层压板在I型断裂和II型断裂下碳纳米管（CNT）交织结构的损伤演化：实验与数值研究 陈俊阳， 李周毅， 王颖， 王宇文， 史金虎

《Journal of Composites Science》：Damage Evolution of CNT Interleaves Under Mode I and Mode II Fractures of Laminates: Experimental and Numerical Investigation Junyang Chen, Zhouyi Li, Ying Wang, Yuwen Wang and Jinhu Shi

　　摘要：本研究揭示了碳纳米管（CNT）薄膜增强复合层压板在I型断裂和II型断裂条件下的层间断裂行为和失效模式。实验结果表明，当添加2层CNT薄膜时，I型断裂韧性达到最大值，随后随着CNT层数的增加而降低。然而，在II型断裂条件下，这种趋势发生变化，即断裂韧性随着CNT层数的增加而逐渐提高。这一结果表明，与II型断裂相比，多层CNT在I型断裂下的增强效果并未得到有效发挥。基于Voronoi图的新型微观力学模型被建立用于识别CNT增强区域内的失效模式。研究显示，两种断裂模式的裂纹传播路径不同：I型断裂时裂纹沿CNT/树脂界面传播，而II型断裂时裂纹同时在界面和树脂中传播。CNT增强区域失效模式的变化是导致两种断裂载荷下不同效果的原因。本研究创新性地利用有限元模拟和横截面微观表征方法，揭示了不同断裂模式下CNT薄膜层间增强材料的层间失效差异，旨在为CNT薄膜在层间增强领域的应用提供指导。

1. 引言
碳纤维增强聚合物（CFRP）材料因其出色的强度、轻质性和良好的柔韧性而广泛应用于航空和电磁屏蔽等领域[1,2,3]。由于层与层之间缺乏纤维增强，沿厚度方向的强度相对较低。碳纤维与基体之间的较差界面性能导致CFRP材料在低速冲击下发生分层[4]。因此，如何改善CFRP的界面性能成为过去几十年的研究热点。人们关注了界面改性方法，如化学键合和纳米粒子[5,6,7,8]。研究表明，在层间添加增强相可以有效抑制分层[9,10]。其中，碳纳米管（CNT）由于其优异的机械性能和大的比表面积而被视为理想的增强材料[11,12]。然而，将碳纳米管直接混入树脂基体似乎存在一些问题。例如，在钛表面构建多巴胺改性的碳纳米管网络后，仅添加0.75 wt%的CNT即可将TI/CF/PEEK层压板的层间剪切强度提高94.3%[13]。对于用多壁碳纳米管增强的超薄Ta1/CFRP层压板，当MWCNT含量达到1.0 wt%时，由于CNT聚集，其机械性能下降[14]。CNT的负面影响是由于高CNT含量下环氧树脂粘度增加导致CNT聚集，从而在材料内部产生缺陷，进而降低材料性能[15]。因此，如何在实现高CNT含量的同时避免CNT聚集成为研究的焦点。
最近，引入了一种使用浮 catalyst 化学气相沉积（FCCVD）方法制备的CNT薄膜[16]。该方法不仅提高了CNT含量，还防止了聚集。这种自支撑结构使树脂更容易渗透，且其商业可用性使其成为工业界的流行选择。由于这些优点，FCCVD-CNT薄膜作为增强复合材料的创新方法受到了广泛关注。实验结果表明，当碳化硼复合陶瓷中的CNT含量从0 wt%增加到8 wt%时，复合材料的相对密度、硬度和断裂韧性先增加后减少，并在4 wt%时达到峰值[17]。Wang的研究[18]表明，将CNT纤维垫嵌入层压复合材料中可以使I型断裂韧性提高28%。同样，Ou[19]的研究发现，添加CNT薄膜后I型层间断裂韧性提高了77%。然而，当CNT层变得更厚时，这一值显著下降了36%。尽管由于CNT交错层密度不同，增强效果可能有所不同，但不同研究者的扫描电子显微镜（SEM）结果共同表明，CNT的增强机制主要是增加了裂纹路径的长度和提取了CNT纤维[20]。这些发现为进一步研究CNT薄膜增强复合层压板的层间断裂韧性提供了宝贵见解。然而，据作者所知，关于CNT薄膜的增强效果和机制的研究仍然不足。裂纹起始和传播过程、不同载荷条件（I型和II型断裂）的相互作用以及CNT薄膜密度对损伤机制的影响尚未得到充分揭示。
