运载工具的轻量化是解决当前能源危机和环境问题的重要手段之一, 得到国内外学者的高度重视。碳纤维增强树脂基(carbon fiber-reinforced polymer, CFRP)复合材料和以铝镁为代表的轻合金具有一系列优异的力学性能与加工特性, 是极具应用前景的轻量化材料, 实现这两种材料之间的有效连接, 成为当下研究的热点。然而由于异种材料之间理化性能差异较大, 在生产过程中混合应用多种轻量化材料仍面临巨大挑战。本文通过对胶接、机械紧固、搅拌摩擦及其变种工艺连接技术的研究进展、优缺点、发展趋势进行汇总分析, 考察不同连接方式下获得接头的微观形貌, 总结了CFRP与铝镁轻合金搅拌摩擦连接的三种机理包括宏观锚定、微观机械嵌合与化学键连接。最后, 基于以上三种连接机理, 指出进一步提升混合接头性能的关键在于增大金属母材表面粗糙度, 增加熔融高分子面积和采用混合连接工艺。

热塑性聚醚醚酮(PEEK)复合材料具有优异的断裂韧性、抗冲击性能、耐疲劳性能，广泛应用于航空航天领域。上浆剂作为碳纤维的核心配套产品，对复合材料界面有重要影响。受分解温度限制，传统热固性碳纤维上浆剂难以满足PEEK复合材料使用，制约高性能PEEK复合材料的研制和应用，因此研制匹配PEEK复合材料的碳纤维上浆剂具有重要意义。本文分析了PEEK复合材料界面特性及上浆剂作用机理；重点介绍了改性PEEK、聚酰亚胺前驱体、聚醚酰亚胺等类型上浆剂的研究进展和成果，并对不同体系上浆剂进行分析总结；最后对PEEK复合材料用碳纤维上浆剂的研制提出建议，对上浆剂绿色环保多功能化趋势进行了展望。

作为一种先进的高温结构及功能材料, 高效传热和高温耐热相结合对纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料(silicon carbide matrix composites, SiC CMC) 在热管理领域(thermal management, TM) 中的应用至关重要。常见的纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料, 如碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料(C_f/SiC或C_f/C-SiC)、碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料(SiC_f/SiC)等, 增强纤维的石墨化程度较低, 难以形成有效的热输运网络。本文综述了纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料制备及高导热性能等方面的最新研究进展。可通过引入高导热相、优化界面结构、粗粒化碳化硅晶体、设计预制体结构等方式提高纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的热输运能力。此外, 展望了纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料发展趋势, 即综合考虑影响高导热碳化硅陶瓷基复合材料性能要素, 灵活运用复合材料结构与性能的构效关系, 以期制备尺寸稳定、性能优异的纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料。

研究T800碳纤维/环氧树脂基复合材料在海水环境中进行湿热腐蚀老化，将制备好的试件放置在人工制备70 ℃，3.5% NaCl溶液中腐蚀30, 60, 90 d，通过质量变化、老化前后表面形貌、红外光谱、动态力学性能、压缩实验和层间剪切实验分析材料的力学性能变化。结果表明：T800碳纤维/环氧树脂复合材料在3.5% NaCl溶液中吸湿率分别为0.39%，0.47%，0.53%；未老化试样纤维与基体之间黏结良好，在3.5% NaCl溶液老化后纤维与基体界面破坏随时间的增加老化更加严重；玻璃化转变温度T_g下降，分别在老化30, 60, 90 d后从189.16 ℃下降到177.54，171.88，168.06 ℃；经3.5% NaCl溶液老化后，老化30, 60, 90 d试样的最大破坏载荷分别降低3.2%，8.4%，15.3%，压缩强度分别降低3.0%，8.2%，15.9%；层间剪切最大破坏载荷分别降低3.0%，9.2%，14.9%，剪切强度分别降低3.0%，9.7%，16.4%。

