龔 亮，薛利利

(1 西安工程大學(xué) 國(guó)有資產(chǎn)管理處，西安 710048；2 西安工程大學(xué) 紡織科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048)

纖維增強(qiáng)樹脂基復(fù)合材料具有強(qiáng)度高、比剛度高、結(jié)構(gòu)可設(shè)計(jì)性強(qiáng)、耐腐蝕、抗疲勞性能好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶、汽車等領(lǐng)域[1-2]。尤其在航空航天領(lǐng)域，復(fù)合材料在戰(zhàn)機(jī)上的使用從最初的非承力結(jié)構(gòu)件發(fā)展到次承力和主承力結(jié)構(gòu)件，從簡(jiǎn)單結(jié)構(gòu)發(fā)展到結(jié)構(gòu)-功能一體化結(jié)構(gòu)，不僅顯著降低成本，且明顯減輕機(jī)身的質(zhì)量，提高航空器的發(fā)射效率[3]。碳/玻璃纖維混雜不僅在力學(xué)性能上可以做到不同纖維間性能取長(zhǎng)補(bǔ)短，使之具有優(yōu)異的力學(xué)性能，而且可以通過CF和GF的混雜排布、編織，使材料表面輸入波阻抗和自由空間波阻抗匹配，減少入射波的反射，是一種典型的結(jié)構(gòu)-功能一體化復(fù)合材料[4-7]。

高速戰(zhàn)機(jī)在飛行過程中與大氣摩擦，能使機(jī)身表面溫度高達(dá)180 ℃以上[8]。長(zhǎng)期服役在這樣的高溫環(huán)境下會(huì)造成復(fù)合材料發(fā)生物理、化學(xué)變化，即老化，從而導(dǎo)致復(fù)合材料的性能下降，影響飛行器的服役壽命[9]。樹脂基復(fù)合材料的熱氧老化主要包括基體熱氧老化和纖維/基體界面的熱氧老化[10-11]。熱氧老化引起的樹脂基體體積的不斷收縮[12-13]以及纖維和基體的熱膨脹系數(shù)不匹配造成的熱應(yīng)力最終導(dǎo)致材料內(nèi)部微裂紋的產(chǎn)生[14-15]，這些微裂紋隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)不斷擴(kuò)展，會(huì)為氧氣進(jìn)入材料內(nèi)部提供通道，從而加速材料的熱氧老化進(jìn)程，進(jìn)而導(dǎo)致材料力學(xué)性能的下降。對(duì)于傳統(tǒng)的層合復(fù)合材料，這些裂紋的數(shù)量會(huì)不斷增多，且會(huì)沿層間不斷擴(kuò)展，使材料發(fā)生分層破壞。三向正交復(fù)合材料由于厚度方向上有Z向紗的存在，能有效阻礙分層破壞的發(fā)生[16-17]。目前，關(guān)于聚合物基復(fù)合材料(polymer matrix composites,PMCs)的熱氧老化研究已有幾十年的歷史，但對(duì)混雜復(fù)合材料的研究甚少[18-20]。

表征層合復(fù)合材料剪切性能的常用方式是短梁剪切。但是，材料往往發(fā)生的不是單一的剪切破壞，而是多種破壞模式，短梁剪切無法反映三向正交復(fù)合材料的層間性能[21-22]。而Shokrieh等[23]采用雙切口實(shí)驗(yàn)證明，石墨烯增強(qiáng)碳纖維層合復(fù)合材料易發(fā)生單一的分層破壞。彎曲實(shí)驗(yàn)不僅是一種制樣簡(jiǎn)單、容易操作的實(shí)驗(yàn)方法，且復(fù)合材料內(nèi)部任何一個(gè)環(huán)節(jié)薄弱，都會(huì)造成彎曲性能的下降，因此在復(fù)合材料的工藝控制、質(zhì)量檢驗(yàn)等方面被廣泛應(yīng)用[24-25]。本工作采用雙切口剪切實(shí)驗(yàn)和彎曲實(shí)驗(yàn)研究三向正交碳/玻璃纖維/雙馬復(fù)合材料(簡(jiǎn)稱為三向正交復(fù)合材料)相對(duì)于層合碳/玻璃纖維/雙馬復(fù)合材料(簡(jiǎn)稱為層合復(fù)合材料)在熱氧老化后的增強(qiáng)、增韌機(jī)理。此外，航空航天關(guān)鍵組件的性能退化會(huì)為其后續(xù)使用帶來安全隱患，本工作擬在掌握三向正交復(fù)合材料熱氧老化機(jī)理和性能變化的基礎(chǔ)上，選用“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”預(yù)測(cè)三向正交復(fù)合材料，特別是混雜纖維復(fù)合材料在熱氧環(huán)境下的強(qiáng)度，并用實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)對(duì)可靠度進(jìn)行驗(yàn)證。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)原料和復(fù)合材料的制備

