胡美琪，孫寶忠，顧伯洪

（東華大學，上海 201620）

三維編織復合材料是以二步法或四步法編織技術形成的預成型體，作為增強結構經(jīng)固化形成的剛性復合材料[1–2]，不僅具有高沖擊損傷容限和近凈成形等優(yōu)點[3–4]，還有良好的結構完整性和設計靈活性，目前已成為航空航天、生物醫(yī)學、交通運輸、防彈防護等傳統(tǒng)和新興工程領域的重要結構材料[5–12]。但在上述領域的應用中，復合材料不可避免地受到高溫環(huán)境和多次沖擊載荷的影響，并伴有結構損傷和失效的風險。為了保證編織復合材料在服役過程中的安全性和可靠性，研究復合材料在單次和多次沖擊損傷下的內(nèi)部損傷分布以及高溫作用下的熱力耦合失效機理，對優(yōu)化材料設計具有重要意義。

目前，針對三維編織復合材料靜態(tài)、動態(tài)的力學性能已有較多研究，主要集中于拉伸[13]、彎曲[14]以及單個沖擊波下壓縮[15–17]、剪切響應[18–20]，對多個沖擊波下橫向沖擊瞬態(tài)變形和破壞損傷行為研究較少，且很少有結合高速攝影機記錄變形和損傷的情況，以及從微觀結構層面揭示其在各個時間步長的損傷機理。紡織復合材料的沖擊損傷破壞機理和熱力耦合性能是近年來研究的熱點，從試驗測試和數(shù)值模擬兩方面研究力學性能、溫度效應和熱力耦合機制。對紡織復合材料的熱力學性能研究主要集中在不同溫度下的力學性能測試，包括低速沖擊[21]、高速沖擊壓縮[22–25]、彎曲[17，26–30]、拉伸測試[31]等，建立熱力耦合本構模型研究三維編織復合材料在高速沖擊壓縮過程中的溫度效應[32–34]和應變率效應[35]，并發(fā)現(xiàn)復合材料在機械加載過程中的損傷演化和破壞機制。目前對紡織復合材料熱力耦合響應分析的研究還主要停留在宏觀層面，只能反映復合材料的宏觀性能，而沒有考慮三維編織復合材料在多次沖擊加載下的溫度效應，更鮮少涉及復合材料沖擊破壞過程中的熱力耦合效應。上述研究制約了三維編織復合材料構件在多次沖擊和高溫環(huán)境下使用和服役可靠性的準確評估，因此有必要研究三維編織復合材料在單次和多次應力波加載下的熱力耦合響應失效機制。

本文建立三維編織復合材料的細觀結構幾何模型，結合材料延性破壞和剪切破壞準則，以及熱力耦合本構關系，在細觀結構層面通過有限元方法計算三維編織復合材料在不同環(huán)境溫度下橫向沖擊變形破壞和能量吸收，分析單次與多次沖擊變形發(fā)展過程中復合材料局部沖擊損傷的生成和擴展過程，與試驗所得高速攝影結果比較，揭示了復合材料應力波沖擊次數(shù)和環(huán)境溫度對局部沖擊損傷的影響規(guī)律和熱力耦合機理。

1 材料與方法

1.1 材料制備

本文研究對象為三維四向編織碳纖維增強環(huán)氧樹脂基復合材料，其中增強相為T700–12K碳纖維束 （日本東麗公司Toray?），基體為JA–02A/JC–02B型環(huán)氧樹脂 （江蘇常熟佳發(fā)化學責任有限公司）。采用四步法1×1編織工藝織造三維編織預成型體，編織紗排列為21×5，編織角為20°（圖1（a））。利用真空輔助樹脂傳遞模塑 （Vacuum assisted resin transfer molding, VARTM）技術制備復合材料，固化裝置如圖1（b）所示，固 化 條 件 為： 90 ℃/2 h，110 ℃/1 h，130 ℃/4 h。表1[36]為碳纖維束和環(huán)氧樹脂的力學參數(shù)。三維編織復合材料試件的平均厚度為5.5 mm，平均寬度為27.4 mm，長度為150.0 mm，線密度為1.45 g/mm，通過馬弗爐燃燒法測定纖維體積分數(shù)為27.7%。