分别从复合材料热氧化失重、表面和微观形貌、力学性能和玻璃化转变温度等方面, 对比研究了碳纤维退浆和未退浆两种状态的聚酰亚胺复合材料在330 ℃下热老化过程中的性能变化规律及机理。结果表明: 碳纤维退浆可以降低聚酰亚胺复合材料的热氧化失重率。碳纤维未退浆的复合材料由于界面层含耐温性低的环氧上浆剂, 在热老化过程中界面容易破坏, 导致裂纹较多, 边缘纤维较快发生脱离。未退浆的复合材料虽然在老化前具有较高的层间剪切强度, 但在热老化前期降低较快, 退浆的复合材料在200 h老化后层间剪切强度反而更高。两种复合材料老化前的弯曲强度基本相当, 但未退浆的复合材料在老化前期弯曲强度下降较快; 退浆对弯曲模量影响不大。退浆后的复合材料玻璃化转变温度提高了15 ℃左右; 经热老化后, 未退浆的复合材料玻璃化转变温度略有提高, 而退浆的复合材料基本不变。因此, 对碳纤维进行高温退浆处理有利于提高聚酰亚胺复合材料在高温下长期使用的稳定性。

C_f/SiC复合材料因其低密度，高比强度，优异的抗热震、抗氧化和抗烧蚀性能以及高温强度保持率，被认为是高速飞行器的重要热防护材料之一。然而，由于碳纤维在500 ℃以上发生显著氧化导致材料逐渐失效，因此需对其进行有效的氧化防护。抗氧化涂层被认为是实现C_f/SiC复合材料长时氧化防护的有效手段。本文基于热防护系统对C_f/SiC复合材料抗氧化性能的苛刻要求，综述了现有C_f/SiC复合材料表面抗氧化涂层的研究进展，着重对抗氧化涂层制备技术及涂层体系进行了梳理。提升C_f/SiC复合材料抗氧化涂层使用温度(≥1800 ℃)及结合强度是当前需要重点解决的问题，制备更长服役时间、更高服役温度同时兼具抗氧化、抗水蒸气腐蚀乃至较好隔热性能的多功能涂层是未来发展的重要方向。

以石墨烯纳米片为骨架，聚吡咯为碳源，设计构建氮掺杂碳纤维包覆石墨烯纳米片（NFGNs）复合材料。采用SEM，XRD，Raman，FTIR，XPS和BET对材料进行表征，结果表明：相互连通的氮掺杂碳纳米纤维均匀地包覆生长在石墨烯纳米片层表面；NFGNs-800复合材料的氮原子分数为11.53%，比表面积为477.65 m²·g^-1。电容特性测试结果表明：NFGNs-800电极材料的比电容为323.3 F·g^-1（1.0 A·g^-1），且具有良好的倍率特性；NFGNs-800超级电容器在功率密度为10500 W·kg^-1时，能量密度为87.1 Wh·kg^-1；经过10000次恒流充放电循环后，比电容保持率95.9%，库仑效率保持在99%以上。

不同热氧环境(70, 130, 190 ℃)对碳纤维复合材料的性能有着重要的影响。分析了不同热氧环境下T800碳纤维/环氧树脂复合材料的失重特性, 并对比了老化前后的表面形貌、红外光谱、动态力学性能和层间剪切性能。结果表明: 在热氧老化初始阶段, 质损率急速上升, 老化温度越高质量损失越快; 试样表面形貌随热氧温度的升高其破坏程度逐渐加剧, 在190 ℃老化后, 纤维表面树脂脱落严重, 纤维与纤维之间出现裂缝空隙, 无树脂填充, 在此老化温度下, 试样发生了不可逆化学变化; 试样的玻璃化转变温度会随老化温度的升高而变大, 但内耗呈现先降低后增大再降低的趋势, 在70, 130, 190 ℃热氧老化后试样剪切强度分别提高6.0%, 13.7%和2.1%。相关实验结果和实验现象可为后续研究新型国产T800碳纤维/环氧复合材料提供数据参考。

