CC BY
22ВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ, Серия А, 1994. том 36, №5, с. 794-800 ФИЗИЧЕСКИЕ
==========================^ СВОЙСТВА
УДК 541.64:539.3
ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЗМА РАЗРУШЕНИЯ НЕКОТОРЫХ ТЕРМОПЛАСТОВ, АРМИРОВАННЫХ КОРОТКИМИ УГЛЕРОДНЫМИ ВОЛОКНАМИ1
© 1994 г. Ханмин Цзен*, Гуангмин Лин**, Минпси Жанг*, Ли Жанг*
* Институт материаловедения, Жонгжангский университет 510275 Гуанчжоу, Китай **Физический факультет, Жонгжангский университет 510275 Гуанчжоу, Китай Поступила в редакцию 25.06.93 г.
Исследована зависимость от степени армирования прочности при растяжении, модуля Юнга и коэффициента интенсивности напряжения, усиленных короткими углеродными волокнами поли-фениленсульфида и полиарилэфирсульфона. При увеличении степени армирования модуль упругости возрастает, а прочность при растяжении и коэффициент интенсивности напряжения достигают максимума при степени наполнения 25 об. %. Проанализирован вид диаграммы нагружения и проведен фрактографический анализ поверхностей разрушения. Обсуждено влияние адгезии между волокнами и матрицей. Для полифениленсульфида и полиарилэфирсульфона, армированных короткими углеродными волокнами, величина поверхностной энергии растрескивания равна 26.0 и 2.1 кДж/м соответственно. Основной вклад в ударное разрушение композитов вносит локализованное пластическое течение матрицы вблизи поверхности ее раздела с волокном.
ВВЕДЕНИЕ
Механические характеристики полимерных композитов зависят от таких параметров, как размер, форма, модуль упругости и прочность наполнителя, степень армирования и адгезия между наполнителем и матрицей [1,2]. Юнг [2, 3], Кура-учи [4] и Иноуэ [5, б] исследовали механизмы упрочнения и увеличения удельной ударной вязкости реакто- и термопластов, наполненных жестким неорганическим и хрупким органическим наполнителем. Было показано, что армирование жесткими частицами сравнительно пластичных полимеров приводит к повышению удельной ударной вязкости. При хорошей адгезии между наполнителем и полимером могут быть значительно улучшены такие характеристики полимера, как модуль упругости, прочность на разрыв, удельная ударная вязкость, усталостные характеристики, ударостойкость и трещиностой-кость. Дополнительное увеличение пластичности композита может быть достигнуто за счет модификации полимера частицами каучука или покрытия частиц эластомером [7, 8].
В настоящее время исследование трещино-стойкости в рамках линейного эластического разрушения является одним из основных направлений исследования полимерных композитов.
1 Работа выполнена при поддержке Национального Китайского фонда по естественным наукам (код проекта 95-90-015).
В условиях плоского напряженного состояния коэффициент интенсивности напряжения КХс во многих случаях возрастает при увеличении объемной доли наполнителя Уу. В случае слабой адгезии между наполнителем и матрицей К1с возрастает линейно при увеличении V/, при хорошей адгезии эта зависимость часто запределивается при высоких степенях наполнения [2,9]. Увеличение диаметра частиц наполнителя и отношения длины волокна к его диаметру значительно повышают удельную ударную вязкость. Вследствие того что модуль упругости зависит от степени наполнения Ур разрушающие показатели лучше характеризовать скоростью выделения энергии или удельной ударной вязкостью С1с:
К\с
СХс = = 2ур, (1)
где ур - плотность эффективной поверхностной энергии.
Исчерпывающий обзор микромеханизмов разрушения наполненных полимерных композитов можно найти в работах [1,2, 10]. Для объяснения эффекта упрочнения наполненных частицами полимерных композитов, Ланге [11], Эванс [12] и Грин [13] разработали модель пиннинга, суть которой заключается в том, что частицы скалывают противоположные берега трещины. При хорошей адгезии взаимодействие между трещиной и частицами наполнителя оказывается аналогичным
предложенному Орованом взаимодействию между дислокациями и частицами наполнителя в металлах [14]. Натолкнувшись на частицу, трещина в процессе роста вынуждена ее огибать. Эффект повышения удельной ударной вязкости определяется в этом случае средним расстоянием между частицами й и эффективным напряжением растрескивания натяжения Т (энергией, необходимой для увеличения трещины на единицу длины). Эффективная удельная ударная вязкость при этом описывается формулой
2 Т
le
D
(2)
Здесь и С[с - удельная ударная вязкость композита и матрицы соответственно. Величина Т определяется такими процессами диссипации энергии, как отслоение частиц, локальное пластическое течение матрицы вблизи границы раздела и т.д.
