王嚴(yán)培， 姜啟帆， 李玉龍

(西北工業(yè)大學(xué) 航空學(xué)院, 陜西 西安 710072)

0 引言

短玻璃纖維增強(qiáng)聚酰胺復(fù)合材料，是以無機(jī)短玻璃纖維(GF)為增強(qiáng)材料、熱塑性聚酰胺(PA)材料為基體的復(fù)合材料。PA材料作為廣泛應(yīng)用的工程塑料，具有優(yōu)良的力學(xué)性能、自潤(rùn)滑性、耐磨性等特性；GF材料則具有拉伸強(qiáng)度高、化學(xué)穩(wěn)定性好、耐高溫、電絕緣等良好性能，而且還能通過表面化學(xué)處理提高與樹脂的界面粘結(jié)力，進(jìn)一步改善相關(guān)力學(xué)性能。集合兩者特性的短玻璃纖維增強(qiáng)聚酰胺復(fù)合材料的性能備受關(guān)注。

Frihi等[1]研究了材料制備冷卻速度和短玻璃纖維含量對(duì)材料組成成分和性能的影響。Chebbi等[2]建立了PA-GF材料的各向異性超彈性本構(gòu)模型。Horst等[3]研究了PA-GF30的孔隙和界面對(duì)材料疲勞破壞機(jī)制的影響。O’Regan等[4]比較了多種利用混合法則預(yù)測(cè)PA-GF材料楊氏模量的方法。Thomason[5]研究了纖維的強(qiáng)度、長(zhǎng)度和組織形式對(duì)材料性能的影響。Hassan等[6]認(rèn)為隨纖維長(zhǎng)度的提高，PA-GF材料的強(qiáng)度和模量提高，但材料失效應(yīng)變降低。王艇[7]考察了纖維含量從0%到50%的短玻璃纖維增強(qiáng)聚酰胺復(fù)合材料的性能，通過試驗(yàn)證明纖維含量30%時(shí)，拉伸強(qiáng)度和模量達(dá)到最大值，之后隨纖維含量的提高而有所降低。Gocek等[8]通過對(duì)不同纖維含量材料的拉伸試樣斷口的掃描電子顯微鏡(SEM)分析認(rèn)為，隨纖維含量的提高，材料的主要破壞模式由纖維拔出轉(zhuǎn)化為纖維斷裂。Ibáez-Gutiérrez等[9]的研究表明，隨纖維含量的提高(從0%提高到50%)，PA-GF材料的缺口試樣強(qiáng)度持續(xù)提高。一般認(rèn)為，隨纖維含量提高，材料脆性特征明顯，壓縮強(qiáng)度提高，拉伸強(qiáng)度先提高、后降低[10]。Benaceur等[11]通過試驗(yàn)研究了多應(yīng)變率下聚酰胺的強(qiáng)度和流動(dòng)應(yīng)力，結(jié)果表明，材料流動(dòng)應(yīng)力是應(yīng)變率對(duì)數(shù)的雙線性函數(shù)，材料隨應(yīng)變率提高而增強(qiáng)。Mouhmid等[12]通過試驗(yàn)測(cè)定了加入0%、15%、30%、50%短玻璃纖維的PA在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的應(yīng)變率效應(yīng)和破壞形式，認(rèn)為加入30%、50%短玻璃纖維的材料損傷由基體塑性、微裂紋擴(kuò)展、纖維拔出和斷裂決定。由于基體[11]和纖維本身存在正相關(guān)的應(yīng)變率效應(yīng)[13]，玻璃纖維增強(qiáng)聚酰胺復(fù)合材料的應(yīng)變率效應(yīng)，尤其是在準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)加載時(shí)的應(yīng)變率效應(yīng)尚不明確。

作為一種廣泛應(yīng)用的工程材料，PA-GF復(fù)合材料的配比以及制備工藝、準(zhǔn)靜態(tài)力學(xué)性能等都有比較成熟的理論和測(cè)試體系[14]，但其多應(yīng)變率下材料力學(xué)特性研究較少，尤其是動(dòng)態(tài)力學(xué)性能研究數(shù)據(jù)不足以支撐包含沖擊載荷的設(shè)計(jì)需要。PA-GF復(fù)合材料尤其是纖維含量較高(50%)材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能很有研究的必要。

