許承海，徐德昇，宋樂穎，徐 凱，孟松鶴

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 特種環(huán)境復(fù)合材料技術(shù)國防科技重點實驗室，哈爾濱 150080)

?

2D C/C復(fù)合材料超高溫壓縮性能試驗研究

許承海，徐德昇，宋樂穎，徐 凱，孟松鶴

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 特種環(huán)境復(fù)合材料技術(shù)國防科技重點實驗室，哈爾濱 150080)

基于C/C復(fù)合材料良好導(dǎo)電特性，采用試樣直接通電加熱技術(shù)，對2D C/C復(fù)合材料在室溫～2 400 ℃范圍的壓縮性能進(jìn)行了試驗研究，發(fā)展了C/C復(fù)合材料超高溫力學(xué)性能試驗方法，得到了2D C/C材料壓縮強(qiáng)度、模量隨溫度的變化規(guī)律及其破壞模式。結(jié)果表明，2D C/C材料在一定溫度范圍內(nèi)表現(xiàn)為線彈性、脆性破壞，壓縮強(qiáng)度與模量隨溫度升高而增加，其中強(qiáng)度較模量增幅顯著，強(qiáng)度在2 400 ℃左右達(dá)到最大；纖維束層間界面性能在2D C/C復(fù)合材料中起著重要作用，層間界面性能的改變直接影響著材料的力學(xué)性能及其破壞模式。

2D C/C復(fù)合材料；超高溫環(huán)境；壓縮性能；破壞模式

0 引言

C/C復(fù)合材料是以炭纖維作為增強(qiáng)相，以沉積碳和/或浸漬碳作為基體的復(fù)合材料，具有高溫下高強(qiáng)、高模、抗燒蝕性及可設(shè)計性強(qiáng)等優(yōu)異特性，被廣泛用于固體火箭發(fā)動機(jī)噴管、再入飛行器頭部、先進(jìn)大型飛機(jī)剎車盤材料，并已成為近空間高超聲速飛行器熱結(jié)構(gòu)最有希望候選材料體系[1-3]。

高速飛行器的頭部、翼前緣和發(fā)動機(jī)熱端等各種關(guān)鍵部位或部件的服役溫度往往在2 000 ℃以上，在這種極端高溫環(huán)境下，測量與表征C/C復(fù)合材料的特征參數(shù)和性能成為充分認(rèn)識與準(zhǔn)確把握材料特性的關(guān)鍵。從已報道的C/C復(fù)合材料力學(xué)性能研究來看，多是在室溫環(huán)境進(jìn)行[4-7]，針對高溫環(huán)境的較少，并主要關(guān)注高溫拉伸或彎曲性能[8-10]，對高溫壓縮特性研究鮮有報道。

本文基于文獻(xiàn)[11-12]研究成果，完善與發(fā)展了C/C復(fù)合材料的通電加熱技術(shù)，搭建了材料超高溫力學(xué)性能測試系統(tǒng)，并對2D C/C復(fù)合材料的超高溫壓縮行為進(jìn)行了試驗研究，獲得了材料壓縮強(qiáng)度隨溫度的變化規(guī)律和斷裂模式。

1 材料

二維編織C/C復(fù)合材料的增強(qiáng)預(yù)制體采用4枚緞紋碳布，碳布為0°和90°方向正交鋪放?？椢镱A(yù)制體經(jīng)過浸漬酚醛樹脂、固化、碳化多次周期循環(huán)致密，在2 400 ℃石墨化處理后，最終制備出表觀密度達(dá)1.7 g/cm3以上的2D C/C復(fù)合材料。圖1所示為2D C/C復(fù)合材料XZ面內(nèi)顯微形貌。從圖1中可看出，纖維束橫截面近似為橢圓形，走向具有非直線性，在經(jīng)向(X向)和緯向(Y向)纖維交疊區(qū)域，纖維束發(fā)生了顯著卷曲變形。在材料內(nèi)部含有大量的孔洞、微裂紋等原生缺陷；在增強(qiáng)織物層間存在少量的大尺寸脫層區(qū)，脫層區(qū)最大尺寸達(dá)40 mm。2D C/C復(fù)合材料的內(nèi)部微缺陷顯著降低了材料的層間剪切性能。