计算微观力学作为一种有价值的工具，越来越多地用于预测复合材料的损伤行为。Yang等人[21]使用有限元方法对单向纤维增强复合材料在横向和切向剪切载荷下的微观力学模型和模拟进行了研究。为此创建了一个包含纤维、基体及其界面的代表性体积元素，并研究了复合材料的失效行为。Liu等人[22]建立了二维CNT网络复合材料的微观力学模型，模拟了其微观变形过程，以揭示连接分支的长度和分支之间的角度这两个重要微观结构参数对CNT网络复合材料机械性能的影响。此外，在另一项研究中[23]，CNT-环氧树脂复合材料被概念化为周期性蜂窝格子，能够表征复合材料内部的弹性各向异性程度。然而，由于CNT在CNT薄膜中的分布无序[24]，使用均质化方法进行模拟可能存在误差。Voronoi图是由连接两个相邻点的垂直平分线组成的连续多边形集合。目前，已经使用Voronoi图研究了颗粒增强复合材料的机械性能。研究人员[25]通过分析Voronoi图探讨了材料物理性能稳定性与CNT分散之间的联系。发现分散比率与物理性能之间存在反比关系。Cao等人[26]使用Voronoi镶嵌图表征了高熵陶瓷（HECs）的颗粒分布。通过这种方式显示了裂纹传播路径，并研究了增强机制。由于Voronoi图中的所有多边形都是不规则凸多边形，因此可能能够现象性地模拟随机分布和交织在CNT薄膜中的CNT的变形过程。
到目前为止，几乎没有研究探讨不同断裂模式下CNT的层间增强机制，这限制了这种材料的进一步应用。本研究旨在研究在不同载荷条件下，不同数量CNT层增强复合层压板的增强机制，并创新性地揭示了碳纳米管（CNT）在I型断裂和II型断裂载荷下的增强效果差异。采用代表性体积元素（RVE）模型研究了这两种断裂载荷条件及不同CNT稀疏度下的层间损伤演变过程。由此更好地解释了CNT薄膜的不同增强效果，并阐明了不同载荷条件下的CNT增强机制和裂纹传播过程。这些结果将有助于选择在工程应用中使用的载荷条件，以实现CNT薄膜的层间增强。

2. 实验方法
2.1. 材料和样品制备
在合成过程中，使用了T300（12 K）单向碳纤维。将树脂Araldite LY1564 SPCIN和固化剂Aradur 3486 Blue CI按10:3的质量比例混合。本研究使用的CNT薄膜来自中国苏州Jernano Carbon有限公司，通过浮 catalyst 化学气相沉积（FCCVD）工艺制备。乙醇作为碳源，与促进剂一起注入加热至1300 °C的反应器中。在反应器内，直径为10 nm、长度为1 mm的碳纳米管在催化剂表面生长。最终，从反应器出口获得了一个大约1 m × 1 m的原位沉积CNT网络。这种较大的尺寸使得能够充分利用纳米级CNT的优异机械性能。薄膜由缠结的CNT组成，其中MWCNT的浓度高达90%[27]。
为了确保样品厚度符合ASTM标准[28,29]，堆叠了14层碳纤维。在第7层和第8层之间插入了20 μm的Teflon薄膜以诱导预裂纹。对于用CNT增强的复合材料，CNT薄膜被插入中间两层碳纤维之间。使用真空辅助树脂转移模塑（VARTM）方法在100 °C下固化树脂4小时。从所得材料中切割出14 × 20 × 4 mm3的样品。