本文對(duì)纖維含量50%短玻璃纖維增強(qiáng)聚酰胺復(fù)合材料進(jìn)行了多個(gè)應(yīng)變率(0.000 5～1 600 s-1)下的壓縮、拉伸試驗(yàn)，定量確定了材料的應(yīng)變率效應(yīng)，并對(duì)材料動(dòng)態(tài)加載下的變形破壞機(jī)理進(jìn)行了討論。

1 試驗(yàn)方法

1.1 材料制備和試樣尺寸

PA-GF50材料為添加50%短玻璃纖維增強(qiáng)的聚酰胺基復(fù)合材料，材料本身呈現(xiàn)黑色，質(zhì)脆。

PA經(jīng)80 ℃真空干燥箱恒溫干燥12 h后，用10%偶聯(lián)劑KH50對(duì)短玻璃纖維進(jìn)行表面處理,混合均勻后通過雙螺桿擠出機(jī)造粒，擠出機(jī)各段溫度為220 ℃左右，機(jī)頭溫度為215 ℃. 制備的共混粒料在鼓風(fēng)干燥箱于80 ℃干燥12 h，然后注塑成復(fù)合材料板材。板材由廣鵬實(shí)業(yè)塑膠有限公司提供。經(jīng)機(jī)械加工成為試驗(yàn)需要的試樣，壓縮和拉伸試樣軸向與注塑方向一致。短玻璃纖維長(zhǎng)度為10～60 μm，平均纖維長(zhǎng)度為20 μm. 壓縮試驗(yàn)試樣尺寸為φ10 mm×10 mm 和φ6 mm×6 mm兩種；拉伸試樣尺寸為啞鈴狀試樣，厚度為3 mm，試樣形狀如圖1所示。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile specimen

1.2 加載設(shè)備

準(zhǔn)靜態(tài)液壓試驗(yàn)機(jī)根據(jù)載荷范圍選用10 t電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)。動(dòng)態(tài)試驗(yàn)在SHPB和SHTB上進(jìn)行，設(shè)備簡(jiǎn)圖如圖2和圖3所示。

圖2 SHPB系統(tǒng)Fig.2 SHPB setup

圖3 SHTB系統(tǒng)Fig.3 SHTB setup

圖2所示為SHPB系統(tǒng)，波導(dǎo)桿材料為馬氏體時(shí)效鋼，波速c0=4 816 m/s，楊氏模量E=186.55 GPa，長(zhǎng)度均為1 000 mm. 圖3所示為SHTB系統(tǒng)，波導(dǎo)桿材料為鋁合金，波速c0=5 198 m/s，楊氏模量E=76.26 GPa，長(zhǎng)度均為900 mm. 為實(shí)現(xiàn)應(yīng)力平衡和近似恒應(yīng)變率加載，壓桿和拉桿均應(yīng)用了薄鋁片波形整形器，其中，壓桿整形器尺寸為φ3 mm×1 mm、拉桿整形器為均勻分布在子彈導(dǎo)軌末端法蘭盤上的3個(gè)φ4 mm×1 mm的薄鋁片。

1.3 測(cè)量方法

準(zhǔn)靜態(tài)試驗(yàn)通過試驗(yàn)機(jī)的機(jī)器位移和力傳感器得到應(yīng)力- 應(yīng)變曲線。根據(jù)一維應(yīng)力波理論，通過貼在波導(dǎo)桿上應(yīng)變片測(cè)得的反射波和透射波應(yīng)變歷程，得到試樣的應(yīng)力- 應(yīng)變歷程[15]：

(1)

圖4 典型曲線Fig.4 Typical curves

式中：As、ls分別表示試樣加載面面積和標(biāo)距段長(zhǎng)度；Ab、Eb分別表示波導(dǎo)桿截面積、彈性模量；εr、εt為波導(dǎo)桿上應(yīng)變片測(cè)得的反射波和透射波應(yīng)變。圖4所示為典型原始波形曲線。

