界面的作用与破坏机理解析

一、界面的作用机理

在组成复合材料的两相中，一般总有一相以溶液或熔融流动状态与纤维增强材料接触，然后进行固化反应使两相结合在一起。聚合物基复合材料中界面区的存在是导致这类复合材料具有特殊复合效应的重要原因之一。因此，在这个过程中两相间的作用和机理一直是人们关心的问题，但至今尚不完全清楚。一般来说，界面区的复合材料性能的贡献可概括如下。

（1）通过界面区使填料与基体树脂结合成一个整体，并通过它传递应力，故只有完整的黏结面才能均匀地传递应力。

（2）界面的存在有阻止裂纹扩展和减缓应力集中的作用，即起到松弛作用。

（3）在界面区，填充树脂若干性能产生不连续性，导致填充树脂可能出现某些特殊功能。

关于聚合物基复合材料界面的作用机理，以往的研究大多是基于强化界面结合，提出一些解释。从已有的研究结果总结出如下几种理论，包括浸润吸附理论、化学键理论、减缓界面区域应力集中、电子静电理论、机械联结理论、优先吸附理论和摩擦理论等。

（一）浸润吸附理论

在纺织复合材料的制备过程中，必须使纤维增强材料与树脂基体在界面上形成能量的最低结合，通常都存在液体对固体的互相浸润。浸润是把不同的液滴放到不同的固体表面上，有时液体会立即铺展开来，遮盖固体的表面，这一现象称为“浸润”；有时液体仍团聚成球状，这一现象称为“不浸润”或“浸润不好”。

液体对固体的浸润能力，可以用浸润角（接触角）θ来表示，当θ＜90°时，称为浸润；当θ＞90°时，称为不浸润；当θ=0°及180°时，则分别为完全浸润和完全不浸润。

浸润吸附理论认为，浸润是形成界面的基本条件之一，两组分若能完全浸润，则树脂在高能表面的物理吸附所提供的黏合强度可超过基体的内聚能。两相间的结合模式属于机械黏结和润湿吸附。机械黏附模式是一种机械铰合现象，即在树脂固化后，大分子进入纤维表面的凹陷、微孔洞中形成机械铰链，或像草根扎于土坯中，或像人的头发植于头皮内一样。如果基体液与增强材料的浸润性差，则接触面有限；如浸润良好，液相可以扩展到另一相表面的凹坑中，使两相接触面积增大，结合紧密，并能产生机械锚合作用。

在浸润吸附理论中，高聚物的黏结作用可分为两个阶段。第一阶段，高聚物大分子借助于宏观布朗运动从液体或熔融体中，移动到被粘物表面；再通过微布朗运动，大分子链节逐渐向被粘体表面的极性基团靠近。没有溶剂时，大分子链节只能局部靠近表面，而在压力作用下或加热使黏度降低时，便可以与表面靠得很近。第二阶段，发生吸附作用。当被粘体与黏结剂分子间距小于0.5nm时，范德华力开始发生作用，从而形成偶极—偶极键、偶极—诱导偶极键、氢键等。此理论认为黏结力取决于次价键力，其根据是：同一种黏结剂可黏结各种不同材料；一般黏结剂与被粘体的惰性很大，它们之间发生化学作用的可能性很小。

一般而言，纤维被树脂基体良好地润湿是至关重要的。若浸润不良，在界面上会产生空隙，容易使应力集中，使界面区成为应力集中区，最终使界面处产生脱粘而导致复合材料在低应力下破坏。现阶段在纤维增强树脂基复合材料界面领域，关于浸润吸附理论的研究主要集中在纤维表面能的研究方面。通过大量的研究发现，纤维表面能与树脂基体表面张力的匹配是提高复合材料界面强度的关键。同时人们也发现浸润性不是实现良好界面黏结的唯一条件，因为黏结过程是一个非常复杂、受多种因素控制的过程，有时仅仅靠浸润吸附理论是不够的。

（二）化学键理论

1949年，Bjorksten和Lyaeger提出化学键理论，是较早提出的一种界面理论，其核心思想是：两相之间形成的化学键是界面黏合强度的主要贡献者，而两相之间由于分子的相互作用——范德华力，以及表面凹凸不平而引起的绞合作用对界面黏合强度影响较弱。其理论依据为：化学键具有较高的能量（50～250kcal/mol），足以阻止界面上分子的滑动，从而有效增强界面的黏结性能；而范德华力一般较弱（2.5～5kcal/mol），不能有效阻止分子链在界面上的滑动，因此，对界面黏合强度影响甚微；此外，机械铰合作用因其作用机理为纯粹的机械作用，依靠两相接触面的摩擦力阻止相对滑动，其与化学键作用相比对界面黏合强度的贡献不大。

