树脂基纺织复合材料疲劳性能表征与分析方法研究现状

吕庆涛， 赵世波， 杜培健， 陈 利

(1. 天津工业大学 纺织科学与工程学院， 天津 300387； 2. 天津工业大学 先进纺织复合材料教育部重点实验室， 天津 300387)

纺织复合材料主要是指以高性能纤维为增强体、树脂为基体，通过复合工艺制备而成的新型材料，具有比强度高、比模量大、可设计性强，在航空航天上的应用越来广泛[1-2]。用于承力的异型复合材料结构件的增强体逐渐由二维铺层结构发展到整体性好的三维织物[3]。复合材料在使用过程中，反复作用的疲劳载荷是内部构件承受的主要载荷，对安全性和可靠性起着决定影响。疲劳试验是传统材料和复合材料必须经历的主要试验之一。疲劳指的是在某些点或某点承受扰动应力，且在足够循环扰动作用后形成裂纹或完全断裂，由此发生局部永久结构变化的发展过程[4]。纺织复合材料的疲劳性能取决于多种因素，如组成材料、制造工艺、加载类型、界面性能、频率、平均应力、环境等[5]。

本文从二维与三维不同织物结构复合材料的疲劳性能的研究、环境对复合材料疲劳的影响、复合材料的疲劳模型等几个方面对复合材料疲劳性能进行了归纳总结，以期为纺织复合材料疲劳性能研究者参考。

1 织物结构差异对疲劳性能的影响

1.1 铺 层

铺层结构复合材料较早出现在结构工程领域，其结构也比三维纺织结构复合材料简单得多，易于分析。铺设角度主要影响层内疲劳性能铺设顺序主要影响层间疲劳性能，二者相互影响[6]。其疲劳损伤可分为层内和层间，层内疲劳破坏一般存在基体开裂、基体/纤维界面剪切破坏和纤维断裂；而层间疲劳破坏主要是前期的基体开裂和层间基体裂纹饱和后的分层破坏。

1.2 二维机织、针织和编织

相比于复合材料层合板，二维机织复合材料提供了更高的悬垂性，这是制造弯曲结构所需要的。与单向复合材料相比，机织复合材料具有更高的层间断裂韧性。然而，织物中的纤维屈曲也导致了局部应力集中的发展[7]。机织复合材料的疲劳损伤与复合材料层合板不同。如在(T-C)疲劳的情况下，分层和横向裂纹同时出现，使得纤维束的屈曲强度变弱。最终失效往往发生在(T-C)疲劳循环的压缩载荷过程中。这是因为外部层的纤维束由于缺乏相邻层的支撑而弯曲，而内部层的纤维束则会发生扭结，从而导致最终失效。

相比于机织复合材料，针织复合材料具有更好的悬垂性和更高的抗冲击性[8]，优异的平面拉伸性能[9]，因为针织物还具有织造复合材料某些特征，如在保持连续纤维的同时还包含孔，也特别适合做形状复杂的复合材料。对比平纹机织物和针织物复合材料疲劳下的损伤及性能，针织复合材料初始破坏以束分离的形式发生，分层是发现传播最快的损伤模式，这导致纤维的重新排列，针织复合材料刚度的降低和疲劳期间的残余强度与机织样品有相同的趋势。

编织复合材料的增强体纤维相互缠结,有较强的整体性,使其拉伸强度、抗冲击性、损伤容限、疲劳寿命等都优于传统的机织复合材料[10]。编织角是对疲劳性能一个重要的影响参数。二维编织结构复合材料疲劳后损伤大致可分为：纤维断裂、基体开裂、界面剪切破坏与铺层类似[11]。

1.3 三维机织和编织

二维纺织复合材料由于其相对较差的层间性能而易于分层，在疲劳时尤其如此。三维复合材料可用于解决二维复合材料的这一固有缺陷。目前纺织结构复合材料法向增强手段有：三维机织、三维编织、三维针织、缝合、簇绒、层间增强技术(z-pin)等。三维编织和缝合可显著改善层间断裂韧性和损伤容限；与二维材料相比，三维材料可以限制微分层的传播，但是与二维复合材料相比，三维复合材料在准静态拉伸，弯曲和压缩方面的模量和疲劳寿命损失。然而，在三维复合材料中引入Z向纱，在Z向纱周围引起富含树脂的区域，从而导致微观结构损伤，表现为局部平面内变形、纤维断裂和卷曲。

