碳纤维复合材料的表界面
碳纤维表面处理方法的探讨
碳纤维表面处理方法的探讨1 引言碳纤维在混凝土中的分散状态是碳纤维混凝土制备和应用过程中的关键问题，对其导电性能、电一力和力一电等效应具有重要的影响。
国内外学者对碳纤维的分散开展了大量研究工作，美國纽约州立大学布法罗分校的D.D.L.Chung最早采用甲基纤维素（MC）作为分散剂对纤维分散进行改善。
此外，她还提出对碳纤维进行表面改性的两种方法：一种是将碳纤维浸泡在强氧化剂溶液中或在臭氧中处理[1]，在其表面形成具有亲水性的含氧官能团；另一种方法是将碳纤维浸泡在硅烷偶联剂溶液中，在纤维表面形成硅烷涂层而提高亲水性。
孙辉、孙明清等发现在水泥浆体中掺加羧甲基纤维素钠（CMC）和硅灰能显著改善碳纤维的分散性。
王闯等[2]使用甲基纤维素（MC）、羧甲基纤维素钠（CMC）、羟乙基纤维素（HEC）3种常用分散剂后发现分散剂对短碳纤维的分散效果为HEC>CMC>MC。
2 常用表面处理方法2.1 阳极氧化法阳极氧化法，又称为电化学氧化表面处理，是以碳纤维作为电解池的阳极，石墨作为阴极，在电解水的过程中利用阳极生产的“氧”，氧化碳纤维表面的碳及其含氧官能团，将其先氧化成羟基，之后逐步氧化成酮基、羧基和二氧化碳的过程。
阳极氧化法对碳纤维的处理效果不仅与电解质的种类密切相关，并且增加电流密度与延长氧化时间是等效的。
该表面处理方法可以通过改变反应温度、电解质浓度、处理时间和电流密度等条件进行控制。
通过此方法处理后，使碳纤维表面引入各种功能基团而改善纤维的浸润和黏接等特性，显著增加碳纤维增强复合材料的力学性能。
庄毅等[3]采用碳酸氢铵为电解质，对PAN基碳纤维进行阳极氧化处理后，测试发现复合材料的层间剪切断裂转变为张力断裂，使其ILSS提高了49%。
阳极氧化法的特点是氧化反应缓和，易于控制，处理效果显著，可对氧化程度进行精确控制，目前已得到广泛应用，是目前最具有实用价值的方法之一。
但是处理后残留电解质的洗净和干燥十分繁琐，需要连续的电化学处理设备，对处理后的碳纤维进行充分的水洗、烘干，会增加处理成本。
碳纤维表面接枝聚合物及其对复合材料界面的影响
Ａｂ ｔ ａ ｔ ｓｒｃ
Ｔｈ ｒｉ ｅｍａ ｌ ｒ ｖ ｗｓｔ ｅ ｍｅｈ ｄ ｏ ａ ｂ ｎ ｆ ｅ ｕ ｆｃ ｒ ｆ ｎ ｏｙ ｒ ａｉｎ ｎ ｌｄｎ ｅａｔ ｌ ｃ ｉ ｙ ｅ ｉ ｈ ｔｏ ｆ ｒ ｏ ｉ ｒｓ ｒａ ｅｇ ａ ｔ ｇ ｐ ｌｍｅｉ ｔ ，ｉｃｕ ｉ ｎ ｅ ｃ ｂ ｉ ｚ ｏ ｇ
面的影响 。
甲基 乙烯醚一 马来酸酐 、 乙烯 丙烯共 聚物 、 烯烃一 酸酐和 双 ｎ 马来 丙酮丙烯艘胺等不饱和单体， 利用电极反应产生的自由基 ， 使单 体在碳纤维表 面发生 Ｓｒ Ｅｑ ａ ｅ ，系统研究 了利用 电化学接枝 法在碳纤 维表面 ａ４ 接枝上 ３ 一 甲基噻吩 、 咔唑共 聚物 ， 并且 采用 多种 测试 手段对 接
ＨＵＡＮＧ ｉｈ ， Ｉ Ｚ ｉｏ ｇ ＱＩ Ｊｎ ｅ Ｌ Ｎ ｈｙ ｎ ， ＡＮ ｏ Ｈａ
（ ｌ ｇ ｆＭａ ｅｉｌ Ｓ ｉｎ ｅａ ｄ Ｅｎ ｉｅ ｒ ｇ，Ｈｕ ｑａ ｉｅｓｔ Ｃｏｌ ｅｏ ｔｒａｓ ｃｅ ｃ ｎ ｇｎ ｅｉ ｅ ｎ ａ ｉｏＵｎｖ ｒｉ ｙ，Ｑｕ ｎ ｈ ｕ ３ ２ ２ ） ａ ｚ ｏ ６ ０ １
加入丙烯酸酯类 、 乙烯 、 苯 醋酸 乙烯 、 丙烯腈 、 苯乙烯一 马来酸酐 、
极氧化法 、 等离子体氧 化法 、 表面涂 层法 、 表面 净化法等 上述 的几种表面处理方法虽然可 以在一定程度上提高碳纤维 与基体 树脂的界面粘结 强度 ， 这往往 是以牺牲 复合材 料的界 面剪切 但 强度为前提的。近 ２ 年发 展起来 的在碳 纤维表 面接枝 聚合物 Ｏ 层的处理 方法 ， 通过选择性地接枝各种高 聚物 ， 实现在碳纤维表
摘要
关 键 词
综述 了碳 纤维表 面接枝 聚合物 的各种 方法， 包括 电聚合 、 电沉积 、 离子体接枝 聚合 、 等 化学接枝 聚合 等 ；
第六章复合材料表界面的分析表征
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不同处理碳纤维增强复合材料冲击 载荷与冲击时间的对应关系
A. 接枝聚丙烯酰胺碳纤维; B. 接枝聚丙烯 酸碳纤维; C. 氧等离子处理碳纤维; D. 未 处理碳纤维
氧等离子处理（曲线C）碳纤维 复合丝试样的冲击载荷曲线主 要弹性承载能U1差不多比未处 理者增加近3倍，表明基体变形 更大，也有更多的纤维发生形 变。相反塑性承载能U2却小到 可略视的地步，几乎没有什么 纤维拔出和与基体的脱粘，充 分表明了强结合的界面特征。
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碳纤维表面官能团的分析
还原剂，消除自由基，证明等 离子处理产生的大部分是游离
基，不是酚羟基
图6-25 等离子处理时间对自由基浓度的影响
在等离子处理初期，自由基浓度迅速增加，处 理5分钟后，自由基浓度增加渐趋平缓。
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图6-26 UHMWPE纤维表面活性的衰减
经等离子处理后的UHMWPE纤维暴露在空气中，表 面自由基的浓度随时间而衰减，表面活性在逐渐减小
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6.4.2 复合材料界面的动态力学分析
a-接枝玻纤 b-未接枝玻纤 涂敷聚苯乙烯树脂的玻璃纤维辫子的动态
力学扭辫曲线
曲线b在92℃处出现一个 尖锐的聚苯乙烯玻璃化转变 损耗峰，而曲线a上，在聚 苯乙烯玻璃化转变损耗峰高 温一侧还有一个小峰，一般 称为α’峰，也叫做界面峰。
界面粘结强，则试样承 受周期负荷时界面的能力损 耗大，α’峰越明显。
复合材料界面受到因 热膨胀系数不同引起 的热残余应力。热残 余应力的大小正比于 两者的热膨胀系数之 差Δα和温差ΔT， 也与基体和纤维的模 量有关。
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❖ 6.4 界面力学性能的分析表征
复合材料表面处理方法综述
复合材料表面处理方法综述专业：材料科学与工程学号：2012000186姓名：杨彪摘要：界面是复合材料极为重要的微观结构,它作为增强体与基体连接的“桥梁”，对复合材料的物理机械性能有至关重要的影响。
复合材料的界面层及其优化设计，即复合材料界面工程，是复合材料研究的一个重要领域。
界面问题，在复合材料制备中起很大的作用，界面结合的好坏，直接影响复合材料的整体性能。
现针对国内外增强树脂用玻璃纤维、碳纤维以及芳纶纤维的表面处理方法，以强调界面问题的重要性。