表1 碳纖維和環(huán)氧樹脂的力學參數(shù)（來源于材料供應商）[36]Table 1 Mechanical parameters of carbon fiber and epoxy resin (provided by material suppliers)[36]

圖1 三維編織復合材料梁的制備Fig.1 Fabrication of 3D braided composite beams

1.2 試驗方法

采用帶有自主設計加熱裝置的改進型分離式霍普金森壓桿 （Split Hopkinson pressure bar，SHPB）和高速攝影系統(tǒng)測試三維編織復合材料在不同環(huán)境溫度下的多次橫向沖擊試驗。高速攝影系統(tǒng)由一臺i–SPEED 716型高速攝影機 （IX Cameras Ltd., 英國）和兩個光源組成，用于記錄試件在沖擊加載過程中的損傷變形過程，頻率為50000幀/s，最大分辨率為2048像素×1536像素。高溫沖擊測試前，按照GB/T9979—2005標準 （纖維增強塑料高低溫力學性能試驗準則）將試件在高溫裝置中保溫20 min，同時為避免桿內(nèi)溫度梯度場影響應力波傳播，需將入射桿移出加熱箱，加熱結束后立即進行沖擊試驗以免熱量損失。試驗條件：沖擊氣壓為0.6 MPa，溫度為室溫25 ℃和210 ℃。相同條件下重復測試3次，避免個別樣本偏差。當復合材料的使用溫度接近玻璃化轉變溫度時，由于絕熱溫升效應會使復合材料局部溫度升高超過玻璃化轉變溫度，研究玻璃化轉變溫度以上的環(huán)境溫度對工程結構整體性同樣具有重要價值。

圖2為改進型分離式霍普金森壓桿的原理示意圖及橫向沖擊試驗裝置圖。撞擊桿撞擊入射桿時產(chǎn)生彈性應力波，從入射桿傳播到與試件的接觸面時，應力波一部分穿過試件，產(chǎn)生第1個沖擊脈沖；另一部分反射回入射桿。當反射應力波到達入射桿的另一個自由面時，衰減的應力波再次被反射，傳播到入射桿和試件之間的接觸面，并再次分成兩部分。該過程反復持續(xù)，直到?jīng)_擊能量被完全吸收和消散。彈性波多次反射，對試件造成多次沖擊。在本文所選擇的試驗條件下，所有試件均在前4個沖擊循環(huán)達到最終的損傷形態(tài)，沖擊循環(huán)繼續(xù)增加損傷模式不再改變，因此本文選取前4個沖擊循環(huán)。沖擊載荷P、位移μ、能量吸收W以及波速C0為

圖2 橫向沖擊試驗裝置圖及SHPB的原理示意圖Fig.2 Sketch and principle of SHPB and setup for transverse impact test

式中，εI（t）和εR（t）分別表示應變片記錄的入射和反射脈沖信號；A表示桿的橫截面積；E和ρ分別表示桿的彈性模量和密度；t表示時間增量步。

2 有限元模型

本文提出一種多尺度建模方案來模擬三維四向編織復合材料的橫向沖擊損傷行為，如圖3所示。纖維束是由數(shù)千根碳纖維被樹脂浸漬而成，其橫截面理想化為正六邊形，根據(jù)浸漬紗線形態(tài)建立微觀尺度單胞，計算碳纖維束在不同環(huán)境溫度下的力學參數(shù)，如表2所示[36]，并將這些結果輸入到細觀尺度單胞模型當中。三維編織復合材料預制件有3種單胞：內(nèi)單胞、面單胞和角單胞，作為周期分量向徑向和軸向集成中觀尺度模型，利用計算機輔助工程（CAE）軟件CATIA V5R20建立三維編織復合材料全尺寸細觀結構幾何模型，表面編織角為20°；在商用軟件Abaqus中建立橫向沖擊測試模型進行有限元計算，Abaqus軟件包在Linux平臺上運行，網(wǎng)格分布如圖4所示。因為碳纖維是溫度不敏感材料，不考慮其絕熱溫升，因此編織紗和入射桿采用線性六面體網(wǎng)格，而環(huán)氧樹脂采用耦合溫度–位移的線性四面體網(wǎng)格。復合材料梁的兩端固定位移和轉動 （各25 mm），入射桿只有沿沖擊方向的位移，在入射桿末端面輸入應力波。

