碳纤维增强树脂基复合材料具有比强度高、比模量高、质量轻、抗疲劳、可设计等优势^[1]，已被广泛地应用于航空航天领域^[2-5]。经过多年攻关，国产T300级碳纤维已进入产业化生产，逐步实现自主保障^[6-7]。由于新一代飞机性能的大幅提高，飞机结构对高性能碳纤维及其复合材料提出了更迫切的需求。T800和IM系列高强中模型碳纤维已成为主流复合材料增强体^[8]，在美国等发达国家的航空装备中大量应用，极大提高了航空装备的性能。目前我国已突破T800级碳纤维的关键制备技术，实现工程化生产，在高性能碳纤维产业化方面实现了零的突破。

碳纤维复合材料是由碳纤维、树脂基体以及两者之间的界面相组成。碳纤维作为增强体，起着主要承载作用，碳纤维的表面特性和微观结构对碳纤维自身力学性能甚至复合材料力学性能都有着显著的影响^[9-14]。树脂基体主要起连接增强相和传载作用，界面是连接碳纤维与树脂基体的桥梁，也是外部载荷从树脂基体向碳纤维传递的纽带。因此伴随着高性能碳纤维国产化进程，研发与高性能碳纤维相匹配的树脂基体也成为实现先进材料国产化的关键环节，只有碳纤维/树脂二者匹配合理才能充分发挥复合材料的综合力学性能优势^[15]。而深入开展不同级别国产高性能碳纤维的评价表征及高性能碳纤维复合材料的力学性能研究，对推进国产高性能碳纤维的研制，提升国产复合材料性能具有重要意义。

本工作以某国产T800级碳纤维A和日本东丽T800H碳纤维为研究对象，从微观形貌和表面化学特性两方面对两种碳纤维进行表征，测试两种碳纤维与高韧性环氧树脂基体复合后的力学性能，分析两种碳纤维复合材料的界面性能和湿热性能，以期为国产高性能碳纤维复合材料的应用提供基础数据。

1 实验材料与方法 1.1 原材料

国产T800级碳纤维CCF800，记为碳纤维A；日本东丽T800H碳纤维。碳纤维的基本性能见表 1。复合材料的树脂基体为环氧树脂AC531，中航复合材料有限责任公司制备。

1.2 测试方法 1.2.1 扫描电子显微镜(SEM)

采用JSM-6010LA扫描电子显微镜观察碳纤维表面形貌和复合材料断口处的形貌，测试之前对样品进行喷金处理。

1.2.2 原子力显微镜(AFM)

采用Solver P47型原子力显微镜进行碳纤维表面形貌观察，将碳纤维单丝用双面胶固定在载玻片上面，使碳纤维保持伸直状态，扫描范围为5 μm×5 μm。

1.2.3 X射线光电子能谱仪(XPS)

采用ESCALAB250型X射线光电子能谱仪测试碳纤维表面的元素组成和表面官能团。X射线器为单色器AlKα(200 W)，用C1s(结合能E=285.0 eV)做标准，首先进行宽谱扫描，然后对C峰、O峰、N峰和Si峰分别进行高精度窄谱扫描，确定碳纤维表面的化学元素含量。C谱以285.0 eV校准，通过有机化合物中不同C1s的化学位移来确定碳纤维表面的官能团^[16]。

1.2.4 力学性能测试

碳纤维复合材料采用预浸料热压罐成型工艺，室温下抽真空，加压至0.6 MPa，180 ℃保温3 h，制得复合材料层合板，国产碳纤维复合材料记为M-A，东丽T800H碳纤维复合材料记为M-T800H，最后压板裁切成相应的试样。首先在室温干态条件下开展复合材料室温力学性能测试。复合材料的拉伸性能依据ASTM D 3039测试，0°压缩性能依据SACMA 1R-94测试，层间剪切性能依据ASTM D 2344测试，开孔压缩性能依据ASTM D6484测试。然后开展复合材料湿热性能测试，即复合材料在(71±5) ℃水浸(336±6) h后，测试其在82 ℃和130 ℃等高温湿态条件下的力学性能。

