前言

碳纖維復合材料的力學性能由碳纖維自身與纖維-基體界面共同決定，二者的協同作用至關重要。本研究聚焦于微觀結構異質性對同種環氧樹脂復合材料沖擊后壓縮性能的影響，采用兩種干噴濕紡T800G碳纖維（分別標記為CF-low與CF-high）展開對比實驗。結果表明，CF-low雖具有更密集的深軸向溝槽和更高的表面微區壓縮模量，但其顯著的皮芯結構及機械互鎖形成的過強界面結合，在受力時會加劇纖維芯部塌陷與應力集中。而CF-high憑借其均勻的結構與適中的界面特性，促進了碳纖維與環氧樹脂間的高效應力傳遞。與CF-low復合材料相比，CF-high復合材料的沖擊后壓縮強度提升9%，損傷面積減少35%，顯著提升了復合材料的損傷容限。本研究證實，優化纖維特性與界面行為的協同作用是提升碳纖維復合材料性能的關鍵。

1.簡介

碳纖維增強復合材料憑借其高比強度、高比模量及強可設計性，已成為先進裝備實現減重增效的關鍵材料。碳纖維作為復合材料的主要承力骨架，其微觀結構特征直接決定了與基體的界面結合行為，進而影響復合材料的宏觀力學性能與損傷容限。近年來，高性能碳纖維制備技術的突破推動了T800G級碳纖維逐步實現工程化應用，但在復合材料整體性能層面，纖維的強度轉化效率仍相對較低。研究表明，這種差異不僅與纖維表面化學活性相關，更受其多尺度結構特征的協同效應調控。探究從碳纖維微觀結構到界面行為，最終至宏觀性能的多尺度構效關系，對推動碳纖維復合材料性能優化具有重要科學價值與工程意義。

在碳纖維復合材料力學性能調控中，纖維表面形貌與界面性能的關聯機制是研究焦點之一。傳統觀點認為更高的纖維表面粗糙度可通過機械互鎖增強界面結合，從而提升復合材料層間性能與沖擊韌性。研究證實較高表面粗糙度的碳纖維可顯著降低復合材料裂紋萌生擴展速率，促進裂紋沿界面擴展，實現更大斷裂能吸收。然而最新研究表明，過度追求高表面粗糙度可能導致纖維-基體界面結合過強，反而引發界面過早失效。進一步指出，當碳纖維表面溝槽深度超過臨界閾值時，樹脂基體對溝槽根部的浸潤不完整會顯著降低界面載荷傳遞效率，這表明碳纖維表面形貌對界面性能的影響呈現非線性特征。

此外，碳纖維制造過程中固有的皮芯結構特性對其復合材料性能的潛在影響長期被忽視。皮芯間的異質性會導致碳纖維軸向力學性能的非均勻性，在外載荷作用下，位于纖維芯部的缺陷可能成為裂紋萌生的優先點位。通過調控碳纖維制備工藝，刻意弱化其皮芯結構以增強徑向均勻性。基于廣義胞元的纖維-基體界面多尺度模型，證實皮芯結構的剛度與厚度顯著影響復合材料剪切強度。

然而現有研究多聚焦于碳纖維表面形貌或皮芯結構的孤立效應，對二者協同作用的探索仍顯不足。采用干噴濕紡工藝制備的T800G碳纖維因其復合材料性能優勢，已成為航空主承力結構的關鍵材料，該工藝進一步凸顯了纖維微觀結構對最終復合材料性能的影響。當前對該類微觀結構特征與環氧樹脂體系適配性認知的不足，常導致T800G碳纖維在實際應用中偏離理想設計窗口。建立纖維表面形貌、皮芯結構與復合材料關鍵力學性能的明晰映射關系，對實現強度與損傷容限的同步提升至關重要。

沖擊后壓縮性能作為復合材料關鍵韌性指標與設計許用值，直接界定結構使用邊界與材料技術代際。本研究選取兩種T800G碳纖維，通過多尺度表征方法，系統探究纖維表面形貌與皮芯結構對其復合材料沖擊后壓縮性能的影響機制，以期為T800G級碳纖維復合材料設計與應用提供理論依據。

2.材料和方法

2.1材料

本研究采用威海拓展纖維有限公司通過干噴濕紡工藝生產的T800G碳纖維。其制備流程示意圖如圖1所示：紡絲原液經噴絲板擠出后，先通過一段空氣層，再進入凝固浴發生雙擴散和相分離，纖維隨后經過預氧化和碳化處理形成最終碳纖維。僅通過微調凝固浴濃度，獲得了兩種具有顯著微觀結構差異的碳纖維，其基本性能測試數據見表1。為消除上漿劑對纖維微觀結構研究的干擾，使用前采用溶劑對碳纖維進行了去漿處理。所用基體為航空工業復合材料技術研究院研制的高韌性環氧樹脂，其典型性能見表2。采用100–130°C溫度區間將碳纖維浸漬環氧樹脂制備預浸料，整體制備流程如圖2所示。

