关于碳纤维拉伸断裂的研究
什么是碳纤维？
Carbon fiber is literally a fiber made of carbon. The carbon content is 90% or more for carbon fibers of standard modulus of elasticity, and virtually 100% for carbon fibers of high modulus of elasticity. Nitrogen is the primary element other than carbon.Carbon fiber is produced by baking polyacrylonitrile (PAN) fiber, pitch fiber or other organic fiber in an inert atmosphere to dissociate elements other than carbon. At least 90% of commercially available carbon fibers are PAN carbon fibers made of PAN fiber, because PAN fiber is better than pitch carbon fiber in terms of the balance of performance, cost, ease of use, etc. The two key features of carbon fiber are its excellent strength and light weight. The specific gravity of carbon fiber is around 1.8, which is approx. one-fourth of iron's specific gravity of 7.8. Carbon fiber is also significantly lighter than aluminum and glass fiber having a specific gravity of 2.7 and 2.5, respectively. In addition, carbon fiber has excellent strength and modulus of elasticity: its specific strength calculated by dividing the tensile strength by the specific gravity, is approx. 10 times the specific strength of iron, while its specific modulus of elasticity calculated by dividing the modulus of elongation by the specific gravity, is approx. 7 times that of iron. That's why carbon fiber is a favorite lightweight material to replace conventional metal materials. Carbon fiber has various other characteristics such as not failing due to fatigue, not rusting, and chemically and thermally stable. It is a highly reliable material whose characteristics are stable over long time even under severe conditions.Unnecessary components have been removed through repeated bakings at high temperature.
碳纤维的制备工艺（以PAN
基型为例）
碳纤维的结构
化学结构
PAN 纤维原丝的氧化、环化、碳化和石墨化过程从化学结构上可以用下图简单表示。纤维经过碳化或石墨化处理后,得六角环状
稳定网状结构。结晶度与取向度碳纤维上的碳原子属于有机物转化而成的过渡态碳,其含碳量一般为92 %～95 %，。用X- 射线衍射分析碳纤维的结构,显示六角的碳环层沿着纤维轴择优取向,结晶尺寸约几纳米(nm) ，。随着热处理温度(碳化温度和石墨化温度) 的提高,结晶尺寸也随着增加,且沿纤维轴排列更有秩序,层面间距离约为0. 34nm。透射电镜观察纤维切片显示(见图8) ,纵剖面沿着纤维轴择优取向,也有少许的错位层形成相互交错的微纤,这些微纤以结晶形式聚集在一起;而横剖面显示(见图9) ,碳环结晶层面彼此平行,但这些结晶层在剖面上的排列则是杂乱无序的。随着热处理温度的增加,结晶尺寸增加,但在中间存在低
密度的无序区。通过偏光显微镜观察,碳纤维的表面微晶较大,其层面取向不仅平行于纤维轴,而且也平行于纤维表面。Butler认为,微晶在纤维表面部分取向于外表面,按圆周方向排列,内部芯层则
杂乱排列,如图10所示。与电镜观察结论一致。
碳纤维断裂机理
拉伸断裂
Royonlds已经指出,要通过在晶体边界堆积起来的位错、弯曲板条的伸直、密度起伏的存在或者包括位置的切变和滑移在内的屈服过程来说明断裂机理是很困难的。虽然已经看到了大范围的内部缺陷会影响纤准的强度, 但还不能找到孔洞直径、纤维强度和表面自由能之间的简单关系,这样就引出了Roylonds和Sharp在纤维断裂时晶体切变的限定。这种断裂机理基于这样的观点:在对板状基面施以剪切力时, 晶体是最薄弱的环节。当拉仲应力施加于在纤维结构中被固化的错排晶体(Misoriented cryst.) 时,剪切力并未因基面之间的开裂或屈服而被削弱,剪切应变足以造成错排晶体中基面的l析裂,因此裂纹不仅垂直于基面扩展开来, 而且会穿过相邻的层面转移剪切应力。图8(a)显示的是进入了择优取向的晶体之间的错排晶体,并且完全固化，图8(b)为施加应力时,基面产生破裂的情形,图8(c)中看到的是裂纹继续扩展而遍及到局部的区域。
所以, 一个裂纹要能够扩展蔓延并穿过纤维而产生断裂, 必项同时满足下列两个条件: ①在裂纹扩展方向之一上的晶体尺寸, 即Lc或La⊥:,必须比紧张状态下产生断裂的临界尺寸C要大(对I型碳纤维C大约为120nm)。②为使裂纹扩展,最初突然断裂
的晶体必须和其周围的晶体具有足够的连续。由大量错排晶体与缺陷壁上结构的连续性结合在一起造成了纤维在张力下产生断裂, 这个观点在早先对木质素碳纤维的研究中也已得到证实。这些抗拉强度非常差的纤维含有许多以掺杂方式存在的缺陷, 这些缺陷是分布在原丝中的杂质粒子通过催化石墨化后产生的。这些缺陷总是Reynolds一Sharp机理开裂,裂纹就沿缺陷壁扩展,最后导致与普通结构紧密接触, 在应力下, 错排晶体以上述