关键词：界面，玻璃纤维，碳纤维，芳纶纤维Abstract：The interface is the microscopic structure of the composite material is extremely important, as a "bridge" to enhance and matrix connected, have a crucial impact on the physical and mechanical properties of the composites. The composite interface layer and its optimized design, the composite interface engineering, is an important area of research in the composite. Interface problems play a significant role in the preparation of composite materials, the interface combine the good and bad, a direct impact on the overall performance of the composite material. Now for domestic and reinforced resin with glass fibers, carbon fibers and aramid fibers of the surface treatment method, emphasizing the importance of the problem of the interface. Keywords: interface, glass fiber, carbon fiber, aramid fiber1 前言界面是复合材料极为重要的微观结构，它作为增强体与基体连接的“桥梁”，对复合材料的物理机械性能有重要的影响[1]。
碳纤维复合材料的表界面
复合材料界面的控制
❖ 复合材料界面的控制是通过界面粘合状态、界面层特性的调 整及控制以使复合材料达到最佳的综合(如强度、韧性等方面) 性能。 ❖ 孤立地将界面认为是零厚度的二维面，仅考虑该面两侧的粘 接问题是远远不够的。 ❖ 界面是具有一定厚度的、存在于增强纤维与树脂基体之间的 过渡区。 ❖ 探讨界面层所需的性能，调整界面相结构，来控制复合材料 的性能。
structure and property characters of the interlayer
A. 非单分子层，其组成、结构形态、形貌十分复杂、形式多样 界面区至少包括： 基体表面层、增强体表面层、基体/增强体界面层三个部分；
B. 具有一定厚度的界面相（层），其组成、结构、性能随厚度方向 变化而变化，具有“梯度”材料性能特征；
碳纤维非氧化处理：主要用于C/C复合、CMC、MMC复合体系。
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碳纤维表面的含氧官能团的数量起着决定性作用， 数量越多结合力越强。碳纤维表面含氧官能团主要有羧 基、羟基和羰基等。
碳纤维表面官能团与树脂之间相互作用示意图
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臭氧氧化法
臭氧氧化法： 碳纤维表面的不饱和状态的碳原子进行氧化，使 其生成含氧官能团。
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界面残余应力
1）热残余应力 热膨胀系数的不同、环境温度的变化是多组分材料存在热残余
应力的根本原因。 高性能树脂基复合材料多半高温固化成型，成型温度与使用温
度有很大差别；增强纤维与基体间热膨胀系数也存在很大差异。 2）固化残余应力 环氧、酚醛、不饱和聚酯、聚酰亚胺等树脂，在固化过程中都
伴随着体积收缩。 纤维具有较高模量，树脂基体的固化收缩会在材料内部形成很
碳纤维电化学表面处理前后XPS表面化学分析结果
碳纤维增强铝复合材料的界面微观结构
碳纤维增强铝复合材料的界面微观结构
碳纤维增强铝复合材料是由铝基体与碳纤维层层组装而成的材料，拥有良好的力学性能和耐热性，已广泛应用于航空航天、船舶、化工及汽车工业等领域。
其成功应用的关键瓶颈之一就是确定碳纤维和铝基体之间界面结构，了解界面微观结构，从而深入了解界面特性。
一般情况下，碳纤维和铝基体之间的界面结构主要包括：碳纤维表面的平整度、铝基体表面的清洁度、碳纤维和铝基体表面的强度、碳纤维与铝基体的刚度和弹性模量、以及界面接触微观结构等。
考察碳纤维和铝基体之间界面微观结构的研究主要依赖于X射线衍射、扫描电子显微镜（SEM）和原子力显微镜（AFM）等技术，采用这些技术可以确定聚合物/金属界面的化学组成、界面结构、界面分布状态和界面结合强度等物理指标。
X射线衍射可以直接用于定量学的结构性研究，可以提供有关界面粗糙度，界面膜层厚度、碳纤维和金属之间杂质聚集以及金属表面形貌等方面的关键参数。
SEM可以用于界面形貌图却，以及表面摩擦、应力和本构参数的分析。
另外，AFM可以用于表面粗糙度测量以及三维界面观察，它还可以很好地探索金属表面化学形态和力学特性间的联系。
通过以上技术，可以对碳纤维和铝基体之间的界面微观结构进行综合研究，可以解释其界面特性及加工参数的工艺可控性，从而提高碳纤维增强铝复合材料的抗疲劳性能。
碳纤维表面处理及其复合材料性能研究
2020年01月碳纤维表面处理及其复合材料性能研究张安花（厦门新凯复材科技有限公司，福建厦门361021）摘要：碳纤维具有耐高温、导电、导热、耐腐蚀等性能，可制作成各种复合材料产品，应用于不同领域中。
为提升航空复合材料强度，研究使用浓硝酸、浓硝酸超声处理碳纤维表面，经处理会影响碳纤维表面的微结构、表面化学组成，达到增强复合材料性能效果。
关键词：碳纤维；表面处理；复合材料性能碳纤维主要和树脂等材料复合，具有增强作用，可制造出更先进的复合材料。
但因类石墨结构其表面存在一定化学惰性，很难浸润树脂及化学反应，表面难与树脂结合，进而影响复合材料强度。
故需改变碳纤维表面性质，以增加碳纤维表面的极性官能团及表面活化，进而更容易浸润和发生化学反应，使复合材料界面更紧密连接而增加强度。
通常采用偶联剂涂层法、氧化法、等离子等处理方法.在航空领域因耐燃效果需求高使用酚醛树脂，而市面上的碳纤维较少有偶联剂涂层适用酚醛树脂，本文研究液相氧化法与超声协同处理碳纤维表面，达到增加酚醛树脂碳纤维复合材料强度。
1实验方法1.1碳纤维表面处理方法（1）碳纤维表面的上浆剂脱除选用PAN 基碳纤维，型号为Toray T700，使用乙醇/丙酮进行回流处理，其体积比为1:1，处理时间为48h ，将碳纤维表面的上浆剂(即偶合剂)脱除（2）脱浆后碳纤维再进行表面处理处理方法有两种:第一，在浓硝酸中浸泡，温度为60℃，处理时间为2h ；第二，浓硝酸超声处理2h ，浓度为65%，250E II 型超声波，功率和频率分别为250W 和40kHz 。
所有处理工作的结束后，去离子水清洗碳纤维，使其为中性，再在真空中烘干，温度为80℃，直到碳纤维恒重量为止。
1.2复合材料制备采用碳纤维与PF475酚醛树脂制成复合材料预浸布，酚醛树脂与异丙醇制成固成份70%的树脂，使用缠绕法进行制作预浸材，制成纤维含量FAW 100g/m 2，树脂含量RC%37%，用55度将溶剂烘烤至VC%1%以下的预浸材，再将预浸材进行积层堆叠成试片，采用成型温度160度，时间50min 进行加压固化，制成2mm 厚度复材试片。
连续碳纤维增强聚醚醚酮复合材料的界面改性研究
连续碳纤维增强聚醚醚酮复合材料的界面改性研究摘要：本文研究了连续碳纤维增强聚醚醚酮复合材料的界面改性。
通过添加表面活性剂、亲水性改性剂和硅烷化剂等改性剂对复合材料的界面进行表征，并对其力学性能、热性能和耐热老化性能进行测试。
结果表明，添加改性剂可以使复合材料界面的亲疏性得到改善，界面的结合力得到增强，同时复合材料的力学性能和热性能也得到了提高。
特别是添加硅烷化剂的复合材料在耐热老化性能上表现出了优异的表现。
关键词：碳纤维；聚醚醚酮；复合材料；界面改性；硅烷化剂1. 引言随着科技的发展，高性能复合材料在航空航天、汽车制造、体育用品等领域中得到了广泛应用。
碳纤维是一种优异的复合材料增强材料，具有优异的强度、刚度和耐久性等性能。
然而，碳纤维增强聚醚醚酮复合材料的界面黏结性不强，易出现剥离和脱层等问题，因此需要进行界面改性。
2. 实验材料和方法2.1 实验材料本实验选用的复合材料为碳纤维增强聚醚醚酮复合材料。
改性剂包括表面活性剂、亲水性改性剂和硅烷化剂等。
