维位子最外侧时，混杂复合材料的压缩及弯曲性能较低，并呈现负的混杂效应。由表2．2可知，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的弯曲强度呈明显的负混杂效应(p<0．05)，弯曲模量与混合定律符合较好。对三维编织混杂复合材 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究料而言，每一束纤维都是由两种纤维组成的，因此与层板混杂复合材料相比，混杂界面面积更大。混杂复合材料的弯曲强度由其弯曲过程中的最大破坏载荷确定，因此由弯曲变形引起的层间破坏对弯曲强度影响很大。UHMWPE纤维表面呈化学惰性，即使经过表面处理，其与树脂基体的结合强度仍然较低。在弯曲载荷下，UHMWPE纤维／基体和uHMwPE纤维束／CF束界面较易发生脱粘和破坏，故三维编织uH／CF／ER混杂复合材料的弯曲强度呈负混杂效应。而弯曲模量是由载荷．位移曲线弹性段的关系确定，在弹性区材料距离破坏尚远，UHMWPE纤维／基体和UHMWPE纤维束／CF束界面损伤尚未形成，因此各组分可很好地协调作用，共同承担弯曲载荷，因此，弯曲模量与混合定律符合较好。由于UHMWPE纤维本身抗压性能较差，因此混杂复合材料在纵向压缩载荷下主要由CF承载。只有当CF发生屈曲断裂后，UHMWPE纤维才会承担载荷。但是CF复合材料的纵向抗压性能明显优于UHMWPE纤维复合材料，因而混杂复合材料的压缩破坏载荷大部分由其中的CF／ER复合材料相来承担。所以，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的纵向压缩强度与混合定律符合较好。2．3．5．2三维编织UH／CF／ER混杂复合材料混杂效应系数的估算为了科学应用混杂效应，必须在设计材料时，使所需要的材料性能表现正的混杂效应，并将性能最好的材料安排在最合理最需要的部位，而部分表现负混杂效应的性能又是材料使用过程中所允许的，这样才能最大限度地发挥混杂复合材料的优越性。我国学者提出用混杂效应系数来度量混杂效应(式1-5)。若混杂效应系数已知，则由混杂效应系数及混合定律即可获得混杂复合材料的实际性能。但是，混杂效应不仅受组分结构和性能的影响，而且还与加载形式、界面状态以及对能量的不同响应有关。通过实验获得混杂复合材料的混杂效应系数，以期对材料的性能进行预报需要大量实验数据做基础，同时这种方式仍然摆脱不了“炒菜式”的材料研究方法，对材料的选取和应用不具有指导作用。因此建立一种适用于混杂复合材料混杂效应系数估算的方法无疑具有重要的意义。混杂效应系数与分散度密切相关。Mander和Bader称混杂复合材料中最小重复单元厚度的倒数为分散度。用这种方法表征混杂复合材料的分散状态未能考虑整个试样中所含重复单元的数目以及铺层厚度和板厚效应等因素的影响，因此还未见到实际应用。宋焕成等人【461在上述概念的基础上，考虑到混杂层板厚度、单一纤维板的厚度、最小重复单元中所包含的不同纤维层数等因素，提出分散度系数(t,o)表示混杂材料中纤维的分散程度，并用矿、纤维相对含量、 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究结构参数来表征混杂效应系数Rc(见式1-6和1．7)。张佐光等人用该估算方法预测了玻璃纤维、碳纤维混杂复合材料的拉伸模量与强度，取得较好结果。但该方法未能反映出界面粘结情况对混杂效应的影响，因此具有一定的局限性。吴志杰等人在该方法的基础上引入界面粘结系数C，将混杂效应系数趣表示如下：也=CK2妒(1一％)(2—5)式中：尼一混杂效应系数：C一界面粘结系数；妒一混杂分散度系数值；％一碳纤维相对含量；x一混杂结构参数(层间混杂K=1，夹芯混杂K=2)。他们用该方法预测了GF／CF混杂复合材料的热膨胀性能，取得了较好的效果。但这种估算方法仅对层板混杂复合材料适用，而对单向混杂纤维、短纤维混杂以及三维编织混杂复合材料是否适用有待商榷。三维编织复合材料是复合材料中的重要成员，由于其优异的整体性和可设计性在航空航天、汽车及民用领域得到了广泛的应用。借鉴式2．5对三维编织混杂复合材料的混杂效应系数进行估算。则必须对分散度和混杂结构参数进行定义。在界面粘结强度一定的情况下，混杂效应系数疋是分散度系数、混杂结构参数以及树脂相对含量(1-呦的函数，即：R。=厂(妒，K，％)(2-6)式中，矿一混杂分散度系数；K一混杂结构参数，反映纤维分布方式；场一混杂纤维中碳纤维相对含量。(1)分散度系数妒的确定图2-21三维编织混杂纤维基本结构(乱示意图；b．实物图)Fig．2-21Basalstructureof3一Dbraidedhybridfabric 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究混杂复合材料的分散度与混杂纤维的结构密切相关。为了定义三维编织混杂复合材料的分散度，首先应了解三维四向编织体的结构。图2．