纤维的全部断裂。
实验
实验采用日本产T-300碳纤维,单丝直径7.6μm, 拉伸强度3.0GPa,弹性模量220GPa；基体为环氧树脂,拉伸强度80MPa,弹性模量4.5GPa。首先将碳纤维分别按不同编织参数(编织角U, 密度Q等),编织出实验用样品(1,2,3,4),再浸入环氧树脂中进行浸渍，经固化160mm×20mm×6mm。为保证试件的均匀性,在树成形后制成拉伸试件, 试样尺寸为
脂材料、浸渍方法固化工艺等方面都保持一致。力学实验在MTS万能材料实验机上进行,加载速率为1mm/min,环境温度为15℃, 湿度为18%。拉伸试件在两端分别胶粘结1mm 厚的铝板加固, 采用夹式引伸计测量位移,标距为25.5mm；为测量其弹性性质,还采用电阻应变片测量试样的轴向变形和横向变形,据JSM26301F场发射扫描电镜上进行。此求得弹性模量和P o i s s o n 比。断口分析在
1号样宏观断口表明, 纤维呈正应力下的拉断特征。扫描电镜观察发现,低倍下许多纤维可看到拉断迹象, 纤维束内无明显扭曲, 每根纤维表面都有明显的经表面处理后形成的沟纹,树脂与纤维结合强度非常高。在受力过程中, 树脂与纤维间界面无开裂。断口上基体树脂表现出因受三向应力而呈剪切塑性变形的特征。纤维与树脂间
界面处因受力而形成的剪切带十分清晰(见图2a,b)。
有局部开裂(见图3a)。纤维表面沟纹清在2号试样中, 低倍下纤维束弯曲, 晰, 纤维与基体界面存在不连续孔洞, 它们是固化过程中因纤维与基体树脂间膨胀系数不同及气体分子相互排斥而形成的孔隙,其尺寸约0.3μm,表面十分光滑(见图3b)。拉伸过程中有些纤维拔出,树脂基体呈明显塑性变形特征。许多纤维单丝断口平齐,纤维断裂时裂纹起源于表面, 沿剪切力方向呈放射状的脆性断裂特征(见图3c)。也有些纤维表面有缺陷,呈剪
切韧断(见图3c,d)。
在3号样品中,低倍下纤维束弯曲断裂并有明显开裂(图4a),高倍下可看到纤维与基体界面结合较好,界面处呈剪切的韧性特征,树脂基体中因塑性变形形成的剪切带清晰, 在纤维上有沿表面
形成并扩展的裂纹(图4b)。
实验结论
在拉伸实验中, 基体环氧树脂的弹性模量远小于纤维的弹性模量, 当界面结合强度足够大时, 在树脂中将首先产生复杂的应变, 纤维通过界面粘结而抓住树脂并施加影响, 载荷通过界面上的一种切变机制传递到纤维上。此时纤维端部切应变最大, 在离开端部一定距离后衰减到零。由于编织复合材料中纤维的分布取向变化较大, 力的传递过程十分复杂。当某些垂直于纤维的微裂纹尖端具有集中能量时,就能冲击纤维, 如果这种能量足够大, 就可以将绝大部分能量都集中在裂纹峰上, 引起附近纤维的连锁断裂, 使复合材料呈脆性破坏。碳纤维与树脂间的粘结强度愈高, 复合材料强度愈高, 脆性也愈大。从拉伸断口的SEM 分析可见,1号样纤维与基体粘结强度最高, 受力时界面无开裂, 尽管树脂基体间有明显塑性变形, 但由于界面处强度高, 应力在界面处无法松弛, 较高的冲击能量将直接作用于纤维上。因而这种破坏是纤维少量拔出和界面基体剪切破坏的脆性断裂。宏观上表现为拉伸强度最高。
而在2号,3号,4号样中,纤维拔出较多,界面处有明显开裂, 纤维断面可看到脆性断裂的河流花样。这类样品界面结合强度低于1号样，仍属较脆的断裂特征但断裂过程所吸收的能量比1号样多,整体上表现出有一定的塑性。复合材料在受力过程中,因碳纤维与基体间的应变相差太大而产生界面剪切,导致塑性变形,在界面处
形成应力集中,使界面开裂破坏。
抗拉强度与纤维微观结构的关系
所观察的４种碳纤维分别是日本东丽公司生产的T300、T700及两种国产PAN基碳纤维。T300和T700需做除胶处理。采用日本产JSM-6700F型场发射扫描电镜观察4种碳纤维表面和断口形貌。
表面形貌
由于碳纤维直径很小，表面占有很大比例，例如，每100cm³的碳纤维体积中，表面积约为89㎡，可见表面缺陷的存在，对碳纤维性能影响很大。碳纤维的表面缺陷来源可分为先天性缺陷和后天性缺陷两大类型，先天性缺陷是由原丝缺陷“遗传”下来的，后天性缺陷可以在生产过程中避免。
图1为碳纤维的表面形貌SEM图，（a）、（b）、（c）、（d）分别对应T300、T700、国产湿法纺丝制备碳纤维以及国产干喷湿纺制备碳纤维。由图1可见，T300碳纤维表面存在很多轴向沟槽，这些深浅不一的沟槽是T300碳纤维表面最主要的缺陷，因为碳纤维是脆性材料，在断裂过程中缺乏塑性流变特性，在承受拉伸负荷时，这些沟槽就成为应力集中点，集中的应力不易缓和与释放，纤维会在该处首先断裂，然而这些轴向沟槽是先天性的，是由PAN原丝缺陷“遗传”下来的，是湿法纺丝工艺的特征。而T700碳纤维表面沟槽消失，在纤维表面仅能看到轴向条痕存在，这就是干喷湿法纺丝的优势所在，即干喷湿纺时可在空气层中形成层致密的薄膜，阻止大孔洞的形成，因此纤维表面平滑。对比T300和T700碳纤维的表面形貌可知，轴向沟槽的减少或避免是碳纤维表面缺陷减少的主要途径，有助于拉伸强度提高。对不同纺丝工艺的国产碳纤维表面形貌与日本碳纤维的表面形貌类似。对湿法纺丝的碳纤维来说，相对于T300，国产碳纤维表面沟槽更多并且更深，表面有粘附物存在并且某些部分被磨损，粘附物的存在可能是由于生产碳纤维的全过程中某些环境不洁净，导致纤维表面被污染；磨损部分可能是由于机械划伤，损伤纤维表面，残留下表面缺陷。表面缺陷占的比例更大也是导致拉伸强度低的主要原因之一。对干喷湿纺的碳纤维来说，国产碳纤维表面结构比较均匀，表面平滑没有沟槽，从表面结构来看，拉伸强度会有大幅度提高。
断口形貌
内部空隙是影响碳纤维拉伸强度的另一个主要因素，从断口SEM形貌图中就可以看到碳纤维内部空隙的存在。图2是4种碳纤维的断口形貌SEM图，（a）、（b）、（c）、（d）分别对应T300、T700、国产湿法纺丝制备碳纤维以及国产干喷湿纺制备碳纤维。从图２可以
看出，碳纤维断口均呈现颗粒状的特征，颗粒状结构之间有轴向微孔。相对于T300，T700内部均匀致密性更好，内部颗粒尺寸较小，颗粒之间的轴向孔洞尺寸也较小，由图２（a）和（b）对比可以看到。而由图２（c）可以看出，国产湿法碳纤维致密性差，内部缺陷很多，存在尺寸较大的轴向孔洞，过多的缺陷严重影响碳纤维拉伸强度的提高。而国产干喷湿法碳纤维致密性得到很大提高，内部颗粒尺寸小，颗粒之间的轴向孔洞明显减少，缺陷的减少有利于碳纤维拉伸强度
的提高。
基于拉伸断裂研究 提高纤维抗拉强度的方法1 原丝加工工艺
1.1 聚合物共聚组分质量分数对碳纤维抗拉强度的影响 均聚的聚丙烯腈原丝由于分子链刚性较大，纤维的可纺性能差，而且原丝预氧化时环化反应迅速，大量的反应热快速释放，反应不容易控制，甚至引起分子链断裂，导致纤维性能恶化。善了纤维的可纺性，降低了环化反应的初始温度，并共聚单体的加入，改减缓了反应速度。同时由于有羧基的存在，减小纤维的屈服应力，增加了纤维的可塑性，提高了纤维的可牵伸性，从而使碳纤维的抗拉强度得以提高。