2.2 实验方法通过扫描电镜、接触角测量等表征方法对复合材料的界面进行表征；通过万能材料试验机测试复合材料的力学性能；通过热失重分析仪测试复合材料的热性能；通过加速老化实验测试复合材料的耐热老化性能。
3. 结果与分析3.1 界面表征添加表面活性剂和亲水性改性剂后，复合材料表面的接触角明显下降，表现出更好的亲水性。
同时，添加硅烷化剂后，复合材料界面的结合力得到了明显增强。
3.2 力学性能添加改性剂后，复合材料的弯曲强度和冲击强度均有所提高。
其中，添加硅烷化剂的复合材料在弯曲强度上表现出了最大的提高。
3.3 热性能添加改性剂后，复合材料的热稳定性得到了提高。
其中，添加硅烷化剂的复合材料在热失重方面表现出了最大的提高。
3.4 耐热老化性能经过加速老化实验，添加硅烷化剂的复合材料在耐热老化性能上表现出了优异的表现。
其残余强度和弯曲强度分别为未添加改性剂样品的109%和124%。
碳纤维复合材料的表征和力学性能分析
碳纤维复合材料的表征和力学性能分析碳纤维复合材料是一种具有优异力学性能的新材料，其广泛应用于汽车、飞机、火箭等领域。
本文旨在探讨碳纤维复合材料的表征和力学性能分析，以及相关研究领域的发展趋势。
一、碳纤维复合材料的表征（1）纤维型号及组织碳纤维是制备碳纤维复合材料的关键原料，其型号及组织结构对材料性能有重要影响。
常见的碳纤维型号有T300、T700、M40等，其强度和模量随着型号提高而增加。
同时，碳纤维的组织结构也影响复合材料的性能。
纤维间的排列方式、纤维的分布密度等都会影响材料的力学性能。
（2）基体树脂碳纤维复合材料中的基体树脂也对其性能具有重要影响。
基体树脂一般选择环氧树脂、酚醛树脂等。
不同的基体树脂在温度、湿度等环境下的性能表现有所不同。
因此，对基体树脂进行适当选择很关键。
（3）工艺参数制备碳纤维复合材料的工艺参数也是影响材料性能的关键因素。
工艺参数包括热处理温度、压力、固化时间等。
不同的工艺参数对材料的力学性能、热学性能等产生重要影响。
因此，在制备过程中需要严格控制这些工艺参数。
二、碳纤维复合材料的力学性能分析（1）强度碳纤维复合材料在强度方面表现优异，具有很高的拉伸和压缩强度。
其中，双向编织的 T700 碳纤维复合材料的拉伸强度可达到2000 MPa 以上，压缩强度为1300 MPa 左右。
但碳纤维复合材料的剪切强度相对较低。
（2）刚度碳纤维具有很高的弹性模量，使碳纤维复合材料具有很高的刚度。
在刚度方面，碳纤维复合材料比钢铁、铝合金等传统材料还要高出1-2倍。
这也是碳纤维复合材料应用于飞机等领域的重要原因之一。
（3）耐疲劳性能碳纤维复合材料在疲劳方面表现也非常出色，其疲劳寿命比金属材料长得多。
尤其是在不同的温度、湿度等环境下，碳纤维复合材料的疲劳寿命表现更加稳定。
三、碳纤维复合材料的发展趋势随着全球经济的快速发展，碳纤维复合材料在汽车、飞机、火箭等领域的应用越来越广泛。
未来，碳纤维复合材料的制备技术将会更加成熟，同时优化碳纤维和基体树脂的配比也将成为研究的重点。
两种国产T800级碳纤维界面状态及复合材料力学性能研究
第1期纤维复合材料㊀No.1㊀32024年3月FIBER ㊀COMPOSITES ㊀Mar.2024两种国产T800级碳纤维界面状态及复合材料力学性能研究王㊀涵,周洪飞,张㊀路,李是卓(中航复合材料有限责任公司,北京100000)摘㊀要㊀研究了两种国产T800级碳纤维界面状态及复合材料力学性能,结果表明,与B 类纤维相比,A 类纤维表面形貌粗糙度高约23%㊁O /C 含量高约7.4%㊁活性C 含量高约20%,微观剪切强度高约10%,A 类纤维增强的复合材料冲击后压缩强度比B 类纤维高约8%㊂A 类纤维与树脂形成更好的化学与物理结合,界面结合作用较好㊂关键词㊀T800级碳纤维;界面;表面活性;力学性能Study on the Interface State of Different Domestic T 800Carbon Fibers and the Mechanical Properties of CompositesWANG Han,ZHOU Hongfei,ZHANG Lu,LI Shizhuo(AVIC Composites Co.,Ltd.,Beijing 100000)ABSTRACT ㊀The interface state and mechanical properties of two kinds of domestic T800carbon fibers were studied.The results showed that compared with class B fibers,the surface roughness of class A fibers was about 23%higher,the O /C content was about 7.4%higher,the active C content was about 20%higher,and the microscopic shear strength was about 10%higher.The compressive strength of Class A fiber reinforced composites after impact is about 8%higher than that of class B fiber.Class A fiber and resin form a better chemical and physical bond,and the interface bond is better.KEYWORDS ㊀T800carbon fiber;interface;surface activity;mechanical properties项目支持:国家重点研发计划资助(2022YFB3709100)通讯作者:周洪飞,男,研究员㊂研究方向为先进树脂基复合材料㊂E -mail:wanghan6583@1㊀引言碳纤维复合材料是由增强体碳纤维和基体树脂复合而成,具有明显优于原组分性能的一类新型材料[1],具有较高的比强度㊁高比模量和优异的耐腐蚀的性能,被广泛的应用于航空㊁船舶㊁航天等领域㊂在碳纤维复合材料里,碳纤维起到增强作用,承接作用力和传递载荷,树脂作为基体通过界面作用将载荷传递到纤维㊂因此当复合材料受到外力作用时,界面起到传递载荷的作用就显得尤为重要,界面的性质和状态直接影响复合材料的综合力学性能[2],是影响复合材料力学性能的关键点,也是近期国内外学者研究的热点之一㊂碳纤维增强树脂基复合材料的界面不是特指增纤维复合材料2024年㊀强体纤维和基体树脂之间的单纯几何层,而是泛指纤维与树脂之间的包括几何层在内的界面层[3]㊂在该结构层内,增强体纤维与基体树脂的微观结构与性质都存在不同程度的差异,这不仅取决于纤维与树脂的结构和性质,还受到复合材料固化工艺㊁成型工艺等其他因素影响,如碳纤维在出厂前会进行上浆处理,上浆剂的浓度㊁厚度及种类都会大大影响纤维与树脂的界面结合㊂目前国内外学者对纤维与树脂的界面结合提出几种理论,如化学键结合理论㊁机械啮合理论㊁树脂浸润理论等[4]㊂经过大量的实验研究,结果表明,纤维与树脂的界面结合不是由某一种理论完全解释的,这是多种作用相互协调㊁共同作用的结果[5]㊂Thomsomn等人[6]通过对比多种纤维与多种树脂的界面结合实验,认为纤维与树脂复合使得纤维表面的分子链活动受到限制,根据界面浸润理论,纤维经过树脂浸润后,纤维选择性吸收树脂组分,而后表面形成一层具有刚性结构的界面层,当纤维增强复合材料经过一定温度㊁压力条件下固化成型后,界面层会变得非常复杂,界面层显得更加尤为重要[7]㊂而化学键理论认为,纤维与树脂结合的过程中,主要是范德华力起主导作用[8]㊂目前对于纤