2l为三维混杂编织体的基本结构图。由图可以看出，描述编织体基本结构的参数主要有花节长度(h)、花节宽度(b)、表面纱线倾斜角(0)和编织角(a)等(见图2．21．a)。编织体外部尺寸相同时，随着纤维含量的不同，编织体的结构参数也会发生相应的变化。本试验选用的混杂三维编织体实物图如图2-21．b所示。由图可以看出，混杂三维编织体中两种纤维的走向基本一致，其结构也可用与单一纤维编织体类似的结构参数来表征。但当混杂比变化时，每束编织纤维的尺寸不同，为了获得相同的外部尺寸、纤维体积含量及编织角，则织口所用的编织纤维束数量不同，从而由该编织体制备的混杂复合材料内部结构重复单元也发生一定的变化。图2-22复合材料空间结构伍层板混杂；b．三维编织)Fig．2-22Structuresofhybridcomposites表2-4混杂三维编织体基本参数Table2-4Basicparametersofdifferenthybrid3-Dbraidedfabrics图2．22反映了层板混杂及三维编织复合材料的空间结构。层板混杂复合材料的最小重复单元如图2．22-a所示，而三维编织复合材料的最小重复单元是b38 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究×b×h的长方体(b=2c)(图2-22．b)。混杂三维编织体的整体结构与单一纤维三维编织体类似，只是编织纤维束由两种不同的纤维构成。本文选用的三维编织UH／CF／ER复合材料的编织基本参数如表2．4所示。由表可以看出，混杂比不同，纤维束内两种纤维的根数不同，则编织体的花节长度及宽度不同。与层板混杂复合材料不同，束内编织混杂复合材料的分散度不可用最小重复单元的厚度来定义，而需要重新定义。为了简化混杂三维编织复合材料内部结构，作如下假设：(1)纤维束在混杂复合材料内呈圆柱体，且在横截面内均匀分布；(2)纤维及纤维束在混杂复合材料中足够小的长度内近似直线；(3)编织体内纤维束与编织方向的夹角一定，且与编织角相同，因此横截面上纤维束呈椭圆形(图2．23)；’由此，混杂三维编织复合材料的最小重复单元应以混杂纤维束为基础，则材料的分散度系数可定义为：(2-7)式中：s一混杂复合材料横截面积；埘一混杂复合材料横截面上纤维柬的个数；s矿一CF／ER相的横截面积：州∥一cF／】孤相重复单元个数；＆^一u}l／ER相的横截面积；m。h--UH／ER相重复单元个数；，z旷一最小重复单元内碳纤维根数；，l曲一最小重复单元内超高分子量聚乙烯纤维根数。图2．23混杂三维编织体横截面示意图Fig．2-23Schematicdiagramofthecnmsectionofhybrid3-1)braidedcomposites用上式对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的分散度系数进行计算，结果如表2—5所示。妒值综合地反映了横截面上纤维分布方式、最小重复单元以及重复单元的组成。妒值的变化与实际混杂复合材料内部纤维分散程度相对应。妒越高，则表示纤维分散越均匀。 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究表2-5混杂三维编织体分散度系数Table2-5Dispersioncoefficientofdifferenthybrid3-Dbraidedfabric(2)混杂结构参数的确定在加载形式一定的情况下，混杂结构参数K应等于混杂效应系数疋与妒．(1．％的比值。由碳纤维体积含量、分散度系数以及剪切强度计算获得的三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的混杂结构参数尺列于表2-6中。由表可以看出，横向和纵向剪切强度获得的混杂结构参数不同，因此，混杂效应系数还应是载荷方式的函数。表2-6混杂三维编织体混杂效应系数Table2-6Hybrideffectratioofdifferenthybrid3-Dbraidedfabric由表2-6获得横向及纵向剪切载荷下三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的混杂结构参数分别为0．925土0．009和O．554士0．007。为了验证该混杂效应系数估算方法，采用式2．7计算了CFAJHMWPE纤维混杂比为3／7的三维编织混杂复合材料的分散度系数及混杂效应系数，结合混杂结构参数计算的该混杂复合材料的横、纵向剪切强度分别为182．8MPa和31．5MPa，与试验值符合较好。2．