由图 1 显示的结果表明，与丙烯腈共聚第二单体衣康酸的质量分数不宜过高，以控制在 0.01～0.03 为佳。图 2 显示的结果也表明，与丙烯腈共聚的第二单体丙烯酸甲酯、第三单体衣康酸的质量分数之和应控制在
1.2 聚合物的相对分子质量和分布对碳纤维抗拉强度的影响 大量的研究结果表明：原丝，就必须控制一定的聚合物相对分子质量和制得相对要制得性能优良的聚丙烯腈基分子质量分布较窄的聚合液用于纺丝。相对分子质量不足无法纺制优良的原丝，也不可能制得高强度的碳纤维。常采用聚合物的特性粘度（ SP）来表征聚合物的相对分子通质量，即 SP 0.5 % DMFt = 25 ℃ 来表示。从表1 可以看出随特性粘度的增加碳纤维的抗拉强度呈增加趋势。国外专例报导，高性能碳纤维用原丝的相对分子质量在 9×10 较好，而且要求低相对分子质量级分要少，即相对分子质量的分布要窄。较好的相对分子质量分布是 Mw / Mn = 1.7～1.8（G.P.C 分级）。同时要控制聚合液的均一性，特性粘
度的波动要控制在 ± 0.04 范围内。1.3 纺丝环境对碳纤维抗拉强度的影响Moreton 和 Watt 等人研究发现[2]：在洁净室中纺出的聚丙烯腈基原丝经碳化热处理后，碳纤维的抗拉强度达到 2.75 GPa（见表 2）。而在普通室中纺出的纤维经同样的条件碳化后，所得碳纤维的抗拉强度仅为 1.5 GPa。前者抗拉强度比后者提高了 80 %。采用不同检测长度测得在洁净室中纺出的纤维其碳化后的抗拉强度变化十分不明显，而普通室则随检测长度的增加抗拉强度下降了 30 % 之多。分析检测洁净室空间所含> 0.5μm 的微粒量为 3.5×10 个 /m，普通室空间所含微粒量为 10 个/m 。洁净室纺出的纤维其单丝的缺陷数目为 2 个/cm，普通室则多达 7个/cm。
1.4 纺丝方法对碳纤维抗拉强度的影响
湿法纺丝是当前比较普遍的纺丝方法。湿法纺丝虽然纺丝速度比较慢，但一个纺位的孔数比较多，生产能力较高。但湿纺纤维的表面缺陷较多，其表面较为粗糙，存在诸如表面轴向沟槽与皱褶、孔洞、竹节丝、表面杂质的沉淀物等缺陷，而原丝的这些表面缺陷在随后的碳化过程中会保留下来，甚至变得更加严重，从而导致碳纤维在拉伸作用下极易断裂，大大降低了纤维的抗拉强度。
纺丝溶液出喷丝孔后，先通过空气或其他惰性气体层，然 干喷湿法纺丝简称干湿法，干湿法纺丝的突出优点是：后再进入凝固浴按湿法机理成形，使得纤维的表面形态大为改善，表面沟槽比湿法纺丝大大减少，这一点对提高最终碳纤维的力学性能是大有好处的。其次还可以提高喷丝头拉伸，使得纺丝速度比一般湿法纺丝速度提高5～10 倍。另外可以采用孔径较大的喷丝板（0.1～0.35 mm），这样在相同的纺丝压力下，就可以让较高粘度的纺丝液通过喷丝板，从而可以使用较高浓度或聚合物相对分子质量较大的纺丝液来纺丝成纤，这样就可以获得结构较为致密的原丝，而且还可以对纤维施加更高的牵伸倍数，提高纤维的取向度，同时又不容易将纤维拉伤，使得原丝性能得到较大的提高，进而提高碳纤维的抗拉强度及其它力学性能。1.5 原丝中的残存溶剂对抗拉强度的影响 溶剂，残存溶剂较多将对纤维的质量产生以下影响：纺丝工艺中的水洗工序主要是洗掉纤维中的残存① 使原丝经干燥工艺时发黄，并易产生溶融丝或单丝之间的局部并丝；② 因溶剂的存在影响纤维的取向度，降低纺丝工艺的拉伸效率；③ 因溶剂的塑化作用使纤维在预氧化工艺时发生融并；④ 溶剂残存量过多破坏纤维的圆形截面。溶融丝和并丝使纤维在预氧化时局部过热，使纤维产生缺陷，降低碳纤维的抗拉强度。另外，溶剂过多使碳纤维的抗拉强度不匀率增大，使纤维的性能恶化。由表 3 可见当溶剂残存质量分数超过 0.002 时，碳纤维的抗拉强度将低于 2.0 GPa。要想得到优良的碳纤维原丝，溶剂的残存质量分数应控制在 0.000 1 以下，并尽可
能控制得更低。
2 碳纤维中的各种缺陷对其抗拉强度的影响
2.1 碳纤维表面粗糙度对抗拉强度的影响2.2 碳纤维的缺陷大小对其抗拉强度的影响 格里菲思从能量平衡的观点出发，把碳纤维的抗拉强度
与裂纹大小联系起来，提出了经典而著名的格里菲思经验式： 碳纤维表面粗糙度用沟槽的尺寸来表征。通过对
比不同强度的碳纤维表面情况得出：高强度碳纤维的表面沟槽尺寸要远小于低强度碳纤维，表面沟槽的尺寸效应直接影响碳纤维的抗拉强度（见表 4）。经研究和分析比较，碳纤维缺陷的90 % 左右属于表面缺陷，大多又是属于先天性缺陷，即由原丝残留下来，而原丝中的各种表面沟槽和皱褶作为先天性的缺陷是碳纤
维裂纹的主要来源之一。 显然，抗拉强度随裂纹的增大而减小。碳纤维中的裂纹主要来自各种缺陷，缺陷来自两个方面：一是先天性缺陷，由原丝残留下来；二是后天性缺陷，是由于预氧化、碳化等处理工艺引起。原丝在纺丝过程中产生的缺陷有：表面横向裂纹、表面横向皱褶、轴向裂纹、表面沉积物、竹节丝、并丝等。碳纤维在预氧化和碳化过程中产生的缺陷有：皮芯结构、熔并丝、表面沉积焦油、孔洞等。Jones J B 等人研究发现：缺陷的大小与抗拉强度呈反比关系。如表 5 所示：当缺陷尺寸 ≥ 3μm 时，无论缺陷的形状和出现的部位，碳纤维的抗拉强度要
（接上）
2.3 金属杂质对碳纤维抗拉强度的影响
这些金属杂质在高温碳化时将逐步从纤维中逸出，杂质 碳纤维在加工过程中不可避免地引入一些金属杂质，逸出后残留下许多孔洞，导致碳纤维的力学性能下降。从表 6[4] 可以看出金属杂质对碳纤维性能的影响。在加工过程中，应尤其注意铁离子的引入。在低温（800℃）碳化时生成碳化铁，在高温（1 300 ℃ 铁和纤维中的碳以上）碳化时碳化铁分解，使纤维内碳链发生断裂，在
纤维内产生孔隙，从而降低碳纤维的力学性能。2.4 “毛丝”对碳纤维抗拉强度的影响 所谓“毛丝”是指一束碳纤维中的断头丝，这些断头丝是碳纤维的表观物理缺陷。“毛丝”的大量产生不仅影响碳纤维的品质，而且使碳纤维的抗拉强度不匀率增大，复丝抗拉强度明显下降，甚至严重影响复合材料品质。碳纤维的断头率是表征“毛丝”缺陷的一个重要指标。碳纤维的断头率控制要 5 %，其抗拉强度将下降 0.1～0.2 GPa，甚至还会更大一些。毛丝产生的原因是多方面的，主要有：① 原丝在纺丝时喷丝头断丝，这是由于纺丝液中存在气泡和凝胶块，或者是吐出喷丝板的纺丝液膨胀和张力控制不当造成的。② 原丝在热牵伸时过分拉伸拉断纤维。③ 原丝在干燥后罗拉辊摩擦损伤纤维。④ 原丝在预氧化时过度牵伸拉断。⑤ 原丝在预氧化时由于热风吹扫或加工时产生静电损伤。⑥ 碳纤维和传动辊摩擦或与氧化、碳化炉体等静止设备摩擦损伤。 上述 6 种原因在碳纤维生产加工过程中应十分注意，并采取相应的措施加以避免，才能保证碳纤维抗拉强度等力学性能的提高。
3 预氧化和碳化工艺过程对碳纤维抗拉强度的影响
3.1 预氧化过程中温度和张力对碳纤维抗拉强度的影响表 9 是对同一种国产原丝施加不同的氧化牵伸率所得的碳纤维抗拉强度情况，从分析结果看预氧化时对原丝施加一定的 聚丙烯腈的线性高分子在含氧的气氛中进行热张力，使原丝保持一定的伸长，将有利于提高碳纤维的抗拉处理，氧可以促进共轭环的梯形结构形成，使纤维强度。但也不能过分拉伸，否则将使分子链断裂而破坏碳纤