由日本東麗公司生產(chǎn)的T800-12K碳纖維和陜西華特新材料有限公司生產(chǎn)的S-12K，S-6K玻璃纖維作為增強(qiáng)體，江蘇常熟恒神股份有限公司生產(chǎn)的BH301型雙馬樹脂作為基體。三向正交碳/玻璃纖維混雜織物(簡(jiǎn)稱為三向正交織物)和對(duì)應(yīng)的層合碳/玻璃纖維混雜織物(簡(jiǎn)稱為層合織物)的織造工藝參數(shù)如表1所示，其結(jié)構(gòu)示意圖如圖1所示。三向正交織物是在西安工程大學(xué)自制的氣動(dòng)臥式三維立體織機(jī)上織造而成，上下各兩層，采用S-12K玻璃纖維，中間五層采用碳纖維，其余四層和Z向紗均采用S-6K玻璃纖維。層合織物由經(jīng)密為5根/cm的碳纖維單向帶和玻璃纖維單向帶按照設(shè)計(jì)要求鋪層形成。

表1 三向正交織物和層合織物的織造工藝參數(shù)

圖1 三向正交織物(a)和層合織物(b)的結(jié)構(gòu)示意圖

本工作采用真空輔助樹脂傳遞模塑(vacuum assisted resin transfer molding, VARTM)成型工藝制備兩種復(fù)合材料。首先，清理模具表面，涂敷脫模劑，準(zhǔn)備耗材，包括密封條、注膠管、三通接頭等。然后，將三向正交織物和層合織物裁剪為250 mm×180 mm×4 mm的尺寸，保證預(yù)制件表面平整且無雜質(zhì)。將處理好的預(yù)制件放入干燥箱進(jìn)行干燥，去除預(yù)制件中所含的多余水分，方便稱量得到預(yù)制件的質(zhì)量。之后將織物放入模具中，布置好密封條，接好注膠管等耗材后，抽取真空并檢測(cè)模具密封性。加壓將樹脂導(dǎo)入模具，直至樹脂充滿整個(gè)模具，完全浸漬預(yù)制件，停止導(dǎo)入。執(zhí)行固化機(jī)制(180 ℃/3 h+230 ℃/3 h)。復(fù)合材料固化結(jié)束后需經(jīng)過一段時(shí)間的降溫，之后在室溫下放置一段時(shí)間，釋放加工過程中產(chǎn)生的預(yù)應(yīng)力，保證得到成型良好且具有穩(wěn)定力學(xué)性能的復(fù)合材料。最后，按照各實(shí)驗(yàn)用樣尺寸要求將大塊三向正交復(fù)合材料和層合復(fù)合材料在水切割機(jī)上切割成所需大小即可。

1.2 熱氧老化實(shí)驗(yàn)

根據(jù)ASTM D3045-1992標(biāo)準(zhǔn)，將切割好的復(fù)合材料試樣置于HQL-50高溫?fù)Q氣老化實(shí)驗(yàn)箱中。本工作選擇的老化溫度為200 ℃，老化時(shí)間為10天，30天，90天，120天，180天。待試樣老化結(jié)束，將其自然冷卻至室溫后，放入密封袋中，防止多余水分進(jìn)入。

