三维编织碳纤维增强金属基复合材料结构的力学性能及其应用是近年研究的热点问题^[1-4]。运用三维编织增强技术，将一定数量的碳纤维束分别从x、y、z轴编织成一个不分层的整体结构——三维编织碳纤维增强体，再经预处理后使之置于铝合金熔体中压力浸渗成型，可得到三维编织碳纤维增强铝基复合材料（以下简称为3D-CF/Al复合材料）^[3]。此类材料解决了单根碳纤维的排列控制问题，克服了传统复合材料“分层”的固有缺点，同时纤维相互交织成立体网状结构，可产生一种网络骨架式的耦合增强效应，力学性能和某些物理性能可望得到极大提升，实现主承力结构件和高功能制件的轻质高强化的复合材料制造^[5]。本文综述了3D-CF/Al复合材料宏细观结构与力学性能的研究进展，并提出了一种探寻其不同应力状态与编织结构之间最优力学协同关系的理论构想，为该领域的研究提出新的方向。

1.   3D-CF/Al复合材料的力学性能

三维编织纤维作为材料增强体，广泛用于增强高分子基的复合材料中。三维纤维增强金属与增强树脂相比，前者难度大得多。纤维增强树脂基复合材料成型温度一般不超过200 ℃，过程可控程度高，基体与纤维相容性好，一般不存在界面反应问题，甚至可不用施加压力成型。纤维增强金属基复合材料成型温度必须超过金属基的熔点，如铝合金近750 ℃，成型结晶过程复杂，基体与纤维相容性差，一般需要施加压力成型，关键是存在界面反应造成结构与性能恶化的问题^[6-10]。 正因为如此，使得连续纤维增强金属基复合材料的发展受到制约。3D-CF/Al复合材料制备过程中需要解决纤维丝的团聚问题，使纤维丝之间能够充分渗入基体金属熔体，并使纤维丝有效分散，以便在受力过程中实现纤维与金属基体的协同性应力传递，提升复合材料的力学性能^[11]。3D-CF/Al复合材料中纤维丝的浸润分散性主要与制备工艺参数、碳纤维增强体的编织结构有关^[12]。

1.1   编织结构对力学性能的影响

在制备工艺相同时，预制体编织结构不同，制成的复合材料性能也不同。因此，研究不同碳纤维编织结构对CF/Al复合材料力学性能的影响具有重要意义。

国内学者董敬涛等^[13]、胡银生等^[14]对浅交弯联、浅交直联和层联3种典型编织结构的2.5D-CF/Al复合材料分别进行了经向和纬向拉伸极限强度测试，结果表明织物结构对2.5D-CF/Al复合材料的经向拉伸性能有一定的影响，其中浅交直联结构的经向拉伸强度可达到414.51 MPa；织物结构对纬向拉伸强度影响不大。苏里等^[15]研究了经/纬向碳纤维的比例对浅交弯联2.5D-CF/Al复合材料拉伸性能的影响，发现经/纬向纤维比为65%∶35%的浅交弯联CF/Al复合材料的综合力学性能最好。帅亮等^[16]选用2.5D浅交直联、三维正交和三维五向3种编织结构（图1）的CF/Al复合材料进行了压缩力学性能测试，发现织物结构对CF/Al复合材料的压缩性能影响较大，其中2.5D浅交直联CF/Al复合材料因其浸渗缺陷及其纤维排布方式问题，压缩强度最低，仅为99.8 MPa；三维正交CF/Al复合材料压缩强度最高，达到417 MPa。冯景鹏等^[17]对比分析了三维正交和三维五向CF/Al复合材料在25 ℃、350 ℃、400 ℃时的剪切性能，发现三维正交CF/Al复合材料的剪切强度低于三维五向CF/Al复合材料，特别是在室温下，两者剪切强度相差较大。兰泽宇等^[18]选用三维五向、三维正交、叠层穿刺和2.5D浅交直联4种不同编织结构的CF/Al复合材料在350 ℃和400 ℃下进行压缩性能稳定性测试，发现当温度由350 ℃升高到400 ℃时，2.5D浅交直联结构的压缩强度下降幅度约为40.2%，高温压缩稳定性较差；叠层穿刺结构的压缩强度下降幅度约为4.0%，高温压缩稳定性较好。贺辛亥等^[19]研究了不同编织角（10°、20°和30°）的3D₄-C_f/6061Al复合材料的断口形貌，发现随着编织角增大，纤维在切向方向的分力增加、轴方向上应力减小，纤维断裂面的不平整度增加，纤维拔出现象增加，复合材料的弯曲强度随着编织角的增大而变差。