4本章小节(1)随着纤维体积含量的增加，UH3rdER复合材料的弯曲、剪切及冲击性能提高，纵向压缩强度降低；弯曲载荷下，UH3NER复合材料受拉面树脂 第二章三维编织UH／CF／ER混杂复合材料力学行为及混杂效应研究出现垂直于拉应力的横向裂纹，而受压侧无明显变化；UH3以R复合材料的纵向剪切破坏主要发生在树脂基体和纤维／基体的界面处，而其横向剪切破坏则主要是树脂和基体的塑性变形和剪切破坏；(2)在总纤维体积含量一定的情况下，随着碳纤维含量的提高，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的弯曲及纵向压缩性能提高，而纵向剪切强度及冲击性能降低，且弯曲强度表现出负的混杂效应，横向剪切强度及冲击性能表现正的混杂效应，而弯曲模量、纵向剪切强度及纵向压缩强度与混合定律符合较好，未表现出正的或负的混杂效应；(3)三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的破坏机理与UH3rdER和CF30／ER复合材料相比具有特殊性。其破坏机理与UHMWPE纤维和CF自身性能及二者的混杂比密切相关；(4)三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的混杂效应系数与纤维分散度、纤维分布方式及相对含量、加载方式等因素密切相关。由本文建立的混杂效应系数估算方法获得的混杂复合材料的横、纵剪切强度与试验值符合较好。41 第三章UH，o／ER复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究第三章UH3tCER复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究3．1引言复合材料在制造、使用及储存过程中不可避免会与湿热介质接触，其性能必然会受到水分子的影响。水的存在通常会对复合材料产生两方面的影响，其一是水对基体树脂起增塑作用，引起膨胀和玻璃化转变温度(T。)降低；其次是水对树脂结构和界面结构起水解和解吸附作用，因此复合材料长期处于湿热环境会使复合材料的性能下斛81】。超高分子量聚乙烯(uHMwPE)纤维是继碳纤维、芳纶纤维之后出现的又一类高性能纤维，它具有密度低(0．97g／era3)，比强度、比模量高，抗冲击性和抗腐蚀性好等特点，同时UHMWPE纤维表面呈化学惰性，对水分子等极性分子不敏感，因此在航空航天及军事等尖端领域的应用较为广泛[42,44]。但UHMPE纤维抗压缩、耐高温及抗蠕变性能差，且其表面呈化学惰性，与树脂基体结合性较差【531，因而在一定程度上限制了UHMWPE纤维在高性能复合材料中的应用。将UHMwPE纤维与CF混杂可显著提高复合材料的力学性能，但是碳纤维的加入必然对UHMWPE纤维复合材料的吸湿性能产生一定的影响。复合材料的吸湿过程主要涉及以下三个方面：水分子在树脂基体中的扩散，水分子沿纤维．基体界面的毛细作用及水在孔隙、微裂纹和界面脱粘等缺陷中的聚集作用[82,831。因此复合材料的吸湿行为与树脂、纤维的性质有关，同时还受到复合材料制各工艺的影响。由于uHMWPE纤维在潮湿环境中吸湿较少，因此复合材料中水分扩散主要由基体的吸湿控制。理论上，复合材料的吸湿量可通过纯基体与纤维体积份数来预测，但实际情况并非如此。由于复合材料中有大量界面存在，因此复合材料的吸湿量往往高于预测值。而对于混杂复合材料，它除了具有复合材料的特点外，其内部结构和两增强相之间的相互作用也更复杂，因此吸湿规律也会表现出新的特点，有必要对其进行深入研究。Zhou等人唧l系统地研究了水分子在环氧树脂中的存在形式。研究发现水分子通过氢键与环氧树脂结合，根据氢键的复杂程度及激活能的大小将环氧树脂中的水分子分成两类。第一类水分子与环氧树脂网络以单键形式结合，这类水分子激活能比较低，因此较容易脱离环氧树脂，但它们是环氧树脂中水分子存在的主要形式；第二类水分子与环氧树脂网络以多键结合，因此激活能比较高，也很难从环氧树脂网络上脱离。第二类水分子的含量主要依赖于吸湿温度和吸湿时间，吸湿温度越高，吸湿时间越长，则环氧树脂内部第二类水分子的含量就越高。 第三章UH3dER复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究描述材料吸湿行为的参量主要有平衡吸湿量尬和扩散系数D。^矗强烈依赖于相对湿度，但对温度不太敏感；而D主要受到环境温度的影响。材料的吸湿过程比较复杂，扩散类型可能有Fick型、非Fick型和异常扩散。其吸湿量M与时间t的关系可表示为：M=Kt”(3．1)其中：M一吸湿量；，～吸湿时间；K--与D有关的常数；力一与扩散类型有关的指数，对Fick型扩散玎=1／2，对tEFiek型扩散以=1，对异常扩散胛介于1／2与1之间。扩散系数与温度之间的关系：D=Doexp(-AE／R乃(3-2)其中Do与4胸为常数，T为绝对温度。鉴于三维编织及混杂复合材料吸湿行为研究的重要意义以及目前国内外相关内容的研究现状，本章拟就如下问题进行研究：(1)相对湿度下各种纤维(超高分子量聚乙烯纤维、碳纤维及芳纶纤维)的吸湿规律：(1)UH3r)／ER复合材料的吸湿规律及影响因素(纤维体积含量、温度、表面处理、浸渍液等)；(2)吸湿对UH3D／ER复合材料力学性能的影响；(3)UH3IdER复合材料的吸湿机理及吸湿曲线模型；(4)三维编织UH／CF／ER复合材料吸湿规律及机理分析。