干喷湿纺T800G碳纤维的表面粗糙度与皮芯结构对碳纤维增强复合材料冲击韧性的影响

前言

碳纤维复合材料的力学性能由碳纤维自身与纤维-基体界面共同决定，二者的协同作用至关重要。本研究聚焦于微观结构异质性对同种环氧树脂复合材料冲击后压缩性能的影响，采用两种干喷湿纺T800G碳纤维（分别标记为CF-low与CF-high）展开对比实验。结果表明，CF-low虽具有更密集的深轴向沟槽和更高的表面微区压缩模量，但其显著的皮芯结构及机械互锁形成的过强界面结合，在受力时会加剧纤维芯部塌陷与应力集中。而CF-high凭借其均匀的结构与适中的界面特性，促进了碳纤维与环氧树脂间的高效应力传递。与CF-low复合材料相比，CF-high复合材料的冲击后压缩强度提升9%，损伤面积减少35%，显著提升了复合材料的损伤容限。本研究证实，优化纤维特性与界面行为的协同作用是提升碳纤维复合材料性能的关键。

1.简介

碳纤维增强复合材料凭借其高比强度、高比模量及强可设计性，已成为先进装备实现减重增效的关键材料。碳纤维作为复合材料的主要承力骨架，其微观结构特征直接决定了与基体的界面结合行为，进而影响复合材料的宏观力学性能与损伤容限。近年来，高性能碳纤维制备技术的突破推动了T800G级碳纤维逐步实现工程化应用，但在复合材料整体性能层面，纤维的强度转化效率仍相对较低。研究表明，这种差异不仅与纤维表面化学活性相关，更受其多尺度结构特征的协同效应调控。探究从碳纤维微观结构到界面行为，最终至宏观性能的多尺度构效关系，对推动碳纤维复合材料性能优化具有重要科学价值与工程意义。

在碳纤维复合材料力学性能调控中，纤维表面形貌与界面性能的关联机制是研究焦点之一。传统观点认为更高的纤维表面粗糙度可通过机械互锁增强界面结合，从而提升复合材料层间性能与冲击韧性。研究证实较高表面粗糙度的碳纤维可显著降低复合材料裂纹萌生扩展速率，促进裂纹沿界面扩展，实现更大断裂能吸收。然而最新研究表明，过度追求高表面粗糙度可能导致纤维-基体界面结合过强，反而引发界面过早失效。进一步指出，当碳纤维表面沟槽深度超过临界阈值时，树脂基体对沟槽根部的浸润不完整会显著降低界面载荷传递效率，这表明碳纤维表面形貌对界面性能的影响呈现非线性特征。

此外，碳纤维制造过程中固有的皮芯结构特性对其复合材料性能的潜在影响长期被忽视。皮芯间的异质性会导致碳纤维轴向力学性能的非均匀性，在外载荷作用下，位于纤维芯部的缺陷可能成为裂纹萌生的优先点位。通过调控碳纤维制备工艺，刻意弱化其皮芯结构以增强径向均匀性。基于广义胞元的纤维-基体界面多尺度模型，证实皮芯结构的刚度与厚度显著影响复合材料剪切强度。

然而现有研究多聚焦于碳纤维表面形貌或皮芯结构的孤立效应，对二者协同作用的探索仍显不足。采用干喷湿纺工艺制备的T800G碳纤维因其复合材料性能优势，已成为航空主承力结构的关键材料，该工艺进一步凸显了纤维微观结构对最终复合材料性能的影响。当前对该类微观结构特征与环氧树脂体系适配性认知的不足，常导致T800G碳纤维在实际应用中偏离理想设计窗口。建立纤维表面形貌、皮芯结构与复合材料关键力学性能的明晰映射关系，对实现强度与损伤容限的同步提升至关重要。

冲击后压缩性能作为复合材料关键韧性指标与设计许用值，直接界定结构使用边界与材料技术代际。本研究选取两种T800G碳纤维，通过多尺度表征方法，系统探究纤维表面形貌与皮芯结构对其复合材料冲击后压缩性能的影响机制，以期为T800G级碳纤维复合材料设计与应用提供理论依据。

2.材料和方法

2.1材料

本研究采用威海拓展纤维有限公司通过干喷湿纺工艺生产的T800G碳纤维。其制备流程示意图如图1所示：纺丝原液经喷丝板挤出后，先通过一段空气层，再进入凝固浴发生双扩散和相分离，纤维随后经过预氧化和碳化处理形成最终碳纤维。仅通过微调凝固浴浓度，获得了两种具有显著微观结构差异的碳纤维，其基本性能测试数据见表1。为消除上浆剂对纤维微观结构研究的干扰，使用前采用溶剂对碳纤维进行了去浆处理。所用基体为航空工业复合材料技术研究院研制的高韧性环氧树脂，其典型性能见表2。采用100–130°C温度区间将碳纤维浸渍环氧树脂制备预浸料，整体制备流程如图2所示。