采用不同面密度和丝束大小的碳纤维布, 通过不同z向缝合方式编织了两种碳布叠层结构的碳纤维预制体, 再经化学气相渗透法(chemical vapor infiltration, CVI)与气相渗硅法(gaseous silicon infiltration, GSI)联用制备了C/C-SiC复合材料。研究了碳纤维预制体结构对CVI-GSI C/C-SiC复合材料微观结构与力学性能的影响。结果表明, 由纤维体积分数与C/C素坯密度都相同的预制体所制备的两种复合材料的密度、各相组成、结构与性能均大不相同。较小的碳纤维丝束(1K)和碳布面密度(92 g/m²), 以及锁式缝合留下的较大孔隙为GSI反应中Si蒸气的渗透提供了更加充足的通道, 最终制备的T1复合材料孔隙率低、结构均匀、性能更高, 其弯曲强度、模量和断裂韧度分别为300.97 MPa, 51.75 GPa, 11.32 MPa·m^1/2。初始预制体结构和C/C中间体结构的综合调控是CVI-GSI联用工艺制备高性能C/C-SiC复合材料的关键。

为改善碳纤维增强复合材料（CFRP）胶接界面力学性能，采用低温氧气等离子体处理设备对CFRP进行表面处理。利用接触角测量仪、扫描电子显微镜（SEM）、原子力显微镜（AFM）、X射线光电子能谱（XPS）对CFRP表面润湿性、表面能、表面形貌、表面化学组分等进行表征，通过双悬臂梁实验（DCB）对CFRP胶接界面力学性能进行研究。结果表明：随氧气等离子体处理时间从0 s增加至30 s，表面水接触角从97°降至29°，CFRP表面润湿性达到最佳，极性分量占比显著增多；随处理时间的增加，CFRP表面粗糙度和最大高低差降低，形成较多谷峰分布的纳米级沟壑，基体表面积增大；同时，表面C—O和C＝O等含氧极性官能团含量明显增加，C—C/C—H和Si—C官能团含量减少，表面污染物得到有效清除和转化；与未处理相比，经氧气等离子体处理20 s后，CFRP胶接界面最大剥离载荷和Ⅰ型断裂韧度分别提高了1.01倍（62.73 N）和1.92倍（649.21 J/m²）。研究发现，氧气等离子体处理可以显著改善CFRP表面物理化学特性，有利于CFRP与胶黏剂更好的黏结，提高胶接界面剥离强度与韧性。

以双酚A型二醚二酐(BPADA)、间苯二胺和1, 3-二(4′-氨基苯氧基)苯(TPE-R)为原料合成了水溶性热塑性聚酰亚胺上浆剂，对国产高强高模碳纤维(HMCF)表面进行上浆处理并制备成复合材料。研究了不同单体摩尔比对上浆剂特性以及上浆处理后纤维表面结构性能的影响，进一步分析了热塑性上浆剂对国产高强高模碳纤维增强热塑性聚醚酮酮(PEKK)树脂基复合材料界面性能的影响。结果表明，当BPADA与TPE-R的单体摩尔比为1∶1时，合成得到的热塑性上浆剂不仅分子量分布均匀，而且具有优异的热稳定性，如温度554 ℃其热失重仅为5%。上浆处理后，高强高模碳纤维表面O/C由0.08增至0.18，提高了125%；上浆后纤维强度略有增高，模量几乎无变化；上浆处理后对复合材料界面性能改善明显，HMCF/PEKK复合材料层间剪切强度由处理前38.5 MPa提升至最高59.4 MPa，增幅高达54.3%。

以酚醛树脂为基体，以平纹碳布和短切碳纤维两种结构形式的碳纤维为增强剂，制备碳纤维增强的碳/酚醛复合材料。采用氧/乙炔烧蚀实验对复合材料的耐烧蚀性能进行了对比性研究，采用电子拉力试验机对复合材料的弯曲性能进行表征，采用扫描电镜对复合材料烧蚀形面进行观察，并通过固体火箭发动机对复合材料的烧蚀性能进行考核验证。研究结果表明: 以这两种结构形式的碳纤维为增强剂制备的碳/酚醛复合材料，其氧乙炔质量烧蚀率的大小与碳纤维丝束的大小具有正相关的特性，碳纤维丝束越小碳纤维质量烧蚀率越低，当碳纤维增强剂处于单丝状态时，复合材料的氧乙炔质量烧蚀率达到最低为0.046 g/s，并且碳纤维的型号规格对复合材料氧乙炔质量烧蚀率的影响变小。固体火箭发动机实验表明，单丝状态下的碳纤维/酚醛复合材料的抗烧蚀冲刷性能明显优于束状碳纤维/酚醛复合材料。