化学键连接有以下几种类型。

（1）树脂基体分子链上的官能团与纤维增强材料表面上的官能团发生化学反应，使树脂基体通过化学键与填充材料结合在一起。

（2）纤维增强材料表面用表面处理剂（偶联剂）处理后，表面处理剂分子的一部分带有可与纤维增强材料表面官能团反应的基团，另一部分含有可与树脂基体大分子反应的官能团，形成了纤维增强材料与树脂基体间的化学键连接。

（3）界面区中有表面活性剂（表面处理剂）分子，其一端与纤维增强材料表面的官能团反应形成化学键，另一端与树脂基体不发生化学反应，但以某种形式形成强的结合，如共结晶等，或者是相反的情况。

按照化学键理论，两相的表面应含有能相互发生化学反应的活性基团，通过官能团的反应以化学键形成界面。若两相之间不能直接进行化学反应，则可以通过加入偶联剂的媒介作用以化学键结合（图5-1）。

化学键理论认为：偶联剂分子应至少含有两种官能团，第一种官能团在理论上可与增强材料起化学反应，第二种官能团在理论上应能参与树脂的固化反应，与树脂分子链形成化学键结合，于是，偶联剂分子像“桥”一样，将增强材料与基体通过共价键牢固地连接在一起。已有较多的事实证明了化学键理论的价值，其中最具有代表性的硅烷偶联剂的使用，硅烷偶联剂的一端可与无机纤维（玻璃纤维）表面氧化物反应生成化学键，另一端可与基体树脂发生化学键合作用，甚至可以参与树脂的固化反应，这样使树脂基体与增强纤维之间实现了化学键结合的界面，有效地提高了复合材料的性能。例如，使用甲基三氯硅烷、二甲基二氯硅烷、乙基三氯硅烷和乙烯基烷氧基硅烷及二烯丙基烷氧基硅烷于不饱和聚酯/玻璃纤维体系中。结果表明，含不饱和基硅烷的制品强度比饱和基的高出约两倍，显著地改善了树脂/玻璃纤维两相间的界面黏结。

图5-1　界面化学作用

另外，界面间化学键合作用的存在除了能提高黏合强度，还可以改善材料的抗腐蚀和耐湿热老化性能，这是该理论不容忽视的一方面作用。

（三）减缓界面区域应力集中

聚合物基复合材料固化后，聚合物将产生收缩现象，而且基体与纤维的热膨胀系数相差较大，因此，在固化过程中，纤维与基体界面上就会产生附加应力，这种附加应力会使界面破坏，导致复合材料的性能下降。此外，由此载荷作用产生的应力，在复合材料中的分布也是不均匀的。增强纤维与基体间模量相差较大，复合材料在外力场作用下，纤维与基体间常常发生应力集中从而影响复合材料的整体性能。因此，从观察复合材料的微观结构可知，纤维与树脂的界面不是平滑的，结果在界面上某些部位集中了比平均应力高的应力。这种应力集中将首先使纤维与基体间的化学键断裂，复合材料内部形成微裂纹，这样也会使复合材料的性能下降。

增强材料经处理剂处理后，能减缓上述几种应力的作用，因此，一些研究者对界面的形成及其作用提出了以下几种理论。

1.变形层理论　该理论认为，对填充材料进行表面处理的处理剂在填充材料与树脂基体间的界面形成了一层塑性层，当受到外力作用时，它能发生形变，松弛界面应力，同时还能阻止裂纹扩展，使复合材料免遭破坏。

2.抑制层理论　该理论认为，对填充材料进行表面处理的处理剂构成了界面区的一部分，其弹性模量介于高弹性模量的填充材料和低弹性模量的树脂基体之间，能起到均匀传递应力，从而减弱界面应力作用。

3.减弱界面局部应力作用理论　该理论认为，处于基体与增强材料界面间的处理剂，提供了一种具有“自愈能力”的化学键，这种化学键在外载荷作用下，处于不断形成与断裂的动平衡状态。低相对分子质量物质的应力侵蚀，将使界面的化学键断裂，在应力作用下，处理剂能沿增强材料的表面滑移，滑移到新的位置后，已经断裂的键又能重新结成新的键，使基体与增强材料之间仍保持一定的黏结强度。

