聚醚酰亚胺纳米纤维膜同步改善VARI成型CF/EP复合材料层间韧性和面内力学性能

Polyetherimide nanofiber membranes imultaneously enhance interlaminar toughness and in-plane mechanical properties of CF/EP composites prepared by VARI process

摘要

研究了静电纺聚醚酰亚胺（PEI）纳米纤维膜对真空辅助树脂灌注（VARI）成型碳纤维/环氧树脂（CF/EP）复合材料层间韧性和面内力学性能的影响规律及其内在微观机制。研究发现，PEI纳米纤维膜与环氧树脂浸渍性良好且不影响树脂流动，适用于灌注温度为70 ℃且灌注时间小于30 min的VARI成型工艺，在120 ℃的环氧树脂固化温度下6 min内完全溶解。PEI纳米纤维膜的引入可同时改善CF/EP复合材料的层间韧性和面内力学性能，15 g/m²的PEI纳米纤维膜可以使CF/EP 复合材料的Ⅰ型层间断裂韧度、Ⅱ型层间断裂韧度和层间剪切强度分别提升55.1%，65.4%和12.2%，20 g/m²的PEI纳米纤维膜使CF/EP复合材料的弯曲强度和模量分别提高了10.6%和9.3%，10 g/m²的PEI纳米纤维膜使压缩强度和压缩模量分别增加24.3%和18.9%。PEI纳米纤维膜通过原位溶解和环氧树脂固化诱导相分离，在CF/EP复合材料层间形成均匀分布的PEI/环氧树脂两相结构，提高了复合材料层间裂纹的扩展阻力和层间树脂基体的载荷转移能力，可能是复合材料层间韧性和面内力学性能得到改善的原因。

Abstract

This study investigates the influence and underlying microstructural mechanisms of electrospun polyetherimide （PEI） nanofiber membranes on the interlaminar toughness and in-plane mechanical properties of vacuum-assisted resin infusion （VARI） process molded carbon fiber/epoxy （CF/EP） composites. It is founded that PEI nanofiber membranes exhibit good wettability with epoxy resin and do not impede resin flow. PEI nanofiber membranes are suitable for the VARI process under the conditions of a 70 ℃ resin infusion temperature and infusion time less than 30 min. Furthermore， they are dissolved completely within 6 minutes at the resin curing temperature of 120 ℃. Incorporation of PEI nanofiber membranes enhances the interlaminar toughness and in-plane mechanical properties of CF/EP composites. Interleaving 15 g/m² PEI nanofiber membrane in CF/EP composites increases the mode Ⅰ interlaminar fracture toughness， mode Ⅱ interlaminar fracture toughness， and interlaminar shear strength by 55.1%， 65.4%， and 12.2%， respectively. Introducting a 20 g/m² PEI nanofiber membrane in CF/EP composites enhances the flexural strength and modulus by 10.6% and 9.3%， respectively. Moreover， adopting a 10 g/m² PEI nanofiber membrane enhances the compression strength and modulus of CF/EP composites by 24.3% and 18.9%， respectively. The in-situ dissolution of PEI nanofiber membranes and the reaction induce phase separation during epoxy resin curing lead to a homogeneous PEI/epoxy resin bi-phase structure in the interlaminar region of CF/EP composites. These structures enhance the resistance to crack propagation and the load transfer capability of the interlaminar resin matrix， probably improvement in interlaminar toughness and in-plane mechanical properties of CF/EP composites.