(a) 低放大倍數(shù)2D C/C顯微形貌

(b) 高放大倍數(shù)2D C/C顯微形貌

2 試驗

2.1 室溫壓縮試驗

試驗在哈爾濱工業(yè)大學(xué)特種環(huán)境復(fù)合材料技術(shù)國防科技重點試驗室的ZWICK Z050材料雙軸力學(xué)性能試驗機(jī)上進(jìn)行。參照GB1448—83《玻璃纖維增強(qiáng)塑料壓縮性能試驗方法》、JB/T133.8—1999《電炭制品物理化學(xué)性能試驗方法-抗壓強(qiáng)度》標(biāo)準(zhǔn)，設(shè)計長方體試樣(15 mm×10 mm×10 mm)；加載采用位移控制，設(shè)定加載速度為0.5 mm/min。

2.2 高溫壓縮試驗

試驗在哈爾濱工業(yè)大學(xué)特種環(huán)境復(fù)合材料技術(shù)國防科技重點試驗室的材料超高溫力學(xué)性能測試系統(tǒng)上完成。該系統(tǒng)主要由DDL50型電子萬能材料試驗機(jī)、超高溫真空(充氣)環(huán)境艙、控制系統(tǒng)及程控電源等組成，最高加熱溫度3 000 ℃，控溫精度不小于試驗溫度的0.5%，試驗環(huán)境為真空或惰性氣體環(huán)境。

本試驗系統(tǒng)基于C/C材料良好的導(dǎo)電特性，采用試樣直接通電加熱方法，實現(xiàn)對待測試樣的加熱，具有試驗周期短、成本低等優(yōu)點。通過程序化設(shè)計加熱方式、選擇加熱通道、設(shè)置加熱參數(shù)，并將預(yù)設(shè)值輸入溫控器。溫控器具有3個獨立回路輸出(主加熱回路、上下輔助加熱回路)，溫控器根據(jù)設(shè)置的試驗參數(shù)及目標(biāo)溫度值進(jìn)行PID調(diào)節(jié)輸出，從而控制對應(yīng)回路加熱電源電流輸出的大小，通過條件輸出電流的變換來調(diào)節(jié)試樣的溫度。

試驗程序設(shè)計為3階段程控：第一階段——預(yù)載階段，對試樣施加預(yù)載荷，使待測試樣與壓頭良好接觸，保證試樣與電極之間的電通路；第二階段——恒載加熱階段，試樣加熱，恒定預(yù)載荷，以消除試樣熱膨脹引起的熱應(yīng)力；第三階段——恒溫加載階段，試樣加熱至設(shè)定溫度，保溫30～50 s，使試樣測試部位溫度基本均勻，恒定橫梁位移加載，直至試樣破壞，自動記錄時間、載荷、位移以及溫度等數(shù)據(jù)。

C/C復(fù)合材料往往用于高速飛行器的頭部、翼前緣、大面積迎風(fēng)面和發(fā)動機(jī)熱端部位或部件。其中，對于超聲速飛行器，其頭部激波后駐點區(qū)域的氣流溫度約1 600～2 800 ℃，大面積防熱溫度超過1 000 ℃[13]。因此，基于C/C材料的服役環(huán)境溫度和制備工藝過程，本文選取室溫、1 200、1 600、2 000、2 400 ℃作為測試溫度點，每個溫度點試樣數(shù)量為3～5個；升溫速度30 ℃/s，溫度波動度±10 ℃，加載速率1 mm/min。

試驗環(huán)境：考慮到C/C復(fù)合材料的高溫?fù)]發(fā)特性，溫度低于1 600 ℃時，采用真空環(huán)境；溫度高于1 600 ℃時，為氬氣環(huán)境。

3 結(jié)果與討論

圖2為2D C/C復(fù)合材料面內(nèi)平均壓縮性能隨溫度的變化曲線。從圖2中可看出, 在室溫～2 400 ℃范圍，隨著溫度升高, 材料壓縮強(qiáng)度和模量大幅提高, 并在2 400 ℃試驗溫度點，壓縮達(dá)到最大值，這與其他C/C復(fù)合材料的性能相似[14-15]。

在2 400 ℃左右，相比室溫試驗結(jié)果，強(qiáng)度增加約47%、模量增加約43%；室溫強(qiáng)度離散度小于10%，高溫強(qiáng)度離散度小于5%，材料壓縮性能在高溫環(huán)境下具有更好的一致性。借鑒以往不同C/C復(fù)合材料的試驗結(jié)果，并結(jié)合碳基復(fù)合材料的力學(xué)性能規(guī)律，可推斷2D C/C復(fù)合材料在2 400 ℃時，力學(xué)性能參量將達(dá)到極值。對比3D C/C復(fù)合材料高溫壓縮性能[14,16]，本文試驗研究結(jié)果略有不同，即在1 600 ℃溫度點，壓縮強(qiáng)度較1 200 ℃時降低，降幅為11%，顯著大于5%的離散度。