CFRP复合材料具有优异的力学性能，在航空航天装备中有广泛应用，但是因其单层铺层内部的结构各向异性，单向纤维铺层对于垂直极化波的电磁屏蔽效能较弱。为应对日益复杂的电磁环境，保护电子元器件不受干扰，增强复合材料的电磁屏蔽效能显得尤为重要，本工作利用非连续Al颗粒在层间面内紧密排列，构建了一种层间面内含连续Al屏蔽层的CFRP复合材料，并研究了不同Al颗粒含量对复合材料电磁屏蔽效能和力学性能的影响规律。结果表明，随着Al颗粒含量的增加，CFRP复合材料的导电性和电磁屏蔽效能也随之增加，当聚合物中Al颗粒质量分数达到33.3%时，复合材料的面内电导率提高了3个数量级，在垂直于纤维方向上对频率为3~17 GHz的电磁波的电磁屏蔽效能提高了10 dB以上。随着Al颗粒含量的增加，复合材料层间剪切强度与弯曲强度出现先上升后下降的变化规律，当树脂中Al质量分数为33.3%时，复合材料的层间剪切性能提高了5.2%达到80.5 MPa，当树脂中Al质量分数为50%时，复合材料的弯曲强度提高了20%至1441.0 MPa，弯曲模量提高了10.2%达到101.83 GPa。由此可见，Al颗粒夹层CFRP复合材料可以实现力学性能和电磁屏蔽效能的同步提升，是一种具有广泛应用前景的结构-电磁屏蔽一体化复合材料。

碳纤维增强硅树脂衍生SiOC(C/SiOC)复合材料具有高性价比的优势, 是一种应用前景良好的高温结构材料。以碳纤维针刺毡作为增强体, 通过先驱体浸渍裂解(precursor infiltration pyrolysis, PIP)工艺制备C/SiOC复合材料。在首周期引入热模压交联工艺, 通过优化热模压温度和压力, 在不破坏针刺毡结构的前提下, 有效提高了纤维体积分数和复合材料致密度, 使C/SiOC复合材料的室温弯曲强度和断裂韧度分别提升至331 MPa和16.0 MPa·m^1/2。对C/SiOC复合材料的致密化过程的结构演变进行了分析, 结果表明, 基体优先填充纤维束内孔隙, 复合材料的孔隙大部分集中分布在Z向纤维附近。随着制备周期的增加, 复合材料的孔隙率逐渐降低, 孔隙由连通孔转变为孤立孔。经过8周期"浸渍-交联-裂解"工艺, 复合材料基本完成致密化。

研究了新型碳纤维增强Vitrimer环氧树脂复合材料(V-CFRP)的层间修复性能和热塑成型工艺，并分析了热压修复与热塑成型机理。结果表明：新型Vitrimer环氧树脂的玻璃化转变温度(T_g)为92.8 ℃，其高于T_g温度下表现出显著的应力松弛行为，应力松弛时间与温度呈现线性关系；采用三点弯曲实验研究了V-CFRP复合材料的热压修复行为与热塑成型能力，热压修复研究发现在180~220 ℃，5 MPa条件下热压1.5~2.0 h可实现复合材料层间破坏近乎100%的修复；热压成型研究表明，V-CFRP复合材料在180~220 ℃预加热5~30 min，其弯曲模量和弯曲强度下降超过80%，弯曲模量的大幅下降意味着V-CFRP适于热压再成型；并采用模塑热压方法，在200 ℃，5 MPa和2 h热压条件下，实现了V-CFRP板材热塑成型制备具有三维特征的结构件，证明了V-CFRP复合材料的热压模塑成型能力。

短切碳纤维片状模塑料(SMC)复合材料内部复杂的纤维三维分布及其造成的多样微裂纹演化过程加剧了其失效分析的难度。针对短切碳纤维SMC复合材料的失效行为进行研究, 提出采用微观尺度X射线断层扫描技术实时表征材料内部的微观结构, 捕捉碳纤维和微裂纹的几何信息, 结合先进的图像采集和图像处理技术, 进而准确重构出短切碳纤维SMC复合材料在受力过程中的三维结构变化以及微裂纹的完整演变过程, 定量测量微裂纹的几何尺寸, 实现损伤的精准诊断, 并利用Tsai-Wu失效判据和界面开裂后的基体应力场理论等失效方法探究短切碳纤维SMC复合材料的失效机制。该方法的提出对于研究短切碳纤维SMC复合材料的失效过程以及分析相应的失效行为提供了重要依据。