2.2CF表面形貌测试

采用Quanta450 FEG扫描电子显微镜（SEM）（美国FEI公司）观察碳纤维的二维表面形貌；使用具备定量纳米力学测试模式的Dimension ICON原子力显微镜（AFM）（上海尔迪仪器科技有限公司）获取碳纤维三维表面形貌，并测得表面粗糙度算术平均值（Ra）与均方根值（Rq）。通过校准刚性探针在选定区域采集力-距离曲线阵列，测定局部压缩模量值。

2.3CF皮芯结构测试

采用SEM-Raman系统测试碳纤维的径向皮芯结构。测试前，将碳纤维用环氧树脂包埋并固化，随后置于液氮中进行脆性断裂。经打磨、抛光及清洁处理后，使用532 nm激光沿纤维径向表面进行扫描。通过叠加SEM与Raman数据，提取峰强比（ID/IG）作为石墨化程度的表征指标，其测试示意图如图3所示。

2.4CFRC落锤冲击与冲击后压缩性能测试

采用Instron 9440落锤冲击试验机（美国马萨诸塞州诺伍德），依据ASTM D7136标准进行落锤冲击试验。使用直径16mm的半球形钢质冲击头，以6.67 J/mm的能量冲击碳纤维复合材料试件中心，冲击后测量压痕深度并进行C扫描检测。冲击后压缩试验依据ASTM D7137标准，在Instron 5982试验机（美国马萨诸塞州诺伍德）上完成。当复合材料发生破坏或载荷降至最大载荷的30%时停止试验，每组试验至少包含五组有效数据。

3.结果与讨论

3.1表面形貌

碳纤维表面形貌对其界面结合性能起关键作用。如图4所示的SEM观测结果显示，两种碳纤维均呈现典型的干喷湿纺结构特征，表面有少量沟槽沿轴向规则分布。CF-high整体表面较为光滑，具有高度取向的连续沟槽结构；而CF-low则显示出更浅且不连续的轴向沟槽。根据机械互锁理论，表面沟槽的数量和深度均与纤维-基体界面结合强度呈正相关。

图5展示了两种碳纤维的典型原子力显微镜测试结果。CF-low表面呈现显著的沟槽结构，其粗糙度算术平均值约为323 nm；相比之下，CF-high表面沟槽较浅，粗糙度降至221 nm，表明CF-low具有更显著的峰谷异质形貌。基于力-位移曲线测试，CF-low的表面压缩模量（649 MPa）显著高于CF-high（187 MPa）。

图6对两种碳纤维的表面粗糙度与压缩模量进行了统计分析。CF-low的表面粗糙度（Ra与Rq）及表面压缩模量值均高于CF-high。图6c揭示了表面粗糙度与压缩模量之间的正相关关系——粗糙度越大的纤维表现出更高的模量值。这可能是由于压缩模量对沟槽结构（如尖锐峰谷或深沟）的敏感性，从而放大了表面模量的测量值。

3.2皮芯结构

采用拉曼光谱对碳纤维表面石墨化程度进行表征（图7）。CF-low的D峰与G峰平均强度分别为3133 a.u.和3383 a.u.，ID/IG值约为0.93；CF-high的D峰强度为3972 a.u.，G峰强度为3281 a.u.，ID/IG值约为1.21。结果表明CF-low的表面石墨化程度高于CF-high。

SEM-Raman联用测试结果如图8所示。从表皮到芯部，颜色映射逐渐由绿色过渡至蓝色再转为红色，同时ID/IG值逐渐增大，表明石墨化程度由外向内递减。图像分析显示CF-low在皮芯交界处存在更明显的过渡区，而CF-high则呈现相对均匀的径向石墨化分布，皮芯差异较小，整体纤维结构更均质。这种结构差异主要源于低浓度凝固浴会促进致密表皮层快速形成，但同时阻碍了溶剂向外扩散与非溶剂向内渗透，导致芯部相分离延迟，从而放大皮芯间结构差异并加剧皮芯异质性。

与CF-high相比，CF-low展现出更高的表面石墨化程度（ID/IG值0.93对比1.21），但其皮芯结构更为显著。具有明显皮芯结构的碳纤维通常在其表层表现出更高的模量，这使其在低至中等载荷下具备更优的初始力学性能（强度、模量）。然而，随着施加应力的增加，芯部区域的缺陷会严重制约纤维的整体性能，导致力学行为出现显著波动。松散且有序度较低的芯部结构易引发脆性断裂。