图  1  3种编织方式的细观结构^[16]

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上述研究表明，编织结构对CF/Al复合材料的力学性能影响主要集中在径向拉伸、压缩、剪切强度方面。其中，三维正交结构由于各方向纤维束两两垂直，可以较好承受压缩载荷；三维五向结构中的轴向纤维束、与轴向纤维束有一定角度的4种倾斜纤维束对承受剪切载荷发挥重要的承载作用。但对于在受载过程中，CF/Al复合材料的界面损伤、断裂失效机理和织物结构参数设计等方面的细观层面研究十分有限，有待深入开展相关研究工作。

1.2   制备工艺对力学性能的影响

1.2.1   制备工艺参数

3D-CF/Al复合材料因碳纤维束中纤维丝之间团聚紧密，与金属熔体的润湿性很差以及两者之间存在着严重的界面反应，限制了金属基复合材料的性能，使其制备、应用远远落后于树脂基与陶瓷基复合材料。因此，为了合理控制界面反应从而制备力学性能优良的3D-CF/Al复合材料，可以从制备工艺入手。

聂明明等^[20]研究了纤维预热温度对3D-CF/Al复合材料拉伸强度的影响，发现随着纤维预热温度越来越高，材料更致密，但界面会过度反应生成大量Al₄C₃脆性相，降低纤维的增强作用，拉伸强度随之降低，当预热温度为500 ℃时，材料的平均拉伸强度达到最高值777.8 MPa。从图2不同预热温度下的拉伸试样断裂后的断口形貌可以观察出，当预热温度为600 ℃时，材料整体拉断且没有明显纤维拔出现象，表明此时界面强结合。

图  2  不同预热温度下3D-CF/Al复合材料的拉伸试样断口形貌^[20]

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宁志新等^[21]的实验也表明，弯曲强度随纤维预制体预热温度的升高先增加后减小，过高的预热温度将恶化界面结合，强度降低；针对浸渗温度对3D₅-CF6061Al复合材料的弯曲性能影响进行了测试，发现当预热温度相同时，浸渗温度上升会使复合材料的力学性能显著下降。王振军等^[22]同样发现随着纤维预制体预热温度的增加使界面产物Al₄C₃相增多，从而引起2.5D-CF/Al复合材料经/纬向拉伸力学性能下降。三维五向CF/Al复合材料室温拉伸强度随预热温度的升高而先增加后减小，高温拉伸强度随预热温度的升高而提高^[23]。胡银生等^[24]研究了浸渗保压时间对3D-SiCF/Al复合材料力学性能的影响，结果表明：保压时间对3D-SiCF/Al复合材料微观组织有很大的影响，保压时间短的复合材料容易出现纤维束内间隙、浸渗缺陷以及纤维团聚现象；随着保压时间延长，3D-SiCF/Al复合材料的浸渗效果更好，纤维分布更加均匀；抗拉强度随保压时间的增加呈现先上升后下降的趋势，这是由于过强的界面反应导致复合材料的力学性能恶化。

