碳纖維/環(huán)氧(CF/EP)復(fù)合材料具有輕質(zhì)、高強(qiáng)、耐腐蝕、可設(shè)計性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于航空航天、風(fēng)力發(fā)電和軌道交通等領(lǐng)域 目前，CF/EP復(fù)合材料主要用預(yù)浸料/熱壓罐工藝制備，成本高、工藝流程長、設(shè)備投資大[1] 以真空輔助樹脂灌注成型(VARI)為代表的液體成型工藝，原材料不需要低溫儲存，模具投資小，還能實現(xiàn)大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的整體成型，是復(fù)合材料低成本化制備的主要方向之一[2] 同時，CF/EP復(fù)合材料多為層合板結(jié)構(gòu)，層間只依靠環(huán)氧樹脂起到粘結(jié)和傳遞載荷的作用，而環(huán)氧樹脂固化后質(zhì)脆、韌性差，使復(fù)合材料的層間韌性差且容易發(fā)生分層損傷[3~5] 因此，改善CF/EP復(fù)合材料的層間韌性是目前的研究重點(diǎn)之一

研究表明，將熱塑性樹脂等增韌組分[6]以顆粒[7,8]、薄膜[9]或纖維網(wǎng)紗[10~12]等結(jié)構(gòu)形式引入樹脂薄弱區(qū)域，能提高CF/EP復(fù)合材料的層間韌性 層間顆粒增韌，是將增韌組分以顆粒的形式分布在CF/EP復(fù)合材料的層間 但是，液體成型工藝樹脂灌注時增韌顆粒會因碳纖維織物的過濾而使面內(nèi)分散不均勻 因此，主要應(yīng)用于預(yù)浸料體系的CF/EP復(fù)合材料[13,14] Cheng等[15]使用聚醚砜薄膜層間增韌CF/EP復(fù)合材料，其Ⅰ型(GIC)和II型(GⅡC)層間斷裂韌性分別提高了61.5%和55.1%，但是其彎曲強(qiáng)度和模量稍有降低 Yao等[16]使用不同厚度的酚酞基聚醚酮薄膜層間增韌CF/EP復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)10 μm的薄膜使其GIC提高了96.8%；但是，當(dāng)薄膜厚度達(dá)到30 μm時彎曲強(qiáng)度和模量分別下降37.8%和25.5% 雖然熱塑性薄膜可顯著提高CF/EP復(fù)合材料的層間韌性，但是嚴(yán)重影響其面內(nèi)力學(xué)性能 同時，薄膜置于復(fù)合材料的層間不利于樹脂的流動和滲透，影響液體成型的工藝性 因此，在不影響液體成型工藝的同時提高CF/EP復(fù)合材料的層間韌性至關(guān)重要

纖維網(wǎng)紗的孔隙率高，樹脂可滲透并在相鄰增強(qiáng)纖維層間流動，與液體成型工藝有很好的兼容性，可用于液體成型復(fù)合材料的層間增韌 康少付等[17]用紡粘工藝制備的共聚酯無紡布層間增韌CF/EP復(fù)合材料后，熱塑性共聚酯通過相分離形成海島相結(jié)構(gòu)，可使復(fù)合材料GIC提高144.7%，但是層間剪切強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度和彎曲模量分別下降了7.0%、2.1%和1.1% Cheng等[18]將用熔融紡絲制備的聚醚砜纖維卷繞成不同面密度的纖維網(wǎng)層間增韌CF/EP復(fù)合材料 結(jié)果表明，雖然28.3 gsm的纖維網(wǎng)在層間樹脂區(qū)域相分離形成了聚醚砜/環(huán)氧樹脂的兩相結(jié)構(gòu)，使GIC和GⅡC分別提高了120%和68.8%，但是層間剪切強(qiáng)度和彎曲性能下降 Beylergil等[19]用紡粘工藝制備了兩種不同面密度的尼龍6-6纖維網(wǎng)紗并層間增韌CF/EP復(fù)合材料，尼龍纖維在層間樹脂的橋聯(lián)作用使復(fù)合材料的GIC和GⅡC分別提高了84%和171%，但其層間剪切強(qiáng)度、彎曲性能均有不同程度的降低 已有的研究表明，纖維網(wǎng)紗可顯著提高CF/EP復(fù)合材料的層間韌性，但是也可能降低CF/EP復(fù)合材料面內(nèi)力學(xué)性能 因此，高效批量化制備面密度可控、質(zhì)量穩(wěn)定的層間增韌纖維網(wǎng)紗，可能同時提高CF/EP復(fù)合材料的層間韌性和面內(nèi)力學(xué)性能

本文用高效濕法紡絲批量制備PES多孔纖維并用濕法抄造方法制備不同面密度的多孔纖維網(wǎng)紗(PESV)，用于層間增韌CF/EP復(fù)合材料，并研究PES多孔纖維在環(huán)氧樹脂的溶解行為以及復(fù)合材料的Ⅰ型(GIC)和Ⅱ型(GⅡC)層間斷裂韌性、層間剪切強(qiáng)度和彎曲性能

1 實驗方法1.1 實驗用原料和儀器

實驗原料：碳纖維單向布(UD，T700-24K，200 g/m2)；環(huán)氧樹脂(MERICAN 3770)；聚醚砜(Ultrason ? E2020P)；N-甲基吡咯烷酮(NMP)

實驗用儀器：自制小型濕法紡絲機(jī)，CHCP-03Q 纖維網(wǎng)紗抄造機(jī)，208B-T電子萬能試驗機(jī)，BX53MRF-S光學(xué)顯微鏡(含熱臺組件)，JSM-7500F 場發(fā)射掃描電子顯微鏡