Приведенные выше результаты были получены при исследовании полимерных композитов, наполненных сферическими частицами (тригид-рат алюминия-эпоксид и стекло-эпоксид). Тем не менее эти результаты остаются верными и для композитов, наполненных частицами неидеальной сферической формы. Фабер и Эванс [15] показали, что модель пиннинга применима и к армированным композитам.
При плохой адгезии между наполнителем и матрицей основным механизмом микроразрушения является пластическое затупление трещины [16]. Благодаря отслоению частиц трещина затупляется, способствуя повышению величины коэффициента интенсивности напряжения. Затупление трещины с последующим быстрым ростом приводят к появлению "зубьев" на диаграмме нагрузка-деформация.
Без сомнения, механические свойства композита в большой степени зависят от свойств матрицы. Анализируя микромеханизмы разрушения ПП, армированного короткими углеродными волокнами (УВ), Гупта [17] показал, что полная удельная ударная вязкость определяется отслоением волокон, вытягиванием волокон из матрицы и пластической деформацией матрицы. Последний фактор, с учетом локализованной пластической деформации вблизи поверхности волокон, вносит основной вклад в удельную ударную вязкость. Из сопоставления термо- и реакто-пластов следует, что вклад пластического течения матрицы в удельную ударную вязкость зависит от адгезии между наполнителем и матрицей [18]. Хайн [19] полагает, что в случае пластичных матриц желательна хорошая адгезия для перераспределения напряжения между частицами наполнителя и использования пластических характеристик матрицы. Напротив, для хрупкой матрицы желателен некий оптимальный уровень адгезии с
тем, чтобы реализовались микроотслоение и вытягивание волокон.
В настоящей работе исследовали влияние степени армирования на прочность при растяжении и удельную ударную вязкость двух армированных короткими волокнами термопластов: полифени-ленсульфида (ПФС) и полиарилэфирсульфона с боковыми кардовыми группами (ПЭСК). Микромеханизмы разрушения обсуждены в терминах модели пиннинга.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ
В работе использовали высокопрочные УВ, полифениленсул ьфид [поли(сульфо-1,4-фени-лен)] и полиарилэфирсульфон с боковыми кардовыми группами. По номенклатуре IUP АС ПЭСК обозначается как поли(фталидилиден-1,4-фени-л енокси-1,4-фениленсул ьфонил-1,4-фениленок-си-1,4-фенилен). УВ со средним диаметром 7 мкм, прочностью 2,6 ГПа и модулем упругости 240 ГПа имели длину 0.5 мм; их выдерживали на воздухе при 400°С в течение 30 мин.
Порошкообразный ПФС с относительной вязкостью 0.41 мл/г и порошок ПЭСК с относительной вязкостью 0.68 мл/г просеивали через сетку с 60 отверстиями на 25.4 мм. Порошки тщательно смешивали с рублеными углеводными волокнами в присутствии спирта. После сушки материал прессовали под давлением 70 - 80 МПа при 360°С. Степень армирования составляла 0, 10, 25 и 40 об. %.
Прочность при растяжении ор и модуль Юнга Е измеряли путем нагружения прямоугольных образцов размером 70 х 12 х 6 мм и 70 х 15 х 6 мм в испытательной машине марки DL = 1000. Прочность при одноосном растяжении определяли при скорости нагружения 2 х 10"4 с-1. Модуль Юнга Е находили путем трехточечного изгиба при скорости нагружения 0.5 мм/мин [20]
Е =
i)
r/Abhr
(3)
где Р - сила в центральной точке, А - соответствующее смещение, Р/А - начальный наклон диаграммы Р-А, I - длина балки, Ь и Л - соответственно ширина и толщина балки.