圖4 三維編織復合材料有限元模型及網(wǎng)格分布Fig.4 Finite element model and mesh distribution of three-dimensional braided composites

表2 碳纖維束在不同溫度下的力學參數(shù)[36]Table 2 Mechanical parameters of carbon fiber bundles at different temperatures[36]

圖3 編織復合材料多尺度幾何結構示意圖Fig.3 Schematic diagram of multi-scale geometric structure of braided composite material

將代表纖維束的編織紗線看作為橫觀各向同性單向復合材料，纖維束在屈服之前服從胡克定律，塑性行為由希爾各向異性塑性模型[37–38]定義。環(huán)氧樹脂被認為是各向同性材料，采用胡克定律、J2各向同性硬化塑性理論和馮米塞斯屈服準則[37，39–40]定義其彈塑性行為。利用剪切準則和韌性準則[41]模擬三維編織復合材料橫向沖擊損傷破壞過程。損傷起始后，材料剛度按照指定的損傷演化規(guī)律[40]逐漸降低。

模擬復合材料在橫向沖擊載荷作用下的損傷過程還需考慮纖維束與基體間的界面損傷。界面脫黏是復合材料沖擊損傷過程中不可忽視的組成部分。采用基于表面接觸模型的黏結區(qū)域模型 （Cohesive zone model，CZM）表征纖維束與基體之間的界面。入射桿和復合材料間的接觸采用“少摩擦”和“硬接觸”。

當應力分析依賴于溫度分布，溫度分布依賴于應力狀態(tài)時，需要做完全耦合的熱應力分析。絕熱熱應力分析通常用于模擬包含大量非彈性應變的高速加載過程，由于材料的溫度特性，由復合材料變形引起的材料升溫是一個重要的影響因素。在沖擊過程中，由于材料的非彈性變形產(chǎn)生塑性功被熱耗散，導致顯著溫升，進而改變材料的性能。當流動應力被溫升降低時，溫升會引起熱膨脹和局部變形。在這種情況下，必須同時獲得熱解和應力解。因此，每個增量步結束時的溫度為[36，42]

式中，η是非彈性熱分數(shù)；n是流動方向；εpl是塑性應變標量度量；ρ是材料密度；C是比熱；σ是應力分量。

由于纖維束與基體的熱膨脹系數(shù)不同，使得復合材料在溫度場作用下不能自由膨脹。由此產(chǎn)生熱應變和熱應力，表示為

式中，θ、θ0和θI分別代表當前溫度、參考溫度和初始溫度；fη和fηI是場變量的當前值和初始值；C（T）是材料在溫度T時的剛度矩陣。

3 結果與討論

3.1 試驗分析

圖5（a）顯示編織角為20°的三維四向編織復合材料在0.6 MPa沖擊氣壓下和環(huán)境溫度為室溫25 ℃和210 ℃下的載荷–位移歷史?？梢姡海?）隨著沖擊循環(huán)次數(shù)的增加，載荷峰值逐漸減小。這是因為當應力波到達入射桿與試件的界面時，一部分應力波穿過試件，另一部分反射回入射桿，沖擊能量一部分被復合材料吸收，另一部分轉化為熱能，能量在沖擊循環(huán)過程中被逐漸耗散，從而使載荷峰值逐漸降低； （2）發(fā)現(xiàn)載荷峰值隨環(huán)境溫度的升高而降低，同時位移略有增加。這與編織復合材料在高溫下性能減弱有關。隨著溫度的升高，環(huán)氧樹脂物理性質減弱，變得柔軟，復合材料韌性增強。環(huán)氧樹脂的儲能模量從室溫時的2400 MPa逐漸下降到210 ℃時的20 MPa，而編織復合材料中的碳纖維束儲能模量則從161.72 GPa逐漸下降到161.01 GPa。此外，環(huán)氧樹脂和碳纖維熱膨脹系數(shù)之間的明顯差異也是導致載荷峰值降低的重要因素。

