Relatively tough epoxy-blend polymers are now commercially available for use as adhesives and as the matrices for fibre composites. Nevertheless, another failure property which may be of equal, or even of greater, importance in some applications is the resistance of the epoxy polymer to cyclic-fatigue loading. However, the cyclic-fatigue behaviour of epoxy polymers has not been studied in great detail, especially for epoxy polymers where the material has been modified by forming a polymer blend in order to increase its toughness under quasi-static test rates or impact test rates. Therefore, a major aim of the present work has been to undertake a novel investigation of a range of rubber and thermoplastic materials to modify an epoxy polymer to study whether both a relatively high toughness and a significantly improved cyclic-fatigue behaviour can be simultaneously achieved in a given formulation. The unmodified epoxy-polymer possessed a value of the fracture energy, GIc, of 495 J/m2 and a value for the threshold value of the maximum strain-energy release rate in a fatigue cycle, Gth, (below which no significant crack growth occurs) of 155 J/m2. Several epoxy-polymer blends have been identified which do show major increases in these values and probably the best combination of such properties were for the epoxy-polymers modified with a poly(polypropylene-glycol)-based polyurethane (PU) modifier: either when used by itself or as a ‘hybrid’ polymer-blend in combination with core–shell rubber (CSii) particles, based upon a styrene-butadiene rubber core. For these PU-based epoxy polymers the values of GIc and Gth were found to increase to values of about 2475 J/m2 and 445 J/m2, respectively. The mechanisms of toughening that were induced by the addition of the polymer-blend modifier revealed that the presence of a multiphase in the epoxy-blend polymer was a critical requirement in achieving relatively high values of GIc andGth. This was due to the second-phase particles initiating plastic deformation of the epoxy-matrix phase, which was the major source of energy dissipation and toughening. In turn, the extent of energy dissipated by the plastic deformation of the epoxy-matrix phase is clearly greatly influenced by the degree of ductility exhibited by this phase of the epoxy-blend polymer. Thus, another important feature of the degree of toughening observed is the effect that the modifier has upon the yield stress and plastic failure strain of the epoxy-matrix phase

چکیده

در حال حاضر مخلوط­ های پلیمر اپوکسی برای استفاده به عنوان چسب و ماتریس برای کامپوزیت­ه ای الیاف در دسترس هستند. با این وجود، یک خاصیت شکست دیگر که ممکن است در بعضی کاربردها مهم باشد مقاومت پلیمر اپوکسی در برابر بارگذاری خستگی سیکلی است. با این حال، رفتار خستگی سیکلی پلیمرهای اپوکسی بطور تفصیلی بررسی نشده است، بخصوص در مورد پلیمرهای اپوکسی که برای افزایش چقرمگی تحت آزمون­ های شبه استاتیکی یا آزمون­ ها ضرب ه­ای با ایجاد یک مخلوط پلیمری اصلاح شده ­اند. بنابراین، یکی از اهداف اصلی این کار تحقیقاتی بررسی مجموعه ­ای از لاستیک­ ها و مواد گرما نرم برای اصلاح یک پلیمر اپوکسی بود تا امکان دستیابی همزمان به یک چقرمگی نسبتاً بالا و بهبود قابل توجه در رفتار خستگی سیکلی با استفاده از یک فرمولاسیون بررسی شود. مقدار انرژی شکست، G_lc، برای یک پلیمر اپوکسی اصلاح نشده برابر با J/m² 495 و مقدار آستانه نرخ آزادسازی بیشترین انرژی کرنش در یک سیکل خستگی، G_th، (که در مقادیر کمتر از آن هیچ رشد ترکی مشاهده نمی­شود) برابر با J/m² 155 است. چندین مخلوط پلیمر اپوکسی شناسایی شد که افزایش قابل توجهی را در این مقادیر نشان دادند و احتمالاً بهترین آن­ها پلیمر اپوکسی اصلاح شده با اصلاح کننده پلی­ اورتان (PU) مبتنی بر پلی(پلی­پروپیلن گلیکول) است: چه در زمان استفاده بصورت تنها یا بصورت یک مخلوط پلیمر هیبریدی به همراه ذرات لاستیک پوسته-مغزی (CSii) مبتنی بر یک مغزی از جنس لاستیک استایرن-بوتادی­اِن. مقادیر G_lc و G_th برای این پلیمرهای اپوکسی مبتنی بر PU به ترتیب تا J/m² 2475 و J/m² 445 افزایش یافت. مکانیزم­های افزایش چقرمگی که در اثر افزودن اصلاح کننده ایجاد شده بود نشان داد که حضور یک ریزساختار چند فازی در مخلوط پلیمر اپوکسی برای دستیابی به مقادیر نسبتاً بالای G_Ic و G_th ضروری است. افزایش این مقادیر به دلیل ایجاد تغییر شکل پلاستیک فاز ماتریس اپوکسی توسط ذرات فاز ثانویه بود، که منبع اصلی اتلاف انرژی و افزایش چقرمگی است. به نوبه خود، مقدار انرژی اتلاف شده در اثر تغییر شکل پلاستیک فاز ماتریس اپوکسی، بطور واضح تحت تأثیر میزان انعطاف­پذیری این فاز از مخلوط پلیمر اپوکسی است. بنابراین، یک ویژگی مهم دیگر میزان افزایش چقرمگی مشاهده شده، اثری است که اصلاح کننده روی تنش تسلیم و کرنش شکست پلاستیک فاز ماتریس اپوکسی دارد.