2.2CF表面形貌測試

采用Quanta450 FEG掃描電子顯微鏡（SEM）（美國FEI公司）觀察碳纖維的二維表面形貌；使用具備定量納米力學測試模式的Dimension ICON原子力顯微鏡（AFM）（上海爾迪儀器科技有限公司）獲取碳纖維三維表面形貌，并測得表面粗糙度算術平均值（Ra）與均方根值（Rq）。通過校準剛性探針在選定區域采集力-距離曲線陣列，測定局部壓縮模量值。

2.3CF皮芯結構測試

采用SEM-Raman系統測試碳纖維的徑向皮芯結構。測試前，將碳纖維用環氧樹脂包埋并固化，隨后置于液氮中進行脆性斷裂。經打磨、拋光及清潔處理后，使用532 nm激光沿纖維徑向表面進行掃描。通過疊加SEM與Raman數據，提取峰強比（ID/IG）作為石墨化程度的表征指標，其測試示意圖如圖3所示。

2.4CFRC落錘沖擊與沖擊后壓縮性能測試

采用Instron 9440落錘沖擊試驗機（美國馬薩諸塞州諾伍德），依據ASTM D7136標準進行落錘沖擊試驗。使用直徑16mm的半球形鋼質沖擊頭，以6.67 J/mm的能量沖擊碳纖維復合材料試件中心，沖擊后測量壓痕深度并進行C掃描檢測。沖擊后壓縮試驗依據ASTM D7137標準，在Instron 5982試驗機（美國馬薩諸塞州諾伍德）上完成。當復合材料發生破壞或載荷降至最大載荷的30%時停止試驗，每組試驗至少包含五組有效數據。

3.結果與討論

3.1表面形貌

碳纖維表面形貌對其界面結合性能起關鍵作用。如圖4所示的SEM觀測結果顯示，兩種碳纖維均呈現典型的干噴濕紡結構特征，表面有少量溝槽沿軸向規則分布。CF-high整體表面較為光滑，具有高度取向的連續溝槽結構；而CF-low則顯示出更淺且不連續的軸向溝槽。根據機械互鎖理論，表面溝槽的數量和深度均與纖維-基體界面結合強度呈正相關。

圖5展示了兩種碳纖維的典型原子力顯微鏡測試結果。CF-low表面呈現顯著的溝槽結構，其粗糙度算術平均值約為323 nm；相比之下，CF-high表面溝槽較淺，粗糙度降至221 nm，表明CF-low具有更顯著的峰谷異質形貌。基于力-位移曲線測試，CF-low的表面壓縮模量（649 MPa）顯著高于CF-high（187 MPa）。

圖6對兩種碳纖維的表面粗糙度與壓縮模量進行了統計分析。CF-low的表面粗糙度（Ra與Rq）及表面壓縮模量值均高于CF-high。圖6c揭示了表面粗糙度與壓縮模量之間的正相關關系——粗糙度越大的纖維表現出更高的模量值。這可能是由于壓縮模量對溝槽結構（如尖銳峰谷或深溝）的敏感性，從而放大了表面模量的測量值。

3.2皮芯結構

采用拉曼光譜對碳纖維表面石墨化程度進行表征（圖7）。CF-low的D峰與G峰平均強度分別為3133 a.u.和3383 a.u.，ID/IG值約為0.93；CF-high的D峰強度為3972 a.u.，G峰強度為3281 a.u.，ID/IG值約為1.21。結果表明CF-low的表面石墨化程度高于CF-high。

SEM-Raman聯用測試結果如圖8所示。從表皮到芯部，顏色映射逐漸由綠色過渡至藍色再轉為紅色，同時ID/IG值逐漸增大，表明石墨化程度由外向內遞減。圖像分析顯示CF-low在皮芯交界處存在更明顯的過渡區，而CF-high則呈現相對均勻的徑向石墨化分布，皮芯差異較小，整體纖維結構更均質。這種結構差異主要源于低濃度凝固浴會促進致密表皮層快速形成，但同時阻礙了溶劑向外擴散與非溶劑向內滲透，導致芯部相分離延遲，從而放大皮芯間結構差異并加劇皮芯異質性。

與CF-high相比，CF-low展現出更高的表面石墨化程度（ID/IG值0.93對比1.21），但其皮芯結構更為顯著。具有明顯皮芯結構的碳纖維通常在其表層表現出更高的模量，這使其在低至中等載荷下具備更優的初始力學性能（強度、模量）。然而，隨著施加應力的增加，芯部區域的缺陷會嚴重制約纖維的整體性能，導致力學行為出現顯著波動。松散且有序度較低的芯部結構易引發脆性斷裂。