通过适当的热处理工艺也可以改善复合材料的力学性能。刘燕武等^[25]分析了角联锁3D-CF/Al复合材料的热残余应力分布及其对组元材料的影响，发现基体合金和碳纤维分别处于残余拉应力和压应力状态，残余应力的不均匀分布导致基体合金发生不同程度损伤。聂明明等^[26]、姜小坤等^[27]对3D-CF/Al复合材料进行了液氮−196 ℃的深冷处理，随着深冷处理时间延长，其拉伸强度增加、基体残余热应力降低，深冷处理36 h后拉伸强度可达到最高620.09 MPa；深冷处理过程中因体积收缩效应导致的孔隙闭合及残余应力降低是复合材料力学性能得以提高的原因。冯景鹏等^[28]对比分析了3D-CF/Al复合材料分别在测试温度为室温25 ℃、350 ℃、400 ℃时的弯曲性能，随着温度的升高，基体合金软化加深，导致径向纤维束屈曲变形严重和脱粘现象，使复合材料无法承受弯曲载荷而失效，如图3所示。

图  3  三维正交CF/Al复合材料弯曲试验后试样破损处断口形貌^[28]

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由上述研究可以发现，3D-CF/Al复合材料的界面结合程度是影响其力学性能的决定因素。无论纤维预制体的预热温度，还是浸渗浇注温度，过高的温度都将促使界面状态恶化。高温下界面产物Al₄C₃脆性相的大量存在，使复合材料拉伸强度、弯曲强度都明显下降。浸渗保压时间的过度延长，高温熔体与纤维长期接触，也将促成Al₄C₃脆性相的生成。深冷处理有利于组织致密，同时降低制备过程中形成的残余热应力，从而使材料的力学性能得到提升。可见，制备工艺参数的控制和优化是获得优良复合材料的关键。

1.2.2   碳纤维表面处理

碳纤维增强铝基复合材料是轻质高强、有极大应用前景的材料。到目前为止，由于铝合金对碳纤维缺乏润湿性以及碳化铝（Al₄C₃）形成等有害反应，该应用受到了阻碍。在碳纤维表面涂覆适当的涂层，可以改善碳纤维和熔融基体之间的润湿行为，使渗透难度降低、界面性能得到优化、复合材料断裂韧度得到提高。

Abidin A Z^[29]通过化学气相沉积（CVD）对碳纤维的三维纺织预制棒涂有氮化钛（TiN），如果与熔体的接触时间不太长，TiN涂层的抗氧化性提供了良好的保护效果。张善伟等^[30]基于溶胶凝胶法在碳纤维预制体表面形成Al₂O₃-SiO₂-TiO₂涂层，运用SEM、XRD等分析测试手段以及三点弯曲等试验方法，发现涂层厚度对碳纤维的力学性能有明显的影响，适当涂层厚度的3D-C_f/SiC复合材料的抗弯强度可达303 MPa，具有较高的力学性能。张俊佳等^[7]采用化学镀镍编织碳纤维，对其进行两步预热处理，发现空气中加热时生成的Ni₃P微晶为碳纤维提供了出色的润湿能力；澄清了浸入熔融基体过程中镍涂层的行为：与Al结合反应，先产生固体Al₃Ni₂，再产生Al₃Ni。其中，当熔体温度上升到800 ℃时，所有的镍元素都以微小的Al₃Ni相的形式存在，这意味着已经发生了充分的反应和足够的扩散，因此，适当的温度应控制在800 ℃左右，以优化镍的分布和减少脆性相Al₄C₃的形成。在此基础上，刘家明等^[9]研究了一种优化的化学镀镍工艺，通过使用Pd-胶体活化，涂层表面典型的岛状团聚被显著消除，提高了碳纤维增强铝基复合材料的界面附着力。国外学者Jafari R等^[31]提出利用冷喷涂技术制造功能性铝基复合材料，使用液滴形状分析仪分析静态水滴接触角从而测量涂层表面的润湿性，结果表明冷喷涂工艺使复合材料显示出致密的结构、增强的疏水行为。

除了在碳纤维表面进行金属涂层，在碳纤维表面涂覆碳纳米管（CNTs）可实现碳纤维-碳纳米管（CF-CNTs）的杂化，这种多尺度增强复合材料在碳纤维和金属基体之间形成纳米过渡层，缓解了界面反应损伤，又因掺杂CNTs而引起的晶粒细化、位错强化和载荷转移等强化机制，提高了复合材料的强韧性^[32-35]。从图4 中可以看出CNTs/Al的晶粒尺寸进一步减小，表明CNTs有细化晶粒的作用^[34]。