这种理论的依据是：经水解后的处理剂（硅醇）在接近覆盖着水膜的亲水增强材料表面时，由于它也具有生成强力氢键的能力，因此，足以有能同水争夺与增强材料表面作用的机会，结果同增强材料的表面的羟基键合。

硅烷处理剂的—R基团与基体作用后，会生成两种稳定的膜，即刚性膜和柔性膜，它们成为基体的一部分。聚合物与处理剂所生成的膜同增强材料间的界面，代表了基体与增强材料的最终界面，聚合物刚性硬膜与增强材料间的黏结，如图5-2所示。

图5-2　聚合物刚性硬膜与增强材料间的黏结

只要界面是刚性或可移动的，在水的存在下，处理剂与增强材料表面生成的键水解后，生成的游离硅醇保留在界面上，最终能恢复原来的键，或与相邻的增强材料表面上的基团（活性点）形成一个新键，所以处理剂与增强材料表面间化学键的形成与破坏，处于可逆的动平衡状态。只要处理剂与基体间形成的刚性硬膜保持完整性，那么在应力的作用下，处理剂与增强材料间的化学键破坏后，在相邻的部位又会重新形成。这种动态平衡使基体与增强材料间的黏结保持完整，而且起到了减弱应力的作用，这一效果是在较大的范围内才能看到的。

上述理论还可以通过复合材料受酸、碱及水的作用后性能的对比得到证实。酸或碱都是硅—氧键（—Si—O—）水解的有效催化剂，若基体通过处理剂与增强材料间形成的键（—Si—O—）是不可逆的耐久的共价键，则复合材料的力学性能在酸或碱的作用下的降低，应该比在水中下降得快。但实验证明，用硅烷处理剂处理后的增强材料制成的复合材料，处理剂与增强材料表面间形成的键，是能够可逆变化的共价键。

上述理论对聚合物生成柔性膜时不适用。因为聚合物与处理剂生成柔性膜，与增强材料间形成的键水解后会收缩，不能再生成新键，所以水会在增强材料表面漫开，使基体与增强材料间的黏结完全破坏。柔性膜与增强材料表面间的黏结如图5-3所示。

图5-3　柔性膜与增强材料表面间的黏结

（四）电子静电理论

当两种电介质相接触时，会产生接触起电现象。另外，在一定条件下，当从被粘物表面剥离黏结剂薄膜时，由于放电和发射电子而产生特殊声响和发光现象。根据此现象，Dezayagin提出了静电理论：黏结剂—被粘体可以看成一个电容器；两者各为一极板，相互接触而使电容器充电，形成双电层。于是，黏结破坏就相当于电容器被分开，黏结功就相当于电容器分开时要抵抗的静电引力。双电层可以通过一个相的极性基团在另一个相表面上定向吸附而产生，可由聚合物官能团的电子穿过相表面而形成。就电介质—金属黏结而言，双电层则是金属的费米能级的改变和电子转入电介质而形成的静电现象。仅在一定条件下，才表现出来。因此，静电理论与一些实验结果是吻合的，但也有一定局限性。例如，它不能圆满地解释电介质极性相近的聚合物也能牢固黏结的事实，根据该理论，非极性聚合物之间是不能黏结的，但实际上，这类黏结具有高的黏结强度。

（五）机械联结理论

机械联结理论认为黏结剂与被粘体的黏结纯粹基于机械作用，首先液态黏结剂渗入被粘体的空隙内，然后在一定条件下，黏结剂凝固或固化而被机械地“镶嵌”在空隙中，于是便产生了机械结合力。由此可见，机械结合力主要取决于材料的几何学因素。事实上，机械理论是与其他黏结理论协同作用的理论，没有一个黏结系统是只由机械作用而形成的。(www.xing528.com)

（六）优先吸附理论

树脂胶液中，各组分在玻璃纤维上的吸附能力各不相同，有先有后，纤维表面优先吸附基体体系中的助剂。例如，胺类固化环氧树脂时，纤维表面优先吸附胺，使界面层基体内分布为一梯度，最后导致界面层结构与性能也具有梯度变化，这样有利于消除应力而改善复合材料的力学性能。