Graphical abstract

关键词

碳纤维增强环氧树脂基复合材料 / 真空辅助树脂灌注 / 聚醚酰亚胺 / 纳米纤维膜 / 层间韧性 / 面内力学性能

Key words

carbon fiber reinforced epoxy matrix composite / vacuum-assisted resin infusion / polyetherimide / nanofiber membrane / interlaminar toughness / in-plane mechanical property

碳纤维/环氧树脂（CF/EP）复合材料具有高比强度、高比模量、耐疲劳性能好以及可设计性强等优点，已经成为民用航空复合材料领域的关键结构材料^［1］。CF/EP复合材料最常见的应用形式是层合板结构，其中碳纤维层之间存在一定厚度的热固性环氧树脂基体层。然而环氧树脂的高度交联网络结构使其具有本征脆性，导致CF/EP复合材料易发生分层损伤，严重影响了复合材料的结构安全性和使用寿命^［2］。因此，改善CF/EP复合材料的层间韧性对于提升其服役可靠性具有重要的科学意义和应用价值。

为了改善CF/EP复合材料层间区域环氧树脂的脆性，国内外学者广泛研究了环氧树脂的共混增韧方法。常用的增韧材料包括超支化聚合物^［3］、纳米粒子^［4］、反应性橡胶^［5］以及高性能热塑性树脂^［6-7］。然而，超支化聚合物的合成困难且结构调控复杂，纳米粒子容易在环氧树脂中发生团聚且应用成本较高，反应性橡胶通常会导致环氧树脂除韧性外的力学性能和耐热性的降低^［8］。相比之下，高性能热塑性树脂具有出色的模量、玻璃化转变温度和耐热性，可在改善环氧树脂韧性的同时不影响整体性能。以聚醚砜（PES）^［9］、酚酞基聚芳醚酮（PEK-C）^［10］和聚醚酰亚胺（PEI）^［11］为代表的非结晶型高性能热塑性树脂与环氧树脂具有良好的相容性，可以均匀溶解于未固化环氧树脂中，并通过固化诱导相分离的机制形成增韧相分离结构。然而，非结晶型高性能热塑性树脂的溶解会显著提高未固化环氧树脂的黏度，影响共混树脂的成型工艺性能，例如需要保持适当黏性的预浸料热压成型和包含树脂灌注工序的液体成型工艺^［12］。

在CF/EP复合材料制造和使用过程中，因应力主要集中在层间树脂区域，研究者提出将高性能热塑性树脂以颗粒、纤维和薄膜的形式选择性引入复合材料铺层之间，以在不影响成型工艺的前提下有效提高层间韧性^［13-14］。例如，Liu等^［15］将20%（质量分数，下同）的PES和15%的PA颗粒分布在预浸料表面进行增韧，使CF/EP复合材料的Ⅰ型层间断裂韧度（G_ⅠC）提高了78%。复合材料层间区域PA颗粒的一致取向和均匀分布是实现良好增韧效果的关键。但是，当应用于需要灌注树脂的液体成型工艺时，层间颗粒增韧可能面临着颗粒分布难以控制的问题。Cheng等^［16］采用97.5 μm的PES多孔薄膜层间增韧真空灌注成型的CF/EP复合材料，使复合材料的G_ⅠC和Ⅱ型层间断裂韧度（G_ⅡC）分别提高了61.5%和55.1%。在固化过程中，薄膜溶解并固化诱导相分离机制在复合材料的层间形成均匀分布的双连续型相分离增韧结构。然而，在灌注过程中，薄膜会阻碍树脂在面外方向上的流动，同时薄膜固有的厚度会增加层间树脂区域厚度，从而影响复合材料的面内力学性能。

