通过熔融粘接技术实现3D打印热塑性连续纤维复合材料的碰撞后恢复

《Composites Part A: Applied Science and Manufacturing》：Post-impact recovery in 3D-printed thermoplastic continuous fibre composites via fusion bonding

　　奥赞·坎·泽尼（Ozan Can Zehni）| 阿金·阿塔什（Ak?n Ata?）| 穆斯塔法·图格鲁尔·乌詹（Mustafa Tugrul Ucan）| 法提赫·巴利科格鲁（Fatih Balikoglu）
赫尼·罗伊斯研究所（Herny Royce Institute）、国家石墨烯研究所（National Graphene Institute）及曼彻斯特大学材料系（Department of Materials），英国曼彻斯特 M13 9PL

**摘要**
本研究探讨了通过熔融粘合修复的3D打印连续纤维增强热塑性复合材料（CFRC）在冲击后的恢复行为。采用Markforged?熔融丝材制造（FFF）系统制备了单向和交叉层压板，并对其进行了低速冲击加载，随后通过热压进行了后处理。利用X射线计算机断层扫描（CT）和扫描电子显微镜（SEM）分析了内部损伤演变和缺陷闭合情况，同时通过冲击后压缩（CAI）测试量化了残余和恢复的机械性能。结果表明，冲击损伤的发展和冲击后恢复效率强烈依赖于层压板的结构。不同堆叠顺序导致的损伤模式差异显著，使得熔融粘合后的恢复效果有所不同，尤其是在基体主导的损伤状态下，层间剥离和内部空洞含量得到了有效减少。本研究并非提出一种新的修复技术，而是为基于熔融粘合的冲击损伤3D打印热塑性CFRC的恢复效果建立了基于损伤模式和堆叠顺序的基准，为解释恢复极限和评估更先进的原位修复策略提供了参考框架。

**1. 引言**
增材制造（AM），通常称为3D打印，由于其定制化能力、快速原型制作、生产效率以及能够制造复杂几何形状的特点，彻底改变了现代制造方式[1]。AM的发展始于1984年立体光刻（SLA）技术的专利申请，随后是1989年熔融沉积建模（FDM）技术的引入，以及1992年第一台商用FDM打印机的问世[2]。多年来，AM已扩展为ASTM标准定义的七个主要类别[3]，其中SLA、选择性激光烧结（SLS）和熔融丝材制造（FFF）是最广泛使用的技术[4]。关键专利的到期加上技术进步，推动市场规模在2026年达到445亿美元[5]。在AM方法中，FFF因其易用性和简单性而广受欢迎。然而，其机械性能限制了其在结构应用中的使用。为克服这一问题，研究人员引入了纳米颗粒（如炭黑、纳米管、石墨烯）[6]和短纤维（如碳纤维和玻璃纤维）[7]等增强材料，这些材料显著提升了机械性能[7]。添加短纤维不仅提高了机械性能，还增强了电导率和热导率[8]。然而，纤维含量超过10%时往往会导致空洞增加和结构质量下降[9]。通过在3D打印过程中引入连续纤维增强技术，结构性能得到了显著提升[10]。Markforged公司于2014年推出了Mark One打印机，这是第一台商用连续纤维3D打印机[11]，此后该领域的研究和专利活动迅速增加。

连续纤维复合材料的制造过程通常包括三个阶段：3D模型设计、切片成2D层以及顺序层沉积。双喷嘴系统（如Markforged开发的系统）提高了设计灵活性。机械性能受喷嘴温度、打印速度和光栅角度等工艺参数的影响，其中光栅角度对确定机械强度尤为重要[12]。在介观尺度上，通过优化轨迹重叠来减少空洞形成对于提高零件完整性至关重要[13]，因为空洞含量和层间粘附性决定了载荷传递效率。提高喷嘴温度也可以改善层间粘结和载荷传递；但必须谨慎优化以避免聚合物基体的热降解[14]。

鉴于3D打印连续纤维复合材料在各种应用中的日益普及，了解其在实际使用条件下的行为至关重要。冲击测试是评估结构完整性和损伤耐受性的基本方法[15]。与金属不同，复合材料表现出复杂的、常常隐藏的损伤机制，如基体开裂、纤维断裂和层间剥离，这些机制会严重影响机械性能[16][17]。对于3D打印复合材料而言，这些损伤机制尤为重要，因为工艺引起的缺陷（如空洞和层间粘附性弱化）会加剧冲击敏感性[18]。评估冲击响应有助于工程师更好地理解失效行为，优化打印策略，并为开发有效的修复技术（如熔融粘合）提供依据。因此，冲击测试在提高3D打印复合材料在苛刻环境中的耐用性和可靠性方面发挥着重要作用。