与二维机织复合材料相比三维机织复合材料可以让一些复杂的零件轻松成形，其整体性强,层间开裂问题可从根本上解决,材料的缺口敏感性可有效减少，层间剪切、抗疲劳性能也有很大提升。Z向纱提高了复合材料的穿透力和抵抗力,因为交织也会影响Z向纱的力学效应[12]。三维机织复合材料疲劳损伤与二维机织复合材料类似，试样的主要损伤模式为基体连续破坏、纱线横向裂纹和基体和纱线的界面剥离以及纱线的最终断裂[13-14]。

与二维编织复合材料相比，三维编织预制体可用编织方法一次成型，此外，三维编织复合材料较为灵活，可制造复杂的零件。从力学角度来看，三维编织复合材料较二维具有高刚度、高强度、高能量吸收和高疲劳性能等优点，是一种很有竞争力的材料[15]。文献[16]表明，三维编织复合材料性能优于二维单向复合材料的结构，低周疲劳下与标准单向复合材料相似，但在高周疲劳下则较差。三维编织疲劳损伤大致可分为3个阶段[17]：第1阶段应力急剧下降，由树脂、纱线和界面的变形和裂纹引起；第2阶段为应力平稳下降，破坏相对稳定，主要由脱黏引起；第3阶段是复合材料内部损伤累积导致结构失稳，力学性能急剧恶化，最终达到完全损伤。

复合材料在循环载荷的损伤大致分为3个阶段：材料内部先会形成微裂纹和开裂(第1阶段)，随应力强度的增加裂纹增长扩大的可能性而增加(第2阶段)，裂纹以稳定的方式扩展到临界尺寸(第3阶段)。达到临界尺寸后，因为材料无法承受任何进一步施加的载荷，裂纹将在整个材料中飞快地传播，整个试样失效。

三维织物复合材料与传统的二维织物相比，不仅可一体成型，而且加强其力学性能(如高刚度、高强度、高能量吸收和抗疲劳性能)。因为织物结构的差异，在疲劳过程中损伤情况不一致。

2 环境因素对疲劳性能的影响

在基础设施应用中，纺织复合材料会暴露于影响力学和抗疲劳性能的不同环境条件下。研究人员为了安全实施和有效设计，通过使用加速老化测试，将纺织复合材料暴露于湿热、高低温和腐蚀环境中来加速其降解，从而进行了耐久性研究。由于加速老化实验环境比实际现场环境更为苛刻。所以加速老化测试导致更高的力学性能损失和试样过早失效[18]。

2.1 水分子

水分子通过填充基体内部的空隙和在纤维/基体界面处等方式进入复合材料，水在复合材料中的扩散、膨胀会影响其结构和性能，降低复合材料的强度和疲劳寿命。

由上述可知复合材料层合板分为单向和多向2种。单向复合材料层合板吸湿后，水分的渗入会导致树脂的塑化和纤维/树脂界面的弱化[19]。有研究认为铺层角度也会影响界面情况[20]，并进一步分析了多向层合板复合材料吸湿破坏情况，发现材料吸湿前，层间结合非常紧密，无裂纹、分层，吸湿后，材料易在±45°层和90°层中出现了一些微孔和微分层，这是由于吸湿后基体与层之间的松散所致。2种铺层结构复合材料吸湿后疲劳寿命较吸湿前都有所降低，纤维/基体界面的弱化是导致复合材料疲劳寿命下降的主要原因。

Barbière等总结了机织和编织2种结构复合材料界面损伤情况，吸湿后的材料，纱线/基体界面处会出现部分微分层[21]。

2.2 高 温

树脂基复合材料是黏弹性材料，高温前期水分子挥发；高温中期，体积缩小，脆性升高，基体树脂发生后固化，使交联密度升高，玻璃化转变温度与刚性有所提高；高温后期，由于基体树脂与增强体纤维膨胀系数不同，导致界面出现脱黏现象，产生大量微裂纹，使材料性能大幅度下降[22]。