相较于层间颗粒增韧和层间薄膜增韧，层间纤维增韧采用结构固定且孔隙率高的纤维插层，具有更好的复合材料成型工艺适用性。其中，静电纺制备的可溶热塑性纳米纤维膜具有极高的比表面积，有利于树脂的浸润和层间增韧组分的均匀分布，已成为层间纤维增韧的重要形式^［17］。例如，Zhang等^［18］制备了不同纤维直径和厚度的PEK-C纳米纤维膜层间增韧的手糊成型CF/EP复合材料。结果显示添加0.4%的纳米纤维膜后CF/EP复合材料的G_ⅠC相对空白样提升了64.9%。纳米纤维直径的增加不利于G_ⅠC的稳定性，而纳米纤维膜厚度的增加对G_ⅠC的影响规律则与之相反。Li等^［19］比较了PSF纳米纤维膜和PSF薄膜对预浸料热压成型CF/EP复合材料的增韧效果，结果表明在添加量为5%时，PSF纳米纤维膜增韧复合材料的G_ⅠC相比同添加量的薄膜增韧复合材料和空白样分别提高了140%和280%。这是因为虽然PSF纳米纤维膜和PSF薄膜均能在CF/EP复合材料层间形成均匀分布的PSF相分离微球，但是纳米纤维膜形成的PSF相分离微球具有更广的尺寸分布，因此在钉扎和偏转层间裂纹的过程中更高效，从而表现出更好的增韧效果。Zhang等^［20］在层间增韧液体成型CF/EP复合材料的研究中发现，添加量相同时，苯氧树脂（phenoxy）纳米纤维膜的增韧效果不及phenoxy薄膜。进一步分析表明，可溶纳米纤维膜在环氧树脂中的溶解行为是影响层间韧性的重要因素。由于phenoxy的玻璃化转变温度相对低于PEK-C，PSF等高性能热塑性树脂，其纳米纤维膜在树脂灌注过程已经发生溶解并随树脂流动发生迁移，导致固化后层间phenoxy相分离结构分布不匀，难以发挥纳米纤维膜的结构优势。上述研究表明，通过调节可溶纳米纤维膜的材质、形态和添加量等参数，可以有效提高CF/EP复合材料的层间韧性。然而，还需要进一步研究可溶高性能热塑性纳米纤维膜在层间增韧液体成型CF/EP复合材料中的可行性。此外，大多数纳米纤维膜增韧CF/EP复合材料的研究仅关注层间韧性，而复合材料的增韧改性通常会影响其面内力学性能。因此，结合层间韧性和面内力学性能的系统研究，对于纳米纤维膜层间增韧液体成型复合材料的设计和实际应用具有现实意义^［21］。

本工作通过静电纺技术制备了聚醚酰亚胺（PEI）纳米纤维膜，旨在研究该可溶高性能热塑性纳米纤维膜对真空辅助树脂灌注（VARI）成型CF/EP复合材料的层间韧性和面内力学性能的影响。研究通过等温溶解实验验证了PEI纳米纤维膜在灌注和固化温度下的VARI成型工艺适用性。同时，通过改变层间PEI纳米纤维膜的面密度，系统研究了CF/EP复合材料的Ⅰ型层间断裂韧性、Ⅱ型层间断裂韧性、层间剪切强度、弯曲性能和压缩性能的变化规律。此外，通过对比分析Ⅰ型层间断裂韧性测试样品的断面形貌，探讨了CF/EP复合材料力学性能与层间多级相分离微观结构之间的关联机制。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

T300碳纤维平纹织物，面密度200 g/m²，日本东丽公司；E51环氧树脂，牌号DER331，环氧当量182~192 g/mol，美国陶氏化学公司；固化剂，二乙基甲苯二胺（DETDA），牌号Ethacure 100，与环氧树脂的反应当量约为44.3，美国雅宝公司；聚醚酰亚胺（PEI），牌号Ultem 1000，沙伯基础创新塑料有限公司；N-甲基吡咯烷酮（NMP），分析纯，国药集团化学试剂有限公司。

1.2 实验方法

1.2.1 PEI纳米纤维膜的制备

将适量PEI粉末溶解于NMP中，分别配置成浓度为22%，24%，26%和28%的纺丝液。采用静电纺丝机（型号ET-2537）制备PEI纳米纤维，纺丝过程环境温度和相对湿度范围分别控制在（30±2） ℃和（70±5）%以内。静电纺所用喷头的内径为0.5 mm，喷头到接收器的距离为15 cm，注射器的流量为0.5 mL/h，纺丝平台的移动速率为200 cm/min，滚筒接收器的转速为180 r/min，在15 kV附近调整电压至静电纺过程目测稳定。