(a) 壓縮強(qiáng)度與溫度

(b) 模量與溫度

圖3所示為 2D C/C復(fù)合材料室溫壓縮載荷-位移曲線與應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從載荷-位移曲線可看出，除在加載初始階段由于試樣夾持調(diào)整引起的非線性外，曲線基本呈線性持續(xù)增加，達(dá)到極限載荷后，驟然喪失承載能力；應(yīng)力-應(yīng)變曲線同樣表現(xiàn)為線彈性，未見材料屈服及損傷發(fā)展過程。表明2D C/C復(fù)合材料為線彈性、脆性壓縮破壞。

圖4所示為2D C/C復(fù)合材料室溫面內(nèi)壓縮破壞形貌。結(jié)合試驗過程與試樣斷口形貌發(fā)現(xiàn)，對于長方體試樣，主要發(fā)生了2種并存的破壞模式：首先，在試樣表面約1～2 mm范圍內(nèi)發(fā)生分層；隨后，發(fā)生脆性纖維束剪切破壞，剪切面傾角在6°～12°范圍內(nèi)，這一角度與纖維束的卷曲角度相關(guān)。從微觀結(jié)構(gòu)上看，材料內(nèi)部形成了2種形式的裂紋：一種是在相鄰鋪層纖維束之間，基體或纖維束界面區(qū)域內(nèi)較大尺度孔洞或微脫粘位置存在應(yīng)力集中區(qū)起裂、沿著纖維束/基體界面擴(kuò)展，形成平行加載方向的分層斷裂面，受層間剪切性能控制；另一種在卷曲纖維束在壓縮載荷作用下，發(fā)生彎曲變形，產(chǎn)生附加剪應(yīng)力，在經(jīng)緯向纖維束交接處的基體富集區(qū)起裂，沿著90°纖維束內(nèi)部、束間基體擴(kuò)展，引起0°纖維束剪切斷裂，形成一個傾斜的剪切斷裂面，受纖維束剪切性能控制。

(a) 壓縮載荷-位移

(b) 應(yīng)力-應(yīng)變

圖4 2D C/C復(fù)合材料室溫壓縮破壞形貌Fig.4 Damage appearance of 2D C/C composite with compressive load at room temperature

圖5所示為 2D C/C復(fù)合材料在不同溫度下的面內(nèi)壓縮載荷-位移曲線。從圖5中所示的不同溫度條件下載荷-位移曲線可看出，在一定溫度范圍內(nèi)材料的載荷-位移曲線形式相同，曲線大致可分為4個階段：第一階段——室溫預(yù)載階段，載荷位移曲線基本以線性方式增加至預(yù)設(shè)載荷；第二階段——恒載升溫階段，調(diào)整橫梁位移卸載試樣由于受熱膨脹產(chǎn)生的熱應(yīng)力，該階段載荷-位移曲線為平直線；第三階段——恒溫加載的初期階段，該階段由于加載夾具的調(diào)整，使得載荷-位移曲線表現(xiàn)出一定的非線性特征；第四階段——恒溫加載的中后期，該階段載荷-位移曲線表現(xiàn)為線彈性特征，在載荷達(dá)到極限峰值時，試樣破壞，驟然喪失全部承載能力，并伴隨較大爆裂聲音。

載荷-位移曲線的前三個階段特征與試驗方案的設(shè)計相關(guān)，第四階段載荷-位移曲線特征真實反映了材料在不同溫度下的壓縮行為，表明在室溫～2 400 ℃范圍內(nèi)，2D C/C復(fù)合材料表現(xiàn)為線彈性、脆性壓縮破壞，在破壞前未見明顯屈服及損傷發(fā)展過程。對比壓縮載荷-位移曲線，可定性判斷在2 400 ℃溫度范圍內(nèi)材料壓縮模量隨溫度增加而增大，與材料強(qiáng)度相比, 模量的增幅略小。

(a) 完整載荷-位移曲線

(b) 第I、II 階段局部載荷-位移曲線

圖6所示為2D C/C復(fù)合材料在不同溫定下的壓縮破壞形貌。從圖6中可看出，在1 200 ℃和2 400 ℃條件下，材料的破壞模式與室溫相同，表現(xiàn)為分層與纖維束剪切2種模式并存的破壞模式，強(qiáng)度值相對較大；在1 600 ℃和2 000 ℃條件下，材料的破壞模式表現(xiàn)為典型的分層，強(qiáng)度值相對較小。