复合材料的抗冲击性能受多种因素影响，包括层压板厚度、堆叠顺序、几何配置、材料刚度、制造质量、冲击器设计以及所选测试方法[19]。在传统的纤维增强聚合物（FRP）复合材料中，冲击载荷通常会导致基体微裂纹，主要由非线性剪切和弯曲应力引起[20]。最近的研究探讨了3D打印连续纤维增强复合材料（CFRC）的冲击性能，发现其抗冲击性能受纤维体积分数、纤维类型[21]和堆叠顺序[19]等参数的显著影响。特别是交叉层压配置比准各向同性或单向层压配置吸收了更多的冲击能量[22]。尽管这些发现取得了重要进展，但对3D打印CFRC在冲击后的损伤演变和恢复过程的全面理解仍然有限，需要进一步研究。

由于热塑性复合材料具有良好的加工特性、可回收性和与增材制造技术的兼容性，许多3D打印系统采用热塑性基体[25]。热塑性复合材料的一个主要优势是它们能够进行熔融粘合，从而无需粘合剂或长时间固化周期即可实现局部熔化和重新结合。为了评估这种修复策略的有效性，通常使用冲击后压缩（CAI）测试，这是一种可靠的量化冲击后残余强度和恢复潜力的方法[26]。虽然最近的研究探索了更复杂的修复方法（如微波辅助修复[23]和胶囊基自修复复合材料[24]），但本研究采用热压熔融粘合技术，清晰可控地展示了热塑性系统的修复潜力。热压机可以精确控制温度和压力，从而系统地评估不同层压配置和损伤条件下的修复效率。通过这种易于获取且可重复的方法建立冲击后恢复的基准，本研究为优化更复杂的原位修复技术提供了见解。这里呈现的结果为熔融粘合机制提供了基础理解，可以进一步用于提升先进修复策略（如微波辅助或自主触发修复系统）的性能。

本研究重点研究了3D打印连续纤维增强热塑性复合材料的冲击损伤机制和修复响应，特别是冲击后的机械恢复。利用X射线计算机断层扫描（CT）和扫描电子显微镜（SEM）分析了内部损伤演变。通过热压熔融粘合进行热修复，随后通过CT分析定量评估内部缺陷减少情况。随后对原始样品、受冲击样品和修复样品进行冲击后压缩（CAI）测试，以定量评估冲击后的机械恢复情况。虽然之前已有报道关于3D打印热塑性复合材料的冲击响应和热固化行为，但对冲击后恢复行为的系统理解，尤其是在与层压板结构和主导损伤机制相关方面，仍然有限。为填补这一空白，本研究为基于熔融粘合的冲击损伤CFRC的恢复效果建立了基于损伤模式和堆叠顺序的基准。

**2. 材料与方法**
**2.1 材料**
本研究使用的材料是Markforged?开发的CFRC丝材和Onyx基体丝材。CFRC丝材的拉伸模量为60 GPa，拉伸强度为800 MPa；Onyx基体丝材的拉伸模量为2.4 GPa，拉伸屈服强度为40 MPa[25]。Onyx专为熔融丝材制造（FFF）设计，由尼龙基体与微碳纤维增强，其机械性能远优于标准尼龙。根据Markforged?的数据，Onyx的弯曲强度比标准尼龙提高了42%[26]，热变形温度为140°C，适用于需要改进机械和热性能的应用。CFRC丝材由碳纤维束通过粘合剂结合而成，预打印直径为0.38 mm。这些丝材的纤维体积分数通过热重分析确定为35%[27]。连续碳纤维的加入显著提高了复合材料的结构完整性，增强了强度和刚度。微碳纤维增强型Onyx与连续碳纤维的结合实现了复合材料整体机械性能的协同提升。