利用化学接枝的方法成功将碳纳米管(CNT)-聚醚酰亚胺(PEI)接枝到碳纤维(CF)表面, 构筑CF-g-CNT增强相。结果表明, CF-g-CNT纤维的构筑可以有效地改善复合材料的界面、抗冲击和弯曲性能。考虑增强相对复合材料力学性能的影响, 与双马来酰亚胺(BMI)复合后形成的CF-g-CNT/BMI复合材料的界面剪切强度、冲击强度、弯曲模量和弯曲强度分别较CF/BMI提高48.8%, 10.8%, 5.2%和14.6%;CF-g-CNT/BMI-PEI-CNT复合材料的界面剪切强度、冲击强度、弯曲模量和弯曲强度分别较CF/BMI-PEI-CNT提高56.9%, 27.1%, 12.5%和16.1%。综合考虑基体相和增强相对复合材料力学性能的影响, CF-g-CNT/BMI-PEI-CNT复合材料的界面剪切强度、冲击强度、弯曲模量和弯曲强度分别较CF/BMI提高57.7%, 33.7%, 20.0%和23.7%。CF-g-CNT中CNT-PEI可以有效地改变复合材料界面构成, 改变界面处水平应力和垂直应力的扩展路径, 有效避免应力集中, 进而提高复合材料的力学性能。

为了有效地从腐蚀防护角度为飞机异种金属选材提供指导，针对飞机特定的服役环境，通过有限元仿真和腐蚀实验研究飞机典型搭接结构的腐蚀行为。对铝合金、复合材料及搭接件进行了实验室的周浸实验，然后通过极化曲线测量实验、宏微观形貌的观察、疲劳测试、XRD等表征手段研究7B04铝合金与CCF300/QY9511复合材料搭接件的电偶腐蚀规律，并以极化曲线测得的电化学参数为边界条件，建立了搭接件的腐蚀仿真模型。结果表明，在周浸实验0周期和10周期后，铝合金的自腐蚀电位和自腐蚀电流密度分别为-802 mV和2.357×10^-7 A/cm²，-872 mV和1.477×10^-6 A/cm²，复合材料则分别为-240 mV和6.217×10^-7 A/cm²，-98 mV和2.286×10^-7 A/cm²，随着腐蚀周期的延长7B04铝合金材料呈现自腐蚀速率加快、自腐蚀电位负移的变化趋势，而复合材料呈现自腐蚀电位正移、自腐蚀速率缓慢增大的变化趋势；搭接件腐蚀产物逐渐增多，腐蚀程度越来越严重；疲劳寿命随着腐蚀周期的延长而降低；随着腐蚀周期延长，腐蚀坑深度逐渐增大；腐蚀的产物包括Al（OH）₃，Al₂O₃，AlCl₃；搭接件仿真结果与加速腐蚀实验后的结果具有良好的一致性。该研究给出了飞机典型搭接结构的易腐蚀部位，揭示了电偶腐蚀规律，为飞机结构的腐蚀防护指明了方向。

针对酚醛树脂(RF)耐热性不足、抗烧蚀性能差, 且SiO₂粒子与酚醛树脂相容性的问题, 采用共凝胶法制备纳米级的SiO₂/RF杂化气凝胶, 通过构建凝胶网络互穿结构, 增加两相相容性, 探究SiO₂/RF杂化气凝胶的微观结构、化学结构和热物理性能。制备得到硅改性酚醛/碳纤维复合材料, 并对改性前后复合材料的烧蚀性能进行比较。结果表明, 不同硅含量的杂化气凝胶具有凝胶骨架和孔隙双连续的结构特性, 密度分别在0.145~0.160 g/cm³之间。随着硅含量提高, 杂化气凝胶残留率增加, Si—O键吸收振动峰更明显, 但XRD无衍射峰。综合考虑孔径分布及热物理性能, 选取性能最优的杂化气凝胶制备硅改性酚醛/碳纤维复合材料, 改性后复合材料的质量烧蚀率为0.046 g/s, 线烧蚀率为0.074 mm/s。与未改性的复合材料相比, 质量烧蚀率降低了20.7%, 线烧蚀率降低了21.3%, 改性后材料的抗氧化性和烧蚀后的残留率得到明显提升。