(a) 1 200 ℃ (b) 1 600 ℃

(c) 2 000 ℃ (d) 2 400 ℃

關(guān)于C/C復(fù)合材料力學(xué)性能隨溫度增加的現(xiàn)象，F(xiàn)itzer[17]曾從以下兩方面說明了這一特點：一方面是材料各向異性(這包括基體和各向異性纖維)，導(dǎo)致材料在浸漬、碳化和石墨化過程中，形成大的殘余內(nèi)應(yīng)力，隨著溫度的增加，殘余內(nèi)應(yīng)力逐漸消失；另一方面,石墨是一種六方晶體結(jié)構(gòu)，石墨六方層間的滑動受到高溫碳原子面外振動的阻礙，石墨晶體的性能一般隨著溫度升高而增加。對于本文研究的2D C/C復(fù)合材料高溫壓縮特性，認(rèn)為同樣與上述兩方面因素相關(guān)，材料制備過程中，在900～1 100 ℃范圍進(jìn)行多次的碳化處理，在1 200 ℃測試溫度時，能夠有效釋放不同鋪層纖維束界面間的殘余內(nèi)應(yīng)力，加強(qiáng)了層間剪切能力，促使材料表現(xiàn)為承載纖維束剪切破壞模式；隨著溫度的繼續(xù)增高，基體碳與纖維束間熱膨脹不匹配性增加，加劇了不同鋪層纖維束之間的剪切應(yīng)力，引起材料分層破壞，強(qiáng)度參量相對降低；相關(guān)研究表明，當(dāng)溫度超過2 400 ℃時，基體碳呈現(xiàn)出一定的塑性，抗層間剪切變形能力增加，使得材料表現(xiàn)為承載纖維束剪切破壞。此外，基于2D C/C復(fù)合材料的預(yù)制體結(jié)構(gòu)和制備工藝特點，不同鋪層纖維束間易形成較大尺寸脫層區(qū)，對于含有較大尺寸脫層區(qū)的試樣，層間剪切強(qiáng)度較弱，宏觀上均表現(xiàn)為分層破壞、壓縮強(qiáng)度相對較低。根據(jù)試樣破壞后的斷口形貌判斷，在室溫壓縮試驗中，有該類試樣出現(xiàn)，并判定其為無效試驗。在1 600 ℃溫度點的試樣，破壞模式與上述含有較大脫層區(qū)試樣相似，但在高溫試驗后，難以根據(jù)斷口形貌給予準(zhǔn)確判斷。因此，對于2D C/C復(fù)合材料在1 600 ℃溫度范圍表現(xiàn)的壓縮特性是偶然現(xiàn)象還是真實結(jié)果，尚需進(jìn)一步研究。

4 結(jié)論

(1) 利用通電加熱測試技術(shù)，對2D C/C復(fù)合材料的面內(nèi)壓縮性能進(jìn)行試驗研究，在室溫～2 400 ℃范圍內(nèi)，材料壓縮強(qiáng)度和模量隨溫度升高而增加，其中強(qiáng)度較模量增幅顯著，強(qiáng)度和模量均在2 400 ℃左右達(dá)到極大值，較室溫強(qiáng)度增加約47%、模量增加約43%；

(2) 在室溫～2 400 ℃范圍內(nèi)，2D C/C復(fù)合材料面內(nèi)壓縮行為均表現(xiàn)為線彈性、脆性斷裂，破壞模式表現(xiàn)為纖維束分層、纖維束剪切，或者兩者并存；

(3) 層間界面性能在2D C/C復(fù)合材料中起著重要作用，層間界面性能的改變直接影響著材料破壞模式及力學(xué)性能，對于層間界面足夠強(qiáng)的1 200 ℃和2 400 ℃溫度點試樣，表現(xiàn)為纖維束剪切破壞、壓縮強(qiáng)度較高，對于層間界面較弱的1 600 ℃和2 000 ℃溫度點試樣，表現(xiàn)為分層破壞、壓縮強(qiáng)度較低。

[1] Evans B, Kuo K K, et al. Nozzle throat erosion characterization study using a solid-propellant rocket motor simulator [R]. AIAA 2007-5776.

[2] Liggett N D, Menon S. Simulation of nozzle erosion process in a solid propellant rocket motor[R]. AIAA 2007-776.

[3] 莎日娜, 劉秀軍, 馮志海, 等. 2D C/C復(fù)合材料結(jié)構(gòu)與性能的研究進(jìn)展[J]. 材料導(dǎo)報, 2012, 26(10):54-58.

[4] 和永崗, 李克智, 魏建鋒, 等. 2D C/C復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的研究[J]. 無機(jī)材料學(xué)報, 2010, 25(2): 173-176.

