Высокомодульных углеродных

Особенности структурных свойств композиционных материалов на основе углеродных и борных волокон с традиционными схемами армирования исследованы в работах [20, 25, 33, 59, 70]. Анализ и сопоставление полученных данных по угле- и боро-пластикам с аналогичными данными типичных стеклопластиков [39, 71] свидетельствуют о том, что использование высокомодульных волокон при традиционных схемах армирования способствует лишь резкому увеличению жесткости материала в направлениях армирования; при этом заметного возрастания других упругих и прочностных характеристик не происходит. Главной отличительной особенностью высокомодульных композиционных материалов является большая по сравнению со стеклопластиками анизотропия упругих свойств [25]. Для углепластиков увеличение анизотропии упругих свойств обусловлено также анизотропией самих армирующих волокон. Существенных различий по прочностной анизотропии между стеклопластиками и высокомодульными материалами нет, но абсолютные значения межслойной сдвиговой прочности и прочности на отрыв в трансверсальном направлении однонаправленных и ортогонально-армированных углепластиков в 1,5—3 раза ниже аналогичных характеристик стеклопластиков.

значительно большая неравномерность распределения деформаций как по длине, так и по толщине рабочей части образца, чем неравномерность деформаций ортогонально-армированных. Для всех исследованных материалов характер распределения деформаций по толщине образца (см. табл. 2.3) примерно одинаков: наружные слои вблизи зоны нагружения оказываются перегруженными, а средние слои в этой зоне испытывают недогрузку. Наличие значительной перегрузки волокон при испытании на растяжение приводит к разрушению образцов в зоне нагружения [23], что способствует увеличению разброса значений определяемых характеристик, особенно прочности, и некоторому их снижению. Исключить это можно увеличением длины участка нагружения образца внешними усилиями. Рекомендуемая длина участка нагружения для высокомодульных композиционных материалов составляет приблизительно 100 мм [23].

"Увеличение жесткости армирующих волокон приводит к линейному изменению упругих характеристик композиционных материалов, образованных системой двух нитей. Применение по-локон с повышенной жесткостью весьма эффективно при создании композиционных материалов с высокой сдвиговой жесткостью [25]. Увеличение жесткости матрицы не приводит к существенному увеличению сдвиговой жесткости высокомодульных композиционных материалов.

14. Влияние схем армирования на сопротивление сдвигу высокомодульных композиционных материалов/ И. Г. Жигун, Г. М. Гуняев, М. И. Ду-шин и др. — В кн.: Волокнистые и дис-персноупрочненные композиционные материалы. М.: Наука, 1976, с. 91—93.

Учет всех этих факторов крайне важен на современной стадии развития высокопрочных и высокомодульных композиционных материалов — стадии перехода от лабораторных образцов и опытно-конструкторских и экспериментально-технологических проработок — к широкому промышленному применению.

Уменьшение проницаемости. Создание новых композиционных материалов с более низкой проницаемостью было бы весьма полезным, позволяющим увеличить срок службы этих материалов. Это также могло бы стать одной из причин освоения высокомодульных композиционных материалов, так как проницаемость вызывает быстрое снижение модуля. Для снижения проницаемости весьма полезны различные добавки.

Особенности структурных свойств композиционных материалов на основе углеродных и борных волокон с традиционными схемами армирования исследованы в работах [20, 25, 33, 59, 70]. Анализ и сопоставление полученных данных по угле- и боро-пластикам с аналогичными данными типичных стеклопластиков [39, 71] свидетельствуют о том, что использование высокомодульных волокон при традиционных схемах армирования способствует лишь резкому увеличению жесткости материала в направлениях армирования; при этом заметного возрастания других упругих и прочностных характеристик не происходит. Главной отличительной особенностью высокомодульных композиционных материалов является большая по сравнению со стеклопластиками анизотропия упругих свойств [25]. Для углепластиков увеличение анизотропии упругих свойств обусловлено также анизотропией самих армирующих волокон. Существенных различий по прочностной анизотропии между стеклопластиками и высокомодульными материалами нет, но абсолютные значения межслойной сдвиговой прочности и прочности на отрыв в трансверсальном направлении однонаправленных и ортогонально-армированных углепластиков в 1,5—3 раза ниже аналогичных характеристик стеклопластиков.

значительно большая неравномерность распределения деформаций как по длине, так и по толщине рабочей части образца, чем неравномерность деформаций ортогонально-армированных. Для всех исследованных материалов характер распределения деформаций по толщине образца (см. табл. 2.3) примерно одинаков: наружные слои вблизи зоны нагружения оказываются перегруженными, а средние слои в этой зоне испытывают недогрузку. Наличие значительной перегрузки волокон при испытании на растяжение приводит к разрушению образцов в зоне нагружения [23], что способствует увеличению разброса значений определяемых характеристик, особенно прочности, и некоторому их снижению. Исключить это можно увеличением длины участка нагружения образца внешними усилиями. Рекомендуемая длина участка нагружения для высокомодульных композиционных материалов составляет приблизительно 100 мм [23].

"Увеличение жесткости армирующих волокон приводит к линейному изменению упругих характеристик композиционных материалов, образованных системой двух нитей. Применение по-локон с повышенной жесткостью весьма эффективно при создании композиционных материалов с высокой сдвиговой жесткостью [25]. Увеличение жесткости матрицы не приводит к существенному увеличению сдвиговой жесткости высокомодульных композиционных материалов.