1.3 性能表征

1.3.1 傅里葉紅外光譜分析

采用Spotlight 400傅里葉紅外光譜儀測(cè)定雙馬樹脂基體熱氧老化前后的化學(xué)結(jié)構(gòu)變化，使用微衰減全反射模式，測(cè)量范圍為4000～400 cm-1。

1.3.2 表面形貌觀測(cè)

采用VHX-5000超景深三維顯微系統(tǒng)對(duì)老化前后復(fù)合材料表面形貌的變化進(jìn)行觀測(cè)，分析熱氧老化不同時(shí)間導(dǎo)致的裂紋數(shù)量和大小的變化。之后，觀測(cè)經(jīng)過剪切破壞和彎曲破壞后的試樣斷裂模式的變化，分析熱氧老化對(duì)材料破壞形貌的影響。此外，采用Quanta-450-FEG場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡定性觀察熱氧老化前后纖維/基體界面結(jié)合情況。

1.3.3 失重分析

采用精度為10-5g的電子天平對(duì)熱氧老化前后的試樣進(jìn)行稱重測(cè)量，每種熱氧老化條件下的試樣測(cè)量3次，最終結(jié)果取平均值。質(zhì)量損失率按照式(1)計(jì)算。

(1)

式中：Mt為失重率；m0和mt分別為試樣的初始質(zhì)量與老化t天后的質(zhì)量，g。

1.3.4 雙切口剪切性能測(cè)試

根據(jù)ASTM D3846標(biāo)準(zhǔn)在萬能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試復(fù)合材料熱氧老化前后的層間性能，采用位移加載方式，加載速率為1.3 mm/min，測(cè)試示意圖如圖2所示。試樣尺寸為79.5 mm×12.7 mm×4 mm，實(shí)驗(yàn)結(jié)果為3個(gè)試樣結(jié)果的平均值。

圖2 雙切口剪切測(cè)試示意圖

1.3.5 彎曲性能測(cè)試

根據(jù)GB/T 1449-2005標(biāo)準(zhǔn)在萬能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試復(fù)合材料熱氧老化前后的彎曲性能，采用位移加載方式，加載速率為2 mm/min，試樣尺寸為80 mm×15 mm×4 mm，實(shí)驗(yàn)結(jié)果為3個(gè)試樣結(jié)果的平均值。

1.4 三向正交復(fù)合材料在熱氧老化條件下的剩余強(qiáng)度預(yù)測(cè)模型

混雜復(fù)合材料的熱氧老化過程十分復(fù)雜，包括雙馬樹脂基體、碳纖維/雙馬樹脂界面、玻璃纖維/雙馬樹脂界面和纖維的老化。但是對(duì)于熱氧環(huán)境下的碳/玻璃纖維雙馬復(fù)合材料，其性能的下降與老化時(shí)間t有關(guān)。樊威[26]在建立“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”的過程中，沒有局限于某一種復(fù)合材料的增強(qiáng)結(jié)構(gòu)或某一種增強(qiáng)材料，因此本工作采用“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”對(duì)三向正交復(fù)合材料的剩余強(qiáng)度進(jìn)行預(yù)測(cè)。

此外，由于彎曲強(qiáng)度可以綜合反映基體、纖維/基體界面性能，因此選用三向正交復(fù)合材料在200 ℃下老化前后的彎曲強(qiáng)度值來求解“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”中待求參數(shù)。用老化10天、30天、90天、120天后的彎曲強(qiáng)度值以及未老化的彎曲強(qiáng)度值(每個(gè)時(shí)間點(diǎn)都進(jìn)行3次獨(dú)立重復(fù)實(shí)驗(yàn)，保證所求參數(shù)的確定性和準(zhǔn)確性)，確定出200 ℃熱氧老化下的強(qiáng)度預(yù)測(cè)模型，并對(duì)老化180天后的彎曲強(qiáng)度進(jìn)行預(yù)測(cè)，將實(shí)驗(yàn)值與預(yù)測(cè)值進(jìn)行對(duì)比，驗(yàn)證該模型的可靠性。

2 結(jié)果與討論

2.1 化學(xué)結(jié)構(gòu)