**2.2 样品的3D打印**
本研究使用的样品采用Markforged? Mark Two桌面打印机通过FFF技术打印。该打印机配备双喷头，可独立打印两种不同材料。一个喷头用于打印Onyx基体材料，另一个用于打印CFRC增强层。Onyx和CFRC层的打印喷嘴温度分别设定为273°C和232°C，打印床不加热。准备了三种不同的层压配置，如图1所示。选择单向[Onyx4/0°8/Onyx4]和交叉层压配置CP1 [Onyx4/90°2/0°2]s及CP2 [Onyx4/0°2/90°2]s，是因为它们在传统复合材料层压板中具有明确的损伤机制，便于与3D打印样品进行比较。

每个样品的尺寸为90 × 55 × 3 mm，每种测试配置制备了五个样品。在打印过程中，每层周围都放置了两层Onyx基体层，如图1中的实线蓝色线条所示。此外，每个样品的顶部和底部表面还各打印了四层Onyx，遵循制造商推荐的设置。当丝材通过喷嘴时会被加热和压平，最终Onyx层的厚度约为0.1 mm，CFRC层的厚度约为0.125 mm[28]。

测试过程分为三个批次：第一批次对每种堆叠配置的五个样品进行冲击测试；然后使用X射线CT检查受损情况；接着进行熔融粘合修复并通过热压处理，再进行第二轮X射线CT扫描和CAI测试以评估恢复性能。第二批次对每种配置的五个样品进行冲击测试，并直接进行CAI测试，作为未修复冲击损伤的参考。第三批次包括每种配置的五个未受冲击样品，进行CAI测试以确定基线压缩强度值。

熔融粘合在Fontijne Lab Manual 300热压机中进行，温度恒定为200°C，压力为7 MPa。这些参数是通过迭代试错方法初步优化确定的，以确保有效的界面修复而不引起热降解。样品在这些条件下保持5分钟。热压过程中使用钢框架保持样品厚度一致并确保尺寸稳定性。样品尺寸选择为适合现有打印机体积和微型CAI夹具的微型格式，因此不对应于全尺寸的ASTM D7136试样。选择这三种层压配置（UD、CP1和CP2）是有意为之，旨在代表不同的损伤机制，而非全面调查所有可能的堆叠顺序。

单向（UD）层压板代表以纤维为主的结构，具有较高的弯曲刚度和较低的层间剥离倾向。CP1配置中，90°方向的纤维层靠近冲击表面，由于其较低的表面刚度，促进了基体主导的损伤和广泛的层间剥离。相比之下，CP2配置在外表面采用0°层合方向，在内部采用90°层合方向，代表了一种中间情况，其中承重的外层合方向与内部局部损伤共存。这种有针对性的选择使得能够系统地评估层合顺序如何影响冲击损伤的发展以及冲击后的熔融粘合效率，同时保持实验范围的聚焦，并在不同配置之间进行直接比较。

2.3. 冲击和冲击后压缩（CAI）测试
冲击测试使用了Instron Ceast 9350落锤冲击机（图3），采用了修改后的ASTM D7136方法（冲击器几何形状和冲击程序），适用于微型试样（90×55×3毫米），以适应有限的构建区域并实现高通量CT扫描[29]。该系统通过CeastVIEW 5.94 3C软件进行控制，并配备了一个直径为20毫米的半球形冲击器。半球形冲击器的质量为0.72千克，冲击器支架的质量为1.30千克，总质量为2.02千克。在冲击架上还安装了额外的质量，使得冲击器的总有效质量达到2.7千克，用于定义施加的冲击能量。