為保證試驗(yàn)精度，壓縮試樣保證加載方向兩個(gè)表面平行度精度在微米級(jí)，兩波導(dǎo)桿、準(zhǔn)靜態(tài)試驗(yàn)機(jī)帶萬(wàn)向頭的壓頭對(duì)中良好，壓縮試驗(yàn)中試件和壓頭之間加潤(rùn)滑劑，潤(rùn)滑劑摩擦系數(shù)為0.02，結(jié)合材料失效應(yīng)變很小(約6%)，試件和壓頭之間的摩擦可忽略不計(jì)。拉伸試樣保證波導(dǎo)桿、準(zhǔn)靜態(tài)試驗(yàn)機(jī)拉伸夾具對(duì)中良好的基礎(chǔ)上，確保試樣與波導(dǎo)桿粘接牢固且平行度良好，并保證試樣在標(biāo)距段斷裂，以此獲得有效數(shù)據(jù)。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 應(yīng)力平衡校驗(yàn)

SHPB和SHTB測(cè)試過程中，保證試驗(yàn)有效性的一個(gè)重要條件[16-17]是加載過程中試樣達(dá)到應(yīng)力平衡。對(duì)于PA-GF50材料，由于其在準(zhǔn)靜態(tài)加載下的失效應(yīng)變較小，材料呈現(xiàn)較為明顯的脆性特征，因此動(dòng)態(tài)加載條件下的應(yīng)力平衡校驗(yàn)不可缺少[17]。通常，判斷試樣在試驗(yàn)中是否達(dá)到應(yīng)力平衡時(shí)可引入應(yīng)力均勻系數(shù)：

(2)

式中：σI(t)、σT(t)分別為試樣與波導(dǎo)桿接觸處波導(dǎo)桿上的應(yīng)力。圖5所示為應(yīng)力平衡校驗(yàn)典型結(jié)果，圖中可以看出，在α(t)=0.05時(shí)，試樣還遠(yuǎn)未達(dá)到破壞點(diǎn)，可見，在整個(gè)加載過程中，試樣的應(yīng)力平衡得到了保證。

圖6為根據(jù)圖4、圖5典型結(jié)果得到的材料真實(shí)應(yīng)力- 應(yīng)變、應(yīng)變率- 應(yīng)變曲線。由圖6(a)、圖6(b)兩圖可以看出，應(yīng)變率在試樣較小應(yīng)變(0.015和0.010)時(shí)達(dá)到近似恒定應(yīng)變率，并持續(xù)到試樣失效，故可以認(rèn)為，試驗(yàn)有效。

2.2 試驗(yàn)結(jié)果

考慮到材料的分散性、試驗(yàn)的隨機(jī)誤差，為真實(shí)反映材料本身力學(xué)性能，每種加載方式均進(jìn)行了5～8次試驗(yàn)，保證有效數(shù)據(jù)有5個(gè)及以上的重復(fù)性。

壓縮試驗(yàn)分別在準(zhǔn)靜態(tài)液壓試驗(yàn)機(jī)、SHPB上進(jìn)行，結(jié)果如表1、圖7(a)所示。材料在0.005 s-1應(yīng)變率下強(qiáng)度增強(qiáng)很少，在400 s-1、900 s-1和1 600 s-1應(yīng)變率下分別增強(qiáng)31.00%、25.00%和29.00%，即材料在400 s-1應(yīng)變率下強(qiáng)度達(dá)到最大值，增大應(yīng)變率，材料強(qiáng)度降低。材料失效應(yīng)變動(dòng)態(tài)加載下為3.5%，準(zhǔn)靜態(tài)加載下為4.5%.

