Advanced composite materials have been broadly used for both military and aerospace application. Their high specific modulus and specific strength make them attractive candidates for structural materials. However, as a result of poor out-of-plane strength, brittle composites such as carbon-fiber-reinforced epoxy, exhibit restricted impact strength, low damage tolerance, and poor delamination resistance. Several approaches have been developed to improve the impact toughness and interlaminar fracture toughness of composites.
In this study, short Kevlar fiber (SKF) and/or Nylon-6 powder (N6P) was spread in the mid-plane of the continuous-carbon-fiber/epoxy laminate before processing where the initial crack is introduced. The extreme case of SKF/epoxy interface. was obtained by $O_2$-plasma SKF (P-SKF) or silicon release agent SKF (S-SKF). Mode I ($G_{IC}$) and Mode II ($G_{IIC}$) interlaminar fracture toughness of carbon-fiber/epoxy composites have been investigated as a function of amount of SKF and/or N6P between continuous fiber layers with different surface condition of SKF. The fracture surface was studied using scanning electron microscopy (SEM) and optical microscopy. Interfacial shear strength of SKF/epoxy interface was determined by Kevlar fiber pull-out test. Surface chemistry of SKF, P-SKF and S-SKF was examined by ESCA and FT-IR.
$G_{IIC}$ increased with increasing crack length as a consequence of the presence of SKF's bridging in the wake of propagating crack. $G_{IIC}$ of SKF alone could reach the maximum at intermediate amount of SKF. $G_{IIC}$ of SKF and N6P was lower than that of SKF alone because N6P prevented the orientation of SKF to out-of-plane. The extent of SKF's bridging phenomenon may be influenced by the amount and orientation of SKF. $G_{IC}$ showed no significant effect with SKF and uniform irrespective of crack length. Scanning electron microscopy (SEM) after $G_{IIC}$ test showed that new surfaces were created by extensive fiber bridging, pull-out and fracture of SKF in random direction without any fixed pattern.
P-SKF and S-SKF give significant decrease on $G_{IIC}$ due to no fiber bridging mechanisms. SEM studies showed appreciable difference in surface morphology between P-SKF and S-SKF. Some of S-SKF penetrated into in the carbon fiber/matrix layer deviated from their original position by moving during manufacturing. The possibility of fabrication-induced continuous carbon fiber misalignment was decreased by higher viscosity in the S-SKF/matrix layer compared to only matrix layer. This is an obvious negative side effect from the incorporation of S-SKF, main factor for no fiber bridging mechanisms. After fracture test, devoid of matrix around S-SKF indicate extensive S-SKF/matrix interfacial failure, and there is no well defined crack plane. There exists less hackle structure around the continuous carbon fiber and S-SKF. The low S- SKF/matrix bond strength allows S-SKF to bridge the crack without consuming much energy compared to the case where well-bonded fibers bridge the crack. Most of P-SKF surface are well coated with matrix indicating strong P-SKF/matrix adhesion. P-SKF compared to S-SKF is less randomly oriented. Increasing reactivity of P-SKF to matrix hinders moving P-SKF by increasing resistance between SKF and matrix during manufacturing. Increasing P- SKF/matrix bond strength induce the bridging fibers to break shortly behind the crack tip instead of bridging the crack.
고성능 복합 재료는 기존에 구조 재료 들에 비해 우수한 비 강도/강성 때문에 항공 분야 및 군사용으로 광범하게 사용되고 있다. 그러나 복합 재료(탄소 섬유/에폭시)의 단점인 층간 강도가 약하므로 인해 외부 충격에 대한 저항성이 매우 낮다. 이러한 단점을 개선할 수 있는 몇 가지 방법들이 개발되었다.