2 结果与分析 2.1 碳纤维形貌特征

通过扫描电子显微镜(SEM)对国产碳纤维A和东丽T800H碳纤维进行表面形貌观察，图 1为两种碳纤维的表面形貌图。可以看出，与东丽T800H相同，国产T800级碳纤维A表面存在明显的轴向沟槽，这些沟槽是在湿法纺丝工艺条件下原丝成型过程中形成并遗传给碳纤维的^[17]，说明国产碳纤维A也是采用湿法纺丝工艺制备的。

原子力显微镜(AFM)不仅可以获得国产碳纤维A表面的二维和三维形貌图，而且可以量化分析碳纤维表面粗糙度，是研究碳纤维表面形貌的重要手段。碳纤维A和东丽T800H碳纤维的AFM三维形貌如图 2，由图 2可以看出，湿法纺丝工艺制备的两种碳纤维表面都有上浆剂颗粒的存在，且沿纤维轴向有大量沟槽，在三维图上可清晰地看出“山脊”与“山凹”形貌。其中东丽T800H碳纤维表面沟槽分布深浅不一，而国产碳纤维A表面沟槽深度较均匀。

由AFM三维形貌图通过Nano Scope分析软件可计算出碳纤维表面粗糙度，得到国产碳纤维的平均粗糙度，见表 2。由计算结果得知，两种碳纤维因为表面沟槽的存在，表面粗糙度较大，碳纤维A和东丽T800H碳纤维的表面粗糙度值分别为28.9 nm和31.8 nm。考虑到数据的离散性，两种纤维的表面粗糙度差异并不大。根据复合材料界面的黏结理论，碳纤维表面粗糙度大，有利于增强碳纤维与树脂基体间的机械啮合力，一定程度上可以提高复合材料界面性能^[16]。而且碳纤维表面粗糙度越大，会增大纤维的表面积，碳纤维表面能也将随着表面积的增大而增大^[18]。碳纤维表面自由能是描述和决定碳纤维表面性质的重要参数，碳纤维表面能越大，越容易被液体润湿。即碳纤维表面粗糙度大，对改善碳纤维的浸润性是有利的。因此，仅从碳纤维表面粗糙度的角度来推测，与同一种树脂复合，两种碳纤维与树脂间的机械啮合力差距不大，且对同一种树脂的浸润性能也极为相近。不过表面沟槽的存在会增加表面缺陷，在一定程度上将影响碳纤维本身的力学性能。

2.2 碳纤维表面化学组成

采用X射线光电子能谱仪(XPS)测试两种碳纤维的表面化学组成，如图 3所示。碳纤维表面元素种类及含量列于表 3。与东丽T800H碳纤维相比，国产碳纤维A表面不仅有碳元素、氧元素、硅元素，还有少量的氮元素和硫元素。两种碳纤维表面的主要元素都为碳元素和氧元素。

根据化学键理论，碳纤维表面的化学活性基团能直接影响碳纤维和树脂的亲和性。碳纤维表面活性基团浓度高，有利于碳纤维与树脂基体形成较强的次价键吸引和化学键结合，从而提高复合材料的界面性能^[19]。碳纤维表面的化学反应活性与其活性基团的浓度密切相关，而这些活性基团主要为羟基、羧基和环氧基团等含氧官能团，故碳纤维表面的O/C比(氧元素与碳元素比值)可以反映碳纤维的化学活性^[20]，O/C比越高，碳纤维表面活性越大。从表 3中可以看出，两种碳纤维的O/C比非常接近，可以认为国产碳纤维A的化学活性与东丽T800H碳纤维相当，两种碳纤维与树脂间的化学键结合作用差距不大，有利于国产碳纤维A与树脂复合后的材料也具有良好的界面性能。