圖3 200 ℃下老化前后試樣表面紅外光譜圖

2.2 表面形貌

圖4為三向正交復(fù)合材料在200 ℃條件下老化前后的表面形貌。從圖4(a)中可以看出，未老化的試樣表面無裂紋，說明試樣成型良好。如圖4(b)～(f)所示，裂紋的產(chǎn)生是隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)而不斷增多。在熱氧老化過程中樹脂基體的分子鏈斷裂，樹脂體積收縮并不斷降解，從而導(dǎo)致小裂紋的產(chǎn)生。除此之外，碳纖維和玻璃纖維的熱膨脹系數(shù)分別為-0.38×10-6℃-1和2.59×10-6℃-1[11]，而雙馬樹脂基體的熱膨脹系數(shù)為44×10-6℃-1[29]。纖維和樹脂基體兩者熱膨脹系數(shù)的不匹配，意味著兩者在熱氧老化過程中收縮程度不同，從而使復(fù)合材料產(chǎn)生熱應(yīng)力，最終造成界面之間裂紋的產(chǎn)生。這些裂紋不斷擴(kuò)展，在材料表面形成不規(guī)則的“龜裂”現(xiàn)象，見圖4(e)，(f)。同時(shí)，這些裂紋為氧氣進(jìn)入材料內(nèi)部提供通路，導(dǎo)致材料內(nèi)部的進(jìn)一步老化，造成材料性能不斷下降。從圖4(a)也可看出，未老化試樣的表面平滑，而老化后的試樣，由于樹脂基體的不斷降解，表面變得越來越粗糙，且慢慢在表面顯露出Z向紗。

圖4 200 ℃下三向正交復(fù)合材料試樣老化前后表面形貌

圖5為在200 ℃下三向正交復(fù)合材料試樣老化前后的截面形貌?？梢钥闯觯匣?0天時(shí)，材料截面開始出現(xiàn)明顯裂紋，且隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)，裂紋的數(shù)量不斷增多，纖維/基體界面的結(jié)合也在不斷變差。這是由于樹脂基體的不斷降解和纖維/樹脂之間產(chǎn)生的熱應(yīng)力造成的。從圖5(d)，(e)中可以看出，Z向紗有引導(dǎo)裂紋擴(kuò)展的趨勢(shì)。這是因?yàn)椋琙向紗的纖維末端暴露在空氣中，可以引導(dǎo)裂紋擴(kuò)展。同時(shí)，試樣中產(chǎn)生的橫向裂紋能有效被Z向紗阻擋，從而使試樣不易發(fā)生分層破壞。對(duì)比層合復(fù)合材料在200 ℃條件下老化不同時(shí)間的截面圖(圖6)可以發(fā)現(xiàn)，隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)，大量裂紋開始出現(xiàn)，且裂紋不斷沿著層間方向擴(kuò)展，最終造成纖維/基體界面的損傷，使得層合復(fù)合材料易發(fā)生分層破壞。

圖5 200 ℃下三向正交復(fù)合材料試樣老化前后截面形貌

圖6 200 ℃下層合復(fù)合材料試樣老化前后截面形貌

圖7為在200 ℃下層合復(fù)合材料老化前后斷裂面的掃描電鏡圖。從圖7(a)可以看出，未老化試樣的纖維表面有大量的樹脂附著，且纖維之間沒有出現(xiàn)明顯的裂紋和空隙，說明纖維/基體界面的結(jié)合情況良好。纖維表面樹脂的脫粘現(xiàn)象隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)越來越嚴(yán)重，當(dāng)老化時(shí)間為180天后，纖維表面幾乎無樹脂附著，如圖7(b)～(f)所示。在老化30天時(shí)，纖維與樹脂基體之間開始出現(xiàn)裂紋。老化180天后的試樣中纖維表面光滑，說明樹脂已基本全部脫落，纖維與樹脂基體之間的裂紋增多。這是由于長(zhǎng)時(shí)間的熱氧老化，樹脂基體發(fā)生了化學(xué)變化，體積收縮，且纖維與樹脂基體之間會(huì)產(chǎn)生熱應(yīng)力，造成了裂紋的產(chǎn)生。裂紋不斷增多并擴(kuò)展，為氧氣進(jìn)入材料內(nèi)部提供了更多的通道，使樹脂基體與氧氣的接觸面積進(jìn)一步增加，進(jìn)而加速了材料的熱氧老化進(jìn)程，造成材料界面性能的嚴(yán)重下降。