热稳定性增强。预氧化过程是一个热反应过程，升温速率、停留时间和预氧化温度对碳纤维的力学性能有很大的影响。从表 7 和表 8 所示结果分析：化时升温速率不宜过快预氧
化的处理温度在 230～280 ℃ 范围内；，通常在 1～3 ℃/min；预氧
过长也不宜过短，过长使工业化生产效率低，过短停留时间不宜
则生产控制难以实现而且需要根据不同的纤维进行适当调整。，通常控制在 60～80min 为最佳，
原丝在预氧化过程中产生一定的收缩。在低温时原丝内应力松驰，大分子链卷曲，引起物理性收缩；在高温时由于环化反应而发生化学收缩。热处理时物理收缩使分子链卷曲，影响腈基的规则排列；化学收缩将降低原丝纤维的取向度。两种收缩均对碳纤维的抗拉强度造成影响，因此需要施加张力来抑制收缩，提高原丝的取向度和规整性，从而提高碳纤维的强度。维的性能。
3.2 碳化工艺过程对碳纤维抗拉强度的影响⑴ 低温碳化工艺中废气排放对碳纤维抗拉强度的影响
预氧化纤维在碳化过程中释放出 HCN、NH 、N2、H O、CO、CO2 等多种废气。另外在低温碳化时，还有碳纤维所上油剂分解产物和低分子物质挥发物。这些废气、油剂分解物、低分子挥发物和保护气（通常为纯化氮气）一起构成碳纤维低温碳化时的气氛场。结为焦油。焦油凝聚沉积或滴落到碳纤维表面，造成碳纤维油剂分解物和低分子挥发物遇冷则凝粘并、断丝或高温碳化后发脆易断，从而恶化碳纤维性能，降低碳纤维的抗拉强度。 废气排放点的位置设置和废气排放速率是低温碳化工艺的两个重要参数。这两个参数决定气氛场的稳定性，也直接影响到碳化过程的连续稳定和碳纤维的力学性能。判断废气排放的情况是否良好的方法可采用观察法：排放效果差点时表现为离开炉体的碳纤维有粘并现象，呈乌黑色、质脆易断，并且炉体的进出口处有浓烟逸出；排放废气过度时表现为炉内气氛过于清亮。可造成空气侵入炉内，使丝束断丝增多，导致丝束平整性极差，甚至使碳纤维大量烧断。另外，可用显微镜观测低温碳化后的碳纤维表面，如果废气排放不良，碳纤维表面可观察到焦油滴和熔并粘连的并丝。焦油和废气污染对碳纤维性能的影响是使碳纤维在碳化过程中产生缺陷，降低碳纤维的抗拉强度。因此，在生产中低温碳化废气排放必须严格控制。⑵ 高温碳化温度对碳纤维抗拉强度的影响Ball J R 等人研究发现[7]（见图 3）：碳纤维的抗拉 碳纤维的抗拉强度与高温碳化温度有着密切关系。强度在 1 500 ℃ 左右时出现峰值，之后随着碳化温度的升高又逐步下降。而 Johnson DJ 等人发现：碳纤维的最大峰值出现在 1 250 ℃时左右。 不同的氧化和低温碳化工艺是导致两种不同结
果的主要原因
关于碳纤维拉伸断裂的研究
什么是碳纤维？
Carbon fiber is literally a fiber made of carbon. The carbon content is 90% or more for carbon fibers of standard modulus of elasticity, and virtually 100% for carbon fibers of high modulus of elasticity. Nitrogen is the primary element other than carbon.Carbon fiber is produced by baking polyacrylonitrile (PAN) fiber, pitch fiber or other organic fiber in an inert atmosphere to dissociate elements other than carbon. At least 90% of commercially available carbon fibers are PAN carbon fibers made of PAN fiber, because PAN fiber is better than pitch carbon fiber in terms of the balance of performance, cost, ease of use, etc. The two key features of carbon fiber are its excellent strength and light weight. The specific gravity of carbon fiber is around 1.8, which is approx. one-fourth of iron's specific gravity of 7.8. Carbon fiber is also significantly lighter than aluminum and glass fiber having a specific gravity of 2.7 and 2.5, respectively. In addition, carbon fiber has excellent strength and modulus of elasticity: its specific strength calculated by dividing the tensile strength by the specific gravity, is approx. 10 times the specific strength of iron, while its specific modulus of elasticity calculated by dividing the modulus of elongation by the specific gravity, is approx. 7 times that of iron. That's why carbon fiber is a favorite lightweight material to replace conventional metal materials. Carbon fiber has various other characteristics such as not failing due to fatigue, not rusting, and chemically and thermally stable. It is a highly reliable material whose characteristics are stable over long time even under severe conditions.Unnecessary components have been removed through repeated bakings at high temperature.