如图 4所示，根据XPS分峰理论还得到碳纤维表面C1s元素的XPS拟合峰，进而计算碳纤维的碳元素含量及基团分布。碳纤维的C1s拟合分峰所包含的官能团及其含量如表 4所示。与C原子或H原子相连的碳原子属于惰性碳原子，由峰1获得。与O原子相连的碳原子属于活性碳原子，可由峰2、峰3和峰4获得。由表 4可知，两种碳纤维表面都是惰性碳原子占据主要地位。国产碳纤维的活性碳原子主要以羟基(—C—OH, —C—OR)和羰基(—CO)的形式存在，而东丽T800H碳纤维表面的活性碳原子主要以羟基(—C—OH, —C—OR)、羰基(—CO)和羧基(—COOH)的形式存在。与东丽T800H碳纤维相比，国产碳纤维A表面官能团中的羰基比例稍高，羟基比例较低，且未发现羧基。

2.3 复合材料力学性能 2.3.1 室温力学性能

碳纤维的力学性能是碳纤维研制过程中极其重要的指标，也是碳纤维作为先进复合材料增强体的优势所在。图 5为两种碳纤维复合材料理论拉伸强度与实际拉伸强度对比图，图中复合材料理论拉伸强度值是利用混合定理，通过复合材料纤维体积分数与相应碳纤维的拉伸强度计算得到。从表 1和图 5发现，受碳纤维自身强度的影响，国产碳纤维复合材料M-A的理论拉伸强度和实际拉伸强度均相对较高，实际拉伸强度可达2587 MPa，略高于东丽纤维复合材料M-T800H的实际拉伸强度2483 MPa。

复合材料力学性能受控于碳纤维和树脂基体的性能，也与纤维和树脂间的界面密切相关。通过复合材料理论拉伸强度值和复合材料实际拉伸强度可得纤维性能转化率：

(1)

式中：η为纤维性能转化率，%；σ_f为碳纤维拉伸强度，MPa；V_f为纤维体积分数，%；σ_c为复合材料实际0°拉伸强度，MPa。

纤维性能转化率是复合材料的实际拉伸强度相对于理论拉伸强度的保持率，也可以作为衡量复合材料界面结合强弱的因素之一^[21]。经计算复合材料M-A和M-T800H的实际拉伸强度保持率分别为79.7%和78.0%。由复合材料M-A转化率略高于复合材料M-T800H的转化率，可推测复合材料M-A也具有良好的界面性能，而良好的界面可以有效地将载荷从树脂传递到碳纤维，从而使碳纤维发挥最大的承载作用。两种复合材料的保持率仅接近80%，这与很多影响因素有关，除碳纤维自身的力学性能外，碳纤维的加工工艺性、树脂基体的性能、碳纤维与树脂基体之间的界面匹配性以及复合材料制备工艺等都会对复合材料力学性能造成影响，使得复合材料的实际拉伸强度保持率低于理论上的100%。

为分析国产碳纤维A与树脂间的界面性能，对室温条件下的M-A和M-T800H两种复合材料0°压缩强度、层间剪切强度和90°拉伸强度进行测试。在树脂基体相同的情况下，层间剪切强度、0°压缩强度和90°拉伸强度可表征碳纤维和树脂基体的界面性能。如图 6所示，两种复合材料的0°压缩强度、层间剪切强度和90°拉伸强度值均基本相当，说明国产碳纤维复合材料M-A界面性能良好，这与国产碳纤维A具有相对较高的表面粗糙度和较高的活性基团含量是分不开的，进一步表明碳纤维表面粗糙度引起的机械啮合作用和碳纤维表面活性基团引起的极性和化学键作用对复合材料界面性能都具有显著的影响。