14. Влияние схем армирования на сопротивление сдвигу высокомодульных композиционных материалов/ И. Г. Жигун, Г. М. Гуняев, М. И. Ду-шин и др. — В кн.: Волокнистые и дис-персноупрочненные композиционные материалы. М.: Наука, 1976, с. 91—93.

Перспективными упрочнителями для волокнистых высокопрочных и высокомодульных композиционных материалов являются нитевидные кристаллы из оксида и нитрида алюминия, карбида и нитрида кремния, карбида бора и др., имеющие ав= 15000...28000 МПа и Е= 400...600 ГПа.

/ — Мод 3 на основе низкомодульной углеродной ткани; 2'— с ортогональной укладкой углеродных волокон в трех направлениях; 3 — Мод 3 на основе высокомодульных углеродных волокон

Рис. 5. Типичные диаграммы деформирования композиционных материалов на основе высокомодульных углеродных волокон и эпоксидного связующего: а — однонаправленный (0°) слой, Ув = 48%, Т = 25° С: 1 — продольное растяжение (Е = 15 450 кгс/ммг); 2 — продольное сжатие (Е = 15 450 кгс/мм2); б — однонаправленный (90°) слой, FB = 48%, Т = = 25° С (при поперечном растяжении и сжатии Е = 772 кгс/мм2); s — материалы, армированные под углами 0 и 90° (1) и ±45° (2), Т = 25° С; для структуры 0—90° Е = 10 200 кгс/мм2, для структуры ±45° Е = = 1755 кгс/мм2)

Успешная разработка высокопрочных, высокомодульных углеродных волокон позволила создать композиты углеродное волокно—металлическая матрица с такими высокотемпературными

становится очевидной возможность образования SiO2 при комнатной температуре, что полностью согласуется с результатами электронно-микроскопического анализа. Для поверхности графита характерным является присутствие водорода и кислорода. На поверхности высокомодульных углеродных волокон кислород проникает на глубину до 3 мкм [86]. В работе [48] приводятся типы и концентрации кислородсодержащих функциональных групп, обнаруженных на поверхности графитовых волокон. В состав функ-

Значительный интерес в последние годы вызвало появление высокомодульных углеродных (графитовых) волокон, полученных из полиакрилонитриловых (ПАН) нитей. Хотя путем изменения параметров процесса производства, в особенности максимальной температуры пиролиза волокон, можно получить непрерывный спектр значений их прочности и модуля, в настоящее время волокна обычно делят на 3 основные промышленные группы, которые часто называют волокнами типа I, II и III.

/ — Мод 3 на основе низкомодульной углеродной ткани; 2'— с ортогональной укладкой углеродных волокон в трех направлениях; 3 — Мод 3 на основе высокомодульных углеродных волокон

5) графитация (для получения высокомодульных углеродных волокон).

Наиболее распространенным типом армированных волокнами пластмасс являются стеклопластики. В 1940-х годах впервые началось промышленное производство стеклопластиков на основе ненасыщенных полиэфирных смол, армированных стеклянными волокнами. Много позже, в 1959 г., фирмой UCC (США) был разработан метод получения высокопрочных углеродных волокон путем высокотемпературной обработки вискозы, а в 1965 г. - метод получения высокомодульных углеродных волокон. Это в известной мере стимулировало работы проф. Синдо, направленные на создание метода получения углеродных волокон из полиакрилонитрила (1959 г.). Впоследствии этот процесс был модернизирован Королевским авиационным научно-исследовательским институтом (Великобритания), и в 1965—1966 годах был освоен промышленный выпуск углеродных волокон фирмами Cortoulds (Великобритания) и Hercules (США), а также японских высокомодульных и высокопрочных волокон (фирма "Торэ"). За несколько лет до этого фирмой UCC (США) был разработан метод промышленного производства высокомодульных углеродных волокон из нефтяных пеков.

Адгезия на границе раздела углеродное волокно — полимерная матрица определяется следующими факторами: 1) механическими связями вследствие проникновения полимера в шероховатости поверхности волокон; 2) химическими связями между поверхностью углеродных волокон и полимерной матрицей; 3) физическими связями (обусловленными силами Ван-дер-Ваальса). Основными являются факторы 1 и 2. Образование химических связей в системе углеродное волокно - полимерная матрица определяется химически активными функциональными группами на поверхности углеродных волокон. Эти функциональные группы связываются с атомами углерода соседних ароматических фрагментов. По мере увеличения числа таких атомов углерода усиливается химическая связь между углеродным волокном и полимерной матрицей. В реальном случае при обработке поверхности возрастает число кислотных функциональных групп и соответственно повышается прочность углепластика при межслоевом сдвиге (рис. 2.7) [15] . При использовании высокомодульных углеродных волокон адгезия на границе раздела волокно - полимер определяется преимущественно механическими связями вследствие шероховатости поверхности углеродных волокон этого типа [16] .

Рис. 2. 8. Модель структуры высокомодульных углеродных волокон на основе ПАН [19].

Модуль упругости при сжатии. Модуль упругости при сжатии высокомодульных углеродных волокон на основе ПАН в направлении, перпендикулярном оси волокон, составляет примерно 6 ГПа [24] .