3.3CFRCs的落錘沖擊與沖擊后壓縮性能

圖9展示了兩種碳纖維復合材料的沖擊后壓縮與落錘沖擊測試結果。CF-low復合材料的沖擊壓痕深度達0.37毫米，背面裂紋長度為797毫米，沖擊后壓縮強度為316兆帕；相比之下，CF-high的沖擊壓痕深度為0.26毫米，背面裂紋長度縮減至548毫米，沖擊后壓縮強度提升至345兆帕。

圖10展示了兩種碳纖維復合材料的沖擊后形貌與C掃描圖像。沖擊壓痕呈現以垂直壓縮為主導的"漏斗狀"失效區，壓痕邊緣存在明顯壓縮凸起，底部出現徑向斷裂纖維，背面則形成十字形裂紋。C掃描結果顯示從凹痕中心向外呈現冷色調到暖色調的顏色漸變，表明損傷深度逐級遞減。CF-low復合材料的中心區域呈藍色，對應約4.5毫米的損傷深度，表明已發生完全穿透并伴隨大量纖維斷裂；向外過渡至橙黃色區域，顯示損傷轉變為有限的纖維斷裂和纖維-基體脫粘。CF-high復合材料雖呈現類似損傷分布趨勢，但其凹痕中心呈綠色，反映存在顯著但未穿透的損傷。CF-low復合材料的壓痕深度達0.37毫米，損傷面積約553平方毫米，次生裂紋沿45°方向分叉并伴隨多重子裂紋，底部纖維斷裂呈隨機取向。相較之下，CF-high復合材料壓痕深度較淺（0.26毫米），損傷面積相當（約553平方毫米），總體表明CF-low復合材料損傷更為嚴重。

圖11展示了兩種復合材料的落錘沖擊載荷-位移曲線。曲線均呈現"雙線性/突然失效"的兩階段特征：CF-low復合材料曲線初始線性段斜率較大（K3），位移增至3.3毫米時出現輕微軟化，斜率降至K4，隨后曲線呈非線性增長直至4.7毫米發生突然失效；CF-high復合材料線性段（0-3.1毫米）斜率為k1，3.1-4.8毫米進入非線性軟化階段斜率降至k2。初步擬合表明k3 > k1 > k4 > k2。CF-low復合材料曲線整體呈現"剛-脆"特性，而CF-high復合材料曲線則表現出"韌-塑"特性。

圖12展示了CF-low復合材料在沖擊后壓縮測試后的微觀斷裂形貌。該材料主要表現為纖維斷裂和分層主導的失效模式，絕大多數纖維斷裂位于沖擊壓痕區域內，部分纖維呈現粉碎性破壞。有限的纖維-基體界面脫粘現象表明界面存在顯著的機械錨定效應。結合載荷-位移曲線分析進一步揭示，CF-low復合材料表現出典型的"強界面-脆性基體"特征。與之形成對比的是，圖13顯示CF-high復合材料呈現出更廣泛的纖維拔出現象和界面脫粘，拔出的纖維長度約在20-50微米之間。相應的載荷-位移曲線表明CF-high復合材料具有"韌-塑"特性。

在相同測試條件下，CF-low復合材料表現出更嚴重的沖擊損傷，這種差異主要歸因于纖維結構與界面相互作用的協同效應。微觀結構分析表明，CF-low復合材料主要表現為纖維脆性斷裂，界面脫粘比例相對較低。CF-low纖維表面的深溝槽通過機械互鎖增強了界面結合強度，然而這種強界面結合阻礙了裂紋沿界面擴展的能量耗散，迫使應力集中作用于纖維自身。同時，CF-low顯著的皮芯結構加劇了應變失配，芯部空隙成為裂紋萌生點。在壓縮載荷下，"硬殼-軟芯"的纖維結構引發以芯部塌陷為主導的失效機制。落錘沖擊階段，高模量的表皮層將能量傳遞至芯部，由于芯部塑性變形能力不足導致塌陷，最終產生強界面-剛性傳能-纖維脆性斷裂-深壓痕-長裂紋等現象。沖擊后壓縮測試中，皮芯間的應變失配引發纖維失效，過強的界面強度阻止裂紋在界面處重新取向，抑制分層擴展，形成"應力集中-整體失效"的惡性循環，導致突然破壞。

相比之下，CF-high復合材料呈現典型的漸進式損傷模式。其適中的界面強度允許裂紋在界面處受控擴展，這種損傷機制通過復合材料內部的界面部分脫粘，有效借助分層和基體開裂耗散沖擊能量。同時，CF-high纖維更高的韌性賦予復合材料更優的抗屈曲能力，從而將最終損傷區域限制在有限范圍內。值得注意的是，損傷面積與殘余強度未呈現單調相關性——盡管CF-low復合材料整體損傷面積更大，但其壓縮強度衰減更為顯著，揭示了不同損傷模式對結構完整性的差異化影響。