为了研究CNT薄膜层对断裂性能的影响，在复合材料中沉积了2层、10层、20层和30层的CNT薄膜进行层间改性。CNT薄膜的表密度分别为0.58、3.04、6.24、9.28和12.48 g/m2。层压后，使用显微镜测量了每种样品类型的层间厚度，分别约为30、40、100和150 μm。随着CNT薄膜层数的增加，层间增强区域的厚度也随之增加。未经处理的材料标记为CF/EP，而经过CNT增强的材料分别标记为CNT2/CF/EP、CNT10/CF/EP、CNT20/CF/EP和CNT30/EP。
2.2. 测试方法
I型断裂测试采用符合ASTM-D5528标准的双悬臂梁（DCB）样品进行[28]。测试使用配备100 N传感器的Instron 5848测试机进行，测试速率为1 mm/min。测试前，每个样品的一面被涂成白色并标有刻度，以便在实验过程中观察裂纹传播长度。为了保证数据的可靠性，至少进行了三次重复测试。I型断裂韧性使用修正梁理论方法计算，如公式（1）所示：
\[ \tau_{I} = \frac{PL}{W - \delta_{max}}\]
其中 \(PL\) 是载荷，\(δ_{max}\) 是载荷点的位移，\(W\) 是样品的宽度，\(\delta\) 是裂纹传播长度。通过最小二乘法绘制灵活性立方根与裂纹长度的线性函数，该直线与x轴的交点对应于\(\delta_{max}\)。
II型断裂性能使用符合ASTM-D7905标准的端部缺口弯曲（ENF）样品进行评估[29]。测试在配备2000 N传感器的Instron 5848测试机上进行。在三点弯曲测试中，两个支撑点之间的距离设置为90 mm。为了测量II型断裂韧性，采用了灵活性校正方法，使用以下公式：
\[ \tau_{II} = \frac{F_{\max}}{W - δ_{init}}\]
其中 \(F_{\max}\) 是最大载荷，\(δ_{init}\) 表示裂纹起始长度，\(W\) 是样品的宽度，\(k\) 表示灵活性校正系数。

3. 结果和讨论
3.1. 测试结果
图1a显示了实验获得的重复载荷-位移曲线。实验结果具有很好的重复性，误差低于5%。图1b显示了在不同层数CNT薄膜增强的层压板在I型断裂下的典型载荷-位移曲线。未经处理材料的线性段（视为I型断裂的起始点）的最大载荷约为50 N。加入2层CNT薄膜后，这一值增加到65 N。此外，载荷-位移曲线中的峰值载荷随着CNT薄膜的添加而增加，在添加2层后达到峰值，随后随着层数的增加略有下降，但仍高于未经处理材料的载荷。同时，峰值载荷下的位移也增加。较高的载荷和位移表明层间增强需要更多的能量来引发裂纹。

图1.典型的载荷-位移曲线分别在(a) I型断裂和(b) II型断裂条件下绘制；(c) 代表II型载荷-位移曲线；断裂韧性结果包括(d) I型和(e) II型。图1c展示了所有材料在II型断裂条件下的载荷-位移曲线。由于3ENF测试方法导致裂纹扩展不稳定，因此仅考虑了初始断裂韧性。此外，为了消除样品厚度对II型断裂测试结果的影响，对纯样品和CNT30/CF/EP样品进行了弯曲测试。平均弯曲刚度分别为78 GPa和82 GPa，误差小于10%，因此可以忽略这种影响。随着CNT层数的增加，峰值载荷（代表裂纹起始点）和相应的位移都有明显的逐渐增加。值得注意的是，一旦达到峰值载荷，载荷会迅速下降，这表明在II型断裂条件下裂纹扩展是不稳定的。因此，仅考虑初始断裂韧性。使用公式(1)和(2)计算I型和II型断裂下的层间断裂韧性。从图1d可以看出，加入CNT薄膜显著提高了复合材料的断裂韧性。