（七）摩擦理论

该理论认为，树脂基体与填充材料间界面的形成（黏接）原因是摩擦作用，树脂基体与填充材料间的摩擦因数决定了复合材料的强度。对填充材料进行表面处理，其作用在于增加了树脂基体与填充材料间的摩擦因数，从而使复合材料的强度提高。对于水或其他低相对分子质量物质浸入复合材料使其强度下降，干燥后强度又能部分恢复的现象，该理论的解释是：水或其他低相对分子质量物质浸入界面区，使树脂基体与填充材料间的摩擦因数减小，界面传递应力的能力减弱，故强度降低。干燥后，界面区的水或其他低相对分子质量物质减少或完全除去，树脂基体和填充材料间的摩擦因数又增大，传递应力的能力又增加，故强度恢复。

为了解释界面黏合过程，提出了多种界面黏合理论，每一种理论都有一定的事实根据，然而也都存在无法解释的实验事实，有时对同一问题两种理论的观点是背道而驰的，都有一定的局限性，有时则需要几种理论联合应用才能概括全部实验事实。各种理论只能说明界面黏合现象某一方面的问题，但是不能说明现象的本质和过程的全部。

二、界面的破坏机理

纺织复合材料中，纤维增强材料与树脂基体间界面区的形成、组成和结构受众多因素影响，不同种类填充树脂界面区的组成、结构有一些共同的特征，也存在着各种各样的差别。了解界面破坏的机理是很重要的，因为纤维和基体是通过界面构成一个复合材料整体。引起纺织复合材料界面破坏的原因可以是力学的、热学的和光学的，作为高性能结构材料，纺织复合材料经常在复杂的温度、力场条件下使用，因此，在此仅讨论力学破坏。

（一）裂纹扩展引起的界面破坏

在界面破坏机理的研究中，对于界面裂纹扩展过程的能量变化以及介质引起界面破坏的理论报道较多，主要的破坏机理有两个：裂纹扩展引起界面的破坏和介质引起界面的破坏。

1.破坏来源　在复合材料中，纤维和基体界面中均有微裂纹存在，在外力和其他因素的作用下，都会按照自身的一定规律扩展，并消散能量，最终导致复合材料的破坏。例如，基体上的微裂纹的扩展趋势，有的平行于纤维表面，有的垂直于纤维表面。

当微裂纹受外界因素作用时，其扩展的过程将逐渐贯穿基体，最后到达纤维表面。在此过程中，随着裂纹的发展，将逐渐消耗能量，由于消耗能量，其扩展速率减慢，垂直表面的裂纹还由于能量的消耗，减缓它对纤维的冲击。如果没有能量消耗，能量集中于裂纹尖端上，就能穿透纤维，导致纤维与复合材料破坏，这属于脆性破坏特征。通过提高碳纤维和环氧树脂的黏结强度，就能观察到这种脆性破坏。另外，也可观察到有些聚酯或环氧树脂复合材料破坏时，不是脆性破坏，而是逐渐破坏的过程，破坏开始于破坏总载荷的20%～40%。这种破坏机理的解释，就是前述的由于裂纹在扩展过程中能量流散（能量耗散），减缓了裂纹的扩展速率，以及能量消耗于界面的脱胶（黏结被破坏），从而分散了裂纹峰上的能量集中，因此，未能造成纤维的破坏，致使整个破坏过程是界面逐渐破坏的过程，如图5-4所示。

图5-4　裂纹能量在界面流散的示意图

当裂纹在界面上被阻止，由界面脱胶而消耗能量，将会产生大面积的脱胶层，用高分辨率的显微镜观察，可以观察到脱胶层的可视尺寸达0.5μm，可见能量流散机理在起作用。在界面上，基体与增强材料间形成的键可以分为两类：一类是物理键，即范德华力，键能约为6kcal/mol；另一类是化学键，键能约为30kcal/mol；可见能量流散时，消耗于化学键的破坏能量较大。界面上化学键的分布与排列可以是集中的、分散的，甚至混乱的。

如果界面上的化学键是集中的，当裂纹扩展时，能量耗散较少，较多的能量集中于裂纹尖端，就可能在还没有引起集中键断裂时，就已冲断纤维，导致复合材料破坏。界面上化学键集中时的另一种情况是，在裂纹扩展过程中，还未能冲断纤维已使集中键破坏，这时由于破坏集中键引起能量流散，仅造成界面黏结破坏。如果裂纹尖端集中的能量足够大，或继续增加能量，则不仅使集中键破坏，还能引起纤维断裂。此外，在化学键破坏的过程中，物理键的破坏也能消耗一定量的集中于裂纹尖端的能量。