维与树脂的界面表征主要包括纤维微观结构㊁纤维表面活性以及纤维与树脂的界面结合强度㊂纤维微观结构可以通过扫描电镜㊁原子力纤维镜等手段实现,纤维表面活性可以通过IGC直接测得纤维活化能,也可以通过间接方式XPS对纤维表面元素及官能团表征计算,从而间接获得纤维活化能;或者通过接触角实验,纤维与不同极性和非极性溶剂接触,通过接触力衡量纤维表面活性㊂纤维与树脂的界面结合强度主要有微脱粘实验和复合材料层间剪切强度,前者是单丝级别,后者是宏观力学级别,数据可靠度都很高,也是目前国内外大量学者常用的表征纤维与树脂界面的方式㊂本文首先通过观察纤维表面形貌㊁测试纤维表面原子含量和纤维与树脂微观结合力,对比两种国产T800级碳纤维界面状态,并制备了复合材料层合板,目的为国产T800级碳纤维应用及其增强的复合材料界面性能研究提供一定的数据支撑和参考意义㊂2㊀实验材料及方法2.1㊀原材料实验采用两种同级别但不同界面的国产A类碳纤维和B类碳纤维,两种纤维的具体信息如表1所示,实验所用树脂为某国产高性能高温环氧类树脂㊂表1㊀两种纤维基本信息批次拉伸强度/MPa拉伸模量/GPa断裂伸长率/%线密度/(g/km)体密度/(g/cm3)直径/mm长㊁短径比A6324300 2.10450 1.8 5.10 1.04 B6334297 2.13453 1.8 5.13 1.02㊀㊀2.2㊀试样制备2.2.1㊀碳纤维去上浆剂碳纤维在出厂前会在表面涂刷一层上浆剂,目的减少纤维在后续使用过程中造成的磨损㊁打结和并丝现象发生,提高纤维集束性,增加纤维与树脂的浸润性,保护纤维[9]㊂为了更加直观清晰的观察和研究碳纤维本征性能与碳纤维增强树脂基复合材料界面之间的关系,需要对已经上过浆的碳纤维进行去剂㊂本实验按照国标中索式萃取试验方法对两种不同界面的国产T800级A类碳纤维和B类碳纤维进行去剂处理㊂首先将一定长度的碳纤维放置在温度23ʃ2ħ㊁相对湿度50ʃ10%的标准环境下调湿6h以上,将调湿后的碳纤维放置于索氏提取器中,并加入足量的丙酮以确保回流循环,调节加热炉功率,使索氏提取器2h至少完成8次循环,而后萃取36h,关掉加热炉㊂经过一定时间萃取后的碳纤维从索氏提取器中取出,冷却10min,放置于105ʃ5ħ的鼓风烘箱内干燥5h,最后再放入干燥器中进行冷却,温度降至室温即可㊂2.2.2㊀微脱粘制样制备将单根碳纤维(单丝)从碳纤维试样丝束中分离出来,将其拉直并粘贴在回型支架上,如图1所示,高性能高温环氧类树脂在烘箱内50ħ保温30 min,再与二氯乙烷10ʒ1的比例配制树脂液,并迅速搅拌均匀,将配制好的树脂液常温下在真空烘箱里抽真空20min,取出树脂,用大头针蘸取少量配制好的树脂液,轻涂抹于碳纤维单丝上,将试样放于鼓风烘箱里在130ħ下固化30min㊂4㊀1期两种国产T800级碳纤维界面状态及复合材料力学性能研究图1㊀微脱粘试样示意图2.3㊀测试与表征使用Quanta 450FEG 场发射扫描电子显微镜(SEM)两种不用界面的T800级碳纤维表面形貌㊂将一束碳纤维用手术刀平齐切断,分别用导电胶带将平齐切断的碳纤维垂直粘贴在铝制载物台上,对粘在导电胶上的纤维表面喷金,经过两次喷金后放入SEM 内观察,电子加速电压为20~50kV,束流1pA,放大倍数50~8000X㊂采用Dimension ICON 原子力显微镜(AFM)观察碳纤维三维立体形貌,通过探针针尖与样品微弱作用力获取纤维表面粗糙度,扫描面积为5μm ˑ5μm,扫描频率为1.0Hz㊂采用X 射线光电子能谱仪(美国ThermoFisch-er,ESCALAB 250Xi)测试碳纤维表面元素组成及化学官能团,分析室真空度8ˑ10-10Pa,激发源采用Al ka 射线(hv =1486.6eV),工作电压12.5kV,灯丝电流16mA,进行5~10次循环的信号累加㊂通过微脱粘试验测试纤维与树脂的微观剪切性能㊂将带有已经固化好的尺寸均匀且正圆的树脂小球碳纤维固定在微脱粘仪器上,移动卡刀,使其将其中一个树脂小球从左右两侧卡住,移动回形架使得纤维匀速自下而上移动,直至卡刀恰好将树脂小球剥落,此时仪器会记录纤维与树脂小球分离瞬间的最大结合力,如何计算纤维与树脂的微观界面结合强度如公式(1)所示㊂IFSS =F max ΠDL(1)式中,IFSS 为纤维与树脂微观界面剪切强度;F 为树脂与纤维剥离时的最大剪切力;L 为纤维迈入树脂球的长度㊂碳纤维增强树脂基复合材料力学性能在Intron 公司的Instro5967万能力学试验机上进行㊂复合材料冲击后压缩强度按照ASTMD7137开展㊂3㊀结果与讨论3.1㊀碳纤维表面形貌两种不同界面的国产T800纤维去除上浆剂后的表面形貌SEM 如图2所示,由图A (a)和A (b)看出未上浆的A 类碳纤维表面整体光滑,但具有相对明显的沿着轴向排列均匀分布的较浅沟槽,由A (c)可看出,纤维截面致密,形状呈正圆形,具有明显的干喷湿纺纺丝工艺特征,干喷湿纺工艺生产的碳纤维兼具了拉伸强度和机械啮合的优势[10]㊂与A 类纤维相比,B 类纤维表面明显沟槽更浅,根据界面机械啮合理论,纤维表面沟槽的数量越小㊁深度越浅,纤维与树脂的界面结合面积越小,界面结合强度越弱㊂图2㊀两种碳纤维表面形貌图5纤维复合材料2024年㊀㊀㊀为了进一步对比两种碳纤维界面状态,采用AFM 对其观察三维立体形貌,如图3所示,由图3可以看出,A㊁B 类纤维表面存在明显的沿着纤维轴向排列的深浅不一沟槽,但A 类沟槽深度更深,数量更多,对两类碳纤维随机抽取三个试样进行粗糙度测试,数据如表2所示,A 类纤维平均粗糙度要高于B 类纤维约23%,根据界面机械啮合理论,纤维表面积越大,粗糙度越高,纤维与树脂结合越牢固㊂图3㊀两种纤维三维表面形貌图表2㊀两种纤维表面粗糙度序号A B 130524622972513303237平均值/nm302245CV1.382.90㊀㊀3.2㊀碳纤维表面元素及含氧官能团通过XPS 表征测试两种碳纤维表面化学特性,如图4所示,对XPS 图谱分峰处理,纤维表面主要存在C㊁O㊁Si㊁N 四种元素,纤维表面原子含量具体如表3所示,数据显示A 类纤维O /C 含量略高于B 类,约7.4%㊂而经过阳极氧化处理过的碳纤维表面O 含量越高,表面活性越高,纤维与树脂的界面结合越牢固㊂图4㊀两种碳纤维XPS 峰图6㊀1期两种国产T800级碳纤维界面状态及复合材料力学性能研究表3㊀两种碳纤维表面原子含量样品Si2p /%C1s /%N1s /%O1s /%102.02eV 284.49eV 399.48eV 532.23eV Si㊁N 总量/%O /C /%A (a) 3.1373.24 3.6819.95 6.8127.24A (b) 2.3774.31 3.4619.86 5.8326.73A (c) 2.2975.22 3.1719.32 5.4625.68B (a) 3.8174.25 4.117.857.9124.04B (b) 2.4774.96 3.818.76 6.2725.03B (c)2.6975.223.7718.32 6.4624.36㊀㊀利用C1s 电子XPS 窄扫描,并对测试后的C1s 图谱进行分峰处理,分峰图如图5所示,碳纤维含C 官能团具体含量如表4所示,其中C -O㊁C =O 为活性C,C -C 为非活性C,活性C 占比越高,纤维表面活性越高,整体来看,与B 类纤维相比,A 类纤维表面原子中活性C 含量更高,即其表面活性更高,根据界面化学键结合理论,这意味着A 类碳纤维与树脂的界面结合强度较高㊂图5㊀两种碳纤维C1s 分峰图表4㊀C1s 分峰结果样品C -C /%C -O /%C =O /%284.8eV 286.39eV 288.85eV 活性碳比例/%A (a)67.3729.94 2.6948.43A (b)64.3133.46 2.2355.50A (c)67.530.32 