圖7 200 ℃下層合復(fù)合材料試樣老化前后斷裂面掃描電鏡圖

2.3 失重

圖8為三向正交復(fù)合材料和層合復(fù)合材料在200 ℃下的失重率隨老化時(shí)間變化的曲線。在200 ℃下，試樣初期的失重率急速上升，這是由于，復(fù)合材料內(nèi)部含有一定的易揮發(fā)低分子物質(zhì)和水分，在老化初期迅速揮發(fā)，且溫度越高，越會(huì)加速小分子物質(zhì)的揮發(fā)進(jìn)程。隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)，試樣上產(chǎn)生的裂紋為氧氣進(jìn)入材料內(nèi)部提供通道，加速材料的熱氧老化進(jìn)程，因此失重率持續(xù)上升。此外，層合復(fù)合材料的失重率始終高于三向正交復(fù)合材料的失重率，且隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)，這種差距越來越明顯。這主要是由于，在制備過程中，三向正交復(fù)合材料的纖維體積分?jǐn)?shù)(57.24%)大于層合復(fù)合材料的纖維體積分?jǐn)?shù)(55.26%)。纖維在熱氧環(huán)境下具有穩(wěn)定性，所以樹脂基復(fù)合材料的失重只與基體有關(guān)[30]，層合復(fù)合材料中含有更多的樹脂，所以在老化過程中失重更多。

圖8 復(fù)合材料在200 ℃的失重率與老化時(shí)間的關(guān)系

2.4 層間剪切性能

圖9為三向正交復(fù)合材料和層合復(fù)合材料老化前和在200 ℃下老化180天后的剪切載荷-位移曲線。經(jīng)過熱氧老化后，兩種材料承受的剪切破壞載荷都在下降。老化前后的三向正交復(fù)合材料在達(dá)到最大載荷前都經(jīng)歷了鋸齒形的波動(dòng)，發(fā)生脆性破壞。相對(duì)而言，老化前后的層合復(fù)合材料在達(dá)到最大載荷后都急劇下降，直接發(fā)生脆性破壞，曲線上無鋸齒形波動(dòng)。

圖9 三向正交復(fù)合材料(a)和層合復(fù)合材料(b)老化前和在200 ℃下老化180天的剪切載荷-位移曲線

圖10,11分別是三向正交復(fù)合材料和層合復(fù)合材料在200 ℃下老化前后試樣的剪切破壞模式圖?？梢钥闯?，未老化的三向正交復(fù)合材料試樣由于Z向紗的斷裂，發(fā)生了分層破壞。因此，Z向紗的斷裂是未老化三向正交復(fù)合材料載荷-位移曲線出現(xiàn)波動(dòng)的原因。老化后試樣的破壞模式主要是纖維的斷裂、基體開裂和界面脫粘。因此，老化后試樣載荷-位移曲線出現(xiàn)波動(dòng)的原因可能是基體裂紋的不斷擴(kuò)展。當(dāng)未老化的試樣受到剪切作用時(shí)，樹脂基體有效傳遞剪切應(yīng)力給纖維，當(dāng)剪切應(yīng)力超過纖維所能承受的最大應(yīng)力時(shí)，纖維會(huì)斷裂，使得材料發(fā)生分層破壞。經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間熱氧老化后，樹脂基體發(fā)生化學(xué)變化，在基體間產(chǎn)生大量裂紋，裂紋沿層間的擴(kuò)展能被Z向紗有效阻斷，使得材料不易發(fā)生分層破壞。此時(shí)，樹脂降解程度嚴(yán)重，逐漸喪失黏結(jié)纖維和傳遞應(yīng)力的能力，且纖維/基體界面損傷嚴(yán)重，三向正交復(fù)合材料試樣中在厚度方向上的Z向紗起到了抵抗剪切應(yīng)力的作用。