1.2 試樣的制備(1) PESV的制備

將一定質(zhì)量的PES溶解在NMP中，制備出質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40%的紡絲原液；用濕法紡絲并以蒸餾水作為凝固浴制備PES多孔纖維，隨后將其裁切為10~12 mm的短切纖維 稱取一定質(zhì)量的短切纖維加入到網(wǎng)紗抄造機(jī)中充分?jǐn)嚢杈鶆?，在抽濾沉降后置于80℃烘箱中烘干1 h得到PESV 用相同的方法分別制備四種面密度分別為14.2、21.9、31.6和40.0 gsm的PESV

(2) CF/EP復(fù)合材料的制備

將碳纖維單向布和PESV裁切成面積為200 mm×200 mm的塊，按照設(shè)定的鋪層方案進(jìn)行鋪層 其中CF/EP復(fù)合材料層間斷裂韌性的鋪層方式為[00]18，在第9和10層之間鋪放PESV，端部插入PTFE膜，形成預(yù)制裂紋；層間剪切性能和彎曲性能的鋪層方式為[00]18，在每層之間鋪放PESV 用VARI工藝制備CF/EP復(fù)合材料：將環(huán)氧樹脂在100℃下灌注，隨后以5℃/min的速率升溫到180℃，固化2 h后得到CF/EP復(fù)合材料

1.3 性能表征

(1) 用含熱臺組件的光學(xué)顯微鏡研究PES纖維在EP3770的溶解行為：將PES纖維完全浸沒在EP3770樹脂中，在100℃(樹脂灌注溫度)保持1 h，每20 min記錄一次纖維的狀態(tài)；然后以5℃/min的速率升溫到180℃(樹脂固化溫度)，隨時記錄PES纖維在EP3770中的溶解情況

(2) 根據(jù)復(fù)合材料層間斷裂韌性的測試標(biāo)準(zhǔn)ASTM-D5528，用力學(xué)萬能試驗機(jī)采用雙懸臂梁測試CF/EP復(fù)合材料的 Ⅰ 型層間斷裂韌性(GIC) 試樣的尺寸為150 mm × 20 mm × 4 mm，其中預(yù)制裂紋的長度為75 mm

(3) 根據(jù)復(fù)合材料層間斷裂韌性的測試標(biāo)準(zhǔn)ASTM-D7905用力學(xué)萬能試驗機(jī)用端部缺口三點(diǎn)彎曲測試CF/EP復(fù)合材料的Ⅱ型層間斷裂韌性(GⅡC) 試樣的尺寸為150 mm × 20 mm × 4 mm，其中預(yù)制裂紋長度為45 mm

(4) 根據(jù)復(fù)合材料層間剪切性能測試標(biāo)準(zhǔn)ASTM-D2344用力學(xué)萬能試驗機(jī)測試CF/EP復(fù)合材料的層間剪切性能 測試試樣的尺寸為24 mm × 8 mm × 4 mm，加載速率為1 mm/min，加載頭和支撐輥的直徑分別為6 mm和3 mm，跨距為16 mm

(5) 根據(jù)復(fù)合材料彎曲性能測試標(biāo)準(zhǔn)ASTM-D7264，采用力學(xué)萬能試驗機(jī)測試CF/EP復(fù)合材料的彎曲性能 試樣的尺寸為155 mm × 13 mm × 4 mm，加載速率為1 mm/min，加載頭和支撐輥的直徑分別為6 mm，跨距為128 mm

(6) 用JSM-7500F場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察CF/EP復(fù)合材料Ⅰ和Ⅱ型測試樣品斷面形貌并分析其增韌機(jī)制

2 結(jié)果和討論2.1 PES多孔纖維和PESV的形貌

圖1給出了用濕法紡絲制備的PES多孔纖維的結(jié)構(gòu)和形貌 從圖1a~c可以看出，PES多孔纖維連續(xù)、表面光滑無明顯缺陷，直徑約為40 ± 5 μm 圖1d給出了PES纖維截面的微觀形貌，可見纖維內(nèi)部為由內(nèi)而外散發(fā)的指狀孔結(jié)構(gòu)，靠近纖維表面有大量的微孔結(jié)構(gòu)

圖1



圖1PES多孔纖維的照片和微觀SEM照片

Fig.1PES porous fiber photos and microscopic SEM images (a) PES fiber photos, (b, c) surface microscopic morphologies and (d) cross-sectional microscopic morphology

圖2給出了不同面密度的PESV形貌照片 可以看出，PESV的表面形貌相對均勻 從圖2a、b可見，低面密度的PESV之間的短切纖維相互搭接少，有很大的空隙 隨著PESV面密度的增大，短切纖維相互之間搭接的更多，PESV變得更密集，空隙縮小(圖2c、d)

圖2



圖2不同面密度PESV的形貌

Fig.2Photos of PESV morphologies with different areal densities (a) 14.2 g/m2, (b) 21.9 g/m2, (c) 31.6 g/m2 and (d) 40.0 g/m2

2.2 PES多孔纖維在環(huán)氧樹脂中的溶解

圖3給出了不同溫度下PES多孔纖維在環(huán)氧樹脂中形態(tài)的顯微鏡照片，用以模擬VARI成型過程中環(huán)氧樹脂的三個工藝階段：100℃等溫灌注、100℃到180℃升溫和180℃等溫固化 如圖3a~c所示，在100℃下PES纖維在環(huán)氧樹脂中保持1 h不溶解，但是與環(huán)氧樹脂呈現(xiàn)很好的浸潤且沒有明顯的缺陷 從圖3d~f可以看出，隨著溫度從100℃升高到180℃，PES多孔纖維逐漸溶解，部分纖維已經(jīng)完全透明 如圖3g~i所示，當(dāng)溫度升至180℃并保持7 min后PES多孔纖維完全溶解在環(huán)氧樹脂中 這表明，整個溶解過程是PES分子與環(huán)氧樹脂相互擴(kuò)散形成均相體系的過程 該過程遵循Hansen溶度參數(shù)理論[20,21]