2.1848.15B (a)73.3719.467.1736.30B (b)68.6129.36 2.0345.75B (c)69.6128.36 2.0343.66㊀㊀3.3㊀单纤维/树脂微脱粘采用微脱粘法从微观角度测试两种不同界面的T800级碳纤维与树脂的界面结合作用,具体数据如表5所示,数据显示A 类纤维与高性能环氧树脂的界面剪切力高于B 类纤维约10%,即A 类纤维与该树脂界面结合作用更强㊂㊀㊀3.4㊀复合材料宏观力学性能制备A㊁B 类纤维增强复合材料层合板,并按照ASTM D7137(6.67J /mm)进行冲击后压缩强7纤维复合材料2024年㊀度测试,测试结果如表6所示,表中数据显示两类纤维增强树脂基复合材料均具有较高的冲击后压缩强度,但相比与B类纤维,A类纤维增强树脂基复合材料冲击后压缩强度要高于B类约8%,这可能归功于A类纤维与树脂的界面结合牢固所致㊂表5㊀两批次T800级碳纤维与某高温环氧树脂界面剪切强度样品界面剪切强度平均值/MPa CV/%A(a)120.15 5.03A(b)118.358.08A(c)119.357.61B(a)112.04 4.41B(b)110.37 4.48B(c)103.23 5.36表6㊀纤维增强复合材料冲击后压缩强度序号A类纤维复合材料/MPa B类纤维复合材料/MPa 1348313 2330299 3338318 4326311 5335311 6342321平均值337312CV/% 2.38 2.434㊀结语实验选取了两种不同界面的国产T800级碳纤维及复合材料力学性能,通过对其界面状态和复合材料力学研究,结果表明,相同级别的T800级国产碳纤维,A类纤维表面形貌粗糙度高于B类约23%㊁O/C含量高约7.4%㊁活性C含量高约20%,微观剪切强度高约10%㊂A类纤维增强的复合材料冲击后压缩强度比B类纤维高约8%㊂即A 类纤维与树脂形成更好的化学与物理结合,界面结合作用较好㊂参考文献[1]贺福.碳纤维及其应用.北京:化学工业出版社,2004.[2]梁春华.高性能航空发动机先进风扇和压气机叶片综述[J].航空发动机,2006(03):48-52.[3]王运英,孟江燕,陈学斌,白杨.复合材料用碳纤维的表面技术.处理技术,36(3):53-57.[4]陈祥宝,张宝艳,邢丽英.先进树脂基复合材料技术发展及应用现状.中国材料进展,2009,28(6):2-11. [5]易楠,顾轶卓,李敏.碳纤维复合材料界面结构的形貌与尺寸表征[J].复合材料学报,2010,27(5):36-40. [6]Thomson A W,Starzl T E.New Immunosuppressive Drugs:Mecha-nistic Insights and Potential Therapeutic Advances[J].Immunolog-ical Reviews,1993,136(1):71-98.[7]张巧蜜.聚丙烯腈基碳纤维[M].东华大学出版社,2005-7.[8]何宏伟.碳纤维/环氧树脂复合材料改性处理[M].国防工业出版社,2014.[9]谢云峰,王亚涛,李顺常.碳纤维工艺技术研究及发展现状[J].可化工新型材料,2013,41(5)-27. [10]张焕侠.碳纤维表面和界面性能研究及评价[D].东华大学, 2014.8。
国产T800S_级碳纤维表面特性对复合材料界面性能影响研究
4何 梅 等 国产T800S 级碳纤维表面特性对复合材料界面性能影响研究国产T800S 级碳纤维表面特性对复合材料界面性能影响研究何 梅，吴姜炎，廖英强，刘 宁，程 勇，常雪梅西安航天复合材料研究所Ὃ陕西省航天复合材料重点实验室Ὃ西安市先进聚合物基复合材料重点实验室Ὃ陕西西安710025Ὀ摘要：对两种国产T800S 级碳纤维与进口T800S 碳纤维表面特性及其复合材料界面性能的关联性进行了研究。
通过扫描电镜（SEM ）与原子力显微镜（AFM ）对三种碳纤维的表面形貌与粗糙度进行了表征；采用X 射线光电子能谱（XPS ）对三种碳纤维表面化学官能团比例进行了分峰计算；通过碳纤维表面静态接触角对纤维表面浸润性进行了分析。
制备并表征了碳纤维NOL 环与单向复合材料的力学性能与微观破坏形貌，通过对比分析确定了影响复合材料界面性能的关键性因素，对复合材料界面性能的进一步提升具有指导意义。
关键词：碳纤维；表面特性；树脂；界面；关联性中图分类号：TB 332Study on the Infl uence of Surface Characteristics of Domestic T800S Carbon Fiber on theInterfacial Properties of CompositesHE Mei, WU Jiang-yan, LIAO Ying-qiang, LIU Ning, CHENG Yong, CHANG Xue-mei( Xi ’an Aerospace Composites Research Institute, Shaanxi Key Laboratory of Aerospace Composites, Xi ’an Key Laboratoryof Advanced Polymer Composites, Xi ’an 710025, Shaanxi, China )Abstract: In this paper, the relationship between surface characteristics and interfacial properties of two kinds of domestic T800S carbon fi bers and imported T800S carbon fi ber was studied. The morphology and roughness of three kinds of carbon fi bers were characterized by scanning electron microscopy (SEM) and atomic force microscopy (AFM). The ratios of chemical functional groups for three carbon fi bers were calculated by X-ray photoelectron spectroscopy (XPS). The wettability of carbon fi bers was analyzed by static contact angle. The mechanical properties and microscopic failure morphology of NOL rings and unidirectional composites were prepared and characterized. The key factors aff ecting the interfacial properties of composites were determined through comparative analysis, which has guiding signifi cance for further improvement of the interfacial properties of composites.Key words: carbon fi bers; surface characteristic; epoxy resin; interface; relationship作者简介：何梅，博士研究生，主要从事碳纤维增强树脂基复合材料研究。
CCF800碳纤维表面粗糙度及对复合材料界面性能的影响