2.3.2 湿热性能

湿热环境对复合材料力学性能的影响一直是材料研制和结构设计人员关注的重点之一。两种复合材料M-A和M-T800H在高温湿态条件下的基本力学性能如图 7所示。由图 6和图 7可见，在温度和湿度的共同作用下两种复合材料层间剪切强度和90°拉伸强度明显下降，如M-A复合材料的层间剪切强度从105 MPa降至54 MPa，其层间剪切强度保持率在51.4%，M-A复合材料的90°拉伸强度则从62.4 MPa降至26.4 MPa，其90°拉伸强度保持率在42.3%。这是因为温湿共同作用下，一方面吸湿会使树脂基体中的高分子链段被打断，另一方面温度的升高又使得高分子链段具有更高的能量而变得不稳定，其变化机理表现为水分子进入基体后通过溶胀作用使基体发生增塑，为链段运动提供了所需的自由体积，使树脂性能进一步降低^[22-24]。因此在湿热条件下复合材料界面性能下降明显，而且湿热对复合材料90°拉伸强度的影响要大于对复合材料层间剪切强度的影响。

由图 6和图 7可见，室温条件下两种复合材料的层间剪切强度值非常接近，但130 ℃湿态条件下的复合材料M-A的层间剪切强度54 MPa，保持率在51.4%，而130 ℃湿态条件下复合材料M-T800H层间剪切强度43.7 MPa，保持率在42.4%。显然，国产碳纤维复合材料M-A在130 ℃湿态条件下的层间剪切强度值高于50 MPa，且保持率仍可达到50%以上，说明国产碳纤维复合材料M-A具有良好的湿热性能。东丽T800H复合材料层间剪切强度保持率较低，可能与两种碳纤维表面活性基团的细微差别有关，东丽T800H碳纤维表面的羟基和羧基比例相对略高，对湿热条件更敏感^[25]。由图 7还可知，室温条件下和130 ℃湿态条件下的两种复合材料的90°拉伸强度值都基本相当，130 ℃湿态下复合材料M-A的90°拉伸强度保持率为42.3%，略高于复合材料M-T800H的37.7%，也表明与东丽T800H复合材料相比，复合材料M-A湿热性能良好。

采用SEM进一步分析国产碳纤维复合材料M-A的断面形貌，见图 8。由图 8可见，复合材料M-A体系中树脂对国产碳纤维浸润状态良好，国产碳纤维表面有大量的树脂块，说明国产碳纤维与树脂基体之间的界面结合较强。湿热处理后复合材料M-A的纤维表面覆盖的树脂块有所减少，体现出湿热对复合材料界面性能的影响。但碳纤维表面仍附着少量树脂，未出现纤维表面完全裸露现象，说明复合材料M-A在高温湿态条件下仍能保持较好的界面结合。因此进一步证明国产复合材料M-A具有良好的界面性能及湿热性能。

开孔压缩强度评定含孔层压板承受载荷的能力，是树脂基复合材料韧性评定指标之一^[24]。航空装备在役期间的飞行环境会发生温湿度的周期性改变，考察湿热条件下复合材料韧性对航空装备的选材具有重要意义，通过复合材料的开孔压缩强度结果可进一步分析复合材料的湿热性能。由图 9可见，复合材料M-A开孔压缩强度随着测试温度的升高而逐渐降低。与干态条件相比，吸湿后的复合材料M-A在同样测试温度下的开孔压缩强度还会进一步降低，说明湿态对复合材料开孔压缩强度的影响大于高温对其性能的影响。从图 9中还可知，在130 ℃湿态条件下，复合材料M-A的开孔压缩强度保持率仍在75.4%，略高于M-T800H的开孔压缩强度保持率73.5%，这表明国产碳纤维复合材料M-A在经历湿热条件后其韧性仍能保持较高值。

3 结论

(1) 国产碳纤维A采用湿纺工艺，表面粗糙度和表面化学活性均与东丽T800H碳纤维较为接近，室温条件下国产碳纤维复合材料的界面性能与东丽T800H碳纤维复合材料基本相当。

(2) 在高温湿态条件下，国产碳纤维复合材料M-A层间剪切强度、90°拉伸强度和开孔压缩强度的保持率均略高东丽碳纤维复合材料M-T800H，说明国产碳纤维复合材料M-A的湿热性能良好。