圖3



圖3不同溫度下PES纖維在環(huán)氧樹脂中的形態(tài)

Fig.3Morphology of PES fibers in epoxy resin at different temperatures (a~c) isothermal infusion process, (d~f) heating process from 100oC to 180oC and (g~i) isothermal curing process

δt2=δd2+δp2+δh2

(1)

式中δt為Hansen溶度參數(shù)，δd為色散溶度參數(shù)，δp為極性溶度參數(shù)，δh為氫鍵溶度參數(shù)

由于擴(kuò)散是物質(zhì)(即溶劑和溶質(zhì))之間的相互作用，Hansen以三個溶度參數(shù)為坐標(biāo)軸建立空間直角坐標(biāo)系，以物質(zhì)的Hansen溶度參數(shù)為球心，球的半徑為某物質(zhì)的相互作用半徑R0 溶劑和溶質(zhì)之間的相互作用可以通過相對能量差RED來計算

RED=4×(δd1-δd2)2+(δp1+δp2)2+(δh1-δh2)2R0

(2)

式中的下標(biāo)1和2表示研究的溶劑和溶質(zhì)，RED小于1表示所研究溶劑和溶質(zhì)之間相互作用越強(qiáng)，且其越小則溶劑和溶質(zhì)之間三個溶度參數(shù)分量越相近、混合焓越小，Gibbs自由能更可能為負(fù)值，二者越“相溶”[22]

因此，環(huán)氧樹脂和PES之間的RED為

RED=4×18.1-19.62+11.4-10.82+9.0-9.229.1=0.336

(3)

由此可見，PES多孔纖維在環(huán)氧樹脂很好的溶解性主要與兩者之間的相互作用相關(guān)，為相互溶解提供了理論基礎(chǔ)

2.3 CF/EP復(fù)合材料的層間韌性2.3.1 CF/EP復(fù)合材料的Ⅰ型層間斷裂韌性

圖4給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的Ⅰ型層間斷裂韌性(GIC) 從圖4a可以看出，PESV的加入可提高復(fù)合材料的GIC，且隨著PESV面密度的升高GIC呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢 當(dāng)PESV的面密度為31.6 g/m2時GIC達(dá)到最大值1.05 kJ/m2，比參考樣提高了54.4% 圖4b給出了復(fù)合材料的裂紋擴(kuò)展瞬時長度和GIC的函數(shù)關(guān)系 在總體上，裂紋擴(kuò)展進(jìn)入穩(wěn)定階段后參考樣的GIC基本保持不變 而對于不同面密度的PESV層間增韌的CF/EP復(fù)合材料，GIC隨著裂紋在層間區(qū)域的擴(kuò)展均明顯的增加 由此可以得出結(jié)論，在層間引入PESV可提高CF/EP復(fù)合材料GIC

圖4



圖4不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的Ⅰ型層間斷裂韌性

Fig.4Test results of mode I interlaminar fracture toughness of PESV interlaminar toughened CF/EP composites with different areal densities (a) GIC and (b) R-curve

圖5給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料樣品GIC測試斷裂面的微觀形貌 在圖5a中，相鄰碳纖維之間的樹脂呈現(xiàn)典型“平原狀”的脆性斷裂，界面脫粘后碳纖維表面光滑 從圖5b可見，經(jīng)PESV增韌復(fù)合材料的層間樹脂區(qū)域出現(xiàn)了樹脂微球(圖中紅圈所示)，同時環(huán)氧樹脂呈現(xiàn)一定的韌性斷裂特征[23](圖中黃色箭頭所示) 隨著PESV面密度的增大，如圖5c、d所示，微球數(shù)量逐漸增多 有意思的是，圖5d中斷裂面碳纖維完全被微球形成的“魚鱗狀結(jié)構(gòu)”所覆蓋(圖中紅圈所示)，且可見大量裂紋呈現(xiàn)典型韌性斷裂特征，與圖4中GIC達(dá)到最大值相對應(yīng) 隨著PESV面密度的增加，可見部分光滑的樹脂脆性斷裂面以及界面脫粘后的碳纖維(圖5e中的藍(lán)圈所示)

圖5



圖5不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料GIC測試斷裂面的SEM照片

Fig.5SEM images of GIC fracture surfaces of PESV interlayer toughened CF/EP composite with different areal densities (a) Ref., (b) PESV @ 14.2, (c) PESV @ 21.9, (d) PESV @ 31.6 and (e) PESV @ 40.0

為了進(jìn)一步探究復(fù)合材料層間相結(jié)構(gòu)與層間韌性的關(guān)系，用NMP刻蝕PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的GIC測試斷裂面，SEM觀察的結(jié)果如圖6所示 從圖6a可見，未增韌的樹脂表面光滑，沒有明顯變化 如圖6b所示，在經(jīng)PESV增韌后復(fù)合材料的斷裂面可觀察到空腔，推測其原因是分散在環(huán)氧相中的PES微球被NMP溶解而出現(xiàn)典型的海島相結(jié)構(gòu)[24] 這種PES微球可在環(huán)氧樹脂固化后期通過反應(yīng)誘導(dǎo)相分離形成[25] PES微球的存在使裂紋在擴(kuò)展過程中發(fā)生偏轉(zhuǎn)或終止，從而吸收能量而使復(fù)合材料的GIC提高 如圖6c、d所示，隨著PESV面密度的增加，空腔變得越來越密集且尺寸越來越小 由此可以推斷，PES微球?qū)α鸭y的偏轉(zhuǎn)、終止以及塑性形變的貢獻(xiàn)更多，進(jìn)一步損耗能量可顯著提高GIC 圖6e表明，隨著PESV面密度的進(jìn)一步增大PES微球變得越來越密集，裂紋難以在層間推進(jìn)，發(fā)生偏轉(zhuǎn)幾率增加，從而使碳纖維與環(huán)氧樹脂之間的界面脫粘和樹脂脆性斷裂增多，可能使GIC下降，與圖4的結(jié)果和圖5e中觀察到的現(xiàn)象一致[26]