3．2实验部分3．2．1实验材料及方法实验材料、纤维表面处理以及复合材料制备方法同第二章。3．2．2性能测试3．2．2．1吸湿实验(1)将纤维放A40．12烘箱中烘至恒重，称0．5g左右的纤维放入干燥箱内备用；配$)]NaCI饱和溶液(相对湿度75％)放入干燥器中进行吸湿实验，定期称量纤维的吸湿量。 第三章UH3D／ER复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究(2)将尺寸为6mm×12minx2iILrn的试样洗净，烘干至重量不再减少(重量变化小于1mg)，称量此时试样重量，记为干燥状态重量％。(3)将烘干后的试样浸泡于不同环境(包括不同温度及不同浸渍液)中的溶液中，每隔一定时间取出，用滤纸擦干表面水份，迅速用电子天平称其重量变化，称重后立即放回烧杯中，按照公式(3．3)计算吸湿率：M：—W,-—Wo×100(3．3)‘Wo。式中：醪7一吸湿前试样原始重量(g)；阡7一时刻试样重量(g)；岫时刻试样吸湿率(％)。通常用^如代表试样饱和吸湿率(％)；用K代表吸湿速率常数，表征材料吸湿过程的快慢，K是吸湿曲线的斜率，即：K：1M—tl-下Mr2(3-4)q11—0t2其中：Mt卜Ma分别为t卜t2时刻试样的吸湿率(％)。在材料吸湿的初始阶段，常用Fick第二定律来描述水的扩散行为‘s31，即满足：警=D警@s，西a2z其中：D一表观扩散系数；M一吸湿量；f一吸湿时间；z一试样厚度方向。由分离变量法可求得扩散系数D表达式：～㈨2(揣]2其中：矗一试样厚度。3．2．2．2力学性能测试(3．6)在吸湿过程中每间隔一段时间测定三维编织复合材料的力学性能，分析其力学性能随吸湿时问的变化规律。测试内容包括：弯曲性能、横向剪切和纵向剪切强度，测试方法同第二章。3．2．2．3孔隙率测试根据GB1033．70和ASlMD2734．70测定所制备试样的孔隙率以计算公 第三章UH3以R复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究式如下：肚加o-do(；q+争(3．7)式中：V—孔隙率，体积百分比(％)；盔一复合材料密度(g／cm3)；r一树脂质量百分比(％)；，一纤维质量百分比(％)；4广_树脂密度(g／cm3)；df一纤维密度(g／cm3)。复合材料试样密度盔通过实验测得，按照公式(3-8)计算：小掣(3．8)式中：G—试样和金属丝在空气中的质量(g)；Gl一试样和金属丝在浸渍液中的质量(g)；g一金属丝在空气中的质量(g)；办—浸渍液密度(g／era3)。3．2．2．4微观分析采用OLYMPUSC．35A型光学显微镜及XL30ESEM型扫描电子显微镜(SEM)对吸湿后复合材料表面及内部结构进行观察；采用德国KK公司的USIP12型超声探伤仪(5M水浸聚焦探头，SM．2000超声自动检测系统)对吸湿后试样进行损伤检测。3．3结果与讨论3．3．1相对湿度下纤维的吸湿规律一般认为碳纤维作为无机纤维在湿热环境中吸湿量非常小，几乎可以忽略，因此碳纤维复合材料的吸湿行为主要受基体和纤维／基体界面控$|It59．ssj。理论上，该复合材料的吸湿行为可通过树脂基体的含量以及考虑纤维／基体界面效应综合来预测。有机纤维(如UHMWPE纤维及芳纶纤维)在湿热环境中自身分子链会与水分子发生作用，吸收一定量的水。因此，在研究有机纤维复合材料吸湿行为之前，需要对纤维的吸湿规律进行研究。本文研究了UHMWPE纤维、碳纤维(CF)及芳纶纤维(KF)在75％相对湿度下的吸湿行为，结果如图3．1所示。由图可以看出，CF在75％湿度条件下几乎不吸湿，UHMWPE纤维吸湿率也很小，平衡吸湿率仅为0．35％，而KF在截止试验结束时的吸湿率已超过5％，并有继续增大的趋势。 第三章UH3班R复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究Time倪(h1’图3．1纤维在75％湿度下的吸湿量一时间曲线Fig．3-lMoistureabsorption-timeClJIVOSoffibersunderthehumidityof75％Sp血gcr等人【眠8刀用下式计算纤维吸湿过程中的扩散系数。D=(M。xd／M。×4)2万／f(3．9)其中，^t为f时刻的吸湿率，M。为平衡吸湿率，d为纤维直径，f为吸湿时间。表3．1纤维在75％湿度下的D和足Table3-1DandKoffibersunderthehumidityof75％采用式3．4和式3，6计算获得的UHMWPE纤维、CF及KF的吸湿速率常数K及扩散系数D列于表3．1。由表可以看出，UHMWPE纤维的扩散系数约为KF的2倍，而UHMWPE纤维的吸湿速率常数仅为KF的1／10，即uHMWPE纤维的吸湿速率远远低于KF。与纤维的吸湿性密切相关的因素主要是纤维的化学结构、微观结构和表面构造等Is81。