圖10 200 ℃下三向正交復(fù)合材料試樣老化前后剪切破壞模式

如圖11中所示，老化前后的層合復(fù)合材料試樣發(fā)生的是分層破壞，表現(xiàn)在載荷-位移曲線上就是在達(dá)到最大載荷后出現(xiàn)了急劇的下降。層合復(fù)合材料由于是單向纖維帶鋪層得到的，材料的整體性差，在受到剪切外力時(shí)易發(fā)生分層破壞。尤其是經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間熱氧老化后，樹脂基體被大量分解，基體中產(chǎn)生的裂紋會(huì)沿著層間不斷擴(kuò)展，從而造成纖維/基體界面的損傷，直至脫粘，因此材料更易發(fā)生分層破壞。由于雙切口剪切試樣的特性，層合復(fù)合材料試樣是在單一層發(fā)生的分層破壞，所以載荷-位移曲線上無鋸齒形波動(dòng)產(chǎn)生。

圖11 200 ℃下層合復(fù)合材料試樣老化前后剪切破壞模式

圖12為兩種復(fù)合材料在不同條件下的剪切強(qiáng)度保留率。可以看出，復(fù)合材料試樣的剪切強(qiáng)度保留率隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)不斷下降。這種現(xiàn)象是由于樹脂基體的降解和纖維/基體界面的脫粘協(xié)同作用的結(jié)果。與此同時(shí)，三向正交復(fù)合材料的剪切強(qiáng)度保留率始終高于層合復(fù)合材料。這是由于，三向正交復(fù)合材料中沿厚度方向上的Z向紗將所有紗線捆綁為一個(gè)整體，所以在熱氧老化造成復(fù)合材料產(chǎn)生裂紋時(shí)，Z向紗的存在可以阻擋裂紋的擴(kuò)展，減緩材料的老化速率。因此，與傳統(tǒng)的層合復(fù)合材料相比，三向正交復(fù)合材料這種整體結(jié)構(gòu)能夠起到補(bǔ)償由熱氧老化導(dǎo)致纖維增強(qiáng)聚合物基復(fù)合材料剪切性能下降的作用。

圖12 兩種復(fù)合材料在200 ℃老化不同時(shí)間后的剪切強(qiáng)度保留率

2.5 彎曲性能

圖13為三向正交復(fù)合材料和層合復(fù)合材料試樣在200 ℃條件下老化前后的彎曲載荷-位移曲線。經(jīng)過熱氧老化，兩種材料的彎曲載荷不斷下降。這是由于樹脂基體不斷降解和纖維/基體界面性能不斷下降協(xié)同作用的結(jié)果。

圖13 200 ℃下三向正交復(fù)合材料(a)和層合復(fù)合材料(b)老化前后的彎曲載荷-位移曲線

圖14為熱氧老化前后兩種復(fù)合材料試樣在彎曲測(cè)試后的側(cè)面破壞形貌。對(duì)比來看，未老化的三向正交復(fù)合材料試樣的失效模式主要是基體開裂，而層合復(fù)合材料發(fā)生了嚴(yán)重的分層破壞。老化后的三向正交復(fù)合材料試樣能明顯看到基體裂紋和纖維松散。層合復(fù)合材料試樣經(jīng)過不同時(shí)間的老化后也都發(fā)生了分層破壞，如圖14(b-1),(b-2)所示。這是由于，三向正交復(fù)合材料中的Z向紗有效阻止了分層破壞的發(fā)生，而層合復(fù)合材料在長(zhǎng)時(shí)間熱氧老化后，樹脂基體大量分解，在遭受到外力時(shí)易發(fā)生分層破壞。

圖14 200 ℃下復(fù)合材料試樣老化前后彎曲破壞模式

為了比較兩種復(fù)合材料的熱穩(wěn)定性，計(jì)算了復(fù)合材料在不同老化條件下的彎曲強(qiáng)度保留率，如圖15所示。可以看出，在相同的熱氧條件下，三向正交復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度保留率始終高于層合復(fù)合材料。與層間剪切性能結(jié)果類似，在熱氧環(huán)境下，三向正交整體結(jié)構(gòu)有效彌補(bǔ)了由基體降解和界面性能下降造成的彎曲性能的下降，說明三向正交復(fù)合材料在熱氧環(huán)境下的穩(wěn)定性較好。