圖6



圖6NMP刻蝕后PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料GIC測試斷裂面的SEM照片

Fig.6SEM images of GIC fracture surfaces of PESV interlayer toughened CF/EP composite etched with NMP (a) Ref., (b) PESV @ 14.2, (c) PESV @ 21.9, (d) PESV @ 31.6 and (e) PESV @ 40.0

2.3.2 CF/EP復(fù)合材料的Ⅱ型層間斷裂韌性

圖7給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的Ⅱ型層間斷裂韌性(GⅡC) 從圖7可見，隨著PESV面密度的增加GⅡC呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢 當(dāng)PESV的面密度達(dá)到31.6 g/m2時GⅡC達(dá)到6.0 kJ/m2，比參考樣提高了62.2% 當(dāng)PESV面密度超過31.6 g/m2時GⅡC開始下降，但仍然高于參考樣的GⅡC 有趣的是，在CF/EP復(fù)合材料層間引入PESV對GⅡC的影響與GIC保持一致 這表明，層間形成的PES/環(huán)氧的兩相結(jié)構(gòu)可抵抗剪切裂紋的擴(kuò)展，使GⅡC明顯提高

圖7



圖7不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的 Ⅱ 型層間斷裂韌性

Fig.7Mode II interlaminar fracture toughness of PESV interlaminar toughened CF/EP composites with different areal densities

圖8給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料GⅡC測試斷裂面微觀形貌 從圖8a可見，未經(jīng)PESV增韌的復(fù)合材料斷面光滑，碳纖維裸露在表面，碳纖維和樹脂的界面清晰可見，表明發(fā)生了碳纖維和環(huán)氧樹脂的粘合失效 而經(jīng)PESV增韌后的復(fù)合材料，如圖8b所示，碳纖維表面基本被樹脂覆蓋，表明裂紋主要在層間樹脂區(qū)域傳播，樹脂由脆性斷裂轉(zhuǎn)變成塑性斷裂[27](如圖中紅圈所示) 隨著面密度的增大，如圖8c、d所示，碳纖維完全被樹脂覆蓋，裂紋在層間樹脂區(qū)域擴(kuò)展過程中 剪切力的作用使層間熱塑性樹脂撕裂、拔出，產(chǎn)生塑性形變，樹脂撕裂形貌變得更加粗糙，損耗更多的能量，使GⅡC明顯提高[28](如圖中紅圈所示) 但是，當(dāng)面密度升高到40.0 g/m2時，如圖8e顯示，碳纖維和樹脂界面脫粘增多，使GⅡC有所下降

圖8



圖8不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料GⅡC測試斷裂面的SEM照片

Fig.8SEM images of mode II fracture surfaces of PESV interlayer toughened CF/EP composite with different areal densities (a) Ref., (b) PESV @ 14.2, (c) PESV @ 21.9, (d) PESV @ 31.6 and (e) PESV @ 40.0

2.3.3 CF/EP復(fù)合材料的層間剪切性能

圖9給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的層間剪切強(qiáng)度 從圖9可以看出，隨著PESV面密度的提高CF/EP復(fù)合材料的層間剪切強(qiáng)度呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢 當(dāng)面密度為21.9 g/m2時層間剪切強(qiáng)度達(dá)到最大，比參考樣提高了2.9% 而當(dāng)面密度達(dá)到40.0 g/m2時，復(fù)合材料的層間剪切強(qiáng)度下降至接近于參考樣 結(jié)合圖8的結(jié)果可以推測，在剪切力的作用下經(jīng)PESV增韌的復(fù)合材料的層間樹脂區(qū)域由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，PESV溶解在層間樹脂區(qū)域并通過相分離形成海島相結(jié)構(gòu)，有利于提高復(fù)合材料層間剪切強(qiáng)度 但是，當(dāng)PESV面密度超過21.9 g/m2時層間剪切強(qiáng)度出現(xiàn)下降 其原因可能是增韌網(wǎng)紗的引入使復(fù)合材料層間厚度輕微增加，使復(fù)合材料的纖維體積分?jǐn)?shù)輕微下降，降低了復(fù)合材料的層間剪切強(qiáng)度

圖9



圖9不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的層間剪切強(qiáng)度

Fig.9Interlaminar shear strength values of PESV interlaminar toughened CF/EP composites with different areal densities

2.3.4 CF/EP復(fù)合材料的彎曲性能

圖10給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的彎曲性能 從圖10可見，隨著PESV面密度的增加彎曲強(qiáng)度和彎曲模量都呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢 當(dāng)面密度達(dá)到21.9 g/m2時彎曲強(qiáng)度和彎曲模量分別為1011.6 MPa和97.5 GPa，分別比參考樣提高了4.0%和7.7% 當(dāng)PESV面密度超過21.9 g/m2時彎曲模量基本不變而彎曲強(qiáng)度稍有下降，表明PESV的引入對復(fù)合材料彎曲性能沒有負(fù)面影響 推測其原因可能是PES多孔纖維溶解快、充分?jǐn)U散后相分離均勻分布在環(huán)氧樹脂基體中，沒有引起復(fù)合材料層間厚度的大幅增加，從而保持由碳纖維主導(dǎo)的彎曲性能

圖10



圖10不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的彎曲性能

Fig.10Flexural properties of PESV interlayer toughened CF/EP composites with different areal densities