1.2.2 碳纤维/环氧树脂复合材料的制备

将PEI纳米纤维通过静电纺直接沉积在碳纤维平纹织物的表面，基于纺丝时长控制面密度，待面密度分别为（5.0±0.5），（10.0±0.5） ，（15.0±0.5） g/m²和（20.0±0.5） g/m²时停止纺丝。随后，采用VARI工艺制备层间含不同面密度PEI纳米纤维膜的CF/EP复合材料。环氧树脂灌注温度为70 ℃，固化制度为120 ℃下保持2 h并自然冷却至室温。Ⅰ型和Ⅱ型层间断裂韧性测试的CF/EP复合材料铺层方式为［0］₁₆，层间增韧CF/EP复合材料中PEI纳米纤维膜仅分布在中间层。层间剪切、弯曲和压缩测试的CF/EP复合材料铺层方式分别为［0］₁₆，［0］₁₆和［0］₈，层间增韧的CF/EP复合材料中PEI纳米纤维膜分布在所有碳纤维铺层之间。

1.2.3 PEI纳米纤维膜的测试与表征

为分析不同浓度纺丝液所制备PEI纳米纤维的形态，采用SEM（S4800）进行观察。为分析PEI纳米纤维膜与真空辅助灌注（VARI）工艺的适应性，分别在树脂灌注温度（70 ℃）和固化温度（120 ℃）下研究PEI纳米纤维膜在环氧树脂中的等温溶解过程，采用配备热台附件（LTS-420）的光学显微镜（BX51-P）进行观察。

1.2.4 碳纤维/环氧树脂复合材料的测试与表征

参考ASTM D5528测试标准，采用双悬臂梁型（DCB）样品研究PEI纳米纤维膜面密度对CF/EP复合材料Ⅰ型层间断裂韧性的影响。DCB样品尺寸为150 mm×25 mm×4 mm，中间层插入长63 mm的四氟乙烯薄膜预制层间裂纹。测试过程中，万能试验机（208-TS）的横梁位移速率为2 mm/min。利用式（1）进行Ⅰ型层间断裂韧度（G_ⅠC）的计算：

G_{\mathrm{Ⅰ}\mathrm{C}}=\frac{\mathrm{3}P\delta }{\mathrm{2}b(a+\left|\Delta \right|)}（1）

式中：b为样品的宽度，mm；a是样品侧面裂纹总长度，mm；P为对应裂纹长度下的载荷，N；δ为横梁位移，mm；|Δ|是校正系数，为柔度立方根C^1/3与a的线性回归曲线在x轴上的截距（其中，C=δ/P）。

参考ASTM D7905测试标准，选用端缺口弯曲型（ENF）样品研究PEI纳米纤维膜面密度对CF/EP复合材料Ⅱ型层间断裂韧性的影响。样品尺寸为150 mm×25 mm×4 mm，中间层插入长45 mm的四氟乙烯薄膜预制层间裂纹。采用三点弯曲加载方式对ENF样品进行测试，上加载压头和两个下支撑辊直径均为10 mm，下支撑辊间跨距100 mm。测试过程中，将样品放置在靠近预制裂纹前沿的支撑辊与预制裂纹前沿间的距离和跨距的比值为1∶4的位置。测试过程中，万能试验机的横梁位移速率为2 mm/min。利用式（2）进行Ⅱ型层间断裂韧度（G_ⅡC）的计算：

G_{\mathrm{Ⅱ}\mathrm{C}}=\frac{\mathrm{9}P\delta a^{\mathrm{2}}}{\mathrm{2}b(\mathrm{2}{L}^{\mathrm{3}}+\mathrm{3}{a}^{\mathrm{3}})}（2）

式中：P为Ⅱ型断裂韧性测试时破坏峰值载荷，N；δ为ENF样品载荷达到P时万能试验机横梁的对应位移，mm；b为样品宽度，mm；L为支撑辊跨距的1/2，mm；a为CFRP样品载荷达到P时对应的Ⅱ型裂纹长度，mm。