碳纤维的制备工艺（以PAN
基型为例）
碳纤维的结构
化学结构
PAN 纤维原丝的氧化、环化、碳化和石墨化过程从化学结构上可以用下图简单表示。纤维经过碳化或石墨化处理后,得六角环状
稳定网状结构。结晶度与取向度碳纤维上的碳原子属于有机物转化而成的过渡态碳,其含碳量一般为92 %～95 %，。用X- 射线衍射分析碳纤维的结构,显示六角的碳环层沿着纤维轴择优取向,结晶尺寸约几纳米(nm) ，。随着热处理温度(碳化温度和石墨化温度) 的提高,结晶尺寸也随着增加,且沿纤维轴排列更有秩序,层面间距离约为0. 34nm。透射电镜观察纤维切片显示(见图8) ,纵剖面沿着纤维轴择优取向,也有少许的错位层形成相互交错的微纤,这些微纤以结晶形式聚集在一起;而横剖面显示(见图9) ,碳环结晶层面彼此平行,但这些结晶层在剖面上的排列则是杂乱无序的。随着热处理温度的增加,结晶尺寸增加,但在中间存在低
密度的无序区。通过偏光显微镜观察,碳纤维的表面微晶较大,其层面取向不仅平行于纤维轴,而且也平行于纤维表面。Butler认为,微晶在纤维表面部分取向于外表面,按圆周方向排列,内部芯层则
杂乱排列,如图10所示。与电镜观察结论一致。
碳纤维断裂机理
拉伸断裂
Royonlds已经指出,要通过在晶体边界堆积起来的位错、弯曲板条的伸直、密度起伏的存在或者包括位置的切变和滑移在内的屈服过程来说明断裂机理是很困难的。虽然已经看到了大范围的内部缺陷会影响纤准的强度, 但还不能找到孔洞直径、纤维强度和表面自由能之间的简单关系,这样就引出了Roylonds和Sharp在纤维断裂时晶体切变的限定。这种断裂机理基于这样的观点:在对板状基面施以剪切力时, 晶体是最薄弱的环节。当拉仲应力施加于在纤维结构中被固化的错排晶体(Misoriented cryst.) 时,剪切力并未因基面之间的开裂或屈服而被削弱,剪切应变足以造成错排晶体中基面的l析裂,因此裂纹不仅垂直于基面扩展开来, 而且会穿过相邻的层面转移剪切应力。图8(a)显示的是进入了择优取向的晶体之间的错排晶体,并且完全固化，图8(b)为施加应力时,基面产生破裂的情形,图8(c)中看到的是裂纹继续扩展而遍及到局部的区域。
所以, 一个裂纹要能够扩展蔓延并穿过纤维而产生断裂, 必项同时满足下列两个条件: ①在裂纹扩展方向之一上的晶体尺寸, 即Lc或La⊥:,必须比紧张状态下产生断裂的临界尺寸C要大(对I型碳纤维C大约为120nm)。②为使裂纹扩展,最初突然断裂
的晶体必须和其周围的晶体具有足够的连续。由大量错排晶体与缺陷壁上结构的连续性结合在一起造成了纤维在张力下产生断裂, 这个观点在早先对木质素碳纤维的研究中也已得到证实。这些抗拉强度非常差的纤维含有许多以掺杂方式存在的缺陷, 这些缺陷是分布在原丝中的杂质粒子通过催化石墨化后产生的。这些缺陷总是Reynolds一Sharp机理开裂,裂纹就沿缺陷壁扩展,最后导致与普通结构紧密接触, 在应力下, 错排晶体以上述
纤维的全部断裂。
实验
实验采用日本产T-300碳纤维,单丝直径7.6μm, 拉伸强度3.0GPa,弹性模量220GPa；基体为环氧树脂,拉伸强度80MPa,弹性模量4.5GPa。首先将碳纤维分别按不同编织参数(编织角U, 密度Q等),编织出实验用样品(1,2,3,4),再浸入环氧树脂中进行浸渍，经固化160mm×20mm×6mm。为保证试件的均匀性,在树成形后制成拉伸试件, 试样尺寸为
脂材料、浸渍方法固化工艺等方面都保持一致。力学实验在MTS万能材料实验机上进行,加载速率为1mm/min,环境温度为15℃, 湿度为18%。拉伸试件在两端分别胶粘结1mm 厚的铝板加固, 采用夹式引伸计测量位移,标距为25.5mm；为测量其弹性性质,还采用电阻应变片测量试样的轴向变形和横向变形,据JSM26301F场发射扫描电镜上进行。此求得弹性模量和P o i s s o n 比。断口分析在
1号样宏观断口表明, 纤维呈正应力下的拉断特征。扫描电镜观察发现,低倍下许多纤维可看到拉断迹象, 纤维束内无明显扭曲, 每根纤维表面都有明显的经表面处理后形成的沟纹,树脂与纤维结合强度非常高。在受力过程中, 树脂与纤维间界面无开裂。断口上基体树脂表现出因受三向应力而呈剪切塑性变形的特征。纤维与树脂间
界面处因受力而形成的剪切带十分清晰(见图2a,b)。
有局部开裂(见图3a)。纤维表面沟纹清在2号试样中, 低倍下纤维束弯曲, 晰, 纤维与基体界面存在不连续孔洞, 它们是固化过程中因纤维与基体树脂间膨胀系数不同及气体分子相互排斥而形成的孔隙,其尺寸约0.3μm,表面十分光滑(见图3b)。拉伸过程中有些纤维拔出,树脂基体呈明显塑性变形特征。许多纤维单丝断口平齐,纤维断裂时裂纹起源于表面, 沿剪切力方向呈放射状的脆性断裂特征(见图3c)。也有些纤维表面有缺陷,呈剪
切韧断(见图3c,d)。