如果界面上的化学键是分散的，当裂纹扩展时，将是化学键逐渐破坏，使树脂从界面上逐渐脱落，能量逐渐流散，导致界面脱粘破坏。

2.破坏形式　纺织复合材料的破坏机理主要从纤维、基体及界面在载荷作用和介质作用下的变化来进行研究，是由基体断裂、纤维断裂、纤维脱粘、纤维拔出（摩擦功）、裂纹扩展与偏转这五种基本破坏形式的组合与共和体现的结果。重点介绍纤维表层剥离或轴向劈裂的破坏、内聚破坏和界面破坏这三种破坏形式。

图5-5　纤维表层剥离或轴间劈裂的破坏模式

（1）纤维表层剥离或轴向劈裂的破坏。当纤维增强树脂基复合材料界面黏结强，基体树脂强度高而纤维增强材料具有表芯结构或结晶层滑动结构就易出现纤维表层剥离或轴向劈裂的破坏，此种破坏如图5-5所示。

例如，芳纶（Kevlar）纤维有着典型的“皮—芯”结构，此种纤维的皮层是由刚性大分子链伸直紧密地排列，沿轴向取向而成的微纤状结构；其芯层由许多沿轴向松散排列的串晶聚集体组成，串晶之间有氢键连接。在剪切力作用下，上述结构很易发生相对滑动，导致皮芯分离和轴向劈裂。因此，芳纶的纵向强度虽高，但是横向强度较低，纤维容易轴向劈裂，导致芳纶聚合物基复合材料的层间剪切强度和压缩强度都不高。与芳纶类似，碳纤维是由许多沿轴向择优取向的石墨微晶组成，其表层比芯层呈现更大的取向，其结构也可视为“皮—芯”结构，所以碳纤维增强聚合物基复合材料也容易表现为表层剥离破坏。

（2）内聚破坏。在剪切作用下，当纤维强度高（如无皮芯结构、无结晶层滑动结构），纤维增强聚合物基复合材料界面黏结强、树脂基体强度却相对低的情况下，复合材料容易发生内聚破坏与基体树脂的破坏，此种破坏模式如图5-6所示。

树脂基体的剪切破坏实际上是受拉应力，在这种破坏模式下，树脂基体的拉伸强度就是单向纤维增强聚合物基复合材料层间剪切强度的极限，因此，使界面具有良好的黏结，而又采用强度高并且具有较高伸长率的树脂，则可大幅度提高纤维增强聚合物基复合材料的层间剪切强度。

图5-6　内聚破坏模式

图5-7　界面破坏模式

（3）界面破坏。当纤维增强聚合物基复合材料的界面黏结强度低于基体树脂的内聚强度与纤维的强度时，复合材料受到层间剪切或拉伸应力时，常出现界面破坏（脱粘），此种破坏模式如图5-7所示。与内聚破坏模式相似，在这种破坏模式下，树脂基体的拉伸强度就是单向纤维增强聚合物基复合材料层间剪切强度的极限。

（二）介质引起的界面破坏

1.水的浸入　水以水蒸气的形式普遍存在于大气中，尤其是在潮湿而炎热的地区，大气中水含量更高，水分子的体积很小，极性又大，所以它很容易浸入界面。水是通过扩散过程而进入界面的，进入的途径有三种：一是从树脂的宏观裂缝处进入，这种宏观裂缝是树脂固化过程中所产生的化学应力和热应力引起的；二是树脂内存在的杂质，尤其是水溶性无机物杂质，遇到水时，因渗透压的作用形成高压区，这些高压区将产生微裂纹，水继续沿微裂纹渗入；三是通过工艺过程在复合材料内部形成气泡，这些气泡在应力作用下破坏，形成互相串通的通道，水很容易沿通道达到很深的部位。

玻璃纤维复合材料表面上吸附的水，浸入界面后，发生水与玻璃纤维及树脂间的化学变化，引起界面黏结破坏，致使复合材料破坏。表5-1所列数据表明，玻璃纤维复合材料对水分的敏感性很大，它的强度和模量随湿度增大而明显降低。这主要是因为清洁的玻璃纤维表面吸附水的能力很强，并且纤维表面由于水分子间的作用力，可以通过已吸附的水膜传递，因此，玻璃纤维表面对水的吸附是多层吸附，形成较厚的水膜（其厚度约为水分子直径的100倍）。玻璃纤维表面对水的吸附过程异常迅速，在相对湿度为60%～70%的条件下，只需2～3s即可完成吸附。纤维越细时，比表面积越大，吸附的水越多。被吸附在玻璃纤维表面的水异常牢固，加热到110～150℃时，只能排除约1/2被吸附的水，加热到150～350℃时，也只能排除约3/4被吸附的水。