为了制备低膨胀、高强、轻质复合材料，采用模压法制备了ZrW₂O₈-C_f/E51复合材料，并研究了超声时间对其微观组织、热膨胀行为和极限抗拉强度的影响。结果表明：在制备过程中颗粒团聚后容易受到纤维单丝阻挡并在纤维束表面聚集。在20 min之内，延长超声时间会减少ZrW₂O₈颗粒团聚。随着颗粒团聚的减少，复合材料断口会由平面状、无纤维拔出变为台阶状、有纤维拔出。在碳纤维和ZrW₂O₈颗粒的综合作用下，ZrW₂O₈-C_f/E51复合材料在热膨胀过程中膨胀量d_L/L₀会出现增大、减小和缓慢上升三个阶段，平均热膨胀系数也会出现相应的三个阶段。超声时间从5 min延长到20 min，ZrW₂O₈-C_f/E51复合材料的平均热膨胀系数降低了约130%，极限抗拉强度提高了约8%。

以苯炔基苯酐为封端剂，异丙醇为酯化试剂和溶剂，采用原位聚合法合成一系列耐高温、易成型聚酰亚胺树脂。所制备的聚酰亚胺树脂溶液在室温下储存16周依然没有固体析出，且溶液黏度没有明显变化，显示出较好的室温储存稳定性。树脂低聚物的最低熔体黏度 < 300 Pa·s，显示出良好的熔体流动性和工艺窗口，适合模压或热压罐工艺。树脂固化物的玻璃化转变温度最高可达462℃，具有很好的耐热性能。T300/PMR-PE-2碳纤维复合材料室温弯曲强度为963 MPa，弯曲模量为53.0 GPa，层间剪切强度为56 MPa，300℃下其力学性能保持率≥66%。300℃等温热氧老化500 h后，复合材料的热失重仅为0.96%，室温弯曲强度保持率为72%，层间剪切强度保持率高达98%，具有优异的抗热氧老化性能。

通过Hummers法获得两种尺寸的氧化石墨烯（GO），利用模压成型制备GO改性碳纤维增强环氧树脂复合材料（GO/CF/EP），并对复合材料进行湿热处理，利用层间剪切性能、动态热机械性能和微观形貌分析室温干态和湿热处理后复合材料的改性效果。结果表明：GO对复合材料的层间剪切强度和玻璃化转变温度均具有良好的改善作用；室温干态时两种尺寸GO对复合材料层间剪切强度的改善效果基本相同；随GO含量增加，小尺寸GO使复合材料的湿热层间剪切强度下降更快，GO含量为0.1%（质量分数，下同）时对复合材料的层间剪切性能改善作用较好，而GO含量为0.2%时对复合材料的玻璃化转变温度改善更好。随GO含量增加，GO-EP复合树脂基体的放热峰向低温移动，小尺寸GO使复合树脂的凝胶时间变短。微观形貌分析表明，GO的存在有利于增加复合材料破坏时的裂纹扩散路径，从而更有助于材料耗散裂纹尖端能量。

碳纤维复合材料(CFRP)广泛应用于航空航天领域，高效连接技术是影响CFRP构件制造成本和使用安全的关键因素之一。利用超声焊技术对碳纤维增强聚醚酰亚胺树脂基复合材料(CF/PEI)进行焊接，采用单搭接剪切强度(LSS)测试研究了超声焊接压力和焊接时间对复合材料超声焊接头强度的影响，利用扫描电镜对断面微观形貌进行表征；并对实验数据进行线性拟合分析，结合BP神经网络与遗传算法对时间和压力参数进行优化并预测接头强度；最后研究了保压时间对接头强度的影响机理。结果表明：当焊接时间为2.5 s，焊接压力为0.45 MPa时，LSS达到最大值为25.6 MPa，较高的焊接强度是由于接头表面形成致密稳定的结构所致；BP神经网络将实验数据细化，遗传算法模拟出的LSS值为24.8 MPa，与实验结果误差仅为3%；随着保压时间的增加，超声焊接头强度呈现先快速增大后趋于稳定的变化趋势，当保压时间为5 s，时焊接界面处的熔融树脂基本固化完全，PEI树脂与碳纤维形成致密结构，焊接头强度达到稳定。