陈波等[23]对单向铺层碳/碳的高温疲劳实验和模拟，从疲劳损伤力学进行分析，发现实验与模拟相近，均展现实验初期和末期刚度突降，中期的刚度无明显退化。在此基础上，高禹等[24]进一步研究了高温条件下多向铺层碳纤维复合材料的界面情况，结果表明,疲劳过程中，高温老化处理后,由于后固化与热老化对试样产生的强化高于界面脱黏产生的弱化,因此,试样的抗疲劳性能有所提高。

三维机织复合材有良好的抗分层能力，Song等[25]对比了常温与高温下三维层联机机织物复合材料疲劳寿命与损伤演化，结果表明随着温度升高，树脂软化，树脂的刚度和强度降低，且复合材料的分层现象加重，疲劳状态下，主受力的经纱倾斜角度有所降低。除了观察宏观破坏情况外，文献[26]进一步对高温条件下三维四向编织复合材料进行拉/拉疲劳实验，分析纤维的断裂情况，指出温度升高后，断口出现纤维束成簇拔出现象，疲劳破坏形式以纤维拉伸为主并伴随一定的纤维簇拔出和基体分层现象。

不论二维或是三维结构复合材料，高温首先主要对基体进行破坏，继而影响树脂与预制体界面黏接，来影响材料的疲劳寿命。

2.3 化学介质

复合材料在化学介质(酸、碱、盐等)中使用,性能会受到显著影响，且降低其疲劳寿命。与水分子影响不同，化学介质除了向试样内部扩散、渗透引起基体溶胀,破坏纤维/基体界面外，还主要体现在化学介质与复合材料各组分发生化学反应导致材料结构、性能的破坏。上述研究表明，吸收的水会降低复合材料的疲劳寿命，Wu等[27]在此基础上进一步研究了水和碱溶液对单向复合材料疲劳的对比实验，结果证明碱溶液中的试样表面出现凹凸，颜色发黄，由于水分子和离子渗透到试样中，纤维与基体界面性能恶化，疲劳寿命下降严重。

Marru等[28]研究复合材料在碱性溶液(10%，NaOH)与酸性溶液(5%，H2SO4)的对比实验，发现试样在碱性溶液中性能、疲劳寿命情况优于酸性溶液。Ray等[29]则在几种不同介质如蒸馏水、盐溶液、碱溶液和酸性溶液对复合材料老化和降解的影响，研究表明，在酸性中试样性能下降要大于在碱性介质中，盐溶液的影响比酸性或碱性影响小。在化学介质中的复合材料因水分子和离子耦合作用与各组分的化学反应，试样性能、疲劳寿命下降严重。尤其酸性溶液对试样影响较大。

2.4 紫外线辐射

复合材料受到紫外线照射时，树脂会发生一系列的物理和化学变化，如试样颜色不断加深并出现裂纹，这是由于树脂本身发色基团吸收紫外光辐射能量，并与空气中的氧气发生光氧化反应，产生新的发色基团[30]。紫外线能量远大于材料中的键能,经过长时间照射容易使树脂共价键断裂而导致降解，从而降低其疲劳寿命。有学者研究了纤维种类、紫外线辐照时间、试样层数开展了紫外线老化试验，结果表明，紫外线辐照对玄武岩纤维影响较大，对碳纤维影响较小；试样层数的影响也较小[30]。

试样在紫外线辐照作用下，时间的延长以及强度的增加，主要是树脂遭到破坏，继而纤维与树脂界面发生破坏，引发复合材料的力学性能、疲劳寿命下降。在疲劳试验中，复合材料会因为物理/化学因素首先对基体进行破坏，继而影响到基体/纤维界面，材料抗疲劳性能有所下降。但是结构件复合材料的可设计性强，通过有效设计最大程度避免外在因素带来的不利影响。

3 自热对疲劳性能的影响

3.1 自 热

在循环载荷作用下，试样受到强烈的载荷和振动，这可能会导致应力和应变之间的反相振荡而产生滞后现象，其结果是产生的能量大部分以热量的形式散失，使试样温度升高，产生自热效应，这种疲劳引起的局部温升会显著影响复合材料的寿命。有研究发现当使用高频时，试样疲劳寿命表现不稳定[31]，也有研究描述了热软化作用导致的力学性能下降[32]，这2种结果均为自热效应，而循环频率是自热主要的影响因素。自热效应会导致基体裂纹、界面裂纹和分层过早产生，因此，试样实验时，自热效应应被视为一个严重的问题。