2.3.5 PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的增韌機(jī)制

圖11給出了不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的增韌機(jī)制示意圖 PES多孔纖維在180℃環(huán)氧樹脂中7 min完全溶解，而環(huán)氧樹脂固化時間為2 h，在環(huán)氧樹脂凝膠化開始之前充分?jǐn)U散 因此，PESV溶解后發(fā)生相分離形成的PES微球隨機(jī)分布在層間樹脂區(qū)域[29] 隨著PESV面密度的增加，如圖11a~d所示，PES微球的尺寸變小且更致密，裂紋在層間區(qū)域擴(kuò)展時，PES微球發(fā)生塑性變形被拔出；同時，PES微球?qū)α鸭y產(chǎn)生阻礙，使其發(fā)生偏轉(zhuǎn)和終止[30] 隨著PESV面密度的提高PES微球拔出和裂紋阻礙增大，消耗的能量增加，增韌效果明顯 但是，當(dāng)面密度達(dá)到40.0 g/m2時PES微球在層間分布密度過大，裂紋擴(kuò)展過程中發(fā)生偏轉(zhuǎn)的幾率大大提高，使碳纖維/環(huán)氧樹脂的界面脫粘增多，增韌效果反而下降[31]

圖11



圖11不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的增韌機(jī)制示意圖

Fig.11Schematic diagram of the toughening mechanism of PESV interlayer toughened CF/EP composites with different surface densities (a, b) PESV @ 14.2, (b) PESV @ 21.9, (c) PESV @ 31.6 and (d) PESV @ 40.0

3 結(jié)論

(1) 用濕法紡絲制備的PES多孔纖維與環(huán)氧樹脂相容性好，固化溫度為180℃時可在7 min內(nèi)完全溶解在環(huán)氧樹脂中形成均相體系

(2) 不同面密度PESV層間增韌CF/EP復(fù)合材料的層間韌性隨PESV面密度的提高出現(xiàn)先增加后減小的趨勢；面密度為31.6 g/m2的層間韌性達(dá)到最高，相比參考樣GIC和GⅡC分別提高了54.4%和62.2%，因為PES多孔纖維溶解后相分離形成了PES/環(huán)氧樹脂的兩相結(jié)構(gòu)，改善了層間韌性

(3) 不同面密度PESV層間增韌的CF/EP復(fù)合材料，其層間剪切強(qiáng)度、彎曲強(qiáng)度和彎曲模量并沒有出現(xiàn)負(fù)面影響，面密度為21.9 g/m2時分別提高了2.9%、4.0%和7.7%，表明PESV的引入并不會降低復(fù)合材料的面內(nèi)力學(xué)性能

(4) PESV具有孔隙率高、可滲透，與VARI工藝兼容性好，層間增韌CF/EP復(fù)合材料后，其層間韌性改善的同時面內(nèi)力學(xué)性能也提高了

參考文獻(xiàn)

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[1]

Jiang S C, Bao J W, Zhang L W, et al.

Research progress of liquid molding resin matrix composites and its technology

[J]. Aeronaut. Manuf. Technol., 2021, 64(5): 70

[本文引用: 1]

蔣詩才, 包建文, 張連旺 等.

液體成型樹脂基復(fù)合材料及其工藝研究進(jìn)展

[J]. 航空制造技術(shù), 2021, 64(5): 70

[本文引用: 1]

[2]

Li P X, Chen P, Su J Z, et al.

The recent development of advanced liquid composite molding technique and its application in aviation

[J]. Fiber Reinf. Plast/Compos., 2016, (8): 99

[本文引用: 1]

李培旭, 陳 萍, 蘇佳智 等.

復(fù)合材料先進(jìn)液體成型技術(shù)的航空應(yīng)用與最新發(fā)展

[J]. 玻璃鋼/復(fù)合材料, 2016, (8): 99

[本文引用: 1]

[3]

Jayan J S, Saritha A, Joseph K.

Innovative materials of this era for toughening the epoxy matrix: a review

[J]. Polym. Compos., 2018, 39(S4): E1959

[本文引用: 1]

[4]

Kolednik O, Kasberger R, Sistaninia M, et al.

Development of damage-tolerant and fracture-resistant materials by utilizing the material inhomogeneity effect

[J]. J. Appl. Mech., 2019, 86(11): 111004

DOIURL " />

研究了“離位”增韌的雙馬來酰亞胺復(fù)合材料層壓板的I型和II型層間斷裂韌性、層間微結(jié)構(gòu)及其形貌變化、沖擊分層損傷和沖擊后壓縮強(qiáng)度, 以及典型面內(nèi)、面外的基本力學(xué)性能. 結(jié)果表明, 通過熱反應(yīng)失穩(wěn)分相、相反轉(zhuǎn)和顆粒粗化等一系列過程,“離位”增韌在復(fù)合材料的層間形成了熱塑性樹脂/熱固性樹脂雙連續(xù)的3--3相結(jié)構(gòu),這種結(jié)構(gòu)大大提高了復(fù)合材料層壓板的層間韌性、沖擊損傷阻抗和損傷容限等性能.

[9]

?nal O, Akbolat M ?, Soutis C, et al.

Toughening mechanisms in cost-effective carbon-epoxy laminates with thermoplastic veils: mode-I and in-situ SEM fracture characterisation

[J]. Int. J. Lightweight Mater. Manuf., 2021, 4(1): 50

[本文引用: 1]

[10]

Quan D, Bologna F, Scarselli G, et al.

Mode-II fracture behaviour of aerospace-grade carbon fibre/epoxy composites interleaved with thermoplastic veils

[J]. Compos. Sci. Technol., 2020, 191: 108065

DOIURL [本文引用: 1]

[11]

Quan D, Bologna F, Scarselli G, et al.