具体来说，CNT2/CF/EP复合材料的断裂韧性为624 ± 15 J/m2，是未经处理的样品的两倍。然而，随着CNT薄膜层数的增加，断裂韧性有所下降，增加到550 J/m2。与I型断裂类似，抵抗层间裂纹扩展的能力通过其承受更高载荷的能力来体现。在这种情况下，当复合材料用30层CNT薄膜增强时，可以获得最佳的增强效果。如图1e所示，其断裂韧性约为1300 ± 18 J/m2，是未增强材料的两倍。通过这两组实验结果可以看出，在不同断裂模式下，随着CNT薄膜层数的增加，层间断裂韧性的趋势是不同的。I型断裂下的断裂韧性并不像II型断裂那样随CNT层数的增加而提高。这表明CNT的增强效果与断裂加载模式有关。在I型断裂载荷下，较厚的CNT薄膜的增强效果可能会受到抑制，这意味着CNT增强区域的失效模式可能在两种断裂模式下发生变化。

3.2. I型和II型断裂下的层间失效模式
为了阐明不同断裂条件下CNT层间增强的机制，通过显微镜和扫描电子显微镜（SEM）观察了断裂后的裂纹表面形态。图2a左边的显微图像显示纯材料在I型断裂后的裂纹表面是光滑的。此外，图2a右边的SEM图像显示碳纤维表面干净，没有粘附的树脂颗粒，表明树脂基体与碳纤维之间发生了分离。通常，碳纤维/基体界面的损伤代表了I型断裂的失效模式[30]。对于CNT2/CF/EP复合材料，裂纹表面显得相对粗糙，具有不同大小的暗色和不规则形状。这表明增强的层间区域受到了损伤。SEM结果显示增强区域的表面有“空洞”，这是由于碳纤维被拉出造成的，表明层间增强区域一侧的碳纤维发生了分离，导致局部分层。这证实了裂纹穿过了整个CNT增强的层间区域。此外，在增强区域的撕裂边缘，拉出的CNT有助于在裂纹穿透过程中吸收更多的能量。然而，当CNT薄膜层数达到30层时，暗色和不规则形状几乎不可见，表明CNT增强区域可能基本保持完整。随着CNT层数的增加，由于CNT密度提高，裂纹难以穿透CNT增强的区域，如图2c中的CNT2/CF/EP材料所示。SEM结果还显示一些碳纤维表面暴露在外，而其他碳纤维则缠绕在树脂基体上，这可能是由于CNTs的互锁机制（纳米级的CNT紧密连接碳纤维和树脂）[31]。由于裂纹没有穿透整个CNT增强区域，因此在使用较厚的CNT薄膜进行I型断裂增强时，通过CNT拉出和裂纹路径扩展的增强机制受到限制。根据上述分析，CNT的作用机制主要包括：碳纤维与树脂之间的互锁防止裂纹沿碳纤维和树脂之间的界面传播，迫使裂纹进入层间增强区并延长裂纹传播路径；当裂纹穿透薄膜时，CNT被拉出，消耗部分能量；被拉出的CNT导致树脂基体发生显著变形，裂纹在基体内扩展时被碳纳米管桥接。

3.3. 层间损伤演变
为了研究I型（开口）和II型（滑动）断裂载荷下碳纳米管（CNT）层间增强区的损伤进展和失效特性，使用ABAQUS 2023有限元平台构建了一个二维代表性体积元素（RVE）。图5中的SEM结果表明，CNT在薄膜中随机分布。为了描述这种无序形态，使用Voronoi图来模拟CNT薄膜。CNT纤维之间的间隙代表CNT的密度。图6中的RVE模型旨在从微观尺度探索复合材料的内部损伤演变过程，而不是模拟复合材料的整体宏观行为。因此，模型中选择了CNT束及其周围的局部树脂区域作为研究对象。

图5. 碳纳米管薄膜的表面形态。