有研究发现频率对短玻纤增强复合材料单向层合板的温度和基体变化，频率越快，温度上升速度越快，高频率下的高温是由裂纹的产生和基体状态由玻璃态向橡胶态的转变引起的[31]。Gornet等[33]在此基础上进一步指出铺层的角度对自热也有影响，45°铺层由于纤维/基体剪切，高频率下更容易自热。

Marin等[34]通过对比频率对单向和机织复合材料拉伸疲劳实验，指出单向铺层材料受频率影响较大，而机织复合材料虽然因为纤维屈曲会导致局部应力集中，但是频率对其影响反而不大。不同结构复合材料疲劳试验中，45°铺层由于纤维/基体剪切，更容易自热，而因织造产生的纤维屈曲会导致局部应力集中，但频率对其影响不大。

3.2 临界自热温度的评估

复合材料在高频率循环加载或振动过程中会产生自热效应，这种自热效应会使试样件温度快速升高，到达一定程度后，试样过早失效，把这种特性失效的自热温度称为临界自热温度。

已有学者运用多物理分析方法通过监测直接或间接反映降解过程的各种物理参数，研究了复合材料疲劳过程中自热效应的临界性，以及损伤情况[35-37]。例如：声发射、能量耗散率、热像仪以及通过X射线计算机断层扫描定量分析在一定的临界温度下发生的退化和失效。由于自热过程的现象学根源于分子水平，因此从化学的角度研究自热过程的临界性是十分必要的。Turczyn等[38]研究了玻璃纤维复合材料疲劳实验，利用FT-IR和拉曼光谱观察环氧基与苯基的比值来确定高频率下试样件临界自热温度。

在一定的载荷条件下，由于复合材料黏弹性的，机械能耗散而产生的自热效应可能会主导疲劳过程，导致温度往往高于玻璃化转变温度下的降解和热失效明显加剧，从物理和化学等不同角度研究自热过程以及临界自热温度的确定是有必要的。

3.3 风冷却对自热的影响

用于疲劳试验中预防试样过热的冷却大多集中在风冷却和水冷却。20世纪60年代开始针对风冷却影响的研究，Ratner等[39]提到了自热过程中表面冷却的可能性，相关后续研究描述了自热复合材料试样表面冷却的影响，并根据实验结果证明，表面冷却显著影响了表面自热温度并延长了使用寿命。

近十年来，一些研究人员运用声发射、热成像等先进技术手段来表征风冷却对自热的影响[40]，以及对复合材料的厚度、结构是否会影响风冷却进行实验探究[41]。近几年的研究主要结合空气动力学与传热方程采用实验和模拟[42-43]来验证风冷却对于疲劳试验中自热的影响。证实风冷却显著影响了表面自热温度并延长了使用寿命，较厚复合材料通过风冷却可以延长疲劳寿命，风冷却实验与模拟结果相吻合更加验证了疲劳试验中风冷却对于自热的有效。

4 复合材料的疲劳强度模型

Hashin等[44]基于2种不同的失效机制：纤维失效与基体失效，开发了复合材料最早的疲劳失效模型之一。在过去一段时间，机织、编织和其他三维增强复合材料疲劳建模技术有了很大的发展。Sevenois等[45]将疲劳模型分为:疲劳寿命模型、剩余刚度与强度模型、渐进损伤模型。

1)疲劳寿命模型，预测结构在一定载荷下、结构和循环次数下的疲劳寿命；该模型基于实验数据，例如疲劳曲线(S-N)或恒定疲劳寿命(CFL)图。2)剩余刚度与强度模型，预测加载过程中强度/刚度的变化；与疲劳寿命模型相比，该建模方法试图减少对数据的依赖，也可以用来考虑应力状态随时间的变化。3)渐进损伤模型，对疲劳加载过程中发生的实际机制进行建模，例如，微裂纹和分层的引发和传播。