圖5 應(yīng)力平衡校驗(yàn)Fig.5 Stress equilibrium

圖6 典型應(yīng)力- 應(yīng)變曲線Fig.6 Typical stress-strain curves

表1 平均壓縮結(jié)果

圖7 典型多應(yīng)變率應(yīng)力- 應(yīng)變曲線Fig.7 Typical stress-strain curves at multiple strain rates

拉伸試驗(yàn)分別在準(zhǔn)靜態(tài)液壓試驗(yàn)機(jī)、SHTB上進(jìn)行，結(jié)果如表2、圖7(b)所示。材料在0.005 s-1應(yīng)變率下強(qiáng)度增強(qiáng)12%，與Cuvalci等[18]、Ibanezgu-tierrez等[9]、Mouhmid等[19]試驗(yàn)結(jié)果一致(見圖8)，在400 s-1、800 s-1和1 200 s-1應(yīng)變率下分別增強(qiáng)46.0%、47.0%和28.0%，即材料在800 s-1應(yīng)變率下強(qiáng)度達(dá)到最大值之后，增大應(yīng)變率，材料強(qiáng)度降低。材料失效應(yīng)變動(dòng)態(tài)加載下為4.0%，準(zhǔn)靜態(tài)加載為8.0%左右。材料的模量隨應(yīng)變率增大有明顯增大的趨勢(shì)，并在動(dòng)態(tài)載荷下保持穩(wěn)定，但材料在準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)載荷下強(qiáng)度區(qū)分明顯。材料失效應(yīng)變拉伸和壓縮加載下沒有顯著區(qū)別，動(dòng)態(tài)加載下為3.5%～4.0%，準(zhǔn)靜態(tài)加載下略大。

表2 平均拉伸結(jié)果

圖8 拉伸試驗(yàn)結(jié)果Fig.8 Results of tension experiments

3 試驗(yàn)結(jié)果分析

3.1 應(yīng)力- 應(yīng)變曲線分析

由于短玻璃纖維材料結(jié)構(gòu)的復(fù)雜性，材料力學(xué)性能表征困難，通過材料應(yīng)力- 應(yīng)變曲線可部分預(yù)測(cè)材料變形和失效特征及過程。圖9所示為典型試樣表面的SEM圖。

圖9 試樣表面SEM圖像Fig.9 Microscopic characterization of specimens

壓縮典型應(yīng)力- 應(yīng)變曲線見圖10(a)和圖10(b)。準(zhǔn)靜態(tài)載荷下材料變形過程可分為如圖10(a)所示5個(gè)階段：1)預(yù)加載階段，材料中可能存在的孔隙壓實(shí)階段；2)彈性變形階段；3)偽塑性階段，材料中微裂紋成核擴(kuò)展階段；4)流動(dòng)段，微裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展階段；5)失效階段，微裂紋擴(kuò)展組合成為宏觀裂紋，材料失效。動(dòng)態(tài)載荷下材料變形過程可分為4個(gè)階段：1)預(yù)加載階段，試樣中可能存在的孔隙壓實(shí)，試樣應(yīng)變率隨應(yīng)變逐步提高；2)彈性變形階段，應(yīng)變率提高至穩(wěn)定值后保持不變；3)偽塑性階段，材料模量逐漸減小，試樣中微裂紋成核擴(kuò)展；4)失效階段，微裂紋迅速擴(kuò)展成宏觀裂紋，試樣失效。

值得注意的是，比較準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)壓縮加載條件下應(yīng)力- 應(yīng)變曲線，二者均存在預(yù)加載階段、彈性變形階段、偽塑性階段和最后的失效階段，且從預(yù)加載階段到偽塑性階段二者經(jīng)歷的應(yīng)變幾乎相同(0.032、0.036)。動(dòng)態(tài)加載與準(zhǔn)靜態(tài)加載相比僅缺少了材料達(dá)到強(qiáng)度極限之后經(jīng)歷的流動(dòng)段，在壓縮載荷下，動(dòng)態(tài)加載條件改變了材料的變形破壞機(jī)制。

拉伸典型應(yīng)力- 應(yīng)變曲線見圖10(c)和圖10(d)。比較兩條曲線，可以看出拉伸加載條件下，材料變形和失效過程基本分為3個(gè)階段：1)預(yù)加載階段，準(zhǔn)靜態(tài)表現(xiàn)為曲線斜率較大，動(dòng)態(tài)曲線在此階段未達(dá)到恒定應(yīng)變率；2)彈性變形階段；3)偽塑性、失效階段，拉伸載荷下偽塑性階段較短，試樣失效較壓縮載荷下快。Horst等[3,20]也認(rèn)為PA-GF材料的失效過程為：材料先從短纖維末端產(chǎn)生孔隙，孔隙擴(kuò)展成為微裂紋，準(zhǔn)靜態(tài)載荷下微裂紋互相連接形成宏觀裂紋，與對(duì)材料拉伸變形過程的分析類似。