图6. 不同CNT密度的RVE模型。(a) 多层CNT薄膜；(b) 较少层的CNT薄膜。碳纳米管之间的间距较窄表示更紧密的排列，这与CNT薄膜内的层数较多相关，如图6a所示。相反，管间距增加表明结构更松散，孔隙率更高，层数较少，如图6b所示。代表性体积元素（RVE）的尺寸为1 × 1 μm2，由三个不同的组成部分构成： epoxy基体、CNT相和中间界面。CNT的直径取为0.01 μm [12]。在假设平面应变变形的情况下，CNT和环氧基体都使用简化的三节点线性平面应变三角形元素（CPE3）进行建模，而粘性界面则用四节点二维粘性元素（COH2D4）表示。环氧基体采用各向同性弹塑性本构律来描述损伤过程。其弹性模量为3.08 GPa，泊松比为0.33，屈服强度为55 MPa [32]。当等效应变达到1.6%的临界值时，损伤开始。随后的损伤演变遵循线性软化轨迹，元素的删除由规定的失效位移0.025控制 [32]。对于碳纳米管（CNTs），采用线性弹性各向同性模型，弹性模量为1.2 TPa，泊松比为0.23 [33]。假设粘性界面和CNT具有相同的弹性模量，粘性界面采用双线性牵引分离定律。使用粘性模型时，需要使用损伤起始准则来确定粘性元素是否开始损伤。损伤起始准则采用最大名义应力准则 [34]。当最大名义应力比达到1时，假设损伤开始。表1列出了模拟中使用的材料参数。表1. 材料属性。模型底部边界的所有节点都完全固定，而载荷仅施加在顶部的节点上。鉴于I型断裂和II型断裂条件下裂纹尖端的变形行为分别受拉应力和剪应力机制的驱动，因此对RVE（代表性体积元素）施加了不同的位移控制载荷。对于I型断裂，如图7a所示，在Y方向上施加均匀的拉位移。对于II型剪切载荷，如图7b所示，在X轴和Y轴上同时指定均匀的位移分量。图7显示了RVE单元的加载和边界条件示意图：(a) I型（拉伸载荷）；(b) II型（剪切载荷）。首先分析拉伸模拟结果。图8展示了在拉伸载荷下，具有相对稀疏碳纳米管（CNT）排列的代表性体积元素（RVE）内的渐进性损伤发展过程。当顶缘应变达到1.5%时，CNT所承受的应力超过了周围基体的应力，这证实了CNT相在拉伸作用下作为增强界层中的主要承力成分。同时，损伤从模型上部区域开始，具体发生在CNT/基体界面处，如图8a中的红色箭头所示。随着应变进一步增加，顶缘应变达到2%时，已存在的界面裂纹扩展，新的裂纹在更多界面处产生。如图8b所示，裂纹出现在域的下部，而中部区域在此阶段未受损。当应变达到3.5%时，如图8c所示，RVE的中部开始出现裂纹，并且整体降解程度加剧。最终，当应变达到5%时，裂纹在整个模型中继续扩展并增多。值得注意的是，某些单个裂纹在扩展过程中会合并，形成连续的、延长的断裂路径，如图8d中的黑色箭头所示。图8中的(a–d)分别表示ε = 1.5%、ε = 2%、ε = 3.5%和ε = 5%时的Mises应力等值线。标量损伤演化参数（SDEG）用于描述材料的逐渐退化刚度，从而显示损伤传播顺序。0.0的值表示完全完好的元素，而1.0的值表示元件完全失效，此时该元件将从模拟中移除。图9a,b分别展示了在任何变形之前的基体和粘结元素的SDEG分布；在这个初始阶段，还没有元件被移除。当施加的应变达到1.5%时，元件移除开始发生。如图9c,d所示，在这个应变水平下，粘结界面的SDEG值达到1.0，因此这些元件被移除，而基体的SDEG值远低于1，没有相应的元件被移除。与图8a中的Mises应力等值线和裂纹位置相比，可以看出被移除的元件区域与可见的裂纹路径完全吻合，这证实了图8a中展示的裂纹源于粘结界面的失效。当应变进一步增加到5%时，图9e,f显示额外的粘结元素从模型中被切除，但基体的SDEG结果仍然没有元件移除。图8d中应力场中显示的扩展裂纹与被切除的粘结元素的模式之间空间对应关系是精确的。因此，在拉伸载荷下的主要失效机制被确定为CNT与环氧基体之间的界面解离，这一发现与这些较弱界面本质上容易分离的观点一致[35]。