超声波塑料焊接是一种高效、绿色的焊接方法，近年来被广泛应用于碳纤维增强热塑性复合材料(carbon fiber reinforced thermoplastic, CFRTP)的连接。焊接接头的设计是CFRTP超声波焊接的关键环节。针对这一环节，提出了一种基于表面结构化的CFRTP超声波焊接方法，即在焊接之前通过超声波压印的方式将母材表面结构化，加工出导能筋。以碳纤维增强尼龙66(CF/PA66)为研究对象，对表面结构化后的CF/PA66进行超声波焊接，研究焊点形成过程，并对焊接接头微观组织进行观察，测试接头拉伸剪切性能，分析接头断裂机制和断口特征。结果表明，相比无结构化的CFRTP超声波焊接，通过超声波压印对母材表面进行结构化所加工出来的导能筋能有效地集中能量，降低焊点分布的随机性和分散性，提高焊接接头的质量。此外，对待焊工件的两个表面均进行结构化处理，可以得到缺陷更少的焊接接头。

阴极作为强流电子束的起点, 对高功率微波源的性能具有重要影响。石墨是高功率源用爆炸发射阴极的常用材料, 具有高压重频条件下运行稳定和长寿命的优点。使用具有高长径比、低发射阈值的碳纤维对石墨阴极进行复合, 采用场发射及高功率微波测试平台, 对比分析纯石墨阴极及碳纤维复合石墨阴极的场发射性能、强流电子发射性能及输出微波特性, 结合阴极的微观结构表征, 研究碳纤维复合对石墨阴极电子发射性能的影响规律。研究表明: 与鳞片石墨阴极相比, 40%(质量分数)碳纤维复合石墨阴极的场发射阈值电场由143 kV/cm降低到119 kV/cm, 降低了约16.8%, 二极管电压为480 kV时输出的微波脉宽与峰值分别提高了13.5%, 5.7%。同时考虑到碳纤维在爆炸电子发射过程中结构稳定性的特点, 碳纤维的复合也有利于阴极使用寿命的提高。

高模量碳纤维的惰性表面导致其与树脂基体之间薄弱的界面结合，限制高模量碳纤维复合材料在众多应用场景中性能的发挥。阳极氧化作为目前唯一可与碳纤维生产线并线运行的表面处理技术，常用的以碳酸氢铵为代表的碱性电解质在氧化高模碳纤维时效果有限，氧化性更强的酸性电解质体系下的阳极氧化机制缺乏系统研究。采用稀硫酸对模量为371 GPa的碳纤维进行电化学阳极氧化处理，系统研究电流密度、电解质浓度等关键要素对高模量碳纤维表面极性结构的影响规律，继而研究表面处理效果对碳纤维/环氧树脂复合材料界面剪切强度的影响规律，建立表面处理要素与复合材料界面性能的关联性。结果表明：处理后的碳纤维在保持原有表面形貌和石墨化结构的基础上，在碳纤维的无定型碳和芳香环状结构区域发生氧化反应，反应后纤维表观石墨化程度降低，表面能增大，表面含氧官能团含量增加。在当硫酸浓度为1.0%（质量分数）、电流密度为0.26 mA/cm²时，此时碳纤维的表面能最高，为57.7 mN/m，相比于未处理的碳纤维提高了62.08%，与环氧树脂的界面剪切强度达到80.9 MPa，相对于未处理对应的21.8 MPa提高了2.7倍，处理后碳纤维的单丝拉伸强度不受损。