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图3. 落锤冲击测试装置：(a) Instron 9350落锤冲击测试装置，(b) 包含夹层板的夹紧机构，(c) 直径为40毫米的圆形开口和直径为20毫米的半球形冲击器（未按比例绘制），(d) 使用微型Boeing CAI夹具的CAI测试设置，以及(e) Boeing CAI夹具的上部和下部支撑组件（未按比例绘制）。
试样被牢固地夹在两个带有直径40毫米圆形开口的支撑板之间，以确保冲击位置的准确性和中心性。为了提高夹具的稳定性，使用了橡胶尖端的夹具，如图3b-c所示。通过改变冲击器的下落高度来控制冲击能量，从而可以在不同的能量水平上进行受控测试。由于试样被微型化，因此使用了带有40毫米开口的定制夹紧装置，以确保可重复的位置和边界条件。该夹具提供了与ASTM D7136标准相当的单向支撑条件，而橡胶尖端的夹具则防止了试样在冲击过程中的滑动。
在测试过程中，冲击塔通过一个集成采集系统记录数据，该系统包括压电传感器、抗反弹机制和高速数据记录器。系统以1000 kHz的采样频率捕获接触力与时间的数据。初步测试表明，2.5 J的冲击能量是引起试样可见损伤的最低要求。为了确定适合本研究目的的损伤范围，进行了更广泛范围的冲击能量测试。在较低的能量水平下，只观察到轻微的表面压痕和有限的内部损伤，这些损伤不足以有意义地评估冲击后的恢复情况。在较高的冲击能量下，观察到广泛的基体裂纹以及纤维断裂，导致不可逆的损伤，这种损伤无法通过热塑性熔融粘合来修复。因此，选择了2.5 J的冲击能量作为中间损伤水平，在这个水平下，基体裂纹和层间剥离明显存在，但纤维的完整性得以保持。这种损伤状态允许单独评估熔融粘合的有效性，而不受纤维断裂的干扰。
CAI测试使用了Boeing标准的CAI夹具[29]，该夹具配备了防屈曲导向装置，以防止试样过早屈曲并确保测试过程中的对齐稳定性（图3d）。测试以2毫米/分钟的恒定位移速率进行。这种受控加载方式允许可靠地表征受冲击和修复试样的残余压缩强度和结构完整性。
使用微型CAI试样是一个有意的选择，目的是为了高效利用材料，并捕捉不同层合配置之间的恢复趋势，而不是绝对的CAI强度值。在每种配置中观察到的一致的CAI响应支持了这种方法用于比较评估的有效性。因此，结果是根据相对恢复效率来解释的，而不是直接等同于全尺寸ASTM CAI性能。

2.4. 表征技术
X射线计算机断层扫描（X-ray CT）使用Nikon Xtek高通量舱系统进行，该系统配备了一个反射靶和16位4048×4048像素的探测器，像素间距为100微米。扫描设置实现了20微米的有效像素大小。钨靶X射线源的源到物体距离为174.23毫米，源到探测器距离为865.39毫米。为了优化吞吐量并确保角度投影下的试样几何形状一致，最多可以同时扫描五个面板。使用Nikon的CT Pro软件（版本XT 6.9.1）进行三维体积重建，随后的可视化和数据分析在ThermoFisher Avizo 3D（版本2020.1）中完成[30]。分割基于自动灰度阈值处理，随后进行包括孔填充、闭合、侵蚀、掩蔽和去除小孤立特征等形态学操作，以细化缺陷区域。分割后的体积包括制造引起的孔隙和冲击引起的损伤，统称为空洞。相同的分割协议一致地应用于所有试样，以确保可靠的比较分析。
扫描电子显微镜（SEM）在TESCAN Mira3系统（TESCAN，捷克共和国）上进行，操作加速电压为2 kV。使用Compcut ACS 300锯（Sharp & Tappin Technologies Ltd，英国）沿层合厚度切割代表每种层合类型的试样（UD、CP1和CP2）。样品在室温下干燥，并使用Q150T ES涂层机（Quorum Technologies，英国）喷涂5纳米厚的Au/Pd（80:20）层，然后进行成像。
热重分析（TGA）使用TA Instruments Q500热天平进行。分析在空气气氛下进行，以评估样品的热稳定性和分解行为。温度程序包括从室温到1000°C的线性加热梯度，升温速率为10.00°C/分钟。在整个实验过程中，样品的质量变化作为温度的函数连续记录。每次测量大约使用5毫克的试样。

3. 结果与讨论
3.1. 冲击测试结果
冲击测试结果已在我们的先前出版物[19]中呈现，并在图4中进行了总结。通过力-时间（F-t）响应来评估抗冲击性，这些响应反映了冲击过程中的损伤起始和进展。单向（UD）试样（[Onyx4/0°8/Onyx4]）表现出典型的钟形F-t曲线，加载和卸载过程都是线性的，表明主要是弹性行为且损伤有限，除了一个样本（UD-5）显示出力的突然下降，表明0°层和Onyx界面之间存在局部剥离。

