湿热环境下复合材料层板拉-压性能

许 良，费昺强，马少华，回 丽,2，黄国栋

(1沈阳航空航天大学 机电工程学院，沈阳 110136；2沈阳航空航天大学 航空制造工艺数字化国防重点学科实验室，沈阳 110136)

碳纤维环氧复合材料具有质量轻、比强度和模量高，以及良好的耐腐蚀和抗疲劳性能，因此在航空、海事、交通等多个领域被广泛应用[1-5]。然而复合材料在使用过程中受环境的影响较大，湿和热是导致其性能下降的主要因素。在长期的湿热因素作用下，材料的力学性能和耐热性能显著降低，甚至失效，影响其使用寿命[6-10]。目前，在湿热环境对复合材料力学性能的影响方面已有部分学者做了相关研究。展全伟等[11]通过室温和湿热环境下孔板复合材料的压缩实验，对湿热环境下开孔复合材料层板的力学性能进行了研究。刘建华等[12]对不同湿热环境中单向铺层复合材料的力学性能进行了研究，结果表明，温湿度的提高会促进水分的吸收，湿热环境会降低弯曲和剪切强度，并且湿度对力学性能的影响较大。卢子兴等[13]对水煮、71℃水浸、71℃相对湿度85%的3种不同湿热条件下的试样进行吸湿规律和层间剪切力学性能的研究。结果发现，湿热环境越恶劣，吸湿过程越短。吸湿前后的层间剪切强度对比发现吸水量对其有显著影响。Costa等[14]研究了含孔隙的不同类型的增强纤维和树脂基体的复合材料在湿热环境中对层间剪切强度和压缩强度的影响。Mohan等[15]研究了Ⅰ型和Ⅱ型断裂韧度受吸湿的影响。结果表明，吸湿会使其二者都降低，但Ⅱ型断裂韧度下降得更明显。然而在众多的力学性能当中，人们对复合材料层板在湿热环境中拉伸和压缩对比性能的研究相对较少，复合材料应用在实际工程的承力结构中时，不可避免地会承受拉伸和压缩载荷，因此，对复合材料在湿热环境中的拉伸和压缩性能进行对比研究可以为相关结构件的应用提供重要依据。

本工作将国产碳纤维环氧复合材料吸湿饱和，观察其吸湿前后的形貌变化。采用红外光谱分析来鉴定吸湿前后复合材料内部官能团变化，并对其进行不同环境下的拉伸和压缩实验，探讨拉伸和压缩性能受湿热环境影响的变化规律。

1 实验材料与方法

选用国产编织碳纤维/环氧树脂基复合材料为实验对象，纤维面积质量为216.6g/m2，预浸料基体体积含量为35.2%，预浸料挥发物体积含量为0.262%，树脂基体为BA9916-Ⅱ，采用热压罐工艺制备，单层厚度为0.23mm。拉伸和压缩试样铺层方式均为[(0/90)]5s，试样尺寸分别为250mm×25mm×2.3mm和140mm×12mm×2.3mm，如图1所示。

图1 拉伸试样(a)和压缩试样(b)尺寸图Fig.1 Dimension diagrams of tensile sample(a) and compression sample(b)

实验开始前，先把试样放在85℃的烘干箱内烘干至工程干态，然后参照ASTM D 5229-2014标准将试样放入71℃、相对湿度为85%的恒温恒湿箱内进行吸湿，在吸湿饱和后用SEM观察吸湿前后试样表面形貌变化。分别参照ASTM D3039/3039M-2014标准和ASTM D6641/6641M-2014标准在INSTRON 5982电子万能试验机上进行拉伸和压缩实验，实验环境分别为23℃干态，70℃湿态，90℃湿态，110℃湿态，130℃湿态，测试结果取6个试样的平均值。红外光谱分析采用KBr压片法在SPECTRUM 100型傅里叶变换红外光谱仪上进行；在Q800型动态力学热分析仪上参照ASTM D7028/7028 M-2007标准进行DMA测试，加载模式采用单悬臂梁加载，试样尺寸为35mm×12mm×4mm，频率为1Hz，升温速率为5℃/min。

2 结果与分析

2.1 吸湿行为分析

复合材料的吸湿率曲线如图2所示。可以看出，水分在该复合材料中的扩散满足Fick定律[16]。吸湿开始阶段曲线的斜率较大，复合材料的吸湿速率Mt很快与时间的平方根t1/2呈线性关系，吸湿一段时间后，曲线斜率变小，逐渐趋于平稳，达到吸湿平衡，平衡吸湿率约为0.86%。这主要是因为复合材料自身存在微裂纹和孔隙等缺陷，在湿热环境共同作用下，开始吸湿时水分扩散速率很快，随着时间的延长，吸湿速率逐渐变小并达到饱和。根据Fick第二定律[17]，可以求出扩散系数D为2.42×10-3mm2/h。