海洋环境对碳纤维增强树脂复合材料（CFRP）-钢板的黏结性能有着严重影响。为评估CFRP-钢板黏结界面在海洋环境腐蚀下的黏结强度，采用双搭接接头，开展了5种不同黏结长度试件在NaCl溶液中腐蚀7~21天的实验研究。使用数字图像相关技术（DIC）对CFRP的轴向应变分布进行监测，同时使用扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）观测CFRP表面微观信息及元素含量的变化。结果表明，随着腐蚀周期的增加，CFRP表面的Na⁺， Cl^-元素含量逐渐增加，引起电荷补偿，电解液渗入界面导致自由体积膨胀，从而造成界面黏结强度下降。腐蚀后的试件均发生CFRP-胶层的界面失效，不同黏结长度试件的极限荷载均随腐蚀周期的增加而降低。腐蚀7~14天后，黏结界面的延展性降低；腐蚀21天后界面软化段消失，呈现出明显的脆性破坏特征。基于Fickian理论以及黏结滑移本构参数，建立了CFRP-钢板的有限元模型，分别模拟了海水在黏结界面间的扩散特征及界面Ⅱ型剥离过程，数值结果和实验结果吻合较好。

碳纤维三向织物因其具有结构稳定、密度小和准各向同性特点，在空间展开装置具有良好应用前景。为研究碳纤维三向织物/热塑性聚氨酯（thermoplastic polyurethanes，TPU）柔性复合材料变形性能，通过热压法将TPU与碳纤维三向织物复合，结合金相显微镜与扫描电子显微镜进行观测，建立三向织物单胞模型，计算模型截面惯性矩，结果表明：纬向截面惯性矩大于经向的，三向织物纬纱方向更难变形；对碳纤维平纹织物与三向织物进行悬垂实验，结果表明：三向织物变形能力强于平纹织物，并且三向织物在悬垂时经向变形大于纬向，与模型截面惯性矩的计算结果一致；对碳纤维三向织物/TPU柔性复合材料在0°，15°和30°方向进行拉伸实验，分析3种角度不同应变阶段载荷曲线变化和极限载荷。

由SiC_f/SiC复合材料与K403镍基高温合金熔体制备的一体化铸件, 冷却到室温时会出现自行断裂。通过采用Ti粉埋覆包渗工艺在1100 ℃下对SiC_f/SiC表面进行预处理, 并在适当工艺下与K403镍基高温合金熔体进行陶瓷型精密铸造, 成功实现SiC_f/SiC与K403镍基高温合金的一体化成形和界面的牢固结合。结果表明：Ti预处理层平均厚度为17 μm左右, Ti向SiC_f/SiC渗透、扩散和反应, 形成含TiC, Ti₃SiC₂, Ti₅Si₃C_x, SiC相的显微组织；经过与高温镍基金属液复合铸造后, 预处理层演变成厚约120 μm的界面反应层, 其典型界面组织为Ni₂Si+C+Al₄C₃+ MC（M主要含Ti及少量的Cr, Mo, W）。预处理层的存在减轻Ni与SiC的有害石墨化反应, 缓解高温金属液对SiC_f/SiC的热冲击, 形成的界面反应层降低热膨胀系数失配造成的热应力, 使得SiC_f/SiC与K403一体化铸件结合界面的室温剪切强度达到63.5 MPa。

以1060纯铝、TC4钛合金、AZ31镁合金和镀镍碳纤维编织布为原材料，使用真空热压扩散技术和“箔-纤维-箔”法制备出碳纤维增强Al-Mg-Ti微叠层复合材料。通过控制铝镁保温时间分析了铝镁扩散层厚度对材料组织性能的影响，探讨碳纤维的强化机理，采用X射线衍射仪（XRD）、能谱分析仪（EDS）和扫描电子显微镜（SEM）等分析了复合材料的相组成、元素分布与裂纹扩展形貌，测试了复合材料的抗弯强度和冲击韧性。结果表明：碳纤维增强Al-Mg-Ti微叠层复合材料扩散层厚度随着保温时间的延长而增加，力学性能呈先上升后下降的趋势，碳纤维通过纤维脱粘、纤维拔出和纤维劈裂等方式吸收了大量断裂能，起到显著的增韧效果。在铝钛热压温度640 ℃保温时间2 h，铝镁热压温度440 ℃保温时间8 h时，复合材料力学性能最优，抗弯强度为380 MPa，冲击韧度为26.2 J/cm²，相对于基体抗弯强度和冲击韧性分别提高了10.8%和30.3%。