在3号样品中,低倍下纤维束弯曲断裂并有明显开裂(图4a),高倍下可看到纤维与基体界面结合较好,界面处呈剪切的韧性特征,树脂基体中因塑性变形形成的剪切带清晰, 在纤维上有沿表面
形成并扩展的裂纹(图4b)。
实验结论
在拉伸实验中, 基体环氧树脂的弹性模量远小于纤维的弹性模量, 当界面结合强度足够大时, 在树脂中将首先产生复杂的应变, 纤维通过界面粘结而抓住树脂并施加影响, 载荷通过界面上的一种切变机制传递到纤维上。此时纤维端部切应变最大, 在离开端部一定距离后衰减到零。由于编织复合材料中纤维的分布取向变化较大, 力的传递过程十分复杂。当某些垂直于纤维的微裂纹尖端具有集中能量时,就能冲击纤维, 如果这种能量足够大, 就可以将绝大部分能量都集中在裂纹峰上, 引起附近纤维的连锁断裂, 使复合材料呈脆性破坏。碳纤维与树脂间的粘结强度愈高, 复合材料强度愈高, 脆性也愈大。从拉伸断口的SEM 分析可见,1号样纤维与基体粘结强度最高, 受力时界面无开裂, 尽管树脂基体间有明显塑性变形, 但由于界面处强度高, 应力在界面处无法松弛, 较高的冲击能量将直接作用于纤维上。因而这种破坏是纤维少量拔出和界面基体剪切破坏的脆性断裂。宏观上表现为拉伸强度最高。
而在2号,3号,4号样中,纤维拔出较多,界面处有明显开裂, 纤维断面可看到脆性断裂的河流花样。这类样品界面结合强度低于1号样，仍属较脆的断裂特征但断裂过程所吸收的能量比1号样多,整体上表现出有一定的塑性。复合材料在受力过程中,因碳纤维与基体间的应变相差太大而产生界面剪切,导致塑性变形,在界面处
形成应力集中,使界面开裂破坏。
抗拉强度与纤维微观结构的关系
所观察的４种碳纤维分别是日本东丽公司生产的T300、T700及两种国产PAN基碳纤维。T300和T700需做除胶处理。采用日本产JSM-6700F型场发射扫描电镜观察4种碳纤维表面和断口形貌。
表面形貌
由于碳纤维直径很小，表面占有很大比例，例如，每100cm³的碳纤维体积中，表面积约为89㎡，可见表面缺陷的存在，对碳纤维性能影响很大。碳纤维的表面缺陷来源可分为先天性缺陷和后天性缺陷两大类型，先天性缺陷是由原丝缺陷“遗传”下来的，后天性缺陷可以在生产过程中避免。
图1为碳纤维的表面形貌SEM图，（a）、（b）、（c）、（d）分别对应T300、T700、国产湿法纺丝制备碳纤维以及国产干喷湿纺制备碳纤维。由图1可见，T300碳纤维表面存在很多轴向沟槽，这些深浅不一的沟槽是T300碳纤维表面最主要的缺陷，因为碳纤维是脆性材料，在断裂过程中缺乏塑性流变特性，在承受拉伸负荷时，这些沟槽就成为应力集中点，集中的应力不易缓和与释放，纤维会在该处首先断裂，然而这些轴向沟槽是先天性的，是由PAN原丝缺陷“遗传”下来的，是湿法纺丝工艺的特征。而T700碳纤维表面沟槽消失，在纤维表面仅能看到轴向条痕存在，这就是干喷湿法纺丝的优势所在，即干喷湿纺时可在空气层中形成层致密的薄膜，阻止大孔洞的形成，因此纤维表面平滑。对比T300和T700碳纤维的表面形貌可知，轴向沟槽的减少或避免是碳纤维表面缺陷减少的主要途径，有助于拉伸强度提高。对不同纺丝工艺的国产碳纤维表面形貌与日本碳纤维的表面形貌类似。对湿法纺丝的碳纤维来说，相对于T300，国产碳纤维表面沟槽更多并且更深，表面有粘附物存在并且某些部分被磨损，粘附物的存在可能是由于生产碳纤维的全过程中某些环境不洁净，导致纤维表面被污染；磨损部分可能是由于机械划伤，损伤纤维表面，残留下表面缺陷。表面缺陷占的比例更大也是导致拉伸强度低的主要原因之一。对干喷湿纺的碳纤维来说，国产碳纤维表面结构比较均匀，表面平滑没有沟槽，从表面结构来看，拉伸强度会有大幅度提高。
断口形貌
内部空隙是影响碳纤维拉伸强度的另一个主要因素，从断口SEM形貌图中就可以看到碳纤维内部空隙的存在。图2是4种碳纤维的断口形貌SEM图，（a）、（b）、（c）、（d）分别对应T300、T700、国产湿法纺丝制备碳纤维以及国产干喷湿纺制备碳纤维。从图２可以
看出，碳纤维断口均呈现颗粒状的特征，颗粒状结构之间有轴向微孔。相对于T300，T700内部均匀致密性更好，内部颗粒尺寸较小，颗粒之间的轴向孔洞尺寸也较小，由图２（a）和（b）对比可以看到。而由图２（c）可以看出，国产湿法碳纤维致密性差，内部缺陷很多，存在尺寸较大的轴向孔洞，过多的缺陷严重影响碳纤维拉伸强度的提高。而国产干喷湿法碳纤维致密性得到很大提高，内部颗粒尺寸小，颗粒之间的轴向孔洞明显减少，缺陷的减少有利于碳纤维拉伸强度
的提高。
基于拉伸断裂研究 提高纤维抗拉强度的方法1 原丝加工工艺
1.1 聚合物共聚组分质量分数对碳纤维抗拉强度的影响 均聚的聚丙烯腈原丝由于分子链刚性较大，纤维的可纺性能差，而且原丝预氧化时环化反应迅速，大量的反应热快速释放，反应不容易控制，甚至引起分子链断裂，导致纤维性能恶化。善了纤维的可纺性，降低了环化反应的初始温度，并共聚单体的加入，改减缓了反应速度。同时由于有羧基的存在，减小纤维的屈服应力，增加了纤维的可塑性，提高了纤维的可牵伸性，从而使碳纤维的抗拉强度得以提高。