分别参考ASTM D2344，ASTM D7264和ASTM D6641测试标准，研究PEI纳米纤维膜面密度对CF/EP复合材料层间剪切性能、弯曲性能和压缩性能的影响，样品尺寸分别为25 mm×8 mm×4 mm，155 mm×13 mm×4 mm和140 mm× 13 mm×2 mm，测试时加载速率均为1 mm/min。

复合材料的纤维体积分数为增强纤维体积占复合材料总体积的比例，可采用式（3）进行计算^［22］：

V_{\mathrm{f}}=\frac{n{\rho }_{\mathrm{a}}}{{\rho }_{\mathrm{f}}{h}_{\mathrm{p}}}\times \mathrm{100}\mathrm{\%}（3）

式中：V_f为纤维体积分数，%；ρ_a为碳纤维织物面密度，g/m²；ρ_f为碳纤维密度，kg/m³；n为碳纤维织物层数；h_p为复合材料平均厚度，mm。

为揭示PEI纳米纤维膜对CF/EP复合材料层间结构与层间韧性的关系及其层间增韧机制，采用SEM对Ⅰ型层间破坏样品的断面微观结构进行观察和分析。

2 结果与分析

2.1 PEI纳米纤维膜的形态和溶解行为

图1显示了SEM下不同浓度PEI静电纺丝液制备纳米纤维的形态，纳米纤维的直径稳定性和均匀度随静电纺丝液浓度的增加而提高。由图1（a），（b）可知，PEI纺丝液浓度为22%和24%时，PEI纳米纤维的直径差异较大且存在如图中红圈所示的串珠状结构，这可能是因为纺丝液黏度较低影响静电纺丝过程的稳定性^［23］。如图1（c）所示，静电纺丝液浓度为26%时，稳定纺丝过程制备的PEI纳米纤维直径一致且分布相对均匀，纤维间大小和数量适中的孔隙利于环氧树脂的浸渍。进一步提高PEI纺丝液浓度至28%，从图1（d）可以发现PEI纳米纤维的直径增大并相互粘连，纤维间孔隙尺寸的降低不利于环氧树脂的渗透。因此，后续研究采用26%的纺丝液制备PEI纳米纤维，探究其面密度对CF/EP复合材料结构和性能的影响。

为进一步研究PEI纳米纤维与VARI工艺的适应性，采用光学显微镜分别观察灌注温度（70 ℃）和固化温度（120 ℃）下PEI纳米纤维在环氧树脂中的等温溶解行为，结果如图2所示。图2（a-1）~（a-3）显示，70 ℃下PEI纳米纤维膜良好地浸渍于环氧树脂中，纳米纤维间的孔隙不阻碍树脂流动，在恒温30 min以内的条件下不发生可见的溶解。虽然PEI是高性能热塑性树脂，其玻璃化转变温度（T_g）为217 ℃，与常规非晶型热塑性树脂（如T_g为84 ℃的phenoxy树脂）相比在环氧树脂中有更慢的理论溶解速率。但是，高比表面积的特点使PEI纳米纤维膜无法在70 ℃的环氧树脂中长时间不溶解。由图2（b-1）~（b-3）可知，环氧树脂中PEI纳米纤维的直径在120 ℃下迅速减小，纳米纤维在6 min内完全溶解。这表明PEI纳米纤维膜在固化阶段初期可以快速溶解，有利于其在层间扩散并形成均匀的分布。因此，等温溶解实验的结果表明，PEI纳米纤维膜在本研究所用环氧树脂体系下适用于制备灌注时间小于30 min的CF/EP复合材料，此时PEI纳米纤维膜与VARI工艺具有良好的适应性。同时，基于等温溶解实验结果可以推测，可溶高性能热塑性纳米纤维膜在低灌注温度的树脂体系和高灌注压力的液体成型工艺的条件下会表现出更好的液体成型工艺适应性。