在吸湿过程中，纤维与水分子主要以氢键结合，因此纤维的化学结构是决定纤维吸湿性的最主要因素f88I。超高分子量聚乙烯的分子链主要由碳氢原子组成，分子中无极性基团，所以UHMWPE的吸水率在工程塑料中是最小的，属疏水性高分子材料。它吸收少量的水分是其固体表面的物理吸附作用引 第三章UH3dER复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究起的，因此吸湿能够很快达到平衡。KF表面含有较多亲水性基团，极性较高，因此，较易与水分子发生键合，使水分子失去热运动能力。随后己吸附在KF表面的水分子同样具有吸附能力，会间接吸附少量的水分子。另外，水分子也能够进入KF的非晶区，包括无定形区和微晶与原纤中的缺陷。因此，与UHMwPE纤维相比，KF的吸湿速率和平衡吸湿率较大。3．3．2UIt3dER复合材料的吸湿行为及影响因素与KF相比，UHMWPE纤维自身的吸湿量较低，这有利于获得吸湿量较低的复合材料，但复合材料的吸湿行为较为复杂，受到诸多因素的影响。因此本节深入地研究UH／ER复合材料的吸湿性能及影响因素。3．3．2．1UH／ER复合材料的吸湿特性Time忱(h1’图3-2纯环氧和UH／ER复合材料吸湿动力学曲线Fi吕3-2Moistureabsorption-timeClllveSofepoxyresinandUH／ERcompositesunderthehumidityof75％图3．2为纯环氧(ER)、UH3D／ERff铂UHL／ER复合材料(吩=30％)在37℃蒸馏水中的吸湿动力学曲线。由图可以看出，三种材料的吸湿曲线表现出相似的变化规律，即分为明显的两阶段：第一阶段(吸湿初期)，材料的吸湿率随时间的平方根呈线性增加，为典型的Fick扩散；随着吸湿的继续，到了第二阶段，吸湿率并未达到平衡，仍随时间的平方根呈线性递增，但此时不可用Fick定律进行描述。将图3．2中几种材料的吸湿动力学曲线的线性部分进行线性拟合，直线的斜率可 第三章UH3r／ER复合材料及其碳纤维混杂复合材料湿热环境行为研究直接反映不同时刻几种材料的吸湿速率大小，结果如表3．2所示。由表可以看出，吸湿第一阶段，ER的吸湿速率明显高于UH3D／ER和UHL，ER复合材料(pO．1)。到了吸湿中后期(第二阶段)，三种材料的吸湿速率降低，ER的吸湿率明显高于UHr／ER与UH3r／ER复合材料，而UHL／ER复合材料的吸湿率略高于UH3D／ER复合材料(pO．1)；第二阶段，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的吸湿率略低于单向混杂复合材料(p／ER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测CF3相R复合材料的磨损以磨粒磨损为主。由图4．15．bCF3施R复合材料在钢环作用下形成的磨屑SEM照片可以看出，磨屑由树脂磨屑和部分断裂的碳纤维碎屑，因此在钢环作用下，CF3胡佩复合材料主要发生磨料磨损和粘着磨损。图4．15-c和d分别是KF3以R复合材料的磨损面及磨屑形貌。由图可以看出，KF3r,／ER复合材料磨损面除了有树脂基体的粘着痕迹外，部分芳纶纤维在钢环表面微凸体的粘着力作用下发生了劈裂和微纤化。观察KF3rdER复合材料的磨屑可以发现，与UH3棚R复合材料的磨屑(图4-3-b)类似，磨屑多呈大片状，还有部分芳纶纤维的微纤，因此KF3r,／ER复合材料主要发生粘着磨损，并伴随一定的磨粒磨损。增强材料分子结构不同，则相应的复合材料在钢环的作用下产生的摩擦热也不同。图4．16反映了热像仪跟踪摩擦副在与不同材料摩擦过程中的温度变化情况。由图可看出，随着摩擦时间的增加，除了CF3D，ER复合材料的摩擦副温度先增大后下降外，其它几种材料的摩擦副温度均有不同程度的升高。这是因为有机纤维及树脂基体都是热的不良导体，因而摩擦过程中产生的大量摩擦热难以及时导出，导致材料表面温度不断上升。碳纤维具有良好的润滑性，随着摩擦的进行更多的碳纤维暴露出来并发生磨损，在偶件表面逐渐形成一层不规则的碳膜【133]，部分阻挡了摩擦界面向摩擦副的传热，另一方面，磨损产生的细小磨屑也会带走部分热量，因此随着摩擦时间的延长CF3觚R复合材料的摩擦副温度反而略有下降。，．、e2皇是岂昌∞一Time(min)图4一16不同纤维复合材料(pr尸36％)摩擦副温度一时问曲线Fig．4-16Counterparttemperature-timecurvesofdifferentcomposites(吩=36％)80 第四章UH3rCER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测4．3．6三维编织UH／CF／ER复合材料摩擦磨损性能混杂复合材料由于其优越的可设计性和低成本，吸引了越来越多科研工作者的目光。目前对于混杂纤维复合材料的研究大多集中在力学性能方面，而对其摩擦磨损性能及磨损机理的探讨还远没有其它复合材料深入。