Interlaminar fracture toughness of aerospace-grade carbon fibre reinforced plastics interleaved with thermoplastic veils

[J]. Composites, 2020, 128A: 105642

[12]

Wong D W Y, Zhang H, Bilotti E, et al.

Interlaminar toughening of woven fabric carbon/epoxy composite laminates using hybrid aramid/phenoxy interleaves

[J]. Composites, 2017, 101A: 151

[本文引用: 1]

[13]

Wang W T, Yu H N, Potter K, et al.

Effect of the characteristics of nylon microparticles on Mode-I interlaminar fracture toughness of carbon-fibre/epoxy composites

[J]. Composites, 2020, 138A: 106073

[本文引用: 1]

[14]

Huang Y, Liu W S, Jiang Q R, et al.

Interlaminar fracture toughness of carbon-fiber-reinforced epoxy composites toughened by poly(phenylene oxide) particles

[J]. ACS Appl. Polym. Mater., 2020, 2(8): 3114

DOIURL [本文引用: 1]

[15]

Cheng C, Zhang C Y, Zhou J L, et al.

Improving the interlaminar toughness of the carbon fiber/epoxy composites via interleaved with polyethersulfone porous films

[J]. Compos. Sci. Technol., 2019, 183: 107827

DOIURL [本文引用: 1]

[16]

Yao J W, Liu M Y, Niu Y F.

Mechanical properties of PEK-C interlayer toughened carbon fiber/epoxy composites

[J]. Acta Mater. Compos. Sin., 2019, 36(5): 1083

[本文引用: 1]

姚佳偉, 劉夢瑤, 牛一凡.

PEK-C膜層間增韌碳纖維/環(huán)氧樹脂復(fù)合材料的力學(xué)性能

[J]. 復(fù)合材料學(xué)報, 2019, 36(5): 1083

[本文引用: 1]

[17]

Kang S F, Li J, Qu L, et al.

Preparation and mechanical properties of taekifying-toughening carbon fiber composites by copolyester non-woven veils

[J]. Compos. Sci. Eng., 2020, (4): 53

[本文引用: 1]

康少付, 李 進(jìn), 瞿 立 等.

共聚酯無紡布定型-增韌碳纖維復(fù)合材料的制備及力學(xué)性能

[J]. 復(fù)合材料科學(xué)與工程, 2020, (4): 53

[本文引用: 1]

針對真空輔助樹脂灌注工藝(VARI)成型纖維增強(qiáng)復(fù)合材料纖維體積含量較低、厚度難以控制、層間韌性較差的問題,將共聚酯無紡布引入碳纖維織物預(yù)成型體中,對其進(jìn)行真空袋熱壓定型預(yù)處理,最后采用VARI工藝制得了碳纖維/環(huán)氧樹脂基復(fù)合材料層合板 對比研究了共聚酯無紡布改性前后復(fù)合材料的厚度變化規(guī)律、Ⅰ型層間斷裂韌性、短梁剪切性能和三點(diǎn)彎曲性能 結(jié)果表明,經(jīng)共聚酯無紡布改性后層合板的厚度降低,纖維體積含量由改性前的57.9%提高至62.2%,其Ⅰ型層間斷裂韌性G_ⅠC值提高了144.7%,短梁剪切強(qiáng)度和彎曲性能基本持平 Ⅰ型層間斷裂韌性提升的主要機(jī)制:一是層間斷裂面之間的纖維橋聯(lián)作用;二是層間界面處彌散分布的熱塑性顆粒阻礙了裂紋的擴(kuò)展;三是層間的界面相因發(fā)生剪切塑性變形而需耗散額外的斷裂能量

[18]

Cheng C, Chen Z G, Huang Z, et al.

Simultaneously improving mode I and mode II fracture toughness of the carbon fiber/epoxy composite laminates via interleaved with uniformly aligned PES fiber webs

[J]. Composites, 2020, 129A: 105696

[本文引用: 1]

[19]

Beylergil B, Tano?lu M, Akta? E.

Effect of polyamide-6,6 (PA 66) nonwoven veils on the mechanical performance of carbon fiber/epoxy composites

[J]. Compos. Struct., 2018, 194: 21

DOIURL [本文引用: 1]

[20]

Hansen C M.

The three dimensional solubility parameter-key to paint component affinities: I. Solvents, plasticizers, polymers, and resins

[J]. J. Paint. Technol., 1967, 39(505): 104

[本文引用: 1]

[21]

Hansen C M.

The three dimensional solubility parameter-key to paint component affinities: solvents, plasticizers, polymers, and resins. II. Dyes, emulsifiers, mutual solubility and compatibility, and pigments. III. Independent cal-culation of the parameter components

[J]. J. Paint. Technol., 1967, 39(505): 505

[本文引用: 1]

[22]

Hansen C M. Hansen Solubility Parameters: A User's Handbook [M].

Boca Raton:

CRC Press, 2007

[本文引用: 1]

[23]

K?l??o?lu M, Bat E, Gündüz G, et al.

Fibers of thermoplastic polymer blends activate multiple interlayer toughening mechanisms

[J]. Composites, 2022, 158A: 106982

[本文引用: 1]

[24]

He Y X, Li Q, Kuila T, et al.

Micro-crack behavior of carbon fiber reinforced thermoplastic modified epoxy composites for cryogenic applications

[J]. Composites, 2013, 44B(1) : 533

[本文引用: 1]

[25]

Wong D W Y, Lin L, McGrail P T, et al.

Improved fracture toughness of carbon fibre/epoxy composite laminates using dissolvable thermoplastic fibres

[J]. Composites, 2010, 41A(6) : 759

[本文引用: 1]

[26]

Yao J W, Zhang T, Niu Y F.