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图4. 显示每种配置的反应力-时间关系的冲击测试结果。
相比之下，CP1配置（[Onyx4/90°2/0°4/90°2/Onyx4]）由于表面硬度较低，显示出更渐进的力上升，以及更大的变化性和明显的力下降，表明损伤敏感性增加。CP2试样（[Onyx4/0°2/90°4/0°2/Onyx4]）从外部0°层开始显示出更硬的初始响应，但在1.5 kN附近的力下降表明内部90°层发生了基体裂纹。
如表1所总结的，UD试样表现出平均峰值反应力为1651±177 N，吸收能量为0.442±0.247 J，表明载荷传递有效且内部损伤有限。相比之下，CP1和CP2配置吸收的能量更高（分别为0.566±0.338 J和0.578±0.127 J），表明内部损伤机制更为广泛。尽管它们的峰值力与UD试样相似，但能量耗散的增加和更大的变化性表明了更复杂且更不可预测的失效行为。这些发现强调了层合顺序对冲击响应和损伤演变的关键影响，与文献[22]中报告的趋势一致。

表1. UD、CP1和CP2试样在冲击载荷下的最大反应力和吸收能量总结。数值以平均值±标准差表示。
配置 最大反应力 [N] 吸收能量 [J]
UD 1651±177 0.442±0.247
CP1 1658±107 0.566±0.338
CP2 1655±87 0.578±0.127

3.2. X射线CT结果
图5展示了三种层合配置（UD、CP1和CP2）冲击后的损伤情况以及相应的X射线CT图像。在未受冲击的UD试样中，一致观察到广泛的损伤。具体来说，损伤从上层开始，并沿着0°纤维层以类似松树的模式传播（图5a）。主要的失效模式是剥离，这是传统FRPs中常见的行为[31]。然而，与经典FRPs不同的是，剥离发生在Onyx基体和0°纤维束的界面处。这表明3D打印的界面特性在该材料系统的损伤发展中起到了关键作用。

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图5. 显示冲击后复合层压板内部损伤的X射线CT图像：(a) UD，(b) CP1，(c) CP2配置。相同配置的热压后CT结果分别显示在(d) UD，(e) CP1，(f) CP2中，说明了空洞的减少和剥离区域的闭合。
在CP1试样中，损伤从冲击表面开始并传播到较低的层压层（图5b）。与UD配置不同，初始剥离发生在90°层和相邻的Onyx基体层之间，主要沿横向（y轴）方向传播。值得注意的是，剥离主要局限于90°层内，0°层之间的传播有限。在三种配置中，CP1表现出最广泛的内部损伤，这一发现与机械测试结果一致，显示出最大的刚度降低和最高的吸收冲击能量。
CP2配置表现出不同的损伤模式，剥离从Onyx基体和外部0°纤维层的界面开始，然后通过0°和90°层之间的过渡区传播（图5c）。然而，CP2中的剥离程度明显低于CP1，特别是在层间区域。在所有三种配置中，剥离都是主要的失效机制。虽然UD试样的损伤行为与传统FRPs相似，但基体-纤维界面的失效定位表明了当前材料系统独特的损伤演变过程。熔融粘合后，X射线CT图像（图5d-f）确认了内部损伤的显著减少。此外，冲击前试样中明显的空洞和纤维束之间的间隙也显著减少，表明熔融粘合过程有效地巩固了材料。
图6展示了UD、CP1和CP2试样在x-y平面上的X射线CT图像，分别显示了熔融粘合前后的情况。冲击引起的内部损伤和制造引起的孔隙用蓝色突出显示，以便于可视化。前者在未受冲击的试样中表现为明显的、形状不规则的区域（亮蓝色），而后者主要表现为与纤维方向对齐的细小线性空洞。此外，还观察到±45°方向的空洞，主要位于外部Onyx基体层之间。这些图像捕捉了由冲击和3D打印过程引起的制造孔隙。

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图6. 示意图和X射线CT图像展示了熔融粘合过程对空洞分布的影响。(a) 和 (b) 分别展示了未受冲击和熔融粘合条件下试样横截面的前表面冲击位置。X射线CT扫描揭示了每种配置的内部空洞分布：(c) 熔融粘合前的UD试样，(d) 熔融粘合后的UD试样，(e) 熔融粘合前的CP1试样，(f) 熔融粘合后的CP1试样，(g) 熔融粘合前的CP2试样，(h) 熔融粘合后的CP2试样。蓝色阴影区域代表由冲击损伤引起的空洞。
在未受冲击的状态下，所有配置都显示出大量的空洞。表2中的定量分析证实，CP1配置包含最高的缺陷分数，与其更明显的机械退化一致。相比之下，UD试样在熔融粘合前的缺陷含量最低。