圖5（b）的位移歷史曲線反映出三維編織復合材料的橫向變形過程。兩條曲線表現(xiàn)出相同的趨勢，即開始時位移隨時間變化線性上升，在彈性應力波反射回入射桿的過程中時，位移保持不變。隨著溫度升高，位移略有增加。

圖5（c）給出三維四向編織復合材料在不同溫度下的變形損傷過程，并對比高速攝影照片和有限元模擬圖。試驗結果和有限元分析結果在載荷和位移方面吻合較好，表明溫度場下的細觀結構有限元模型能夠較好地預測編織復合材料的橫向沖擊變形結果。室溫下，在第2個沖擊循環(huán)中環(huán)氧樹脂發(fā)生沿編織角方向的脆性開裂；在第3個沖擊循環(huán)中復合材料脆性損傷明顯，沖擊面樹脂粉碎飛濺，沖擊面部分纖維束斷裂；在第4個沖擊循環(huán)時紗線斷裂，試件完全失效。但環(huán)境溫度升高至210 ℃后，樹脂產(chǎn)生韌性損傷且最終碎裂成粉末狀，試件發(fā)生明顯的韌性變形，由于20°編織角結構過于松散（大編織角試件參見過去的研究[36，42–43]），紗線的致密程度不足以承受高溫下0.6 MPa氣壓的橫向沖擊，因此試件在210 ℃高溫下同樣失效。但不同于試件在常溫下的脆性斷裂，樹脂在高溫下性能減弱會影響復合材料的破壞模式，尤其是在遠高于玻璃化轉變溫度[36]的210 ℃高溫下，環(huán)氧樹脂幾乎不能承受載荷，完全依靠增強體來抵抗變形，紗線無斷裂，纖維與樹脂在高溫下的界面發(fā)生弱化脫黏，環(huán)氧樹脂物理性質嚴重減弱，試件最終發(fā)生韌性失效。

圖5 前4個沖擊波不同溫度下試件的橫向沖擊變形過程Fig.5 Transverse impact deformation process of specimen under different temperatures of the first four shock waves

能量吸收是評價復合材料承受沖擊能力的一個重要指標[44]。如圖6所示，隨著環(huán)境溫度的升高，復合材料的能量吸收逐漸減小。能量吸收可通過式 （3）計算得到，溫度的升高影響復合材料的力學性能，進而影響其能量吸收。很明顯，不同環(huán)境溫度下第1個沖擊循環(huán)的能量吸收均最大，隨著沖擊循環(huán)次數(shù)的增加，能量吸收逐漸降低。這是由于部分能量被材料吸收轉化為變形能和熱能，而另一部分能量被入射桿吸收并逐漸耗散。

圖6 能量吸收Fig.6 Energy absorption

3.2 常溫與高溫下單次與多次沖擊的應力分布

圖7（a）為室溫25 ℃下三維編織復合材料受單次和多次應力波沖擊的橫截面和增強體應力分布圖。當應力波傳遞到復合材料表面時，最大應力集中從沖擊點處開始沿沖擊方向擴展，形成“X”形應力分布，在第1個沖擊循環(huán)結束時，入射桿對復合材料沖擊面作用產(chǎn)生的壓縮應力導致樹脂碎裂，受沖頭形狀影響形成半圓形的碎裂面，表面紗線暴露與入射桿直接接觸，同時可以觀察到背部的表面紗線此時已承受較大的應力載荷；在第2個沖擊循環(huán)結束時，隨著試件的位移逐漸增加，背面的拉伸變形逐漸增大，形成應力集中點，由此產(chǎn)生拉伸應力導致樹脂開裂以及部分纖維斷裂；在第3個沖擊循環(huán)時，紗線斷裂且試件已完全失效。試驗表明，在單次應力波加載下沖擊面的壓縮應力大于背部的拉伸應力，而在多次應力波加載下，隨著試件變形背部的拉伸應力逐漸增大，大于沖擊面的壓縮應力。