Коэффициент интенсивности напряжения КХс измеряли методом трехточечного изгиба надрезанного образца по стандарту А8ТМ-Е 399 (83). Ширина и толщина образцов были равны 7 и 14 мм соответственно. База испытания составляла четыре толщины образца. Начальный надрез длиной 5 мм наносили при помощи лезвия в центре образца. После этого трещину заостряли при помощи молибденового волокна диаметром 11 мкм, погруженного в шлифовальный порошок. Полная длина надреза составляла 0.45 - 0.55 толщины образца. Поверхность разрушения изучали при
0.1
0.3 Vf
0.1
0.3 Vf
Рис. 1. Зависимость прочности ор (1,2) и модуля упругости Е (3,4) от объемной доли волокон У>для композитов УВ-ПФС (/, 3) и УВ-ПЭСК (2,4).
КХс, МПа м0 5 GXc х 102, Дж/м2
10
0.1
0.3 Vf
КХс, МПа м0,5 Glc х 102, Дж/м2 4|- i 20
Рис. 2. Зависимость коэффициента интенсивности напряжения АГ1с (7, 2) и удельной ударной вязкости с 4) от объемной доли волокон Vf для композитов УВ-ПФС (2,4) и УВ-ПЭСК (7,3).
помощи растрового электронного микроскопа "НГГАСН18-520" после нанесения на поверхность разрушения слоя золота толщиной 60 А.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Зависимость прочности при растяжении и удельной ударной вязкости от объемной доли волокон
На рис. 1 и 2 показаны зависимости прочности при растяжении ор, модуля упругости Е, коэффициента интенсивности напряжения КХс и удельной ударной вязкости С71с от объемной доли углеродных волокон Модуль упругости возрастает линейно с У^и может быть описан правилом смеси
Е = ЩУ/ + ЕтУт, (4)
где индексы/и т относятся к волокнам и матрице, а коэффициент Кренцеля Т) [21] может быть определен из наклона зависимости модуля упругости от У^по методу наименьших квадратов. Для обоих композитов (УВ-ПФС и УВ-ПЭСК) коэффициент т\ равен 0.05. Согласно работе [21], коэффициент Т) может быть выражен в виде произведения коэффициентов для непрерывных волокон Т]0 и коэффициента для коротких волокон ц, как Г) = ЛоЛ 1 • Как было показано в работе [22], для непрерывных волокон при нагружении вдоль оси
волокон т| = Т|0 = 1. Для коротких хаотически направленных в плоскости слоя волокон Tío = 3/8. Таким образом, значение коэффициента T|j может быть оценено из уравнения (4) как 0.13.
Коэффициент Г)! зависит от длины волокон, их ориентации и адгезии между волокнами и матрицей. Поскольку вследствие одинаковой технологии изготовления длина волокон и их ориентация одинаковы в обоих композитах, а модуль упругости определяется величиной статической адгезии между волокном и матрицей, можно заключить, что статическая адгезия в обоих композитах одинакова.
Как следует из рис. 1, прочность обоих композитов имеет максимум при Vf= 25%. Аналогичные результаты были получены для термопластов, армированных короткими стеклянными волокнами [23]. Экстремальный характер зависимости прочности композита от Vf определяется концентрацией напряжений вблизи кончиков волокон. Хотя короткие волокна обычно повышают прочность термопластов, вблизи их кончиков обычно наблюдается микрорастрескивание матрицы [24, 25]. Эффекты армирования и концентрации напряжения возрастают при увеличении степени армирования Vf. Как следствие, конкуренция этих двух эффектов приводит к появлению максимума на зависимости прочности от Vf.
2.0 А, мм
3.0 А, мм
Рис. 3. Типичные диаграммы нагружение-прогиб при трехточечном изгибе. Количество углеродного волокна: / -0,2 - 10,3 - 25,4 -40 об. %.
жег
Полагая, что эффективность армирования мо-быть описана отношением (<тр -
<*р)/<*р
(о?
- прочность матрицы), максимальное значение коэффициента упрочнения для композита УВ-ПФС равно 1.31, что значительно выше, чем для композита УВ-ПЭСК, в котором этот коэффициент равен 0.68. Следовательно, в композите УВ-ПФС динамическая адгезия между волокнами и матрицей значительно выше, чем в композите УВ-ПЭСК.