表2. 未受冲击和熔融粘合试样的总空洞体积（单位：mm3）
配置 未受冲击 熔融粘合
UD 154.00±65.00 44.80±20.31
CP1 249.06±90.11 91.80±40.49
CP2 181.58±31.74 49.10±29.65
熔融粘合后，所有试样的缺陷体积都显著减少。具体来说，UD和CP1的缺陷含量减少了大约三倍，CP2减少了近四倍。这些结果强调了熔融粘合过程在减少空洞和改善材料巩固方面的有效性。
X射线成像显示，热压后的熔融粘合发生在两个表面下方约1毫米处，并向试样中心内部延伸。在UD和CP1样品中，观察到中央层沿0度方向仍然存在空洞，而在CP2样品中，空洞则出现在90度方向。这些发现表明，在热压过程中产生的热量不足以消除内层的空洞。因此，未来的研究可以专注于优化压制时间和压力，以更有效地去除材料内部的空洞。这一改进也反映了压力在层压复合材料（包括热固性和热塑性材料）制造中的关键作用，它有助于基体流动和排出被困的空气。如果没有足够的压力，热塑性基体在制造过程中特别容易保留空洞[21]。这种现象也适用于本研究中使用的3D打印工艺，其中样品是在没有外部压力的情况下生产的，这导致了图6中观察到的制造引起的孔隙率增加。因此，热压后观察到的缺陷减少表明内部完整性得到了显著恢复，同时冲击引起的损伤和制造引起的孔隙率也得到了成功修复。图7提供了UD、CP1和CP2样品在热压融合粘合前后的外表面照片。处理前，所有样品都显示出与冲击事件相关的明显表面损伤（裂纹）。融合粘合过程后，这些表面缺陷显著减少或完全消失，表明表面得到了有效巩固。

图7还突出了UD和交叉层压板的外±45° Onyx表面层中观察到的明显不同的裂纹模式。在UD样品中，分层损伤主要发生在0°纤维丝上，冲击载荷导致相邻纤维之间的分裂。由于UD配置的弯曲刚度较高且分层相对有限，弯曲载荷更突然地传递到外±45°层。这种应力的突然传递促进了沿着0°纤维丝之间分裂路径的垂直表面裂纹的形成。相比之下，交叉层压板表现出更广泛的分层和较低的弯曲刚度。分层不仅发生在0°和90°层之间，还扩展到连续纤维丝和外±45° Onyx层之间。一旦Onyx层在足够大的区域内从连续纤维上脱离，裂纹就会沿着Onyx纤维之间的较弱界面开始形成，导致沿±45°方向的分裂。这些裂纹随后合并形成特征性的Z形图案。图8显示了UD样品在热压前后的SEM图像。与X射线CT结果一致，分层主要发生在0°纤维层之间以及0°纤维层和外Onyx层之间（图8a和b）。热压后，可见的分层程度显著减少，表明大部分内部损伤通过热处理得到了有效封闭或修复。

图9展示了CP1样品在热压前后的SEM显微照片。与UD样品类似，分层仍然是主要的损伤形式。此外，图9c和d突出了Onyx基体中切碎碳纤维的分布。这些纤维具有均匀的直径和长度，其排列在整个基体中看起来是随机的。这种一致的分布表明切碎的纤维在制造过程中被均匀整合，这可能有助于材料的机械性能。

图10展示了从加热和未加热样品中取出的约5毫克样品的TGA结果。通过检查温度与重量比数据，观察到两种样品的曲线斜率都发生了约40%的变化，表明发生了显著的分解步骤。这种变化对应于基体中连续纤维和切碎纤维的比例，基于Onyx基体的熔化/降解点。其他样品也计算出了类似的纤维含量（约40%重量百分比）。然而，必须承认一个可能影响准确性的问题。由于提取完美矩形样品的难度，使用TGA准确确定纤维与基体的比例可能存在相当大的误差范围。

压缩测试结果表明，热压显著提高了所有层压配置在未受冲击和冲击后（CAI）条件下的抗压强度，性能有显著提高（图11和表3）。文献中也报告了类似的结果，证实了热压连续碳纤维增强3D打印聚合物复合材料的抗拉强度和刚度的提高。这可能是由于热压过程中消除了空气间隙，从而增强了界面层。