1مقدمه

پلیمرهای اپوکسی گرما سخت بطور گسترده­ای به عنوان چسب­های مهندسی و ماتریس کامپوزیت­ های الیاف بکار برده می­شوند. پلیمرهای اپوکسی زمانیکه پخت شوند چگالی پیوند عرضی بالایی ایجاد می­کنند. این خاصیت باعث پایداری حرارتی و مقاومت خزش خوب، مدول نسبتاً بالا، و خواص چسبندگی عالی پلیمر اپوکسی دارای پیوند عرضی می­شود. متأسفانه، چگالی پیوند عرضی بالا باعث انعطاف ­پذیری پایین و چقرمگی شکست ضعیفی می­شود که کاربرد آن­ها را به عنوان مواد مهندسی محدود می­کند. یک روش بسیار موفق برای بهبود چقرمگی پلیمرهای گرما سخت ایجاد مخلوطی از رزین اپوکسی با یک لاستیک با وزن مولکولی پایین است، که در حین پخت مخلوط [1-4]، پلیمریزاسیون و جدایی فاز لاستیک یک ریزساختار چند فازی را ایجاد می­کند. پلیمر اپوکسی اصلاح شده با لاستیک اغلب خواص شکست عالی دارد. مکانیزم­های مختلفی برای توضیح بهبود قابل توجه چقرمگی شکست که ممکن است نتیجة ایجاد یک ریزساختار چند فازی از ذرات دیسپرس شده لاستیک در پلیمر اپوکسی باشد پیشنهاد شده است. اختلاف­های زیادی در مورد این که کدام یک از فازهای ذرات لاستیک یا ماتریس اپوکسی بیشترین انرژی را جذب می­کنند وجود داشته است. با این حال، در حال حاضر مشخص شده است [5-7] که تغییر شکل پلاستیک فاز ماتریس اپوکسی منبع اصلی اتلاف انرژی و افزایش چقرمگی است. این افزایش تغییر شکل پلاستیک ناشی از برهم کنش­های میدان تنش 3 محوری در امتداد لبه ترک و ذرات لاستیک است. میدان تنش مربوط به ذرات لاستیک باعث آغاز دو فرایند تغییر شکل مهم می­شود که می­توانند اثر متقابل داشته باشند...