2.2 碳纤维/环氧树脂复合材料的层间断裂韧性

2.2.1 Ⅰ型层间断裂韧性

图3（a）显示了未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料典型样品Ⅰ型层间断裂韧度与裂纹扩展长度的关系。由图3可知，引入PEI纳米纤维后整体提高了复合材料的G_ⅠC，且G_ⅠC在层间裂纹扩展中有一定提升。随着PEI纳米纤维膜面密度的增加，在裂纹扩展过程中复合材料的G_ⅠC呈先提高后降低的趋势，其中15 g/m²的PEI纳米纤维膜具有最显著的G_ⅠC提升效果。未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料的Ⅰ型断裂韧度如图3（b）所示，G_{ⅠC -onset}和G_{ⅠC -prop}分别为临界破坏和裂纹稳态扩展过程的Ⅰ型层间断裂韧度。由图3（b）可知，在复合材料的层间引入PEI纳米纤维膜可以改善其Ⅰ型层间断裂韧性。随着PEI纳米纤维膜面密度的增加，复合材料的G_ⅠC-onset和G_ⅠC-prop均呈先增加后降低的趋势。当PEI纳米纤维膜面密度为15 g/m²时，复合材料的Ⅰ型层间断裂韧度达到最大值，其G_ⅠC-onset和G_ⅠC-prop分别为0.50 kJ/m²和0.56 kJ/m²，与未增韧时的0.34 kJ/m²和0.36 kJ/m²相比分别提升50.2%和55.1%。但是，进一步提升PEI纳米纤维膜面密度至20 g/m²时，复合材料的Ⅰ型层间断裂韧度开始下降，其G_ⅠC-onset和G_ⅠC-prop相比未增韧时分别增长17.9%和27.4%。

2.2.2 Ⅱ型层间断裂韧性

图4为未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料的Ⅱ型层间断裂韧度。从图4中可以看出，复合材料的G_ⅡC随PEI纳米纤维膜面密度提高同样呈先提高后降低的趋势。PEI纳米纤维膜的面密度达到15 g/m²时，复合材料的G_ⅡC达到了3.06 kJ/m²的最大值，与未增韧时相比提升65.4%。继续提高PEI纳米纤维膜面密度至20 g/m²时，复合材料的G_ⅡC开始下降，但仍显著高于其他组别样品。

2.2.3 CF/EP复合材料的层间微观结构

为揭示PEI纳米纤维膜的层间增韧机制，需分析不同面密度PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料层间微观结构与断裂韧性的关系。未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧复合材料的Ⅰ型断面形貌SEM观察结果如图5所示。由图5（a）可知，未增韧复合材料的断面平整，光滑的碳纤维表面和环氧树脂中直线扩展的裂纹具有明显的脆性破坏特征。由图5（b）~（e）可知，PEI纳米纤维膜面密度从5 g/m²增加至15 g/m²的过程中，层间增韧复合材料的断面粗糙度不断提升，碳纤维表面出现残余树脂基体，层间区域PEI相分离结构在环氧树脂相中分布密度不断提高。PEI纳米纤维膜面密度为5 g/m²和10 g/m²时，由图5（b），（c）所示的复合材料层间断面呈现环氧树脂连续相中PEI微球分布不断增加的“海-岛”型层间结构，环氧树脂相中部分脆性裂纹被PEI微球偏转或终止，同时还有少量PEI微球桥接拔出后留下的空穴。因此，提高离散PEI微球的分布密度可使复合材料层间断裂韧性不断提升^［24］。由图5（d）可知，PEI纳米纤维膜面密度为15 g/m²时，复合材料层间断面完全被PEI微球和环氧树脂微球相互连接的双连续层间结构覆盖。与“海-岛”型结构相比，双连续型结构中相互连接的PEI相分离微球偏转、终止层间裂纹扩展的效率和发生塑性形变的程度更高，因此层间裂纹扩展的阻力显著提升^［25］。图5（e）表明，进一步提升PEI纳米纤维膜面密度至20 g/m²时，复合材料断面的粗糙度降低，碳纤维表面残余树脂基体减少，仅在部分层间区域观察到PEI连续相，环氧树脂相中再次出现脆性裂纹。这可能是因为，高面密度的PEI纳米纤维膜溶于环氧树脂后形成的高黏度共混物难以扩散，固化后仅能在部分层间区域形成聚集的PEI连续相，所以导致增韧效率下降^［26］。