3.3CFRCs的落锤冲击与冲击后压缩性能

图9展示了两种碳纤维复合材料的冲击后压缩与落锤冲击测试结果。CF-low复合材料的冲击压痕深度达0.37毫米，背面裂纹长度为797毫米，冲击后压缩强度为316兆帕；相比之下，CF-high的冲击压痕深度为0.26毫米，背面裂纹长度缩减至548毫米，冲击后压缩强度提升至345兆帕。

图10展示了两种碳纤维复合材料的冲击后形貌与C扫描图像。冲击压痕呈现以垂直压缩为主导的"漏斗状"失效区，压痕边缘存在明显压缩凸起，底部出现径向断裂纤维，背面则形成十字形裂纹。C扫描结果显示从凹痕中心向外呈现冷色调到暖色调的颜色渐变，表明损伤深度逐级递减。CF-low复合材料的中心区域呈蓝色，对应约4.5毫米的损伤深度，表明已发生完全穿透并伴随大量纤维断裂；向外过渡至橙黄色区域，显示损伤转变为有限的纤维断裂和纤维-基体脱粘。CF-high复合材料虽呈现类似损伤分布趋势，但其凹痕中心呈绿色，反映存在显著但未穿透的损伤。CF-low复合材料的压痕深度达0.37毫米，损伤面积约553平方毫米，次生裂纹沿45°方向分叉并伴随多重子裂纹，底部纤维断裂呈随机取向。相较之下，CF-high复合材料压痕深度较浅（0.26毫米），损伤面积相当（约553平方毫米），总体表明CF-low复合材料损伤更为严重。

图11展示了两种复合材料的落锤冲击载荷-位移曲线。曲线均呈现"双线性/突然失效"的两阶段特征：CF-low复合材料曲线初始线性段斜率较大（K3），位移增至3.3毫米时出现轻微软化，斜率降至K4，随后曲线呈非线性增长直至4.7毫米发生突然失效；CF-high复合材料线性段（0-3.1毫米）斜率为k1，3.1-4.8毫米进入非线性软化阶段斜率降至k2。初步拟合表明k3 > k1 > k4 > k2。CF-low复合材料曲线整体呈现"刚-脆"特性，而CF-high复合材料曲线则表现出"韧-塑"特性。

图12展示了CF-low复合材料在冲击后压缩测试后的微观断裂形貌。该材料主要表现为纤维断裂和分层主导的失效模式，绝大多数纤维断裂位于冲击压痕区域内，部分纤维呈现粉碎性破坏。有限的纤维-基体界面脱粘现象表明界面存在显著的机械锚定效应。结合载荷-位移曲线分析进一步揭示，CF-low复合材料表现出典型的"强界面-脆性基体"特征。与之形成对比的是，图13显示CF-high复合材料呈现出更广泛的纤维拔出现象和界面脱粘，拔出的纤维长度约在20-50微米之间。相应的载荷-位移曲线表明CF-high复合材料具有"韧-塑"特性。

在相同测试条件下，CF-low复合材料表现出更严重的冲击损伤，这种差异主要归因于纤维结构与界面相互作用的协同效应。微观结构分析表明，CF-low复合材料主要表现为纤维脆性断裂，界面脱粘比例相对较低。CF-low纤维表面的深沟槽通过机械互锁增强了界面结合强度，然而这种强界面结合阻碍了裂纹沿界面扩展的能量耗散，迫使应力集中作用于纤维自身。同时，CF-low显著的皮芯结构加剧了应变失配，芯部空隙成为裂纹萌生点。在压缩载荷下，"硬壳-软芯"的纤维结构引发以芯部塌陷为主导的失效机制。落锤冲击阶段，高模量的表皮层将能量传递至芯部，由于芯部塑性变形能力不足导致塌陷，最终产生强界面-刚性传能-纤维脆性断裂-深压痕-长裂纹等现象。冲击后压缩测试中，皮芯间的应变失配引发纤维失效，过强的界面强度阻止裂纹在界面处重新取向，抑制分层扩展，形成"应力集中-整体失效"的恶性循环，导致突然破坏。

相比之下，CF-high复合材料呈现典型的渐进式损伤模式。其适中的界面强度允许裂纹在界面处受控扩展，这种损伤机制通过复合材料内部的界面部分脱粘，有效借助分层和基体开裂耗散冲击能量。同时，CF-high纤维更高的韧性赋予复合材料更优的抗屈曲能力，从而将最终损伤区域限制在有限范围内。值得注意的是，损伤面积与残余强度未呈现单调相关性——尽管CF-low复合材料整体损伤面积更大，但其压缩强度衰减更为显著，揭示了不同损伤模式对结构完整性的差异化影响。