图2 复合材料的吸湿率曲线Fig.2 Moisture absorption rate curve of composites

2.2 吸湿前后形貌变化

采用SEM观察复合材料吸湿前后表面形貌变化，如图3所示。可以看出，未吸湿的干态试样纤维表面的树脂较多，无基体破坏和纤维拔出；吸湿后树脂遭到破坏，纤维表面变得光滑，并有少量纤维拔出。这主要是由于复合材料在吸湿过程中以基体吸湿为主，碳纤维基本不吸湿，树脂在吸湿后发生膨胀，会在纤维与基体界面间产生1个剪应力，当这个剪应力大于纤维和基体界面的结合力时，就会造成界面破坏，最终使材料的力学性能下降。

图3 复合材料的表面形貌 (a)干态；(b) 湿态；(1)低倍；(2)高倍Fig.3 Surface morphologies of composites (a)dry；(b)wet；(1)low magnification；(2)high magnification

2.3 吸湿前后红外光谱分析

由于不同分子的组成和结构对应不同的红外吸收光谱，因此可以通过分析每种分子所特有的红外吸收光谱来对该复合材料吸湿前后内部分子的组成和结构进行分析和鉴定。将吸湿前后的复合材料制备成标准试样，采用SPECTRUM 100型傅里叶变换红外光谱仪对其进行测试，结果如图4所示。可以发现，未吸湿干态试样与吸湿饱和后的湿态试样的红外吸收光谱图的峰位完全一致，并且没有峰位的增加和减少，说明复合材料吸湿后没有新物质生成，也没有发生化学变化。

图4 复合材料的FTIR光谱图 (a)干态;(b)湿态Fig.4 FTIR spectra of composites (a)dry;(b)wet

2.4 拉-压力学性能分析

不同实验环境测试后的拉伸和压缩强度如图5所示。可以发现，以纤维为主的拉伸性能受湿热环境的影响不大，但以基体为主的压缩性能受湿热环境的影响较为显著。23℃下未吸湿干态试样的拉伸和压缩强度与吸湿后的湿态试样相比更稳定些，在湿热环境下拉伸和压缩强度的分散性较大，随着湿热程度的提高，拉伸强度略微增加后缓慢下降，但下降的程度不明显，而随着湿热程度的提高压缩强度降低得较为显著。在130℃湿态下试样的拉伸强度相对于23℃干态下的保持率约为96%，而压缩强度的保持率仅为69%。这是由于，复合材料的拉伸性能主要取决于纤维的拉伸性能，在湿热老化过程中，水分对材料的塑化作用和热对材料的自由体积收缩效应并存，而湿热老化对纤维的影响很小，热的作用又使基体自由体积收缩，致使拉伸强度在70℃时略有增加而后缓慢下降。压缩强度随湿热程度的提高显著下降，这与基体的高温性能有关。复合材料在吸湿时，水分子通过材料本身存在的微裂纹等缺陷，透过试件表面进入到材料内部，造成树脂基体的溶胀和塑化，使基体强度降低，从而导致压缩强度降低。同时水分的进入还会使纤维与基体间界面发生水解，降低界面的黏结力，造成界面失效。在90℃后试样的压缩强度下降幅度变大，这是因为吸湿严重降低了树脂基体的性能，吸湿后的复合材料在使用过程中超过某一温度时其力学性能会显著下降[18]。

图5 强度和温度的关系 (a)拉伸强度；(b)压缩强度Fig.5 Relationship between strength and temperature (a)tensile strength；(b)compress strength

2.5 断口形貌分析

利用体式显微镜对破坏后的断口形貌进行观察，如图6所示。可以看出，在23℃干态时，界面结合性能较好，拉伸断口表现为以纤维基体断裂为主的脆性断裂，断面较为平整，有极少量的纤维拔出；压缩断口呈现出楔形，纤维发生微屈曲变形，可见轻微分层和基体开裂。在90℃湿态时，拉伸断口变得不再整齐，有较多纤维拔出；压缩失效模式为剪切屈曲失效，有少量树脂脱落，出现纤维断裂和基体界面开裂；随着实验温度的不断提高，在130℃湿态时，拉伸破坏出现部分界面失效，有块状纤维拔出，层间出现裂纹，其界面结合强度变弱；压缩试样的断口出现严重的分层和纤维断裂，并呈现出楔形断口形貌。这主要是由于吸湿过程中，水分对树脂基体的溶胀和塑化作用，使树脂基体的性能下降，复合材料内部产生一些新的微裂纹和孔隙，并且使原有的缺陷继续扩展；另外，由于水分进入复合材料层合板的界面层而产生内应力，使层间黏结力降低，严重时界面发生水解，树脂和纤维脱粘，纤维受压后产生屈曲变形的抗性变小，因此导致了压缩强度的大幅度下降。