2.3 碳纤维/环氧树脂复合材料的层间剪切性能

图6是未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料的层间剪切强度（ILSS）测试结果，由图可知引入PEI纳米纤维可略微提升复合材料的ILSS。随着PEI纳米纤维膜的面密度提升至15 g/m²时，层间增韧复合材料ILSS达到了50.95 MPa的最大值，与未增韧时相比提升12.2%。而PEI纳米纤维膜面密度为20 g/m²时，层间增韧复合材料的ILSS开始下降。PEI/环氧树脂的双连续层间结构在剪切载荷下发生塑性形变和断裂过程，PEI微球通过桥接作用降低了层间区域的应力集中并通过偏转裂纹传播消耗能量，可能是层间增韧复合材料ILSS提高的原因^［27］。

2.4 碳纤维/环氧树脂复合材料的弯曲性能

图7为未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料的弯曲性能测试结果。从图7可以观察到，随着PEI纳米纤维膜面密度的增加，层间增韧复合材料的弯曲强度和弯曲模量同步增强。当PEI纳米纤维膜面密度为20 g/m²时，层间增韧复合材料的弯曲强度和弯曲模量分别达到638.8 MPa和35.1 GPa，相较于未增韧时分别提升了10.6%和9.3%。此外，表1则展示了未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料弯曲样品的纤维体积分数。随着PEI纳米纤维膜面密度的增加，复合材料的纤维体积分数从54.27%逐渐下降至49.68%。这说明PEI纳米纤维的引入在一定程度上通过增强层间的作用，弥补了纤维体积分数下降对复合材料弯曲性能的影响。

在弯曲测试中，CF/EP复合材料样品在三点弯曲的加载条件下呈现不均匀的应力分布状态。样品的凹面部分主要承受压缩应力，而凸面部分则经受拉伸应力，样品中部存在应力最小的中性面。随着弯曲应变的增加，弯曲样品的层间树脂基体首先会产生微裂纹，并且这些微裂纹会不断增加和扩展。进一步地，微裂纹的扩展和合并会导致层间树脂与连续纤维的剥离，最终引发样品的弯曲失效^［28］。根据对CF/EP复合材料层间微观结构的分析结果可以推测，通过在复合材料层间引入PEI纳米纤维膜，所形成的PEI相分离微球有助于阻碍微裂纹的引发和扩展，从而延缓了复合材料的弯曲失效进程，这可能是复合材料的弯曲强度改善的原因^［29］。同时，考虑到PEI树脂的弯曲模量高于E51环氧树脂，引入PEI纳米纤维膜可能有助于提升层间树脂基体在弯曲载荷下的刚性。复合材料层间区域刚性的改善可能会提高加载初期树脂基体向连续纤维传递载荷的效率，这或许是复合材料弯曲模量得以改善的原因^［30］。

2.5 碳纤维/环氧树脂复合材料的压缩性能

图8展示了未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料的压缩性能测试结果。在PEI纳米纤维膜面密度为10 g/m²时，层间增韧复合材料显示出最佳的综合压缩性能，其压缩强度和压缩模量分别为376.5 MPa和39.98 GPa，较未增韧时相比分别提升了24.3%和18.9%。图8（a）表明，随着PEI纳米纤维膜面密度的增加，层间增韧复合材料的压缩强度呈上升趋势。当PEI纳米纤维膜面密度为20 g/m²时，层间增韧复合材料的压缩强度达到最大为400.5 MPa，比未增韧时增长32.2%。图8（b）显示，随着PEI纳米纤维膜面密度的提升，复合材料的压缩模量改善幅度先增加后降低。当PEI纳米纤维膜面密度为10 g/m²时，层间增韧复合材料压缩模量最大为39.98 GPa，较未增韧时增长18.9%。表2展示了未增韧和PEI纳米纤维膜层间增韧CF/EP复合材料压缩样品的纤维体积分数。随着PEI纳米纤维膜面密度的提升，复合材料的平均纤维体积分数从55.26%下降至48.61%。这表明，提升PEI纳米纤维膜面密度对层间区域的增强效果可以抵消纤维体积分数减少对压缩强度的影响，但无法完全抵消其对压缩模量的影响。