3.2 材料變形和失效過程分析

材料動(dòng)態(tài)加載下和準(zhǔn)靜態(tài)加載下的力學(xué)破壞機(jī)理不同。Selmi等[21]認(rèn)為，纖維和基體之間的界面層是導(dǎo)致流動(dòng)塑性段出現(xiàn)的原因。動(dòng)態(tài)加載條件下可能改變了界面層中微裂紋傳播的方式。綜合斷口SEM特征(見圖11)，比較圖11(a)、圖11(b)，材料在準(zhǔn)靜態(tài)加載條件下，微裂紋擴(kuò)展階段有足夠的時(shí)間組合形成宏觀裂紋，故斷口較為平整，動(dòng)態(tài)載荷下微裂紋擴(kuò)展組合不充分，微裂紋獨(dú)立擴(kuò)展，形成纖維拔出、纖維斷裂等特征。比較圖11(c)、圖11(d)，準(zhǔn)靜態(tài)拉伸載荷下，孔隙形成的微裂紋擴(kuò)展充分，纖維拔出明顯，而動(dòng)態(tài)拉伸載荷下，微裂紋擴(kuò)展不充分，纖維拔出較難，主要表現(xiàn)為纖維斷裂。

圖10 典型應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.10 Typical stress-strain curves

圖11 典型斷口SEM圖Fig.11 SEM micrographs of typical fractured specimens

材料在壓縮和拉伸載荷作用下的破壞模式不同。比較圖10(a)、圖10(c)，材料在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下，拉伸強(qiáng)度只有壓縮的52.0%；比較圖10(b)、圖10(d)，材料在動(dòng)態(tài)載荷下，拉伸強(qiáng)度為壓縮的64.0%. 比較宏觀斷口(見圖12和圖13)，發(fā)現(xiàn)材料在壓縮載荷作用下材料為剪切破壞，拉伸載荷作用下為直接斷裂。SEM圖(見圖11)也支持上述觀點(diǎn)。

圖12 壓縮試樣破壞宏觀形貌Fig.12 Macro morphology of compressed specimen

圖13 拉伸試樣破壞宏觀形貌Fig.13 Macro morphology of tensile specimen

3.3 應(yīng)變率效應(yīng)

從圖14可以看出，隨著應(yīng)變率的提高，材料強(qiáng)度增強(qiáng)，失效應(yīng)變降低，符合分析比較準(zhǔn)靜態(tài)和動(dòng)態(tài)加載下應(yīng)力應(yīng)變曲線得到的結(jié)論。準(zhǔn)靜態(tài)載荷下和Mouhmid等[19]結(jié)果類似，且均體現(xiàn)出PA-GF材料在準(zhǔn)靜態(tài)載荷下(應(yīng)變率10-5～10-2s-1)應(yīng)變率效應(yīng)不顯著的特點(diǎn)。試樣破壞之后的形態(tài)見圖12和圖13所示，低應(yīng)變率下試樣未完全碎裂，表現(xiàn)為主裂紋貫穿試樣破壞，主裂紋方向與加載方向夾角較大；而動(dòng)態(tài)載荷下，試樣碎裂得比較徹底，裂紋方向與加載方向夾角較小，Chen等[22]在碳纖維材料中也觀察到了動(dòng)態(tài)載荷下試樣宏觀裂紋方向與加載方向夾角較小的現(xiàn)象。在應(yīng)變率提高之后，材料中存在的微裂紋成核擴(kuò)展，但由于應(yīng)變時(shí)間短，相互之間不能有效組合，故分別擴(kuò)展成為宏觀裂紋，表現(xiàn)為多宏觀裂紋的損傷，試樣碎裂比較徹底。同時(shí)，準(zhǔn)靜態(tài)載荷下，微裂紋互相組合成為主裂紋破壞的過程吸收的能量較碎裂形式吸收的能量少，表現(xiàn)為準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的材料強(qiáng)度低于動(dòng)態(tài)載荷。另外，從圖14可以明顯看出，壓縮載荷下，材料在400 s-1應(yīng)變率下達(dá)到了類似于轉(zhuǎn)變應(yīng)變率的狀態(tài)，拉伸載荷下，材料在800 s-1應(yīng)變率下達(dá)到此狀態(tài)，在此狀態(tài)下，材料強(qiáng)度達(dá)到最大，失效應(yīng)變也達(dá)到較大的狀態(tài)，之后隨著應(yīng)變率的繼續(xù)增大，材料強(qiáng)度有所降低。