4.1 疲劳寿命模型

疲劳寿命模型预测部件的疲劳寿命，他们大多是带有拟合参数和对数表示，其纵坐标多用应力、应变、应力幅值表示；横坐标多是循环次数、平均应力，其中S-N曲线就是材料所承受的应力幅水平与该应力幅下发生疲劳破坏时所经历的应力循环次数的关系曲线。如马丹等[46]假设循环次数N与应力水平S之间存在一个简单的对数线性关系来预测三维复合材料的疲劳寿命。

疲劳寿命模型基于大量实验数据，然而，实践表明，疲劳寿命分散性较大，因此必须进行统计分析，考虑存活率(即可靠度)的问题。开发一种既考虑疲劳载荷因素又考虑统计因素的有效预测复合材料疲劳寿命的工程方法是合理的。基于S-N曲线基础上Kawai等[47-48]通过对不同应力比下疲劳寿命数据的拟合，得到了试验P-S-N曲线，建立了不同失效概率常数值下的非对称恒疲劳寿命。

基于这些先前的研究，Ksws等[49]进一步考虑到曲线的不对称性以及正平均应力下峰值包络的出现，又提出了各向异性非对称恒疲劳寿命图。在之后的研究中，将该图分为以拉伸和压缩为主的区域。该寿命图更加精准的预测材料疲劳寿命情况，通过以下分段函数定义各向异性非对称恒疲劳寿命图。

疲劳寿命模型是最早开发的疲劳模型。他们经常使用，因为它们不需要物理损伤机制的任何理解和使用起来非常简单。但是，这些模型需要大量的实验数据，并且通常针对一个特定的案例研究进行校准。

4.2 剩余强度模型

现象学模型通过模拟复合材料某一特定性能的退化来描述复合材料在疲劳载荷作用下的损伤。常见的现象学模型有2种:剩余刚度模型和剩余强度模型。

剩余强度模型是利用实验观察来描述复合材料力学性能退化以及材料抵抗破坏的能力。循环载荷过程中的剩余强度不断减少。Yagihashi等[50]认为剩余强度与循环次数成线性关系，建立了剩余强度模型。而Chebbi等[51]认为材料强度与循环次数成非线性关系，剩余强度与外界载荷相等时，材料失效，建立了如下的剩余强度模型：

式中：dR(n)剩余强度，Pa；n循环次数；m为实验参数；A(σ)应力峰值函数;σ应力，Pa。

研究表明，剩余强度与加载频率、循环次数、应力水平以及应力比R有关。由此，实验者提出了各种非线性剩余强度模型，对于剩余强度的描述更为合适[52-53]，如Whitworth[54]认为循环次数和强度如下指数关系：

式中：参数h和m取决于外加应力、加载频率和环境条件；C1和C2为实验确定的常数；N为失效循环次数；Su为极限强度，Pa；S为最大外加应力，Pa。

Hosoi等[55]全面的研究了高周疲劳下复合材料的内部损伤演化前中后三个时期失效机制，考虑基体微裂纹和分层的初始和演化，得到了剩余强度非线性变化规律。Nenad等[56]从剩余强度和最大荷载出发，建立了新的双参数剩余强度模型，利用文献中的实验数据集对模型进行了验证，结果相符。

剩余强度具有天然破坏准则是损伤的直观度量，但剩余强度实验是破坏性实验，一次得到一个数据，实验工作量大，同时考虑到数据分散性大，所以很难比较每个试样真实损伤情况。

4.3 剩余刚度模型

随着循环次数的增加剩余刚度逐渐退化，可以表征材料的损伤程度。材料损伤用刚度比强度描述有更多好处，剩余强度是损伤直观度量，但一个试样件只能获取一个数据，再者分散性大，通过剩余强度去表示损伤不太准确。而剩余刚度随着损伤一般递减，且在实验中可实验无损测量，所以能更有效描述损伤状态。

Yang等[57]首先提出有关循环次数与剩余刚度模型：

E(n)=E(0)[1-Qnν]

式中：E(n)为剩余刚度；E(0)为初始刚度；Q与v成线性相关Q=a1+a2ν；a1、a2为参数；n为循环次数。

Wu[58]在文献[57]基础上用疲劳模量F(n)代替E(n)去描述材料的剩余刚度。

F(n)=F(0)[1-Qnν]