图  4  CNTs/Al复合材料的TEM表征图^[34]

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2.   三维编织金属基复合材料细观结构建模与力学分析

三维纤维增强金属基复合材料大多处于制备研究的过程中，有关其宏细观结构与力学分析几乎鲜见报道。一般认为，有限元分析是研究三维编织金属基复合材料细观结构及力学性能等工程问题最为经济有效的手段^[36]。三维多向编织会使纤维束空间构型更为复杂，学者们一般多采用对周期性单胞建模分析的方法来表征材料宏观结构的力学性能，其研究思想一般为：建立合适的细观单胞模型、搭建组分材料本构关系、施加载荷后分析细观力学性能、结合均匀化原则预测出宏观力学性能^[37]。

Williams B^[38]采用压力浸渗铸造工艺生产预制体并进行了准静态拉伸试验，基于多尺度微力学的有限元框架，建立了金属基复合材料拉伸变形行为（包括渐进损伤和破坏）的模型。王庆祥^[39]基于统计的优化生长法，对连续增强SiC_3D/Al复合材料在冲击载荷作用下的动态力学性能进行了数值模拟并优化，建立了复合材料三维有限元模型重构平台。王忠远等^[40]针对真空压力浸渗法制备的铝基复合材料，建立了浅交直联三维角联锁C_f/Al复合材料细观结构模型，模拟计算了其经向和纬向拉伸变形过程中的工程应力-应变曲线，与拉伸试验曲线对比结果吻合较好，发现经纱的断裂最终导致复合材料经向拉伸失效，纬纱的轴向断裂最终导致纬向拉伸失效。刘燕武等^[25]同样采用真空压力浸渗法制备了三维角联锁机织结构的CF/Al复合材料，通过电镜观察其内部纤维排布情况，在此基础上利用CATIA软件建立了经纱和纬纱的机织结构，再通过布尔运算得到基体合金的几何结构模型，最终将二者进行装配获得了该复合材料细观结构模型，如图5所示，该模型可以较好地分析和预测复合材料制备降温过程中的热收缩变形行为。

图  5  三维角联锁CF/Al复合材料细观结构模型^[25]

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沈高峰等^[41]采用真空辅助压力浸渗法制备叠层穿刺C_f/Al复合材料，建立了该材料细观结构几何模型，在代表性单胞的边界上施加张超等^[42]提出的一般周期性边界条件并采用体积平均法；该模型预测了其在准静态拉伸载荷作用下的经向拉伸弹性模量、极限强度与断裂应变，发现均匀化计算的宏观应力-应变曲线与实验曲线总体上相符，且纤维拔出和基体断裂导致的经纱轴向断裂是诱发复合材料最终失效的主要机制。刘丰华等^[43]采用真空压力浸渗法制备三维正交C_f/Al复合材料，根据其内部纱线截面形状和结构特征建立了考虑界面作用的细观力学有限元模型。其中，运用Ludwik本构模型表征基体塑性应力-应变关系：

式中：$ \sigma $和$ \varepsilon $分别为基体合金塑性流动应力与塑性应变；n为应变硬化指数；$ {\sigma}_{{0}} $为屈服应力；k为强度因子。采用von Mises准则判断基体合金屈服行为，基体屈服后服从各向同性强化准则。采用延性损伤准则定义了塑性损伤演化因子表达式：

式中：$ \varepsilon^{{pl}}$为等效塑性应变；$\varepsilon_0^{{pl}} $和$ \varepsilon_{{f}}^{{pl}} $分别为临界损伤（$ {{D}}_{{m}} $=0）和临界失效（$ {{D}}_{{m}} $=1）时的等效塑性应变。