Из рис. 2 видно, что КХс и имеют максимум при степени армирования V} = 25 об. %. Сравнение рис. 1 и 2 показывает, что зависимости прочности ар и удельной ударной вязкости от V} совершенно аналогичны. Следовательно, характер этих зависимостей обусловлен одинаковыми причинами и эффект концентрации волокон является доминирующим при высоких степенях армирования.
Механизм разрушения
На рис. 3 показаны типичные диаграммы нагрузка-прогиб (Р-А) для обоих композитов. Диаграммы для чистых матриц и диаграммы композитов, армированных 10% волокна, практически линейны вплоть до разрушения. Напротив, композиты, содержащие 25 и 40 об. % волокон имеют существенно нелинейную диаграмму. При содержании волокон 25% нелинейность, отмеченная стрелкой, появляется значительно раньше, чем при 40%. В композите с 25% нагрузка достигает максимума после длительного нелиней-
ного участка, на котором наблюдается устойчивый рост трещины. После достижения максимума имеется значительный участок, на котором нагрузка понижается. В композите, содержащем 40% волокон, кривая практически линейна вплоть до разрушения, и продолжительность участка со стабильным ростом трещины намного короче, чем при У/= 25%.
Точки, в которых появляется нелинейность диаграммы, соответствуют началу растрескивания материала, и участок устойчивого роста трещины от точки появления нелинейности до Р^ отражает множественное растрескивание композита, соответствующее его псевдопластическому поведению [24,26,27]. Наличие такой псевдопластичности часто ведет к понижению чувствительности к влиянию трещины и повышению надежности композита.
При изгибе верхняя и нижняя поверхности образца испытывают действие сжимающих и растягивающих нагрузок, в то время как в центральной плоскости доминируют сдвиговые напряжения [20]. Вследствие этого в полимерных композитах при трехточечном изгибе возможно как сдвиговое, так и изгибное разрушение. Композит разрушается, когда сдвиговое или изгибающее напряжения достигают критического значения. В действительности может наблюдаться также и смешанное разрушение. Как было показано Ханной и Стейгизером, каждый механизм разрушения имеет специфическую диаграмму нагрузка-прогиб [28]. Разрушение вследствие изгиба является катастрофическим, и нагрузка линейна вплоть до разрушения. Напротив, при сдвиговом
• ■т ь-^ЩВ!^
шшшт
Рис. 4. Типичные поверхности разрушения, а - чистая матрица ПФС; б -УВ-ПФС, 25 об. %; г - чистая матрица ПЭСК; д - УВ-ПЭСК, 10 об. Стрелки показывают направление движения трещины.
УВ-ПФС, V, = 10 об. %; в -Го; е - УВ-ПЭСК, 25 об. %.
разрушении нагрузка постепенно понижается до нуля. Смешанные механизмы разрушения характеризуются диаграммами разрушения, промежуточными между первыми двумя случаями. В соответствии с этим анализ диаграмм нагружения показывает, что чистые полимеры и композиты с V/ = 10 об. % разрушаются от изгибных напряжений, а разрушение двух других композитов является смешанным. При смешанном механизме разрушения помимо растрескивания матрицы следовало бы ожидать появления большого количества отслоившихся и вытащенных из матрицы волокон. Это предположение подтверждают фотографии поверхностей разрушения (рис. 4).
Механизм пластичности
Удельная ударная вязкость полимерных композитов определяется различными процессами диссипации энергии, например упругой деформацией волокон, сдвиговым пластическим течением и растрескиванием матрицы, отслоением волокон и так далее. При обсуждении механизмов диссипации энергии в исследуемых композитах следует принять во внимание следующие моменты.
1. Оба исследованных композита УВ-ПФС и УВ-ПЭСК имеют невысокую удельную ударную вязкость (С1с < 2 кДж/м2).
2. Анализ поверхностей разрушения показывает, что результат разрушения углеродных волокон - появление "рекоподобной" структуры вследствие объединения различных поверхностей разрушения, характерной для хрупкого разрушения. В матрице наблюдаются также "хвостооб-разные" структуры, обусловленные взаимодействием между трещиной и углеродными волокнами. Оба процесса являются следствием множественного микрорастрескивания матрицы [2]. Кроме того, видны следы пластического течения матрицы вблизи поверхности волокон, отслоения и вытягивания волокон (рис. 46,4в, 4д, 4е).