但是在210 ℃高溫下，環(huán)氧樹脂的物理性質發(fā)生明顯改變，使得試件韌性增強，樹脂可以承受更大變形而不開裂破壞 （圖7（b）），因此復合材料沖擊面并沒有因入射桿撞擊而直接碎裂，而是產(chǎn)生韌性變形向沖擊方向凹陷。隨著沖擊循環(huán)增加，試件變形逐漸增大，背部的拉伸應力導致樹脂韌性開裂，但增強體依然承受載荷，發(fā)生進一步拉伸變形，紗線并未斷裂失效。說明高溫下試件背面的拉伸應力大于沖擊面的壓縮應力，使得高溫下試件損傷從背面起始，而室溫下是在沖擊面起始。

圖7 不同溫度下三維編織復合材料橫截面和增強體的應力分布Fig.7 Cross section of 3D braided composite material and stress distribution of reinforcement at different temperatures

3.3 常溫與高溫下單次與多次沖擊的絕熱溫升分布

三維編織復合材料在沖擊加載下由局部絕熱剪切產(chǎn)生熱力耦合效應，圖8為試件在不同環(huán)境溫度下受單次和多次應力波沖擊的絕熱溫升分布圖。室溫下絕熱溫升集中在試件斷裂處，在單次沖擊波作用下絕熱溫升集中在環(huán)氧樹脂因壓縮應力導致的沖擊面碎裂處，而在多次沖擊波作用下，最大絕熱溫升集中在拉伸應力導致的樹脂開裂處；而高溫下復合材料韌性增強，基體與增強體熱膨脹系數(shù)的差異導致環(huán)氧樹脂和紗線相互擠壓，絕熱溫升分布受編織結構的影響，表面呈散點狀分布，在單次沖擊波作用下絕熱溫升集中從沖擊面逐漸向試件內(nèi)部擴散。而在多次沖擊波作用下，最大絕熱溫升沿沖擊方向貫穿試件內(nèi)部，但溫度升高跨度遠小于室溫下的溫升跨度。高溫區(qū)域樹脂的應力和模量降低，界面黏結強度降低，使得塑性功減小，進而導致溫升下降。材料的熱應力受環(huán)境溫度影響，絕熱溫升又受材料應力影響，形成封閉的熱力耦合循環(huán)。此外，試件背面開裂路徑并非平行于沖擊方向，而是受增強體編織結構影響，沿阻力最小的路徑擴展。

圖8 不同溫度下三維編織復合材料基體及其縱截面的絕熱溫升分布Fig.8 Adiabatic temperature rise distribution of 3D braided composite matrix and its longitudinal section at different temperatures

4 結論

利用試驗和有限元方法研究三維編織復合材料在單次和多次沖擊波加載下?lián)p傷的溫度效應，得出以下結論。

（1）在單次應力波加載下復合材料沖擊面的壓縮應力大于背部的拉伸應力，而在多次應力波加載時背部的拉伸應力大于沖擊面的壓縮應力。

（2）室溫25 ℃時，復合材料的絕熱溫升集中在壓縮應力導致的沖擊碎裂面和拉伸應力導致的斷裂面，而在高溫210 ℃時，由于熱膨脹系數(shù)的差異導致絕熱溫升集中在基體和增強體相互擠壓處，最大絕熱溫升呈散點狀分布。

（3）復合材料在沖擊加載下局部絕熱剪切導致局部溫升，溫升將影響基體力學性質和復合材料整體抗沖擊性質，這種熱力耦合效應是影響復合材料沖擊破壞的重要因素。

根據(jù)以上研究結果，優(yōu)化編織復合材料在室溫和高溫下的抗沖擊性能，為設計航空航天、高速車輛和其他抗沖擊領域的編織復合材料工程結構奠定了基礎。