圖14 應(yīng)變率效應(yīng)曲線Fig.14 Strain rate effect curves

4 結(jié)論

本文通過準(zhǔn)靜態(tài)、動(dòng)態(tài)以及拉伸、壓縮加載條件下的試驗(yàn)，得到PA-GF50材料的力學(xué)性能及失效破壞特征如下：

1)材料應(yīng)變率效應(yīng)較為明顯，材料動(dòng)態(tài)載荷下呈現(xiàn)較為明顯的脆性破壞特征，表現(xiàn)為動(dòng)態(tài)載荷下強(qiáng)度提高、失效應(yīng)變減小。壓縮載荷下材料在400 s-1、900 s-1和1 600 s-1應(yīng)變率下分別較準(zhǔn)靜態(tài)載荷下增強(qiáng)31%、25%和29%；拉伸載荷下材料在400 s-1、800 s-1和1 200 s-1應(yīng)變率下分別較準(zhǔn)靜態(tài)載荷下增強(qiáng)46%、47%和28%. 材料失效應(yīng)變動(dòng)態(tài)加載下壓縮為3.5%，準(zhǔn)靜態(tài)載荷下為4.5%；拉伸情況下，動(dòng)態(tài)為4.0%，準(zhǔn)靜態(tài)為8.0%左右。材料動(dòng)態(tài)加載條件下失效應(yīng)變顯著減小，試驗(yàn)后的試樣破壞形態(tài)也顯示了這一特征。

2)材料在壓縮和拉伸載荷作用下的破壞模式不同，壓縮載荷作用下材料為剪切破壞，拉伸載荷作用下為直接斷裂。材料失效應(yīng)變拉伸和壓縮加載下沒有顯著區(qū)別，動(dòng)態(tài)載荷下為3.5%～4.0%，準(zhǔn)靜態(tài)載荷下略大；材料拉伸強(qiáng)度為120～150 MPa，壓縮強(qiáng)度為240～310 MPa之間，壓縮強(qiáng)度約為拉伸的兩倍。

3)材料動(dòng)態(tài)加載下和靜態(tài)加載下的力學(xué)破壞機(jī)理不同。靜態(tài)加載下材料中存在的缺陷或加載過程中產(chǎn)生的微裂紋擴(kuò)展過程中會(huì)相互組合形成宏觀裂紋，斷口整齊；而動(dòng)態(tài)加載下微裂紋獨(dú)立擴(kuò)展成為宏觀裂紋。

)

[1] Frihi D, Layachi A, Gherib S, et al. Crystallization of glass-fiber-reinforced polyamide 66 composites: influence of glass-fiber content and cooling rate[J]. Composites Science & Technology, 2016, 130:70-77.

[2] Chebbi E, Wali M, Dammak F. An anisotropic hyperelastic constitutive model for short glass fiber-reinforced polyamide[J]. International Journal of Engineering Science, 2016, 106:262-272.

[3] Horst J J, Salienko N V, Spoormaker J L. Fibre-matrix debonding stress analysis for short fibre-reinforced materials with matrix plasticity, finite element modelling and experimental verification[J]. Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 1998, 29(5/6): 525-531.

[4] O’regan M D F, Akay, Meenan B. A comparison of Young’s modulus predictions in fibre-reinforced-polyamide injection mouldings[J]. Composites Science and Technology, 1999, 59(3): 419-427.