3. Углеродные волокна являются "твердыми частичками", поскольку их модуль и прочность значительно выше, чем у матрицы. Кроме того, при отсутствии поверхностной обработки волокон их адгезия к матрице недостаточна [29]. Кривые нагружения Р-А на рис. 3 для большинства композитов, за исключением композита УВ-ПФС при = 10 об. %, имеют участок стабильного роста трещины. Наличие зубцов на диаграмме нагружения этого композита свидетельствует о затуплении трещины вследствие недостаточно высокой адгезии между волокнами и матрицей. В заключение можно отметить, что короткие углеродные волокна тормозят рост трещины в матрице, однако их способность к повышению удельной ударной вязкости не слишком значительна [15].
На основании приведенных выше данных можно заключить, что механизм пиннинга (т.е. сшивания противоположных берегов трещины) является основным фактором повышения удельной ударной вязкости. На рис. 5 приведена зависимость удельной ударной вязкости композитов УВ-ПФС и УВ-ПЭСК от среднего расстояния между волокнами £>. Эта зависимость описывается формулой [30]
п 4У, ~ _
1 = IV I ^х' (5)
где*/ - диаметр волокон.
При О-1 < 25 мм-1 С1с возрастает линейно с £>-1 в согласии с моделью пиннинга [11]. В присутствии волокон трещина вынуждена их огибать, что вызывает дополнительную диссипацию энергии и увеличение С1с. В результате дальнейшего увеличения £>-1 (уменьшения расстояния между волокнами) плоскость трещины становится менее изломанной. Трещина начинает пересекать волокна, и зависимость С1с от £)-1 отклоняется от нелинейности. Хотя механизм пиннинга продолжает работать, возрастает роль других процессов, например растрескивания матрицы и ее охрупчива-ния вследствие стеснения пластического течения волокнами. Таким образом, можно сделать следующие выводы.
100 33 D, мкм
Ъ
х ¿10 О
10 30 Dr1, мм"1
Ряс. 5. Зависимость удельной ударной вязкости
G ic от обратного расстояния между волокнами
D~l. 1 - УВ-ПФС, 2 - УВ-ПЭСК.
В пределах линейной зависимости Glc от D'1 на поверхности разрушения наблюдаются "хвосто-образные" и "рекоподобные" структуры (рис. 46, 4в, 4д, 4е), при D'1 > 25 мм-1 эти структуры наблюдаются значительно реже.
При степенях армирования, соответствующих линейной зависимости GXc от D~l, нагрузка нелинейно связана с деформацией, наблюдается растрескивание матрицы и устойчивый рост трещины (рис. 3, Vf =25 об. %); при D~l > 25 мм-1 напряжение растрескивания возрастает и протяженность устойчивого роста трещины становится короче (рис. 3, Vf= 40 об. %).
Максимальная величина залечивающей ("пин-нинговой") силы F= 2Т может быть определена из уравнения (2). Она равна 52 кДж/м для композита УВ-ПФС и 4.2 кДж/м для УВ-ПЭСК. Причина возрастания удельной ударной вязкости заключается в локализованной пластической деформации матрицы, отслоении и вытягивании волокон.
Интересно отметить, что удельная ударная вязкость чистого ПЭСК несколько выше вязкости ПФС. При наличии волокон ситуация становится обратной. Это является дополнительным свидетельством в пользу того, что адгезия волокон к ПФС-матрице выше, чем к ПЭСК. Несмотря на то что модуль композитов практически одинаков, это приводит к более высоким значениям прочности ст., К1с и Glc для системы УВ-ПФС.
Авторы выражают благодарность З.Х. Хану и И. С. Хе за помощь в измерении удельной ударной вязкости композитов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Moloneg A.C., Kausch HM., Kaiser T., Bear H.R. //