式中：F(n)为疲劳模量,Pa；F(0)为疲劳初始模量，Pa；Q与ν成线性相关Q=a1+a2ν，a1、a2为参数；n为循环次数。

Wu等[59]利用循环次数与强度结合等效损伤比算法建立了新的残余刚度模型，并将其扩展到适应随机应力状态。

DR=1-E(n)/E(0)

复合材料刚度不仅与循环次数有关，还与静态强度、应力水平、纤维种类、环境条件等有关，其中循环次数和应力水平是最大影响因素。研究者罗白璐等[60]进一步结合强度、应力水平与循环次数建立了剩余刚度模型。

文献[61]结合实验与数学，建立了不同的剩余刚度模型，进而对材料的刚度与寿命预报。

剩余刚度模型度量损伤也有弱点。对于剩余刚度破环准则不容易确定，也不能解释实际结构中的复杂应力状态。为了获得该疲劳模型的正确参数，实验室试验必须模拟与实际结构相同的复杂应力状态，以充分表征材料的特性。

4.4 渐进损伤模型

与前面讨论的模型相比，渐进损伤模型对于预测材料损伤及性能较为全面。前面模型对于微观损伤和失效机制没有考虑到，也没有考虑到损伤模式的耦合作用，但从连续损伤力学和细观损伤力学出发，可以研究复合材料的疲劳细观损伤及预测复合材料的性能退化。

连续损伤力学首先被应用到评估复合材料层合板刚度下降，文献[62]进一步对连续损伤力学方法加以改进，建立了一个包含层合损伤和分层损伤效应的模型，用于层合板的渐进失效分析。以连续损伤力学理论为基础[63-64]建立渐进疲劳损伤模型,通过有限元二次开发以及UMAT子程序实现渐进疲劳损伤模型的计算过程,模拟开始到最终失效的全过程。

近二十年来，针对复合材料研究逐渐从强度、刚度渐进损伤的研究逐渐从宏观走向细观研究。以细观力学和有限元为基础展开了理论和试验，取得了很大的进展。王奇志等从细观尺度出发，定义面内损伤情况，研究了复合材料层合板面内微裂纹的扩展情况，但是都缺乏分层建模能力以及不包含代表性的体积单元，严重影响了模型在估计失效周期数方面的工作[65-66]。Shen等建立了细观损伤表征宏观刚度下降模型，微观尺度上建立代表性体积单元(RVE)获得撕裂张开位移及裂纹位移，表示损伤张量，宏观上通过应变和损伤面位移，建立损伤层合板的刚度矩阵与损伤张量的关系，研究了复合材料层合板基体微裂纹对刚度下降的影响[67-68]。

材料内部细观损伤演化与其疲劳特性紧密相关，研究者将细观损伤机制联系到材料的宏观力学行为中，有利于对复合材料的疲劳寿命及特性进行预测和分析。

5 结束语

目前对纺织复合材料疲劳研究相对比较成熟,开展了大量的理论和试验验证工作。纺织复合材料抗疲劳性能是研究的热点问题之一。随着复合材料的发展，三维纺织复合材料的疲劳性能明显优于二维；环境因素对纺织复合材料疲劳性能影响较大；高频率下产生的自热也会导致复合材料提前失效。复合材料已应用于许多工程领域且已呈现出良好的发展态势。对复合材料疲劳的研究仍需继续深入，主要可从下面几个方面入手：1)疲劳损伤研究已经进行了许多年，现已能够识别出疲劳后损伤机制(如微裂纹、分层等)，然而，还有一些损伤机制不能被更好的理解(例如，为什么裂纹在一定的载荷作用下会以特定的方式和速度增长等)这需要我们进一步地探究；2)由于复合材料服役过程中经常面临如紫外线辐射与海水、湿热与载荷、盐雾与载荷、等耦合作用，因此多环境因素与疲劳载荷耦合后对复合材料的影响应该深入研究；3)未来有关模型可以使用分子建模方法来了解复合材料在原子级至纳米级疲劳中的复杂材料，分子建模可以更好地理解实质上控制复合材料疲劳行为的更精细机制，还可以基于对精细化理解的重新设计复合材料结构和界面。