由图 1 显示的结果表明，与丙烯腈共聚第二单体衣康酸的质量分数不宜过高，以控制在 0.01～0.03 为佳。图 2 显示的结果也表明，与丙烯腈共聚的第二单体丙烯酸甲酯、第三单体衣康酸的质量分数之和应控制在
1.2 聚合物的相对分子质量和分布对碳纤维抗拉强度的影响 大量的研究结果表明：原丝，就必须控制一定的聚合物相对分子质量和制得相对要制得性能优良的聚丙烯腈基分子质量分布较窄的聚合液用于纺丝。相对分子质量不足无法纺制优良的原丝，也不可能制得高强度的碳纤维。常采用聚合物的特性粘度（ SP）来表征聚合物的相对分子通质量，即 SP 0.5 % DMFt = 25 ℃ 来表示。从表1 可以看出随特性粘度的增加碳纤维的抗拉强度呈增加趋势。国外专例报导，高性能碳纤维用原丝的相对分子质量在 9×10 较好，而且要求低相对分子质量级分要少，即相对分子质量的分布要窄。较好的相对分子质量分布是 Mw / Mn = 1.7～1.8（G.P.C 分级）。同时要控制聚合液的均一性，特性粘
度的波动要控制在 ± 0.04 范围内。1.3 纺丝环境对碳纤维抗拉强度的影响Moreton 和 Watt 等人研究发现[2]：在洁净室中纺出的聚丙烯腈基原丝经碳化热处理后，碳纤维的抗拉强度达到 2.75 GPa（见表 2）。而在普通室中纺出的纤维经同样的条件碳化后，所得碳纤维的抗拉强度仅为 1.5 GPa。前者抗拉强度比后者提高了 80 %。采用不同检测长度测得在洁净室中纺出的纤维其碳化后的抗拉强度变化十分不明显，而普通室则随检测长度的增加抗拉强度下降了 30 % 之多。分析检测洁净室空间所含> 0.5μm 的微粒量为 3.5×10 个 /m，普通室空间所含微粒量为 10 个/m 。洁净室纺出的纤维其单丝的缺陷数目为 2 个/cm，普通室则多达 7个/cm。
1.4 纺丝方法对碳纤维抗拉强度的影响
湿法纺丝是当前比较普遍的纺丝方法。湿法纺丝虽然纺丝速度比较慢，但一个纺位的孔数比较多，生产能力较高。但湿纺纤维的表面缺陷较多，其表面较为粗糙，存在诸如表面轴向沟槽与皱褶、孔洞、竹节丝、表面杂质的沉淀物等缺陷，而原丝的这些表面缺陷在随后的碳化过程中会保留下来，甚至变得更加严重，从而导致碳纤维在拉伸作用下极易断裂，大大降低了纤维的抗拉强度。
纺丝溶液出喷丝孔后，先通过空气或其他惰性气体层，然 干喷湿法纺丝简称干湿法，干湿法纺丝的突出优点是：后再进入凝固浴按湿法机理成形，使得纤维的表面形态大为改善，表面沟槽比湿法纺丝大大减少，这一点对提高最终碳纤维的力学性能是大有好处的。其次还可以提高喷丝头拉伸，使得纺丝速度比一般湿法纺丝速度提高5～10 倍。另外可以采用孔径较大的喷丝板（0.1～0.35 mm），这样在相同的纺丝压力下，就可以让较高粘度的纺丝液通过喷丝板，从而可以使用较高浓度或聚合物相对分子质量较大的纺丝液来纺丝成纤，这样就可以获得结构较为致密的原丝，而且还可以对纤维施加更高的牵伸倍数，提高纤维的取向度，同时又不容易将纤维拉伤，使得原丝性能得到较大的提高，进而提高碳纤维的抗拉强度及其它力学性能。1.5 原丝中的残存溶剂对抗拉强度的影响 溶剂，残存溶剂较多将对纤维的质量产生以下影响：纺丝工艺中的水洗工序主要是洗掉纤维中的残存① 使原丝经干燥工艺时发黄，并易产生溶融丝或单丝之间的局部并丝；② 因溶剂的存在影响纤维的取向度，降低纺丝工艺的拉伸效率；③ 因溶剂的塑化作用使纤维在预氧化工艺时发生融并；④ 溶剂残存量过多破坏纤维的圆形截面。溶融丝和并丝使纤维在预氧化时局部过热，使纤维产生缺陷，降低碳纤维的抗拉强度。另外，溶剂过多使碳纤维的抗拉强度不匀率增大，使纤维的性能恶化。由表 3 可见当溶剂残存质量分数超过 0.002 时，碳纤维的抗拉强度将低于 2.0 GPa。要想得到优良的碳纤维原丝，溶剂的残存质量分数应控制在 0.000 1 以下，并尽可
能控制得更低。
2 碳纤维中的各种缺陷对其抗拉强度的影响
2.1 碳纤维表面粗糙度对抗拉强度的影响2.2 碳纤维的缺陷大小对其抗拉强度的影响 格里菲思从能量平衡的观点出发，把碳纤维的抗拉强度
与裂纹大小联系起来，提出了经典而著名的格里菲思经验式： 碳纤维表面粗糙度用沟槽的尺寸来表征。通过对
比不同强度的碳纤维表面情况得出：高强度碳纤维的表面沟槽尺寸要远小于低强度碳纤维，表面沟槽的尺寸效应直接影响碳纤维的抗拉强度（见表 4）。经研究和分析比较，碳纤维缺陷的90 % 左右属于表面缺陷，大多又是属于先天性缺陷，即由原丝残留下来，而原丝中的各种表面沟槽和皱褶作为先天性的缺陷是碳纤
维裂纹的主要来源之一。 显然，抗拉强度随裂纹的增大而减小。碳纤维中的裂纹主要来自各种缺陷，缺陷来自两个方面：一是先天性缺陷，由原丝残留下来；二是后天性缺陷，是由于预氧化、碳化等处理工艺引起。原丝在纺丝过程中产生的缺陷有：表面横向裂纹、表面横向皱褶、轴向裂纹、表面沉积物、竹节丝、并丝等。碳纤维在预氧化和碳化过程中产生的缺陷有：皮芯结构、熔并丝、表面沉积焦油、孔洞等。Jones J B 等人研究发现：缺陷的大小与抗拉强度呈反比关系。如表 5 所示：当缺陷尺寸 ≥ 3μm 时，无论缺陷的形状和出现的部位，碳纤维的抗拉强度要