Effect of curing time on phase morphology and fracture toughness of PEK-C film interleaved carbon fibre/epoxy composite laminates

[J]. Compos. Struct., 2020, 248: 112550

DOIURL [本文引用: 1]

[27]

Quan D, Wang G L, Zhao G Q, et al.

On the interlayer toughening of carbon fibre/epoxy composites using surface-activated ultra-thin PEEK films

[J]. Compos. Struct., 2023, 303: 116309

DOIURL [本文引用: 1]

[28]

Zhang D J, Bao J W, Zhong X Y, et al.

Preparation and properties of carbon fiber reinforced epoxy resin Composites interlaminate-toughened by polyethersulfone ultrafine-fiber non-woven fabric

[J]. Acta Mater. Compos. Sin., 2022, 39(8): 3767

[本文引用: 1]

張代軍, 包建文, 鐘翔嶼 等.

聚醚砜超細(xì)纖維無紡布層間增韌碳纖維/環(huán)氧樹脂復(fù)合材料制備與表征

[J]. 復(fù)合材料學(xué)報, 2022, 39(8): 3767

[本文引用: 1]

[29]

Zhou J L, Zhang C Y, Cheng C, et al.

Synergetic improvement of interlaminar fracture toughness in carbon fiber/epoxy composites interleaved with PES/PEK-C hybrid nanofiber veils

[J]. Adv. Fiber Mater., 2022, 4(5): 1081

DOI [本文引用: 1]

[30]

Sun Z Y, Xu L, Chen Z G, et al.

Enhancing the mechanical and thermal properties of epoxy resin via blending with thermoplastic polysulfone

[J]. Polymers, 2019, 11(3): 461

DOIURL [本文引用: 1] class="outline_tb" " />

研究了“離位”增韌的雙馬來酰亞胺復(fù)合材料層壓板的I型和II型層間斷裂韌性、層間微結(jié)構(gòu)及其形貌變化、沖擊分層損傷和沖擊后壓縮強(qiáng)度, 以及典型面內(nèi)、面外的基本力學(xué)性能. 結(jié)果表明, 通過熱反應(yīng)失穩(wěn)分相、相反轉(zhuǎn)和顆粒粗化等一系列過程,“離位”增韌在復(fù)合材料的層間形成了熱塑性樹脂/熱固性樹脂雙連續(xù)的3--3相結(jié)構(gòu),這種結(jié)構(gòu)大大提高了復(fù)合材料層壓板的層間韌性、沖擊損傷阻抗和損傷容限等性能.

[9]

?nal O, Akbolat M ?, Soutis C, et al.

Toughening mechanisms in cost-effective carbon-epoxy laminates with thermoplastic veils: mode-I and in-situ SEM fracture characterisation

[J]. Int. J. Lightweight Mater. Manuf., 2021, 4(1): 50

[10]

Quan D, Bologna F, Scarselli G, et al.

Mode-II fracture behaviour of aerospace-grade carbon fibre/epoxy composites interleaved with thermoplastic veils

[J]. Compos. Sci. Technol., 2020, 191: 108065

[11]

Quan D, Bologna F, Scarselli G, et al.

Interlaminar fracture toughness of aerospace-grade carbon fibre reinforced plastics interleaved with thermoplastic veils

[J]. Composites, 2020, 128A: 105642

[12]

Wong D W Y, Zhang H, Bilotti E, et al.

Interlaminar toughening of woven fabric carbon/epoxy composite laminates using hybrid aramid/phenoxy interleaves

[J]. Composites, 2017, 101A: 151

[13]

Wang W T, Yu H N, Potter K, et al.

Effect of the characteristics of nylon microparticles on Mode-I interlaminar fracture toughness of carbon-fibre/epoxy composites

[J]. Composites, 2020, 138A: 106073

[14]

Huang Y, Liu W S, Jiang Q R, et al.

Interlaminar fracture toughness of carbon-fiber-reinforced epoxy composites toughened by poly(phenylene oxide) particles

[J]. ACS Appl. Polym. Mater., 2020, 2(8): 3114

[15]

Cheng C, Zhang C Y, Zhou J L, et al.

Improving the interlaminar toughness of the carbon fiber/epoxy composites via interleaved with polyethersulfone porous films

[J]. Compos. Sci. Technol., 2019, 183: 107827

[16]

Yao J W, Liu M Y, Niu Y F.

Mechanical properties of PEK-C interlayer toughened carbon fiber/epoxy composites

[J]. Acta Mater. Compos. Sin., 2019, 36(5): 1083

姚佳偉, 劉夢瑤, 牛一凡.

PEK-C膜層間增韌碳纖維/環(huán)氧樹脂復(fù)合材料的力學(xué)性能

[J]. 復(fù)合材料學(xué)報, 2019, 36(5): 1083

[17]

Kang S F, Li J, Qu L, et al.

Preparation and mechanical properties of taekifying-toughening carbon fiber composites by copolyester non-woven veils

[J]. Compos. Sci. Eng., 2020, (4): 53

康少付, 李 進(jìn), 瞿 立 等.

共聚酯無紡布定型-增韌碳纖維復(fù)合材料的制備及力學(xué)性能

[J]. 復(fù)合材料科學(xué)與工程, 2020, (4): 53



針對真空輔助樹脂灌注工藝(VARI)成型纖維增強(qiáng)復(fù)合材料纖維體積含量較低、厚度難以控制、層間韌性較差的問題,將共聚酯無紡布引入碳纖維織物預(yù)成型體中,對其進(jìn)行真空袋熱壓定型預(yù)處理,最后采用VARI工藝制得了碳纖維/環(huán)氧樹脂基復(fù)合材料層合板 對比研究了共聚酯無紡布改性前后復(fù)合材料的厚度變化規(guī)律、Ⅰ型層間斷裂韌性、短梁剪切性能和三點(diǎn)彎曲性能 結(jié)果表明,經(jīng)共聚酯無紡布改性后層合板的厚度降低,纖維體積含量由改性前的57.9%提高至62.2%,其Ⅰ型層間斷裂韌性G_ⅠC值提高了144.7%,短梁剪切強(qiáng)度和彎曲性能基本持平 Ⅰ型層間斷裂韌性提升的主要機(jī)制:一是層間斷裂面之間的纖維橋聯(lián)作用;二是層間界面處彌散分布的熱塑性顆粒阻礙了裂紋的擴(kuò)展;三是層間的界面相因發(fā)生剪切塑性變形而需耗散額外的斷裂能量

[18]

Cheng C, Chen Z G, Huang Z, et al.