J. Mater Sei. 1987. V. 22. P. 381.
2. Spanoudakis J., Young RJ. // J. Mater Sei. 1984. V. 19.
P. 473,487.
3. Young RJ. // Structure Adhesive / Ed. by Kinloch A. J. London: Elsevier, 1986. Ch. 6.
4. Kurauchi T., Ohta T. // J. Mater Sei. 1984. V. 19. P. 1699.
5. Koo K.-K., Inoue T., Miyasaka K. // Polym. Eng. Sei. 1985. V. 25. P. 741.
6. Angola J.C., Fujita Y„ Sakai T., Inoue T. // J. Polym. Sei., Polym. Phys., 1988. V. 26. P. 807.
7. Kinloch AJ., Maxwell DL., Young RJ. // J. Mater. Sei. 1985. V. 20. P. 4169.
8. Matonis VA. // Polym. Eng. Sei. 1964. V. 9. P. 90.
9. Amdouni N., Sautereau H„ Gerard J.F., Fernagut F., Coulon G., Lefebeve JM. // J. Mater. Sei. 1990. V. 25. P. 1435.
10. Kinloch A J., Young RJ. // Fracture Behaviour of Polymer. Elsevier Applied Science, 1983. Ch. 11.
11. Lange F.F., Radford K.C. // J. Mater. Sei. 1971. V. 6. P. 1197.
12. Evans A.G.//Phil. Mag. 1972. V. 26. P. 1327.
13. Green DJ..Nicholson P.S., EmberyJD. //J. Mater. Sei., 1979. V. 14. P. 1657.
14. Orowan E. // Symposium on Internal Stress in Metals and Alloys. Institute of Metals, 1948. P. 451.
15. Faber K.T., Evans A.G. // Acta Metall. 1983. V. 31. P. 565.
16. Yamini S., Young RJ. // J. Mater. Sei. 1980. V. 15. P. 1823.
17. Gupta V.B., MittalR.K., GoelM. //Comp. Sei. and Tech. 1990. V. 37. P. 353.
18. Yamini S„ Young RJ. // J. Mater. Sci. 1980. V. 15. P. 1814.
19. Hine PJ., Brew B., Duckett RA., Ward IM. // Comp. Sci. and Tech. 1991. V. 40. P. 47.
20. Zweben C., Smith WS., Wardle M.W. // Composite Materials: Testing and Design / Ed. by Tsai, S. W. ASTM, 1979. P. 228.
21. Krenchel H. Fibre Reinforcement. Copenhagen: Akad. Forlag, 1964. P. 13.
22. Folks MJ. Short Fibre Reinforced Thermoplastics. England: Research Studies Press, 1985. P. 14.
23. Phillips D.C., Harris B. // Polymer Engineering Composites / Ed. by Richardson, M. O. M. Appl. Sci. Publ. 1977. P. 96.
24. Leung CX.Y., Li V.C. II Composites. 1990. V. 21. P. 305.
25. Ricco T., Pavan A., Danusso F. // Polym. Eng. Sci. 1990. V. 18. P. 774.
26. Marshall D.B., Cox BN. // Acta Metall. 1985. V. 33. P. 2013.
27. Taya M., Arsenauit RJ. Metal Matrix Composites. England: Pregamon Press, 1989. Ch. 3.
28. Hanna G.L., Steingiser S. // Composite Materials: Testing and Design / Ed. by Tsai S.W. ASTM, 1979. P. 182.
29. Manocha L. // J. Mater. Sci. 1982. V. 17. P. 3039.
30. Baneal PJP., Ardell AJ. // Metallography, 1972. V. 5. P. 97.
Fracture Mechanism of Some Thermoplastics Reinforced
with Short Carbon Fibers
Khanmin Tszen*, Guanmin Lin**, Mingki Zhang*, and Li Zhang*
*Institute of Material Science, Zhongzhang University, Guanchzhou, 510275 China **Faculty of Chemistry, Zhongzhang University, Guanchzhou, 510275 China
Abstract - For poly(phenylene sulfide) and poly(aryl estersulfone) reinforced with short carbon fibers, tensile strength, elastic modulus, and stress intensity factor were studied as a function of filler content. As the filler content increases, elastic modulus increases, and tensile strength and stress intensity factor are maximal at filler content of 25 vol %. The corresponding stress-strain curves were analyzed, and fracture surfaces of the test samples were examined. The role of adhesion between fibers and matrix was discussed. For poly(phenylene sulfide) and poly(aryl estersulfone) reinforced with short carbon fibers, surface energy of cracking was estimated to be 26.0 and 2.1 kJ/mol, respectively. The main contribution to impact fracture of the composites is associated with localized plastic flow of matrix in the vicinity of the matrix-fiber interface.