（接上）
2.3 金属杂质对碳纤维抗拉强度的影响
这些金属杂质在高温碳化时将逐步从纤维中逸出，杂质 碳纤维在加工过程中不可避免地引入一些金属杂质，逸出后残留下许多孔洞，导致碳纤维的力学性能下降。从表 6[4] 可以看出金属杂质对碳纤维性能的影响。在加工过程中，应尤其注意铁离子的引入。在低温（800℃）碳化时生成碳化铁，在高温（1 300 ℃ 铁和纤维中的碳以上）碳化时碳化铁分解，使纤维内碳链发生断裂，在
纤维内产生孔隙，从而降低碳纤维的力学性能。2.4 “毛丝”对碳纤维抗拉强度的影响 所谓“毛丝”是指一束碳纤维中的断头丝，这些断头丝是碳纤维的表观物理缺陷。“毛丝”的大量产生不仅影响碳纤维的品质，而且使碳纤维的抗拉强度不匀率增大，复丝抗拉强度明显下降，甚至严重影响复合材料品质。碳纤维的断头率是表征“毛丝”缺陷的一个重要指标。碳纤维的断头率控制要 5 %，其抗拉强度将下降 0.1～0.2 GPa，甚至还会更大一些。毛丝产生的原因是多方面的，主要有：① 原丝在纺丝时喷丝头断丝，这是由于纺丝液中存在气泡和凝胶块，或者是吐出喷丝板的纺丝液膨胀和张力控制不当造成的。② 原丝在热牵伸时过分拉伸拉断纤维。③ 原丝在干燥后罗拉辊摩擦损伤纤维。④ 原丝在预氧化时过度牵伸拉断。⑤ 原丝在预氧化时由于热风吹扫或加工时产生静电损伤。⑥ 碳纤维和传动辊摩擦或与氧化、碳化炉体等静止设备摩擦损伤。 上述 6 种原因在碳纤维生产加工过程中应十分注意，并采取相应的措施加以避免，才能保证碳纤维抗拉强度等力学性能的提高。
3 预氧化和碳化工艺过程对碳纤维抗拉强度的影响
3.1 预氧化过程中温度和张力对碳纤维抗拉强度的影响表 9 是对同一种国产原丝施加不同的氧化牵伸率所得的碳纤维抗拉强度情况，从分析结果看预氧化时对原丝施加一定的 聚丙烯腈的线性高分子在含氧的气氛中进行热张力，使原丝保持一定的伸长，将有利于提高碳纤维的抗拉处理，氧可以促进共轭环的梯形结构形成，使纤维强度。但也不能过分拉伸，否则将使分子链断裂而破坏碳纤
热稳定性增强。预氧化过程是一个热反应过程，升温速率、停留时间和预氧化温度对碳纤维的力学性能有很大的影响。从表 7 和表 8 所示结果分析：化时升温速率不宜过快预氧
化的处理温度在 230～280 ℃ 范围内；，通常在 1～3 ℃/min；预氧
过长也不宜过短，过长使工业化生产效率低，过短停留时间不宜
则生产控制难以实现而且需要根据不同的纤维进行适当调整。，通常控制在 60～80min 为最佳，
原丝在预氧化过程中产生一定的收缩。在低温时原丝内应力松驰，大分子链卷曲，引起物理性收缩；在高温时由于环化反应而发生化学收缩。热处理时物理收缩使分子链卷曲，影响腈基的规则排列；化学收缩将降低原丝纤维的取向度。两种收缩均对碳纤维的抗拉强度造成影响，因此需要施加张力来抑制收缩，提高原丝的取向度和规整性，从而提高碳纤维的强度。维的性能。
3.2 碳化工艺过程对碳纤维抗拉强度的影响⑴ 低温碳化工艺中废气排放对碳纤维抗拉强度的影响
预氧化纤维在碳化过程中释放出 HCN、NH 、N2、H O、CO、CO2 等多种废气。另外在低温碳化时，还有碳纤维所上油剂分解产物和低分子物质挥发物。这些废气、油剂分解物、低分子挥发物和保护气（通常为纯化氮气）一起构成碳纤维低温碳化时的气氛场。结为焦油。焦油凝聚沉积或滴落到碳纤维表面，造成碳纤维油剂分解物和低分子挥发物遇冷则凝粘并、断丝或高温碳化后发脆易断，从而恶化碳纤维性能，降低碳纤维的抗拉强度。 废气排放点的位置设置和废气排放速率是低温碳化工艺的两个重要参数。这两个参数决定气氛场的稳定性，也直接影响到碳化过程的连续稳定和碳纤维的力学性能。判断废气排放的情况是否良好的方法可采用观察法：排放效果差点时表现为离开炉体的碳纤维有粘并现象，呈乌黑色、质脆易断，并且炉体的进出口处有浓烟逸出；排放废气过度时表现为炉内气氛过于清亮。可造成空气侵入炉内，使丝束断丝增多，导致丝束平整性极差，甚至使碳纤维大量烧断。另外，可用显微镜观测低温碳化后的碳纤维表面，如果废气排放不良，碳纤维表面可观察到焦油滴和熔并粘连的并丝。焦油和废气污染对碳纤维性能的影响是使碳纤维在碳化过程中产生缺陷，降低碳纤维的抗拉强度。因此，在生产中低温碳化废气排放必须严格控制。⑵ 高温碳化温度对碳纤维抗拉强度的影响Ball J R 等人研究发现[7]（见图 3）：碳纤维的抗拉 碳纤维的抗拉强度与高温碳化温度有着密切关系。强度在 1 500 ℃ 左右时出现峰值，之后随着碳化温度的升高又逐步下降。而 Johnson DJ 等人发现：碳纤维的最大峰值出现在 1 250 ℃时左右。 不同的氧化和低温碳化工艺是导致两种不同结
果的主要原因