본 연구에서는 단 케브라 섬유 및/또는 나이론-6 입자를 성형 전에 초기 인위 결함이 있는 연속 탄소섬유/에폭시 복합 재료 층 중간에 뿌렸다. 단 케브라 섬유/에폭시 경계 접착력의 양 극단 조건을 위해서 산소 프라즈마 또는 실리콘 이형제가 처리된 단 케브라 섬유을 만들었다. 탄소 섬유/에폭시 복합 재료의 층간 전단 응력인 모드 $I (G_{IC})$, 모드 $II(G_{IIC})$을 표면 개질 된 단 케브라 섬유 및/또는 나이론-6 입자의 양의 함수로 조사 하였다. 파단 면 관찰은 주사 현미경 및 일반 현미경을 활용했다. 케브라 섬유/에폭시 경계면 접착력은 섬유 한 가닥에 수지가 묻힌 후 시험을 수행 했다. 표면 개질 된 케브라 섬유 표면 분석은 적외선 분광 등으로 분석하였다. $G_{IIC}$는 크랙 선단 뒤에 미 절단 섬유들의 영향으로 인해 결함 길이별로 증가 하였다. 단 케브라 섬유만을 갖고 있는 $G_{IIC}$는 케브라 섬유의 중간 양에서 최대 값을 보였다. 단 케브라 섬유 및 나이론-6 입자를 갖고 있는 $G_{IIC}$는 단 케브라 섬유만을 갖고 있는 것보다 낮은 값을 보이는데, 그 이유는 나이론-6 입자들이 단 케브라 섬유의 다른 방향으로의 배향을 방해하기 때문이다. 단 케브라 섬유의 크랙 선단 뒤에 미 절단 섬유들의 영향의 정도는 단 케브라 섬유의 양과 방향성에 좌우된다. $G_{IC}$는 단 케브라 섬유의 양에 무관하게 일정한 값을 가진다. $G_{IIC}$ 시험 후에 파단 면을 관찰한 결과는 크랙 선단 뒤에 미 절단 섬유, 섬유 뽑힘과 함께 일정한 방향 없이 섬유의 깨어짐이 발견 되었다.
프라즈마 또는 이형제 처리된 단 케브라 섬유는 크랙 선단 뒤에 미 절단 섬유들이 없기 때문에 감소된 $G_{IIC}$ 값들을 보였다. 프라즈마 또는 이형제 처리된 단 케브라 섬유의 파단 면들은 현저히 다른 면들을 보여주고 있다. 이형제 처리된 단 케브라 섬유는 성형 도중에 움직임에 의한 탄소 섬유/에폭시 층에 침투 하였다. 탄소 섬유의 성형 중에 움직임은 높은 점도를 갖는 이형제 처리된 단 케브라 섬유/에폭시 층에 의해 방해를 받아 감소하였다. 이것은 이형제 처리된 단 케브라 섬유가 첨가됨에 따른 역 효과이며, 크랙 선단 뒤에 미 절단 섬유들이 없는 중요 요인이다. 파단 면에서 이형제 처리된 단 케브라 섬유 주위에 에폭시가 없는 것은 광범위한 경계면에서 파괴를 의미하며, 일정한 파단 면은 존재하지 않았다. 또한, 이형제 처리된 단 케브라 섬유 및 탄소 섬유 주위는 물결 모양의 파단 형태는 없었다. 이형제 처리된 단 케브라 섬유/에폭시 수지 사이에 약한 접착력은 강한 접착력에 비해 많은 에너지 소모 없이 크랙 뒷쪽에서 미 파괴 섬유들이 존재한다. 파단 된 프라즈마 처리된 단 케브라 섬유 표면은 에폭시 수지로 잘 덮여 있는 것은 강한 단 케브라 섬유/에폭시 경계 접착력을 의미 한다. 프라즈마 처리된 단 케브라 섬유는 이형제 처리된 단 케브라 섬유들 보다는 불 규칙 방향성이 떨어진다. 이것은 단 케브라 섬유/에폭시 강화된 친화성이 공정 중에 프라즈마 처리된 단 케브라 섬유들의 움직임을 방해 하기 때문이다. 프라즈마 처리된 단 케브라 섬유/에폭시 수지 사이에 강한 접착력은 크랙 뒷쪽에서 섬유 미 파괴 현상 보다는 섬유의 즉시 깨어짐 현상이 많이 발견되었다.