图9显示了在拉伸载荷下基体和粘结界面的SDEG云图：(a) ε = 0时的基体SDEG云图；(b) ε = 0时的粘结界面SDEG云图；(c) ε = 1.5%时的基体SDEG云图；(d) ε = 1.5%时的粘结界面SDEG云图；(e) ε = 5%时的基体SDEG云图；(f) ε = 5%时的粘结界面SDEG云图。第3.2节中的SEM结果表明，随着CNT层数的增加（CNT密度的提高），裂纹无法穿透CNT增强区域，尽管层数增加了，但I型断裂韧性并未显著提高。为了阐明CNT堆积密度在决定裂纹轨迹和相关损伤演化中的作用，进行了有限元分析。图10展示了在相同拉伸位移条件下，CNT/环氧复合材料中CNT分布稀疏与密集情况下的失效对比。通过检查Mises应力等值线可以确认，在拉伸变形过程中，无论堆积程度如何，CNT网络都是主要的承力相。在堆积松散的情况下，CNT内的峰Mises应力约为79.3 GPa，而在堆积密集的情况下，这一峰值上升到约118.3 GPa。在CNT分布稀疏的情况下，裂纹同时在模型的中部和边缘区域开始；这些单独的裂纹在有限延伸后最终连接起来，形成连续的宏观裂纹。因此，对于CNT密度较低的薄膜，外部载荷的能量输入主要通过裂纹扩展和合并来吸收。此外，如图10a中的黄色箭头所示，单个CNT两侧的裂纹都会扩展。由于在模拟中CNT连接被视为理想的，因此无法再现CNT的拔出过程。然而，在实际实验中，CNT之间的连接可能会失效，导致CNT在黄色箭头指示的位置拔出。在CNT密集配置下，更多的纳米管被动员来分担施加的载荷，导致应力分布更加均匀，应力幅度整体提高。刚性CNT与柔顺基体之间的明显机械不匹配是界面退化的主要催化剂[36]。如图10b所示，密集薄膜中的微裂纹数量显著多于稀疏情况，中部的浓度最高。重要的是，这些微裂纹保持离散，没有形成连续的断裂面。这一观察表明，界面分离在多个位置同时发生——这是CNT承受的高应力直接导致的结果。这种分布的微裂纹的增殖构成了有效的能量耗散机制，吸收了外部功而不促进裂纹的显著增长。因此，在密集的CNT/环氧薄膜中，外部功的消耗主要由微裂纹的生成控制，而不是由主要裂纹的传播控制，从而严重限制了裂纹的整体扩展。同时，CNT本身阻碍了界面衍生缺陷的扩展。裂纹在遇到高强度纳米管时被抑制，这抑制了稀疏系统中典型的裂纹连接现象，并减少了形成层间断裂的可能性。因此，在I型断裂载荷下，紧凑的CNT中间层对裂纹穿透具有抵抗力，从而抑制了CNT的拔出及相关增强机制，导致断裂韧性几乎没有提高。图10显示了在不同密度下的CNT/树脂复合材料的失效情况：(a) CNT分布稀疏；(b) CNT分布密集。在施加剪切载荷的情况下，当RVE模型的顶缘应变达到0.5%时，载荷开始传递给CNT纤维，如图11a所示。当应变达到2.5%时，如图11b所示，损伤在域的左下角开始。随着施加的变形继续增加，退化区域逐渐扩大（图11c），当顶缘应变达到5.5%时，模型中部也出现了裂纹。最终，当应变达到10%时，现有裂纹进一步扩展，如图11d所示。图11中的(a–d)分别表示ε = 0.5%、ε = 2.5%、ε = 5.5%和ε = 10%时的Mises应力等值线。图11b捕捉到了在2.5%顶缘应变下裂纹的起始。图12a,b中展示了这一应变水平下基体和粘结界面的标量损伤演化（SDEG）分布的比较，可以看出元件移除仅限于粘结界面，而基体保持完好。随着应变增加到5.5%，裂纹扩展到周围的基体中。图12c,d中的SDEG等值线确认被移除的粘结界面元素与观察到的裂纹路径完全一致。值得注意的是，在这个阶段，基体相内的元件移除也变得明显。放大的插图进一步清楚地表明，裂纹总是首先在CNT/基体界面处发生。