杨生荣等114”研究了钢纤维及铜纤维混杂增强P1下E基复合材料的摩擦学性能，发现混杂纤维增强复合材料的磨损率比单一纤维增强材料的低，他认为这是由于钢纤维具有较高的刚度和强度，铜纤维具有良好的延展性和抗疲劳性，两者间产生协同效应所致。Krey等D48]考察了cF和AF增强尼龙复合材料与45#钢相互作用时的摩擦磨损性能，其纤维排列方式为CF和滑动方向平行而AF与滑动方向垂直。结果表明，CF体积分数为2种纤维含量60％作用时磨损率最小。但目前对纤维的混杂协同效应的研究还不多。目前对混杂复合材料的摩擦磨损性能研究主要集中在增强相(包括颗粒或短纤维)、载荷及表面处理等因素对混杂复合材料摩擦磨损性能的影响以及各混杂复合材料的磨损机制等方面。4．3．6．1混杂比对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的摩擦磨损性能的影响e喜量差墨图4-17混杂比对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料(吁=36％)稳态摩擦系数的影响Fig．4-17Effectofvolumefractiorlofcarbonfiberonthefiictionandwearcharacteristicsofthe3·DUH／CF／ERcomposites(吩236％)混杂比是影响混杂复合材料性能的一个重要参数。图4-17反映了混杂比对三维编织UH／CF／ER混杂复合材料摩擦磨损性能的影响。由图可以看出，UH3D／ER复合材料的摩擦系数明显低于CF3觚R复合材料，而混杂复合材料的摩擦系数基于以上二者之间，同时随着CF与UHMWPE纤维混杂比的增大，81IⅡo—o墨go目。薯譬-匝 第四章UH，t,／ER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的摩擦系数增大，但比磨损率降低。UHMWPE纤维为热塑性材料，在热量及摩擦力的双重作用下较易发生塑性变形，因此试样表面相对光滑(粗糙度仅为0．13士0．1run)。而cF为无机脆性材料，在相同的载荷及滑动速度下有可能发生脆性断裂(如图4．15-b)，形成的磨屑不断在试样表面产生犁削作用，从而导致CF3D／ER复合材料的磨损面相对粗糙(粗糙度为O．19-J：0．1pm)，因此CF3NER复合材料摩擦系数大于uH3D／ER复合材料。然而，UH30／ER复合材料的强度及硬度显著低于CF3rvtER复合材料，因此，与CF3加R复合材料相比，UH3D／ER复合材料的比磨损率明显较高。混杂复合材料的摩擦系数及比磨损率均介于二者之间，且随着碳纤维含量的增加，混杂复合材料的摩擦系数增大，比磨损率降低。总的来说，UHMWPE纤维有利于降低混杂复合材料的整体摩擦系数；而CF强度及刚度较大，可对环氧树脂基体起到很好的支撑作用，因此碳纤维的加入可显著提高复合材料的硬度和强度，使混杂复合材料获得较好的耐磨性。4．3．6．2三维编织UI[t／CF／ER混杂复合材料的磨损机理研究图4-18为三维编织UH／CF／ER混杂复合材料(CF：UH=3：4)在100N载荷及0．42m／s滑动速率条件下的磨损面sEM照片。由图4．18．a可以看出，混杂复合材料的磨损面表现出UH3IdER及CF3rdER复合材料各自的特征。在UHMWPE纤维富集的区域，纤维发生明显的塑性变形，并有被钢环粘连的痕迹(图4．18-b)，即以粘着磨损为主；而在CF富集的区域，纤维在摩擦力的作用下发生脱粘和断裂(图4．18．c)，最终形成碎屑，促使磨粒磨损的发生；在环氧树脂富集的区域也发现明显的粘着磨损(如图4．18．d所示)。由此可见，混杂复合材料的磨损机理较为复杂，往往多种磨损形式并存，而以何种磨损机理为主则取决于接触面上纤维的种类和数量。因此，在纤维体积含量一定的情况下，当CF与UHMWPE纤维的混杂比较高时，混杂复合材料主要发生磨粒磨损，并伴有一定的粘着磨损；而当UHMWPE纤维的体积含量远高于CF含量时，混杂复合材料的磨损机理以粘着为主，磨粒磨损为辅。因此，混杂复合材料与单一纤维复合材料相比具有更高的可设计性，可根据应用场合的不同选择不同的纤维和混杂比，以获得满意的摩擦磨损性能。 第四章UH3D／ER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测图4-18三维编织UH／CF／ER复合材料磨损面SEM照片(&混杂复合材料；b．UHMWPE纤维富集区；c．碳纤维富集区；d．树脂富集区)Fig．4-18SEMphotosofwornsurfacesofthe3-DUFFCF／ERcomposites4．3．7三维编织复合材料摩擦系数预测多相材料以及人工合成复合材料在摩擦领域应用非常广泛，因此其优良的耐磨性非常重要。复合材料中增强相有很多形式，如颗粒、晶须纤维及各种编织体。在工程应用中增强相大多具有高的硬度、强度和模量，而基体大多是软或脆的材料，因此理想的复合材料应发挥基体及增强相的优点，并避免各自的缺点。