[5] Thomason J L. The influence of fibre properties of the performance of glass-fibre-reinforced polyamide 6,6[J]. Composites Science and Technology, 1999, 59(16): 2315-2328.

[6] Hassan A, Yahya R, Yahaya A H, et al. Tensile, impact and fiber length properties of injection-molded short and long glass fiber-reinforced polyamide 6,6 composites[J]. Journal of Reinforced Plastics and Composites, 2004, 23(9): 969-986.

[7] 王艇. 玻璃纖維增強(qiáng)聚酰胺性能的研究[J]. 化工技術(shù)與開發(fā), 2010, 39(2):18-20.

WANG Ting. Performance study of glass fiber reinforced polyamide[J]. Technology & Development of Chemical Industry, 2010, 39(2):18-20. (in Chinese)

[8] Gocek I, Keskin R, Ozkoc G. Effect of fiber content on failure modes of glass fiber reinforced injection molded polyamide 66 composites[J]. Advanced Materials Research, 2015, 1119:296-300.

[10] Chaichanawong J, Thongchuea C, Areerat S. Effect of moisture on the mechanical properties of glass fiber reinforced polyamide composites[J]. Advanced Powder Technology, 2016, 27(3): 898-902.

[11] Brunbauer J, M?senbacher A, Guster C, et al. Fundamental influences on quasistatic and cyclic material behavior of short glass fiber reinforced polyamide illustrated on microscopic scale[J]. Journal of Applied Polymer Science, 2014, 131(19):5829-5836.

[12] Njuguna J, Mouti Z, Westwood K. Toughening mechanisms for glass fiber-reinforced polyamide composites[M]∥Qin Q H, Ye J Q. Toughening Mechanisms in Composite Materials. Cambridge, UK: Woodhead Publishing, 2015:211-232.

[13] Wu S H, Wang F Y, Ma C C M, et al. Mechanical, thermal and morphological properties of glass fiber and carbon fiber reinforced polyamide-6 and polyamide-6/clay nanocomposites[J]. Materials Letters, 2001, 49(6): 327-333.

[14] Benaceur I, Othman R, Guegan P, et al. Sensitivity of the flow stress of nylon 6 and nylon 66 to strain-rate[J]. International Journal of Modern Physics B, 2008, 22(9/10/11): 1249-1254.

[15] Mouhmid B, Imad A, Benseddiq N, et al. An experimental analysis of fracture mechanisms of short glass fibre reinforced polyamide 6,6 (SGFR-PA66)[J]. Composites Science and Technology, 2009, 69(15/16): 2521-2526.

[16] Ravichandran G, Subhash G. Critical appraisal of limiting strain rates for compression testing of ceramics in a split Hopkinson pressure bar[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1994, 77(1):263-267.

[17] Suo T, Fan X, Hu G, et al. Compressive behavior of C/SiC composites over a wide range of strain rates and temperatures[J]. Carbon, 2013, 62(2):481-492.

[18] Cuvalci H, Erbay K, Ipek H. Investigation of the effect of glass fiber content on the mechanical properties of cast polyamide[J]. Arabian Journal for Science and Engineering, 2014, 39(12): 9049-9056.

[19] Mouhmid B, Imad A, Benseddiq N, et al. A study of the mechanical behaviour of a glass fibre reinforced polyamide 6,6: experimental investigation[J]. Polymer Testing, 2006, 25(4): 544-552.

[20] Horst J, Spoormaker J L. Fatigue fracture mechanisms and fractography of short-glass fibre-reinforced polyamide 6[J]. Journal of Materials Science, 1997, 32(14): 3641-3651.

[21] Selmi A, Doghri I, Adam L. Micromechanical simulations of biaxial yield, hardening and plastic flow in short glass fiber reinforced polyamide[J]. International Journal of Mechanical Sciences, 2011, 53(9): 696-706.

[22] Chen X, Li Y, Zhi Z, et al. The compressive and tensile behavior of a 0/90 C fiber woven composite at high strain rates[J]. Carbon, 2013, 61(5):97-104.