在压缩测试过程中，CF/EP复合材料的层间树脂基体负责将压缩载荷传递至连续纤维，与增强纤维层相邻的层间树脂基体会逐渐在压缩应力的作用下产生微裂纹，进而导致纤维的局部屈曲。随着局部屈曲的逐渐加剧，复合材料最终在压缩载荷下发生失稳和破坏^［31］。引入PEI纳米纤维膜后，在复合材料层间区域形成的PEI相分离微球能够抑制层间树脂基体中微裂纹的引发和扩展，特别是在平纹织物结构连续纤维起伏部位周围的层间树脂基体，这可能是复合材料压缩强度得以改善的原因^［32］。此外，PEI树脂的弹性模量优于E51环氧树脂^［30］，因此引入PEI纳米纤维膜有助于提高加载初期复合材料层间树脂基体的刚性。然而，当PEI纳米纤维膜面密度进一步增加时，复合材料层间厚度的增加会导致纤维体积分数的下降，这可能是复合材料压缩模量改善幅度受限的原因^［33］。

3 结论

（1）在适当的成型工艺参数控制下，PEI纳米纤维膜适用于复合材料的液体成型工艺。在70 ℃的灌注温度下，PEI纳米纤维膜能够在环氧树脂中进行充分的浸润且不会阻碍树脂流动，同时其结构在30 min内不会发生可见溶解。随后，在120 ℃的固化温度下，PEI纳米纤维膜在6 min内可完全溶解并在环氧树脂中进行扩散。

（2）PEI纳米纤维膜可以有效增强VARI成型CF/EP复合材料的层间韧性。当采用面密度为15 g/m²的PEI纳米纤维膜进行层间增韧后，复合材料的Ⅰ型层间断裂韧度、Ⅱ型层间断裂韧度以及层间剪切强度分别提升了55.1%，65.4%和12.2%，分别达到了0.56 kJ/m²，3.06 kJ/m²和50.95 MPa。

（3）微观结构分析表明，通过提升CF/EP复合材料的层间PEI纳米纤维膜的面密度，可依次形成“海-岛”型、双连续型以及相反转型PEI/环氧树脂两相层间结构。其中，层间区域中均匀分布的PEI/环氧树脂双连续结构表现出最优的增韧效率，相互连接的PEI相分离微球通过引发裂纹偏转、裂纹终止和发生塑性变形的机制，能够有效地吸收并消耗断裂能量。

（4）PEI纳米纤维膜可同时提高CF/EP复合材料的弯曲和压缩性能。其面密度为20 g/m²时复合材料的弯曲强度和弯曲模量分别提升10.6%和9.3%，面密度为10 g/m²时复合材料的压缩强度和压缩模量分别提升24.3%和18.9%。然而，随着PEI纳米纤维膜面密度的提升，层间增韧复合材料的弯曲和压缩性能改善程度和趋势存在一定差异。这种现象是由于PEI/环氧树脂两相结构演化对层间区域的增强与复合材料纤维体积分数下降共同作用的结果。

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基金资助

国家重点研发计划项目(2022YFB3709202)

上海市科委科技创新行动计划高新技术领域项目(20511107300)

上海市扬帆计划项目(19YF1417000)

国家商用飞机制造工程技术研究中心创新基金项目(COMAC-SFGS-2020-1156)