复合材料的摩擦磨损行为非常复杂，它不仅涉及到各相材料的摩擦性能，还与各相的含量、分布以及各相之间的界面粘结密切相关。目前，对于复合材料的摩擦磨损性能的试验研究已经非常普遍，但是建立一种通用的模型或算法来预测复合材料的摩擦磨损性能的报道还非常少，尤其是纤维增强的复合材料。Axen等【149]人建立了一种模型以预测复合材料的摩擦系数及耐磨性。该模型认为复合材料的摩擦系数是复合材料中各相的耐磨性、面积分数 第四章UH3dER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测及摩擦系数的函数。Sch6n等人建立模型预测了层板复合材料在不同接触形式下的摩擦系数，并研究了其组成要素【150】。在理解复合材料的摩擦系数之前，需要了解不同组分材料的摩擦系数值，同时还应考察它们应如何叠加才能与测得的复合材料摩擦系数值吻合。Bowden和Tabor、认为115”材料的摩擦系数Ⅳ应该是由粘着引起的摩擦系数∥。和犁削引起的摩擦系数u。组成，即∥2儿+up(4-5)在此基础上，人们开始研究粘着及犁削作用对摩擦力的影响，并建立了一些摩擦磨损模型，探讨了金属材料、磨料颗粒形状及增强相对复合材料摩擦磨损性能的影响。Zhang等人l”2l在Bowden和Tabor的理论基础上建立了一种新的摩擦磨损模型，他们认为复合材料的摩擦系应分为由粘着、犁削作用引起的摩擦系数以及增强相断裂引起的摩擦系数之和，通过金属基复合材料的磨损形貌及划痕试验得到了很好的验证。但用这些模型预测复合材料的摩擦磨损性能时，需要已知的参数非常多，如各相的断裂韧性、硬度、增强相的形状因子等，因此计算过程相对复杂。另外，现有的大多数模型都是基于颗粒增强复合材料建立起来的，因此用其预测纤维增强复合材料的摩擦磨损性能时存在较多疑点。本文在前人研究结果的基础上，建立适用于三维编织纤维增强复合材料摩擦磨损性能预测的方法。4．3．7．1基本理论根据Amonton．Coulomb定律，固．固界面的最大静摩擦力随着垂直于界面的正压力线性增加，即：F=∥·L(4·6)其中，，为静摩擦力，∥为摩擦系数，三为正压力。摩擦过程中，复合材料内各相对摩擦副而言都是刚性的，因此摩擦面上每一相i在与摩擦副接触时表现出自己的摩擦系数以，他们承受的正压力为厶，因此每一相受到的摩擦力为F，即：E=朋·L，(4—7)则复合材料受到的总的摩擦力F就为每一相摩擦力的和，设复合材料共有Ⅳ种不同的相。此时：ⅣF=∑鸬￡，(4-8)84 第四章UH3r／ER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测由上式可以看出，为了求得复合材料的摩擦系数，必须先获得各相的摩擦系数及承受的载荷。各相的摩擦系数可以通过试验获得，而在摩擦过程中承受的载荷分布情况则相对复杂。Ax6n等人【1491提出两种载荷分布模型，即等正压力模式(EP)和等线性磨损率模式(Ew)。这两个模型是基于Archard方程(即材料体磨损率正比于外加载荷的假设)建立起来的，并假设在摩擦过程中，各相的摩擦系数及比磨损率不会相互影响。若复合材料中f相在摩擦面上的面积分数为口。，对于EP模式(即单位名义接触面积上的正压力相等)，i相承受的正压力为：上，=￡·q(4—9)因此，复合材料的整体摩擦系数Ⅳ满足如下关系：Ⅳ／z=∑∥，吼(4-10)i-I其中／．t，表示i相材料的摩擦系数。对于EW模式，各相具有相等的线性比磨损率屯(即单位滑程内的磨损深度)，设i相的名义接触面积为4，体积比磨损率为K，则复合材料的整体比磨损率K可表示为：Ⅳx=∑K。4(4-11)i-I设K的倒数为Q，，表示i相的耐磨性大小，则i相承受的正压力为：厶=，fQ。]上l—矿。～P，I∑or,g)，I＼i=l／(4．12)则复合材料整体的摩擦系数和比磨损率则满足如下关系：∥：窆／zl≠L嘶(4．13)／z∥=∑可兰L嘶(4·“1∑a!．f2。‘一“n=lEP和EW模式是摩擦过程中载荷分布比较理想的状态，在复合材料实际使用过程中是无法达到的上下限。对于不同类型的复合材料，摩擦过程中接触面的相互作用方式不尽相同，因此接触面上的载荷分布状态应介于EP和EW模 第四章UH3tCER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测驴三卜翥m口)}，∽⋯l∑啦，J＼，；l／Ⅳ∥=∑一J，l口#+(1一口)b，(4．15)∑％Q。ln=l／由4．5至4．14可知，当复合材料中各相材料的摩擦系数及耐磨性已知时，可通过上述EP、EW及混合模型对复合材料的摩擦系数进行预测。除了EP载荷分布模型以外，复合材料内部各相的耐磨性也会对相应的摩擦系数产生一定的影响。4．3．7．2OrIjdER复合材料摩擦系数预测由于UHMWPE纤维与环氧树脂性能存在明显差异，不可用单纯的EP或EW压力分布模型来描述在摩擦过程中其承受的正压力分布状态，因此可用混合模式对该材料的摩擦系数及比磨损率进行预测。在100N载荷和0．