Simultaneously improving mode I and mode II fracture toughness of the carbon fiber/epoxy composite laminates via interleaved with uniformly aligned PES fiber webs

[J]. Composites, 2020, 129A: 105696

[19]

Beylergil B, Tano?lu M, Akta? E.

Effect of polyamide-6,6 (PA 66) nonwoven veils on the mechanical performance of carbon fiber/epoxy composites

[J]. Compos. Struct., 2018, 194: 21

[20]

Hansen C M.

The three dimensional solubility parameter-key to paint component affinities: I. Solvents, plasticizers, polymers, and resins

[J]. J. Paint. Technol., 1967, 39(505): 104

[21]

Hansen C M.

The three dimensional solubility parameter-key to paint component affinities: solvents, plasticizers, polymers, and resins. II. Dyes, emulsifiers, mutual solubility and compatibility, and pigments. III. Independent cal-culation of the parameter components

[J]. J. Paint. Technol., 1967, 39(505): 505

[22]

Hansen C M. Hansen Solubility Parameters: A User's Handbook [M].

Boca Raton:

CRC Press, 2007

[23]

K?l??o?lu M, Bat E, Gündüz G, et al.

Fibers of thermoplastic polymer blends activate multiple interlayer toughening mechanisms

[J]. Composites, 2022, 158A: 106982

[24]

He Y X, Li Q, Kuila T, et al.

Micro-crack behavior of carbon fiber reinforced thermoplastic modified epoxy composites for cryogenic applications

[J]. Composites, 2013, 44B(1) : 533

[25]

Wong D W Y, Lin L, McGrail P T, et al.

Improved fracture toughness of carbon fibre/epoxy composite laminates using dissolvable thermoplastic fibres

[J]. Composites, 2010, 41A(6) : 759

[26]

Yao J W, Zhang T, Niu Y F.

Effect of curing time on phase morphology and fracture toughness of PEK-C film interleaved carbon fibre/epoxy composite laminates

[J]. Compos. Struct., 2020, 248: 112550

[27]

Quan D, Wang G L, Zhao G Q, et al.

On the interlayer toughening of carbon fibre/epoxy composites using surface-activated ultra-thin PEEK films

[J]. Compos. Struct., 2023, 303: 116309

[28]

Zhang D J, Bao J W, Zhong X Y, et al.

Preparation and properties of carbon fiber reinforced epoxy resin Composites interlaminate-toughened by polyethersulfone ultrafine-fiber non-woven fabric

[J]. Acta Mater. Compos. Sin., 2022, 39(8): 3767

張代軍, 包建文, 鐘翔嶼 等.

聚醚砜超細(xì)纖維無紡布層間增韌碳纖維/環(huán)氧樹脂復(fù)合材料制備與表征

[J]. 復(fù)合材料學(xué)報, 2022, 39(8): 3767

[29]

Zhou J L, Zhang C Y, Cheng C, et al.

Synergetic improvement of interlaminar fracture toughness in carbon fiber/epoxy composites interleaved with PES/PEK-C hybrid nanofiber veils

[J]. Adv. Fiber Mater., 2022, 4(5): 1081

[30]

Sun Z Y, Xu L, Chen Z G, et al.

Enhancing the mechanical and thermal properties of epoxy resin via blending with thermoplastic polysulfone

[J]. Polymers, 2019, 11(3): 461



Efficient enhancement of the toughness of epoxy resins has been a bottleneck for expanding their suitability for advanced applications. Here, polysulfone (PSF) was adopted to toughen and modify the epoxy. The influences of PSF on the mechanical and thermal properties of the epoxy resin were systematically studied by optical microscopy, Fourier transform infrared spectrometer (FT-IR), differential scanning calorimetry (DSC), thermogravimetric analyzer (TG), dynamic mechanical thermal analyzer (DMA), mechanical tests and scanning electron microscope (SEM). The dissolution experimental results showed that PSF presents a good compatibility with the epoxy resin and could be well dissolved under controlled conditions. The introduction of PSF was found to promote the curing reaction of the epoxy resin without participating in the curing reaction and changing the curing mechanism as revealed by the FT-IR and DSC studies. The mechanical properties of PSF/epoxy resin blends showed that the fracture toughness and impact strength were significantly improved, which could be attributed to the bicontinuous phase structure of PSF/epoxy blends. Representative phase structures resulted from the reaction induced phase separation process were clearly observed in the PSF/epoxy blends during the curing process of epoxy resin, which presented dispersed particles, bicontinuous and phase inverted structures with the increase of the PSF content. Our work further confirmed that the thermal stability of the PSF/epoxy blends was slightly increased compared to that of the pure epoxy resin, mainly due to the good heat resistance of the PSF component.

[31]

Jiang M Q, Liu Y, Cheng C, et al.

Enhanced mechanical and thermal properties of monocomponent high performance epoxy resin by blending with hydroxyl terminated polyethersulfone

[J]. Polym. Test., 2018, 69: 302

Research progress of liquid molding resin matrix composites and its technology

1

2021