随着载荷的继续，相邻基体元素的SDEG值达到临界阈值1.0，表明基体失效并随后移除元件。因此，在剪切主导的载荷下，材料退化源于CNT与环氧树脂之间的界面解离，以及环氧树脂本身的损伤演化。图12显示了在剪切载荷下基体和粘结界面的SDEG云图：(a) ε = 2.5%时的基体SDEG云图；(b) ε = 2.5%时的粘结界面SDEG云图；(c) ε = 5.5%时的基体SDEG云图；(d) ε = 5.5%时的粘结界面SDEG云图。图13比较了在相同剪切位移作用下，不同堆积密度的CNT/环氧复合材料的失效形态。对Mises应力等值线的分析表明，在剪切载荷下，较密集的CNT配置中会产生更多的微裂纹。这一趋势与拉伸载荷下的观察结果大体一致，其中损伤优先在相对较弱的CNT/环氧界面处发生。然而，在剪切作用下的一个关键区别在于树脂基体也参与了失效过程。这种额外的基体损伤促进了紧凑CNT薄膜中裂纹的持续扩展，最终促进了微裂纹合并成延长的断裂路径，如图13b中的黑色箭头所示。由于这种行为，即使在剪切作用下的密集CNT薄膜中，CNT的拔出仍然有效。因此，在II型断裂条件下，裂纹仍然能够穿透较厚的CNT增强层，导致大量的CNT被提取。与此机制相关的显著能量耗散显著提高了II型断裂韧性。图13显示了在不同密度下的CNT/树脂复合材料的失效情况：(a) CNT分布稀疏；(b) CNT分布密集。根据前面的有限元分析，可以如下描述I型断裂和II型断裂条件下CNT/环氧复合材料的失效机制：在I型载荷下，裂纹尖端主要承受拉应力，主要失效机制是CNT与环氧基体之间的界面解离。在CNT分布稀疏的配置中，裂纹在这些界面处产生并随后扩展形成连续的延长裂纹，从而耗散外部功并促进CNT的广泛拔出。相反，在CNT密集网络中，损伤表现为在多个界面处的微裂纹分布，以吸收施加的能量的。然而，这些微裂纹保持孤立，没有形成宏观裂纹，有效地抑制了CNT的拔出并减弱了它们的增强作用。在II型载荷下，由于裂纹尖端主要受剪切应力作用，失效过程涉及界面解离与基体损伤的协同作用。基体失效的开始促进了界面起源的裂纹的扩展，使它们能够连接起来形成更长的断裂路径。这反过来导致了更多CNT的提取。因此，即使在II型条件下，相对较厚的CNT增强层也容易受到裂纹的穿透，使得CNT的固有增强机制得以充分激活，从而显著提高了断裂韧性。4. 结论本研究创新性地结合了有限元模拟和横截面微观表征，揭示了CNT薄膜增强材料在不同断裂条件下的层间失效模式。在I型断裂的情况下，添加2层CNT薄膜产生了最佳的增强效果，与未增强材料相比，韧性提高了近100%。相反，对于II型断裂，断裂韧性随着碳纳米管（CNT）薄膜层数的增加而逐渐提高，在30层时达到峰值——这大约是不增加强度的材料韧性的两倍。微观结构分析表明，CNT薄膜层数对不同断裂模式下的层间断裂行为的影响是不同的。将CNT薄膜引入复合材料层压板的层间区域后，其增韧机制涉及裂纹进入并穿过增韧区，从而延长裂纹的传播路径。在此过程中，CNTs被拉伸并消耗额外的能量。在I型断裂中，较少的CNT层数时裂纹能够有效穿透增韧区；然而，随着层数的增加，密集的CNTs会阻碍裂纹的传播，限制了增韧效果。相反，在II型断裂中，在剪切力作用下，裂纹可以穿过由较厚CNT层增强的层间区域，表明具有更多CNT层的CNT薄膜在II型载荷条件下表现出更强的韧性。通过有限元模拟发现，在I型断裂（裂纹尖端处于拉伸应力下）中，CNT层间增韧区域的失效模式主要由CNT/树脂基体界面失效控制。而在II型断裂（裂纹尖端处于剪切应力下）中，CNT层间增韧区域主要在CNT/树脂界面和基体内部同时发生失效。