42m／s滑动速度下，ER摩擦系数为0．4425，比磨损率为21．8×10一mm3／Nm，UHMWPE的摩擦系数为0．045，体积比磨损率为9．9x10_6mm3／NmI”31。采用式4．15预测UH31s／ER复合材料的摩擦系数，结果如图4．19所示。由图可以看出，采用EP模式计算的摩擦系数明显大于EW模式的计算值，而混合模式的计算值则位于EP和EW模式之间。当EW模式所占的比例e增大时，则混合模式的摩擦系数计算值就越接近EW模式摩擦系数曲线。不同纤维体积含量的UH3D／ER复合材料在100N载荷和0．42m／s滑动速度条件下的获得的摩擦系数也标于图中。通过计算发现，当0=0．74时，采用混合正压力分布模式计算的摩擦系数与试验值符合较好(p<0．05)。 第四章UH30／ER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测图4．19不同纤维体积含量时UH3r,／ER复合材料摩擦系数的模型预测值与试验值Fig．4-19Modelpredictions(1ines)andexperimentallymeasured(point)frictioncoefficientversusvlfortheUH3r,／ERcomposites4．3．7．3三维编织Utl／CF／ER混杂复合材料摩擦系数预测与单一纤维三维编织体相比，混杂纤维编织体中包含至少两种或两种以上的增强体，因此其结构及摩擦行为更加复杂。本试验所用的混杂三维编织体外表面及其示意图如2．21所示。由图可以看出，采用束内编织时，编织体内两种纤维的走向相同，因此在纤维含量一定的情况下，编织体外表面上两种纤维的面积比与混杂比近似相等。由于碳纤维的微观结构属于石墨微晶结构，摩擦系数u，mO．1l坦¨，体积比磨损率约为1．3×10．6mm3／Nm[154]。用式4．15对纤维总体体积含量为36％，不同混杂比的三维编织UH／C眦R复合材料的摩擦系数进行了预测，结果如图4．20所示。由图可以看出，由EW和EP以及二者混合模型获得的摩擦系数随着CF和UH混杂比的提高变化不明显。根据式4-10、4．13及4．15，混杂复合材料摩擦系数主要取决于各相的相对含量和摩擦系数。由于UH／CF／ER复合材料纤维总体含量相对较低(仅为36％)，因此其摩擦系数主要由环氧树脂基体控制。混杂复合材料的摩擦系数试验值也示于图4—20中。由图可以看出，材料的摩擦系数随着混杂比的增大而持续增大，明显偏离几种模型的计算值。因此EW、EP以及二者的混合模型虽然适用于三维编织单一纤维复合材料摩擦系数的预测，但并不适于三维编织混杂纤维复合材料。苫013薯08葺。一苗=函 第四章UH3ECER复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测图4-20不同混杂比时三维编织UH／CF／ER混杂复合材料摩擦系数的模型预测值与试验值Fig．4-20Modelpredictions(1ines)andexperimentallymeasured(point)frictioncoefficientversushybridratioforthe3-DUH／CF／ERcomposites4．4本章小节(1)在0．42m／s和100N条件下，UH3D／ER复合材料的摩擦磨损性能优于环氧树脂；随着纤维体积含量的增加，UH3IdER复合材料的摩擦系数及比磨损率降低。UH3rCER复合材料主要发生粘着磨损，并伴有一定的磨粒磨损；(2)滑动速率一定时(0．42m／s)，随着外加载荷的增大，UH3ffER复合材料的摩擦系数降低，比磨损率增大，接触面上复合材料表面层即时温度升高；载荷一定(】00N)，滑动速率增大，UH3NER复合材料的摩擦系数降低，比磨损率增大；(3)在O．42m／s和100N条件下，CF3D／ER、KF3ffER及UH3ECER复合材料的摩擦系数依次降低，CF3rdER复合材料的比磨损率最低，KF3嘏R及UH3NER复合材料的比磨损率略高，且二者相差不大。KF3加R及UH3D，ER复合材料主要发生粘着磨损，并伴有一定的磨粒磨损，而CF3D／ER复合材料则以磨粒磨损为主；(4)在总纤维体积含量一定的情况下，碳纤维含量的增加，三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的摩擦系数增大，而比磨损率降低。三维编织UH／CF／ER混杂复合材料的磨损机理与UHMWPE纤维及CF的体积比密切相关，当CF含量较高时以磨粒磨损为主，而当UHMWPE纤维含量较-葺o_o昌—Qoo目。暑oLI— 第四章UH3以R复合材料摩擦学性能分析及摩擦学性能预测高时，则以粘着磨损为主；(5)采用混合载荷分布模式对UHsrdER复合材料的摩擦系数进行预测发现，当e=O．74时，摩擦系数计算值与试验值符合较好(pO．1)，剩余弯曲模量比略有下降(pO．1)，而CF3加R复合材料的剩余强度比略大于UH3D／ER和KF3D／ER复合材料(p