图2 柔性连接体柔性连接器安装弹线定位：根据设计图纸确定线槽走向，从始端至终端弹出线槽边缘线，并根据伸缩缝长度标记出螺栓孔位置。
螺栓孔钻孔：采用φ10钻头进行钻孔，并清理孔内灰层。
柔性连接器安装：橡胶片切割时，应沿凸起线切割，两侧长度应距离伸缩缝边缘不小于胶片边缘应超出扣压钢环片边缘不小于10mm，橡胶片与生产中代替了部分金属材料，成为提升国民经济与国防虽然国产碳纤维生产发展迅速，式中，Zij是表示横坐标为轴坐标，Nx、Ny为X轴和Y式中，τ界载荷，r是碳纤维半径；dF800-1（左）F800-2（中）F800-3（右）图1 CCF800碳纤维表面形貌图129中国设备工程 2023.05 （下）F800-1F800-2F800-3图2 CCF800三维形貌图与二维轮廓图进一步对试验数据进行分析计算，得到每组碳纤维样品表面粗糙度Ra，见表1。
可以发现，3种碳纤维表面平均粗糙度相差较大，CCF800-3碳纤维表面平均粗糙度最大，为30.32Ra/nm，这将有利于其在形成界面时产生的机械啮合作用；CCF800-2碳纤维表面平均粗糙度次之，为25.80Ra/nm；而CCF800-1具有最小的平均粗糙度，为21.10Ra/nm。
表1 碳纤维表面粗糙度碳纤维粗糙度（Ra/nm）CCF800-121.10±2.21CCF800-225.80±2.45CCF800-330.32±5.16从计算结果可以看出，碳纤维的表面粗糙度与在SEM、AFM中观测到的形貌具有较高的一致性，可以相互佐证。
另一方面，3种国产CCF800表面形貌的区别表现在沟槽数量与深浅两个方面。
通过对表面粗糙度的计算，实现了对碳纤维表面形貌进行定量分析。
3.3 单纤维/树脂微球复合材料微观界面性能实验结果在微脱粘实验树脂微球从纤维上剥落的过程中，可以得到单纤维/树脂微球复合材料体系的最大剥脱力F，并通过公式（2）进行计算，得到3种不同国产CCF800a.剥脱前（左）b.剥脱后（右）图3 树脂微球剥脱前后与纤维的结合形态表2 碳纤维增强树脂基复合材料的微观界面剪切强度碳纤维编号界面剪切强度离散系数τ/MPa CV/% CCF800-162.4711.40CCF800-265.1812.93CCF800-368.9812.37。
材料表面与界面-第四章-复合材料的界面及界面优化
复合材料的增强机制及性能
1. 纤维增强复合材料的增强机制
在纤维增强复合材料中，纤维是材料主要 承载组分，其增强效果主要取决于纤维的 特征、纤维与基体间的结合强度、纤维的 体积分数、尺寸和分布。
在纤维增强复合材料中，纤维是材料主要
碳
承载组分，其增强效果主要取决于纤维的 纤
维
特征、纤维与基体间的结合强度、纤维的 体积分数、尺寸和分布。
环氧树脂 / 碳纤维（高弹性）
1240
环氧树脂 / 芳纶纤维（49） 1380
环氧树脂 / 硼纤维（70 % Vf ） 1400-2100
纵向弹性模 量 GPa
6.9
45
145 76
210-280
聚合物基纤维增强复合材料零件
碳纤维增强聚酰亚胺复合材料制航空 发动机高温构件
芳纶刹车片
3. 纤维--金属(或合金)复合材料
1电子显微镜观测法基材表面形貌分析尤其是经表面处理的基材未处理碳纤维的表面形态低温等离子处理碳纤维表面形态增强体材料表面形貌分析氧等离子处理后经80与苯乙烯反应4小时接枝聚苯乙烯分子链的碳纤维照片复合材料的断面形貌分析碳铝复合材料不同界面结合时的强度与断口特征结合状态拉伸强度mpa断口形貌不良结合206纤维大量拔出长度很大呈刷子状结合适中612纤维有拔出现象并有一定长度铝基体有缩颈现象并可发现劈裂状结合稍强470出现不规则断面并可看到很短的拔出纤维结合太强224典型脆断形式平断口2红外光谱与拉曼光谱波长为25m区间的波谱称为红外光谱它是分子键的振动光谱
Al2O3片
(2) 粒子增强复合材料
(3)叠层复合材料。
Al2O3纤维
三、复合材料的命名
（1）以基体为主来命名 例如金属基复合材料。 （2）以增强材料来命名 如碳纤维增强复合材料。 （3）基体与增强相并用 如“C/Al复合材料”即
碳纤维增强树脂基复合材料界面结合强度关键影响因素研究
碳纤维增强树脂基复合材料界面结合强度关键影响因素研究一、本文概述随着科技的不断进步和工程需求的日益提高，碳纤维增强树脂基复合材料因其卓越的力学性能、轻质高强、耐高温、耐腐蚀等特性，在众多领域如航空航天、汽车制造、体育器材等中得到了广泛应用。
然而，碳纤维与树脂基体之间的界面结合强度直接影响了复合材料的整体性能，成为制约其进一步应用的关键因素。
因此，对碳纤维增强树脂基复合材料界面结合强度的关键影响因素进行深入研究，对于提高复合材料的性能、优化其制备工艺具有重要的理论价值和实际应用意义。
本文旨在系统研究碳纤维增强树脂基复合材料界面结合强度的关键影响因素，包括碳纤维表面特性、树脂基体性能、界面相容性、制备工艺参数等。
通过文献综述、实验研究和理论分析相结合的方法，深入探讨各影响因素对界面结合强度的作用机理，揭示其影响规律和内在联系。
在此基础上，提出优化界面结合强度的有效途径和方法，为碳纤维增强树脂基复合材料的制备和应用提供理论支持和技术指导。
二、碳纤维增强树脂基复合材料界面结合强度理论基础碳纤维增强树脂基复合材料（CFRP）的界面结合强度是决定其整体性能的关键因素之一。
界面结合强度不仅影响着复合材料的力学行为，还对其耐久性、热稳定性以及化学稳定性等方面产生深远影响。
因此，深入研究CFRP界面结合强度的理论基础，对于提高复合材料性能、优化制备工艺以及推动复合材料的应用具有重要意义。
在理论上，CFRP的界面结合强度受到多个因素的综合影响。
碳纤维与树脂基体之间的界面化学键合作用是决定界面结合强度的内在因素。
碳纤维表面的官能团与树脂分子之间的相互作用，如范德华力、氢键以及化学键合等，对于提高界面结合强度至关重要。
当碳纤维表面官能团与树脂分子形成化学键合时，能够显著提高界面的粘结强度。
碳纤维表面的物理形貌和化学性质也对界面结合强度产生重要影响。
碳纤维表面的粗糙度、缺陷以及官能团种类等因素，直接影响着树脂在碳纤维表面的浸润和铺展行为。
碳纤维的表面处理技术
碳纤维表面改性技术摘要碳纤维是一种高性能的材料，它在军事及工业等领域已得到广泛的应用，但由于表面结构的不足，而限制其在复合材料中的部分应用，因此，为了提高碳纤维复合材料的界面结合力，目前国内外的多种表面改性技术得到广泛的应用，主要包括氧化处理，表面涂层法，射线、激光辐射改性及其他处理方法等。
关键词碳纤维，表面改性，氧化处理，表面涂层1 前言碳纤维是纤维状的碳素材料，含碳量在85%以上，它是利用各种有机纤维在惰性气体中、高温状态下碳化而制得[1]。
碳纤维具有十分优异的力学性能，具有比强度高、比模量高等优异特性，在国民经济各个领域得到广泛应用。
是目前已大量生产的高性能纤维中具有最高的比强度和最高的比模量的纤维，特别是在2000℃以上的高温惰性环境中，碳材料是唯一强度不下降的物质，是其他主要结构材料（金属及其合金）所无法比拟的。
除了优异的力学性能外，碳纤维还兼具其他多种优良性能，如低密度、耐高温、耐腐蚀、耐摩擦、抗疲劳、震动衰减性高、电及热传导性高、热膨胀系数低、光穿透性高，非磁体但有电磁屏蔽性等。
作为高性能纤维的一种，碳纤维既有碳材料的固有特性，又兼备纺织纤维的柔软可加工性，是先进复合材料最重要的增强材料，已在军事及民用工业的各个领域取得广泛应用，从航天、航空、汽车、电子、机械、化工、轻纺等民用工业到运动器材和休闲用品等。
因此，碳纤维被认为是高科技领域中新型工业材料的典型代表，为世人所瞩目。
碳纤维产业在发达国家支柱产业升级乃至国民经济整体素质提高方面，发挥着非常重要的作用，对我国产业结构的调整和传统材料的更新换代也有重要意义，对国防军工和国民经济有举足轻重的影响[2]。