表5-1　玻璃纤维复合材料在不同湿度空气中性能的变化

2.水对纤维表面的化学腐蚀作用　当水进入复合材料达到纤维表面时，如玻璃纤维，其表面的碱金属溶于其中，水溶液变成碱液，加速了表面的腐蚀破坏，最后导致玻璃纤维的二氧化硅骨架的解体，纤维强度下降，复合材料性能减弱。这种腐蚀破坏，在玻璃纤维表面有结构缺陷处更为严重。

3.水对树脂的降解作用　水对树脂的作用通常有两种效应：一是物理效应，即水分子可以破坏高聚物内部的氢键与其他次价键，使高聚物发生增塑作用，导致热机械性能下降，这种效应是可逆的，一旦将水驱走，性能可以复原；二是化学效应，即水分子与高聚物中酯键、醚键等起化学作用，使之断裂，导致高聚物降解，强度降低。水对树脂产生降解反应，是一个不可逆的反应过程，但是不同的树脂，水对其降解的能力不同。就聚酯树脂而言，它的水解活化能为11～12kcal/mol。玻璃纤维聚酯复合材料在水的作用下，玻璃纤维受到水的作用产生氢氧根离子，使水呈碱性，碱性的水有加速聚酯树脂水解反应的作用。

树脂的水解引起大分子链的断裂（降解），致使树脂层破坏，进而造成界面黏结破坏。水解造成的树脂破坏，是一小块一小块的不均匀破坏，由于接触水的机会不同，因此，在接近复合材料表面层的部位，破坏较多，而在复合材料中心部位，破坏较少。

4.水溶胀树脂导致界面脱粘破坏　水进入黏结界面之后，使树脂发生溶胀，当树脂溶胀后，黏结界面上就会产生一个拉应力，一旦这种拉应力大于界面黏结力时，界面发生脱粘破坏。

5.水进入孔隙产生渗透压导致界面脱粘破坏　在黏结过程中，黏结剂总是不能很理想地在黏结体表面铺展而排除表面吸附的所有气体，因此，形成的黏结界面难免存在一些微空隙，当水通过扩散进入黏结接头，水就在微空隙中聚集形成微水袋。微水袋内的水与树脂接触，某些杂质溶于其中，使袋内外形成浓度差，导致袋内产生渗透压。在一定温度下，随着时间的推延，袋内水溶液浓度不断增加，渗透压大于界面黏结力，黏结界面就发生脱粘，导致破坏。

6.水促进破坏裂纹的扩展　浸入纤维（玻璃纤维）复合材料界面中的水的作用，首先是引起界面黏结破坏，继而使玻璃纤维强度下降和树脂降解。复合材料的吸水率，初期剧烈，以后逐渐慢下来。

水除了对界面起破坏作用外，还会促使破坏裂纹的扩展。复合材料受力时，当应力引起弹性应变所消耗的能量δE超过形成新表面所需的能量δσ和塑性形变所需的能量δW之和时，破坏裂纹便会迅速扩展，其关系式如下：

上述关系式不适用于破坏裂纹缓慢发展的情况，但这个关系式对讨论水对破坏裂纹扩展的影响还是适用的。水的作用降低了纤维的内聚能，从而减少了δσ，水在裂纹尖时，还能起脆化玻璃纤维的作用，从而减少了δW。因此，由于水的存在，在较小的应力作用下，玻璃纤维表面上的裂纹就会向其内部扩展。水助长破坏裂纹的扩展，除了因为减小了δσ和δW之外，还有两个原因：一是水的表面腐蚀作用使纤维表面生成新的缺陷；二是凝集在裂纹尖端的水，能产生很大的毛细压力，促使纤维中原来的微裂纹扩展，从而破坏裂纹的扩展。

界面的破坏机理是比较复杂的，上面介绍的破坏模式与能量损耗两者之间是一致的，界面破坏机理的揭示，对于纤维增强树脂基复合材料的结构与性能关系的研究，对于指导新型纤维增强树脂基复合材料的研究与应用研究都是非常重要的，有待进一步深入探讨。