采用最大名义应力准则：

式中：$ {{t}}_{{n}}、{{t}}_{{s}}、{{t}}_{{t}} $分别为界面的法向和切向应力分量；$ {{t}}_{{n}}^{{0}}、{{t}}_{{s}}^{{0}}、{{t}}_{{t}}^{{0}} $分别为相应的界面极限强度。施加一般周期性边界条件^[36]后，研究了其在经向拉伸载荷作用下的渐进损伤与断裂力学行为，发现纤维拔出导致经纱轴向断裂是这种复合材料失效的主要机制。

上述关于3D-CF/Al复合材料细观模型的构建和力学机制分析，与实际情况的拟合度较高，为此类复合材料的设计和细观结构力学的研究展现了一个良好的开端。但是，铝基碳纤维复合材料中编织碳纤维通常采用由成百上千根纤维集束而成的纤维束，即使采用真空加压浸渗法制备，铝合金液也很难浸渗到每一根纤维周围。这样铝合金基体呈现空间连续网络状，而纤维束内单丝间存在微空隙，是一个刚性加局部介柔性混合体。在受拉时，金属的网络状结构开始发生破坏，此时刚性变为近柔性体。因此传统纯刚性体的力学理论原理受到挑战，面临许多问题。由于三维复合材料本身的复杂性，模型体系的构建须从简单假设逐步进入到复杂的真实条件中进行。现有文献报道的力学分析模型中，有的未考虑制备微观缺陷和纤维/基体界面层影响，有的未考虑热残余应力等因素，往往导致数值模拟取得的复合材料宏观力学性能与实测结果有所偏离。对于3D-CF/Al复合材料在复杂载荷下力学行为的分析和数值模拟，还需要深入研究这种结构在力学上能否稳定以及如何界定复合材料的破断和失效。

3.   3D-CF/Al复合材料宏细观结构的力学协同性

目前国内外学者对三维编织复合材料研究基本停留在制备研究层面，针对已制备或可制备的复合材料进行结构模型的建立和力学分析。从现有材料上建立单胞模型到模拟受载最后结合周期均匀化理论对该材料宏观结构力学性能进行预测，已取得了不同的程度的成果进展。但是，所制备的材料适应于何种应力状态存在盲目性，制备研究与材料的应用脱节。复合材料在宏观尺度下是近似均值的，但细观尺度下是周期性非均质的，不同于宏细观都是均质的传统材料，3D-CF/Al复合材料不同的细观结构有不同的力学响应和损伤容限。笔者认为，应从宏细观结构的设计入手，解决三维编织结构和应力载荷如何适配以达到最大损伤容限的问题。增强体不同的三维编织结构参数将适应不同的应力状态。某种三维编织结构可能更有利于承受拉伸载荷，而另一类结构可能更利于承受弯曲载荷；同类编织结构中纤维体积分数不同、编织角不同，也可能会有不同的强化与损伤机制。不同的三维编织结构，将对应不同的应力状态，复合材料的力学性能，体现在宏细观结构与应力状态要达到有机统一、相长协同，所谓力学协同性。编织适当结构的三维纤维增强体、采取优化成型工艺方法，有望实现具备优异性能的大尺寸、复杂结构、较低成本的3D-CF/Al复合材料的净成型制造。

4.   结语

3D-CF/Al复合材料综合性能优异，应用前景广阔，因而受到业内的高度关注。目前国内外学者对于增强体编织结构对三维编织金属基复合材料组织和性能的影响研究十分有限，而碳纤维编织方式是决定3D-CF/Al复合材料力学性能的重要因素之一，因此研究不同预制体编织结构对3D-CF/Al复合材料组织和性能的影响具有重要意义。在此基础上，借助现代分析方法，应用笔者提出的力学协同性构想，可以对预制体编织结构进行设计从而实现3D-CF/Al复合材料力学性能的优化。可以预见，利用计算机技术对3D-CF/Al复合材料中的碳纤维与铝基之间进行构型化复合设计，优化编织结构，达到力学协同，可望实现3D-CF/Al 复合材料的性能预测和数字化设计制造。