三维编织结构增强树脂基复合材料在极端环境下的抗冲击性

纤维增强树脂基复合材料作为承力构件在使用过程中容易受到低速冲击，比如冰雹的冲击，而冲击性能容易受到复合材料界面性能的影响。不幸的是，极端环境下（热氧老化）会导致复合材料界面性能的恶化，这将为结构件的后续使用埋下严重的安全隐患。因此，有必要探讨纤维增强树脂基复合材料在极端环境下的抗冲击性能。

冲击作用时，冲击能量被复合材料吸收的过程可以分成三个阶段。第一阶段是冲头和材料刚刚接触，材料在径向冲击载荷作用下在厚度方向变形很小，这一阶段试样吸收的能量相对较低。第二阶段，吸收能量随着挠度的增加迅速增大，直到发生严重破坏。在这一阶段冲头和试样接触，并且材料用快速变形来吸收能量。但是材料在急剧变形发生严重破坏后，没有能力像第二阶段一样再次快速地吸收能量，而是经过一个明显的拐点（拐点的位置和载荷—挠度曲线上试样发生严重破坏的位置相吻合）后以一个较低的斜率进入第三阶段，这一阶段材料主要依靠冲头和试样的接触面积来吸收能量，如图2-32所示。

为明确热氧老化对纤维增强树脂基复合材料冲击性能的影响，笔者选取三维编织和层合两种复合材料在140℃加速老化不同时间后进行了冲击实验，并采用最大冲击载荷与横截面的比值来比较两种复合材料的冲击载荷（Fmax），通过计算冲击强度的保留率来直观表述老化对材料冲击性能的影响，结果分别示于表2-4和图2-33中。可以看到两种复合材料Fmax和冲击强度保留率随着老化时间的延长而下降。老化1200h后，层合复合材料和三维编织复合材料的Fmax分别为75.7%和83.8%。相应的冲击强度保留率分别为85.9%和90.8%。冲击性能的下降归因于热氧老化导致的基体和纤维/基体界面性能的退化。由于基体的退化，试样在冲击位置抵抗破坏的能力就会下降，同样因为界面结合能力变差，载荷就不能从基体有效地传递到纤维。尽管热氧老化都会导致两种复合材料冲击性能的下降，但是两者下降程度并不相同。在140℃下老化1200h后，三维编织试样的Fmax和冲击强度保留率分别比层合试样大8%和5%。这是由于两种复合材料的增强体结构不同造成的。

图2-32　三维编织试样和层合试样的

表2-4　层合试样和三维编织试样在140℃下加速老化不同时间后测得的单位面积的最大载荷和冲击强度值(www.xing528.com)

图2-33　层合试样和三维编织试样在140℃老化后单位面积的最大载荷保留率与和冲击强度保留率与老化时间的关系

此外，笔者还对老化前和在140℃老化1200h后的层合试样和三维编织试样冲击后的侧面进行了显微镜观测，如图2-34所示。对比发现，老化前后层合试样在受到冲击之后都发生了分层破坏，而且老化后的层合试样分层更加严重。这是由于热氧老化导致纤维/基体界面结合能力下降造成的。从图2-34（b）可以看到老化前的三维编织试样在受到冲击载荷后只会在编织纱线之间形成裂纹，并伴有少量纤维断裂。在140℃下老化1200h后，由于界面性能下降，裂纹相对于未老化的试样变宽，但是没有像层合试样那样发生分层破坏。因为层合复合材料试样在层与层之间由于各向异性的氧化行为容易在层间产生微裂纹。当试样受到冲击载荷作用时，冲击应力波在沿厚度方向传播过程中会产生剪切应力，在剪切应力作用下这些微裂纹容易沿层间传播，最终导致分层破坏。这种现象在试样受到热氧老化导致纤维基体结合能下降的情况下会变得更加严重。而与之相反的是，三维编织试样是一个三维交叉的整体网状结构，在厚度方向上有纤维的存在，冲击载荷导致编织纱线之间产生的裂纹会被临近的编织纱线阻碍，所以尽管在热氧老化导致纤维基体结合能严重下降的情况下也不会发生分层破坏。因此，三维编织复合材料这种整体结构在热氧老化导致纤维基体结合能下降的情况下，所有纱线也可以抱合在一起共同抵抗冲击载荷的作用，有效地提高了纤维增强树脂基复合材料热氧老化后的抗冲击性能。

图2-34　未老化和在140℃老化1200h的层合试样和三维编织试样冲击后的侧面显微照片

因此，对于纤维增强树脂基复合材料而言，老化后材料能承受的冲击载荷明显下降，造成这种现象的原因是老化导致树脂基体的氧化分解以及纤维/基体界面结合能力的下降。但三维编织复合材料这种整体结构在热氧老化导致纤维基体结合能下降的情况下，所有纱线依旧可以抱合在一起共同抵抗冲击载荷的作用，可有效地提高纤维增强树脂基复合材料热氧老化后的抗冲击性能。