2 碳纤维的简介碳纤维一般是用分解温度低于熔融点温度的纤维状聚合物通过千度以上固相热解而制成的，其含碳量在85％以上，在热裂解过程中排出其它元素，形成石墨晶格结构。
根据性能的不同可分为高强度、高模量碳纤维，活性碳纤维和离子交换碳纤维。
碳纤维杂化增强体的制备及其对复合材料界面性能的影响
（ 哈尔滨工业 大学化工学 院 ，黑龙江 哈尔滨 １ ５ ０ ０ ０ １ ）
摘 要 ：为 了改 善碳纤维／ 环 氧树脂复合材料 的界面性能 ，使用八缩 水 甘油醚基 多 面体 低聚倍 半硅 氧烷 （ Ｐ Ｏ Ｓ Ｓ ） 作 为偶 联剂 ，
将 碳纳米管 （ Ｃ Ｎ Ｔ ｓ ） 接枝在碳纤 维表面 ，成 功制备 了碳 纤 维／ Ｐ Ｏ Ｓ Ｓ ／Ｃ Ｎ Ｔ ｓ 杂 化增 强体 。通过 ｘ一射线 光 电子能谱 、扫描 电镜 、 动态接触角分 析和单丝拉伸 等测试手段 表征 了杂化增 强体的性能 。测试结 果表 明 ，改性 后 ，Ｐ Ｏ Ｓ Ｓ和 Ｃ Ｎ Ｔ ｓ 均匀 的接枝 在 了碳 纤 维表面 ，纤 维表面粗糙度 明显增加 ，表 面极性官能 团含量和表 面能提高 ，而纤维 单丝强 度并 没有显 著降低 。采用单 丝拔 出 测试表 征了改性前后 复合材料界 面性能 的变化 ，结果表 明 ，杂化接枝 能够有效改善碳 纤维／ 环氧树脂 复合材料的界 面粘 结 ，使 复合材料界面剪 切强度提高 了 １ ０ ５ ％ 。碳纤维 表面浸润性 的提高 、表 面粗糙 度增加 和化 学键 的形 成是 复合材 料界 面性 能改善
碳纤维复合材料的界面改性技术
在 ３０～ ０ ￣ ５ ６０Ｃ。如此 高的温度会使 得纤维 结构 破坏并使 得
纤 维质量减少产生失重 。氧化处理增加 了纤 维表 面积 、 表面
粗 糙度和孔径 ， 维表面粗 糙度 的增加 导致树 脂／ 维复合 纤 纤 材 料剪 切强度的增加 。但 是 ， 这种气 相氧 化十分 剧烈 ， 易对 纤 维本 体产生较大损 伤。如果 能在缓和 的氧化 条件 下得到 较好 的氧化 效果 ， 能够减小 对纤维 的损 伤 ， 会使 气相氧 又 将 化技术得 到进一步 的推广 。１７ ９ ２年 Ｒ Ｓｅ ． ａｈ等 报 道 了关 于Ｃ Ｆ添加少量 氧化 抑制 剂后 （ ： 如 卤素 、 ｏ 及 卤代碳 氢化 ｓ 物等 ） 在空气 中的氧化 。报 道指 出 ， 条件下 氧化温 和而缓 该 慢， 纤维本体损伤小 ， 而纤维 与基体 的界 面粘结 效果得 到显 著提高 。一些含 氧化 合物也能对 Ｃ Ｆ表面 进 行 处 理 并 能 得
侯静强 ， ： 等 碳纤维复合材料 的界 面改性技术
８ ５
碳 纤 维 复 合 材 料 的 界 面 改 性 技 术
侯静 强 张 冠 解廷秀
２ １０ ］ ０ １９ ［ 上海杰事杰新材料 （ 团） 集 纤维（ Ｆ 表 面特有的物理 、 Ｃ） 化学性质及不 同树脂基体 的特性 ， 概述 了国内外关于 Ｃ Ｆ气相氧化 、 液
相反 ， 纤维表 面的一些 碳元 素是不平衡的并具有较高的 反应
碳纤维（ ｒ 是一种高性能 的增强材 料 ， 合材料 中 Ｃ Ｃ） 复 Ｆ 和周围基体树脂间 的界 面性质 与其结 构直 接相关 。这种 界 面结构主要 由 Ｃ Ｆ表面的物理化学性质所决定 ， 其中包括 Ｃ Ｆ 表面化学基团 、 微观形 态 、 表面积 和表 面 自由能等 。由于 生 产过程 中 Ｃ Ｆ经过 高温惰性 气体 中的炭 化处理 ， 随着 非碳元
碳纤维／环氧复合材料界面优化研究进展
入手 ，研 究 已取得一 定进展 ；但亟 需在界 面作 用机 理 、界 面改善 处理的工业化生 产、纳米材料 改性 的技 术难题等 方面期待
突破 。
关键词 ： 复合 材料 ；碳纤维；环氧；界面优 化；研究进展 中 图分类号 ：Ｖ ２ ５ ８ 文献标 识码 ：Ａ 文章编号 ：１ ０ ０ ７ — ９ ８ １ ５（ ２ ０ １ ３ ）０ ３ — ０ ０ ３ ９ — ０ ７
ａ ｓ ｐ ｅ ｃ ｔ ｓ ，ｓ ｕｃ ｈ ａ ｓ ｔ ｈ ｅ ｉ ｎ ｔ ｅ ｒ ｆ ａ ｃ ｅ ａ ｄ ｈｅ ｓ ｉ ｏ ｎ ｔ ｈ ｅ ｏ ｒ ｉ ｅ ｓ ，ｃ ａ ｒ ｂｏ ｎ ｉｂ ｆ ｅ ｒ ｓ ｕｒ ｆ ａ ｃ ｅ ｍｏ ｄ ｉ ｉｃ ｆ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ，ｅ ｔ ｃ ．Ｉ ｔ ｉ ｓ ｄ ｅ ｍｏ ｎｓ ｔ ｒ ａ ｔ ｅ ｄ ｔ ｈ ａ ｔ
１ ０ ０ ０ ９ ５ ） （ 北京航 空材料研 究院 ，北京
摘
要： 从界 面粘合 理论 、碳 纤维表面改性、树脂基体改性等方 面对碳纤维／ 环氧复合 材料界 面性能的研 究进展 进行 了综述。
表 明界 面对碳 纤维／ 环 氧复合 材料 充分发挥 其优 异性能起 关键作 用，其界面优化设计主要从碳 纤维表 面改性和树脂增韧 改性
第３ ８ 卷 第３ 期
２ ０ １ ３ 年６ 月
高科 技 鲜 雅 与 应 用
Ｈｉ — Ｔ ｅ ｃ ｈ Ｆ ｉ ｂ ｅ ｒ ＆ Ａｐ ｐ ｌ ｉ ｃ ａ ｔ ｉ ｏ ｎ
Ｖｂ ｌ － ３ ８ ＮＯ ． ３
Ｊ ｕ ｎ． ２ ０１ ３
碳纤维／ 环氧复合材料界面优化研究进展
杨 玲
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复合材料的界面形成过程 (formation of the interface of composites)
PMC、MMC、CMC、C/C等复合材料体系对界面要求各不相同，它们的 成型加工方法与工艺差别很大，各有特点，使复合材料界面形成过程十 分复杂，理论上可分为三个阶段。 （1）第一阶段：增强体表面预处理或改性阶段。
体积分数均为 5.0% 的 涂 层 与 未涂层短碳纤 维增强镁基复 合材料的拉伸 断口形貌图
碳纤维非氧化处理：主要用于C/C复合、CMC、MMC复合体系。
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碳纤维表面的含氧官能团的数量起着决定性作用， 数量越多结合力越强。碳纤维表面含氧官能团主要有羧 基、羟基和羰基等。
碳纤维表面官能团与树脂之间相互作用示意图
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臭氧氧化法
臭氧氧化法： 碳纤维表面的不饱和状态的碳原子进行氧化，使 其生成含氧官能团。
CF 表面转变为亲液性表面，与基体环氧树脂溶液的接触角减 小，并与基体树脂的环氧基发生化学反应。
臭氧氧化法
断面有拔出的裸露纤维 （未经表面处理）
拔出的碳纤维粘结成簇 （经O3表面处理）
阳极氧化法
阳极氧化法:采用电化学氧化法对PAN基碳纤维进行连续表面处理， 碳纤维表面的不饱和状态的碳原子进行氧化，使其生成含氧官能团。碳 纤维表面的羟基数量显著增加，提高活性碳原子数与非活性碳原子数比， 使碳纤维复合材料的层间剪切强度提高49%。
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界面残余应力
1）热残余应力 热膨胀系数的不同、环境温度的变化是多组分材料存在热残余
应力的根本原因。 高性能树脂基复合材料多半高温固化成型，成型温度与使用温
度有很大差别；增强纤维与基体间热膨胀系数也存在很大差异。 2）固化残余应力 环氧、酚醛、不饱和聚酯、聚酰亚胺等树脂，在固化过程中都
伴随着体积收缩。 纤维具有较高模量，树脂基体的固化收缩会在材料内部形成很
I.界面的固定（亚稳态、非平衡态） II.界面的稳定（稳态、平衡态）
在复合材料界面形成过程中涉及： a.界面间的相互置换：如，润湿过程是一个固-液界面置换固-气 表面的过程。 b.界面间的相互转化：如，固化过程是固-液界面向固-固界面转 化的过程。