2.6 动态力学性能分析

纤维增强复合材料吸湿前后频率为1Hz的DMA曲线如图7所示。从图7(a)中可以看出，干态试样的损耗因子玻璃化转变温度Tt(tanδ)为199℃，当使用时的环境温度不高于199℃时，复合材料表现为玻璃固态，具有一定的力学强度。当温度高于玻璃化转变温度时，表现为高弹态，内部官能团开始变得活跃，从而使材料发生软化，失去使用性能。研究表明[19]，复合材料在使用过程中的温度达到玻璃化转变温度时，基本上从玻璃态转变为高弹态，此时材料的模量已经下降到了最低点，对于应用在实际工程中承力结构上的复合材料来说，已经不能满足工程的需求，因此不能用损耗因子值来衡量复合材料的耐湿热性能，而DMA图谱中储能模量开始明显下降时所对应的温度可以认为是在承力条件下的极限使用温度。从图7(a)中可以看出，干态时材料的储能模量在温度大于165℃时开始下降，在这个温度下材料不能长期使用。从图7(b)中可以发现，吸湿后复合材料的损耗因子值为191℃，比干态时下降了8℃，而极限耐热温度大约为132℃，比干态时下降了33℃。这主要是因为复合材料吸湿后，水分进入材料体系内部，使基体发生溶胀和塑化，降低了纤维与基体间界面性能，导致其玻璃化转变温度和极限耐热温度下降。吸湿后复合材料使用时超过某一温度，其力学性能显著下降并不可逆，这个温度叫做最高使用温度。HB 7618-2013指出，复合材料的最高使用温度为损耗因子值减去1个温度裕度，环氧树脂基体复合材料一般为30℃，因此吸湿后复合材料的最高使用温度为102℃。

图7 干态(a)和湿态(b)的DMA曲线Fig.7 DMA curves of dry(a) and wet(b)

2.7 纤维和基体状态分析

采用SEM观察不同测试环境下复合材料的拉伸和压缩断口，如图8所示。可以看出，室温干态时，拉伸断口中与拉伸方向垂直的纤维树脂界面层分离，沿拉伸方向的纤维垂直自身截面断裂，断口较为整齐，纤维表面覆盖大量树脂，这说明纤维与树脂间的黏结较好。压缩断口比较粗糙，在断面上散落大量树脂碎片，较多纤维发生折断，在压力和剪切力的共同作用下纤维产生屈曲变形。在90℃湿态时，拉伸断口纤维表面树脂发生脱落，沿拉伸方向有少量纤维拔出。压缩断面纤维表面附着的树脂较少，纤维与基体界面脱粘，少量纤维被压断。随着实验温度的提高，在130℃湿态时，拉伸断口变得参差不齐，沿拉伸方向有纤维块状拔出；压缩断口的纤维表面变得比较光滑，断口上散落少量的树脂碎片，并且颗粒变大。这是因为复合材料吸湿后造成基体的溶胀和塑化，以及内部官能团水解，使基体的塑性和柔性增加。同时，水分子浸入纤维和基体界面，由于纤维和树脂吸湿不平衡，会在界面处产生一定的内应力，导致压缩强度降低。

3 结论

(1)国产碳纤维环氧复合材料的吸湿过程满足Fick定律，饱和吸湿率约为0.86%。吸湿前的试样纤维与树脂基体间黏结较好，表面包裹大量树脂；吸湿后没有发生化学反应，没有新物质生成，试样树脂脱落，纤维表面变得较为光滑，并产生了界面破坏。

图8 干态和湿态断口的微观形貌 (a)23℃干态；(b)90℃湿态；(c)130℃湿态；(1)拉伸；(2)压缩Fig.8 Morphologies of dry and wet (a)23℃ dry;(b)90℃ wet;(c)130℃ wet;(1)tensile;(2)compress

(2)湿热环境对以基体为主的压缩性能影响较为显著，但是对以纤维为主的拉伸性能的影响很小。在130℃湿态下，试样拉伸强度的保持率为96%，而压缩强度的保持率仅为69%。可见吸湿会使复合材料的树脂基体性能下降。

(3)干态试样的拉伸断口较平齐，有少量纤维拔出，破坏模式主要为脆性断裂。压缩断口比较粗糙，纤维被压断发生屈曲变形，树脂被压碎，形成阶梯状破坏形貌；吸湿后，随着温度的升高，出现树脂脱落和纤维基体开裂的现象，拉伸断口有纤维块状拔出，压缩断口破坏模式主要为界面失效。

(4)复合材料干态时的玻璃化转变温度为199℃，极限耐热温度为165℃，吸湿后玻璃化转变温度下降了8℃，而极限耐热温度下降了33℃。应用在实际承力结构中时，用DMA图谱中储能模量明显下降时所对应的温度来衡量复合材料的耐湿热性能是比较准确的。

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