圖15 200 ℃下老化不同時(shí)間的兩種復(fù)合材料彎曲強(qiáng)度保留率

2.6 剩余強(qiáng)度預(yù)測(cè)

“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”如式(2)所示。

B(t)=B0exp(-ktλ) (其中λ≠0)

(2)

式中：B(t)為老化時(shí)間t時(shí)的彎曲強(qiáng)度；B0為彎曲強(qiáng)度初始值；k為老化速率，是與材料本身有關(guān)的參數(shù)；λ為待定變換參數(shù)。

本工作對(duì)200 ℃下三向正交復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度進(jìn)行預(yù)測(cè)。老化前后三向正交復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度數(shù)據(jù)如表2所示。

表2 200 ℃下三向正交復(fù)合材料老化前后的彎曲強(qiáng)度值

表3 外推曲線得到的相關(guān)參數(shù)

圖16 三向正交復(fù)合材料在200 ℃老化120天的彎曲強(qiáng)度擬合曲線

對(duì)200 ℃下老化120天的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合后的相關(guān)系數(shù)R2為0.97434。當(dāng)相關(guān)系數(shù)大于0.95時(shí)，則認(rèn)為實(shí)驗(yàn)值和預(yù)測(cè)值有很強(qiáng)的相關(guān)性[31]。所以，該“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”可以預(yù)測(cè)一定條件下復(fù)合材料的性能值。因此，在200 ℃下老化時(shí)間和強(qiáng)度的預(yù)測(cè)模型為：

B(t)=801.68exp(-0.01619·t0.85003)

(3)

用式(3)對(duì)200 ℃下老化180天的彎曲強(qiáng)度進(jìn)行預(yù)測(cè)，得到的預(yù)測(cè)值為210.44 MPa。式(4)為預(yù)測(cè)誤差公式：

(4)

式中：δ為預(yù)測(cè)誤差；BP，BE分別為彎曲強(qiáng)度預(yù)測(cè)值和實(shí)測(cè)值?？梢钥闯?，預(yù)測(cè)值與實(shí)測(cè)值(191.35 MPa)的預(yù)測(cè)誤差為9.97%，誤差小于10%，說明該模型具有一定的可靠性。

3 結(jié)論

(1)熱氧老化導(dǎo)致樹脂基體大量降解，復(fù)合材料表面及內(nèi)部產(chǎn)生裂紋，且隨著老化時(shí)間的延長(zhǎng)，裂紋越來越多，造成纖維/基體界面結(jié)合能力下降，最終導(dǎo)致整體力學(xué)性能的下降。

(2)三向正交復(fù)合材料的性能保留率始終高于層合復(fù)合材料的性能保留率。這是由于三向正交復(fù)合材料在厚度方向上存在Z向紗，提高了材料的結(jié)構(gòu)整體性，能在基體降解和界面脫粘的情況下將所有纖維捆綁成一個(gè)整體共同抵抗外力。因此，Z向紗的存在能有效彌補(bǔ)熱氧老化導(dǎo)致的三向正交復(fù)合材料力學(xué)性能的下降，這也說明三向正交復(fù)合材料在熱氧環(huán)境下的穩(wěn)定性優(yōu)于層合復(fù)合材料。

(3)以200 ℃下老化不同時(shí)間前后的三向正交復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度數(shù)據(jù)作為評(píng)價(jià)參數(shù)，采用“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”進(jìn)行復(fù)合材料的強(qiáng)度預(yù)測(cè)。對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行非線性擬合后發(fā)現(xiàn)，擬合相關(guān)系數(shù)大于0.95，且預(yù)測(cè)值和實(shí)驗(yàn)值之間的誤差在10%以內(nèi)，說明該“改進(jìn)型隨機(jī)過程模型”在一定條件下具有可靠性。