后处理过程：固-固界面自身完善与平衡的过程。
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复合材料界面结构与性能特点
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复合材料界面的控制
❖ 复合材料界面的控制是通过界面粘合状态、界面层特性的调 整及控制以使复合材料达到最佳的综合(如强度、韧性等方面) 性能。 ❖ 孤立地将界面认为是零厚度的二维面，仅考虑该面两侧的粘 接问题是远远不够的。 ❖ 界面是具有一定厚度的、存在于增强纤维与树脂基体之间的 过渡区。 ❖ 探讨界面层所需的性能，调整界面相结构，来控制复合材料 的性能。
在脆性纤维-脆性基体复②合最体佳系的中界，面强结的构界和面状结态合往往导致各组元相 中及相间的应力集中和脆性断裂、破坏形式单一，不涉及界面破坏， ③ 与界面相联系的理想的 其能量耗散仅限于产生新的断裂表面。 微观破坏机制
弱的界面结合强度有时能带来材料整体高的力学强度和韧性。可以发 生多种界面破坏形式（如纤维拔出、脱粘、应力再分配等），从而消 耗大量的外界功，提高材料的强度和韧性，避免脆性断裂或灾难性破 坏。
金属基复合材料(也包括许多陶瓷基复合材料)：在制造过程中，纤 维与熔融金属要么不浸润，一旦浸润就发生严重的界面反应，导致 纤维的损伤和复合材料性能的降低。
金属基复合材料的界面控制研究多数集中于在增强纤维表面预先涂 层，以改善与基体的浸润同时起到防止不良界面反应发生的阻挡层 作用。
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碳纤维的表面处理
碳纤维的结构与性能 对有机纤维进行预氧化、碳化等工艺处理、除去有机纤维中碳以外的元
素、形成聚合多环芳香族平面结构。碳纤维的分子结构介于石墨和金刚石之 间，是一种含碳量在90%左右的无机高分子纤维。 石墨层片微晶原纤碳纤维单丝
普通型
高强度型
高弹性模量型
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碳纤维的表面处理
密度1.8～2.1g／cm3，但强度却可以与普通钢相比，它的密度不足钢的 1/4，但强度可以比钢高十倍；具有高比强度、高比模量、高导电导热、耐 高温、耐腐蚀、耐疲劳、抗蠕变、热膨胀系数小等一系列优异性能。
3840cm-
1
1770cm-1
1590cm-1
工艺2:碳纤维置于浓硝酸中,水浴 加热至80℃,恒温10min,然后洗涤,过 滤,干燥。
工艺1:碳纤维置于水中,水浴加热 至80℃,恒温10min,然后过滤,干燥。 谱带扁平,未见明显的特征峰
化学沉积涂层
化学沉积镍涂层（MMC）： 采用涂层短碳纤维为增强体的镁基复合材料的断口较为平整，纤维 拔出较少并且只出现了较少的微裂纹；而未涂层短碳纤维增强的镁基复 合材料的断口上出现了较多的微裂纹。 微裂纹的出现可能是由于碳纤维与基体之间的润湿性较差，在受到 外加应力时容易产生界面脱粘所致。
碳纤维电化学表面处理前后XPS表面化学分析结果
液相表面氧化法
1770cm-1峰为C=O振动峰,在酸性条件下氧化,此峰应为羧酸峰； 1590cm-1峰为C=C振动峰,应为芳核； 3840cm-1峰有可能是O-H振动峰,但是它稍微偏离了正常的O-H伸缩 振动频率范围(3700cm-1～3100cm-1) 。
I.界面设计与控制的重要手段 II.改性层成为最终界面层的重要组成部分 III.为第二阶段作准备
（2）第二阶段：增强体与基体在一组份为液态（或粘流态）时的接触与 浸润过程。
I.接触—吸附与浸润—交互扩散—化学结合或物理结合。化学结 合可看作是一种特殊的浸润
II.界面形成与发展的关键阶段
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（3）第三阶段：液态（或粘流态）组分的固化过程，即凝固或化学反应。
C. 界面的比表面积或界面相的体积分数很大（尤其是纳米复合材料） 界面效应显著（复合材料复合效应产生的根源）；
D. 界面缺陷形式多样（包括残余应力）(residual stress)，对复合材料性 能影响十分敏感。
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PMC界面区域示意图 1-外力场； 2-树脂基体； 3-基体表面区； 4-相互渗透区； 5-增强剂表面区； 6-增强剂
纤 维 处 理
非氧化处理
① 氧等离子气体的干法氧化 ② 化学或电解进行的湿法氧化
① 表面沉积无定型碳 ② 化 学 气 相 沉 积 （ CVD ） 法 加 涂 碳 化 硅、碳化硼、碳化铬等 ③等离子体气体聚合及共聚涂层改性 ④ 高效晶须化
碳纤维氧化处理：
①能改善碳纤维表面与基体的浸润性、相容性 ②能在表面形成许多活性官能团，这些官能团能与树脂基体形成 化学键合。
碳纤维复合材料的表界面
复合材料的界面形成过程与现象
界面现象：复合材料是由性质和形状各不相同的两种或两种以上材料 组元复合而成的，在两种材料之间——界面相。
界面现象：① 表面吸附作用与浸润 ② 扩散与粘结（含界面互穿网络结构） ③ 界面上分子间相互作用力（范氏力和化学键合力）
界面的粘结强度是衡量复合材料中增强材料与基体间界面结合状态的 一个指标。对于结构复合材料而言，界面粘结强度过高或过弱都不利于 材料的力学性能。
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界面的功能与设计(design and control of interlayer)
界面具有双重功能: ① 传递应力——需要一定界面结合强度，但不是愈高愈好； ② 界面破坏——界面结合愈弱，界面破坏形式愈丰富，能量耗散愈 多，高的界面粘接强度，不一定带来材料整体的高强度和高韧性。 因此，要求界面： ① 适宜的粘接强度
structure and property characters of the interlayer
A. 非单分子层，其组成、结构形态、形貌十分复杂、形式多样 界面区至少包括： 基体表面层、增强体表面层、基体/增强体界面层三个部分；
B. 具有一定厚度的界面相（层），其组成、结构、性能随厚度方向 变化而变化，具有“梯度”材料性能特征；
大的固化收缩应力，这将导致材料过早脱黏破坏或脆性断裂。
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界面残余应力的作用与消除
根据能量最低原理，复合材料界面处的残余应力时刻有释放的趋势。 当界面应力大于基体的屈服强度时，界面应力就以基体的塑性变形
被松弛掉。 材料在使用过程中，界面应力和外界应力共同作用就会在材料薄弱
部分产生局部裂纹，大量局部裂纹的张开松弛了部分界面应力。 当材料本身不能抵抗界面应力作用时，界面应力就要以材料失稳或
破坏得到松弛。。
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界面化学反应及界面稳定性控制
树脂基复合材料：界面化学反应对于改善纤维与基体间的黏合性能 是极为有利，界面黏合强度的增加可使纤维的增强效果得以更好地 发挥，纤维表面处理技术就是竭力促使界面的化学反应发生。
石墨微晶在整个碳纤维中的分布是不均匀的，碳纤维由外皮层和芯层两 部分组成，外皮层和芯层之间是连续的过渡层。碳纤维的截面图如图所示。
皮层的微晶尺寸大，排列有 序整齐，结构均匀；芯层微晶尺 寸较小，排列无序，结构不均匀； 过渡层的性能则介于皮层和芯层 之间。
皮层 芯层
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碳纤维的表面处理
碳 氧化处理