表3显示了UD、CP1和CP2样品在四种条件下的CAI强度值（平均值±标准差）：未受冲击、融合粘合（未受冲击）、受冲击以及冲击后的融合粘合。对于UD配置，热压使未受冲击情况下的抗压强度提高了约100%，冲击后提高了约100%。这些几乎翻倍的数值表明，即使在受损后，热压在恢复机械性能方面也非常有效。在CP1配置中，未受冲击时的强度由于热压提高了约165%，而受冲击样品的强度提高了约120%。这些结果突显了该方法不仅能够增强基线机械性能，还能在冲击事件后显著恢复性能。CP2配置显示出最高的相对增益，热压使未受冲击时的强度提高了171%，冲击后的强度提高了218%。这使得CP2成为对热压响应最敏感的配置，无论是在未受损还是受损性能方面。总之，热压在所有配置中都带来了显著的改进，特别是在交叉层压板中观察到了强烈的效果。这些百分比的增加清楚地表明，后固化过程在提高复合层压板的结构完整性和损伤耐受性方面非常有效。未受冲击和受冲击样品观察到的非常相似的CAI强度值表明，压缩失效并不受冲击引起的损伤状态的强烈影响。这种行为主要归因于本研究中施加的冲击能量相对较低，这产生了局部和亚临界损伤，而没有纤维断裂，这一点通过X射线CT和SEM观察得到了证实。因此，主要的承重纤维结构基本保持完整。此外，CT分析揭示了制造引起的孔隙（如固有孔隙和层间界面）的显著存在，这些特征是FFF工艺的特点。这些特征在3D打印复合材料的压缩不稳定性和失效起始中起着主导作用。因此，额外的局部冲击损伤并没有显著改变压缩下的主导失效机制。此外，冲击损伤区域仅限于冲击点下方的有限区域，而CAI失效则由整个样品标距长度上的全局压缩不稳定性控制，导致CAI强度对局部损伤状态的敏感性较低。应当注意的是，本研究调查的修复机制主要适用于基体主导的损伤模式，如层间分层和基体裂纹。在纤维断裂的情况下，预计融合粘合的恢复潜力将受到显著限制，因为仅通过热熔化无法恢复承重纤维的连续性。因此，这里呈现的结果代表了没有纤维断裂的损伤状态的上限修复效率。尽管可以考虑更广泛的堆叠序列（例如准各向同性层压板），但本研究优先考虑了机制的清晰性而非组合的广度。通过隔离表现出不同损伤模式的层压板，可以更清楚地识别堆叠序列对修复效率的影响。未来的工作将把这种方法扩展到更复杂的层压结构。这种有针对性的方法允许将这里报告的恢复趋势解释为依赖于损伤模式的基准，而不是绝对的性能限制。为了更好地分离融合粘合作为初始固化步骤的作用与其作为冲击后修复机制的作用，可以考虑一个结构化的实验框架。在本研究中，研究了一种修复途径，即首先对样品进行冲击，然后在CAI测试之前进行融合粘合。对于未来的工作，可以探索两种额外的互补途径：（i）预固化途径，即在冲击之前进行融合粘合，然后在CAI下进行测试；（ii）组合途径，即在冲击之前和之后都进行融合粘合，随后进行CAI测试。这些途径将有助于更清晰地分离固化驱动的增强和损伤修复驱动的恢复。

本研究系统地评估了使用Markforged? FFF工艺制造的3D打印连续碳纤维增强热塑性复合材料的损伤耐受性和冲击后恢复能力。通过低速冲击测试、CAI分析、X射线CT和SEM，量化了层压结构对损伤发展和恢复行为的影响，针对单向（UD）和交叉层压（CP1和CP2）配置。结果表明，堆叠序列在控制冲击损伤机制和恢复效率方面起着关键作用。UD层压板表现出最高的初始损伤耐受性，而CP1层压板经历了与基体主导的失效相关的广泛分层。相比之下，CP2配置显示出更分布的损伤轮廓，并且在热处理后的恢复效率最高。热压融合粘合显著减少了内部空洞和分层，CT量化的缺陷减少超过了65%，这直接转化为抗压和CAI性能的显著提高。这项工作的贡献不在于提出了一种新的修复技术，而在于量化了冲击损伤热塑性CFRC中融合粘合的损伤模式和堆叠序列依赖的恢复限制。结果为冲击后恢复建立了一个基准框架，可以据此评估更先进或原位修复策略。未来的工作将把这种方法扩展到重复的损伤-修复循环、更高的损伤严重程度和替代的热激活方法。