[5] Kamal Anand，Vijay Gupta. The effect of processing conditions on the compressive and shear strength of 2D carbon-carbon laminates [J].Carbon, 1995, 33(6):739-748.

[6] Mohamed S, Hatta H, Wakayama S. Comparison of 2D and 3D carbon-carbon composites with respect to damage and fracture resistance[J]. Carbon, 2003, 41: 1069-1078.

[7] Hatta H, Goto K, Ikegaki S, et al. Tensile and fiber/matrix interfacial properties of 2D and 3D-carbon/carbon composites[J]. J. Eur. Ceram. Soc., 2005, 25(4):535-42.

[8] 李崇俊, 鄭金煌, 蘇紅,等.二維C/C復(fù)合材料高溫力學(xué)、熱物理性能研究[J]. 宇航材料工藝, 2004(1):33-37.

[9] Ken Goto, Hiroshi Hatta. Tensile strength and deformation of a two-dimensional carbon-carbon composite at elevated temperatures[J]. J. Am. Ceram. Soc., 2003, 86(12):2129-2135.

[10] Dhakate S R, Aoki T, Ogasawara T. High temperature tensile properties of 2D cross-ply carbon-carbon composites[J]. Advanced Materials Letters, 2011, 2(2):106-112.

[11] 韓杰才, 赫曉東, 杜善義,等. 多向碳/碳復(fù)合材料超高溫力學(xué)性能測試技術(shù)研究[J]. 宇航學(xué)報, 1994, 15 (4):17- 23.

[12] 易法軍, 孟松鶴, 韓杰才, 等. 碳?xì)?碳復(fù)合材料超高溫力學(xué)性能試驗研究[J]. 無機(jī)材料學(xué)報, 2001, 16 (6) : 1230- 1234.

[13] Leonard C P, Amundsen R M, Bruce III W E. Hyper-X hot structures design and comparison with flight data[C]//A Collection of Technical Papers-13th AIAA/CIRA International Space Planes and Hypersonic Systems and Technologies Conference. 2005, 3：2084-2098.

[14] 武保華, 劉春立, 張濤, 等. 碳/碳復(fù)合材料超高溫力學(xué)性能測試研究[J]. 宇航材料工藝, 2001(6):67-71.

[15] 宋永忠, 徐林, 許正輝, 等. 超高溫本體抗氧化碳/碳復(fù)合材料研究[J]. 中國材料進(jìn)展, 2012, 31(8):15-19.

[16] 易法軍, 韓杰才, 杜善義. 混雜碳/碳復(fù)合材料超高溫力學(xué)性能實驗研究[J]. 復(fù)合材料學(xué)報，2003, 20(2):118-122.

[17] Fitzer E. Technical status and future prospects of carbon fibres and their application in composites with polymermatrix. carbon fibers and their composites[M]. Springer-verlag, 1985:3-45.

(編輯：薛永利)

對在2015年度為本刊付出辛勤勞動的各位審稿專家表示深深的謝忱！

2015年度審稿專家
(排名不分先后)

周長省 傅業(yè)偉 楊 濤 彭 松 徐抗震 安春利 宋元軍 田 輝 董飛垚 張慶雅 文立華 李 強(qiáng) 方丁酉 陳 利

郭 慶 胡建新 劉佩進(jìn) 武曉松 許承海 郭效德 朱衛(wèi)兵 李國平 梁 軍 彭 威 李 江 杜秋華 尤軍鋒 吳先明

郭 琪 夏智勛 趙良玉 陳偉芳 劉子如 趙美英 郜 冶 王 輝 張 斌 黃 偉 陳 康 艾春安 曹軍偉 楊 涓

楊玉新 李玉斌 姜 毅 鄭元鎖 黃志萍 樊學(xué)忠 高宗戰(zhàn) 陳鳳明 周集義 申志彬 鄭錫濤 楊榮杰 胡曉磊 范學(xué)領(lǐng)

蔡 強(qiáng) 李樹亭 徐儀華 陳 雄 趙鳳起 王 斌 曹一林 鮑福廷 蒙上陽 肖鶴鳴 張 煒 南寶江 魏祥庚 王柏臣

劉曙光 葉繼中 胡春波 祖 磊 鄧劍如 付前剛 朱衛(wèi)華 傅德彬 袁化成 吳戰(zhàn)鵬 劉 洋 秦 飛 孫 穎 楊希祥

孫得川 金志浩 閆循良 唐國金 劉永勝 王長輝 張蒙正 郭顏紅 宋小蘭 職世君 王 博 池旭輝 胡松啟 沈 偉

殷小瑋 范 瑋 張冠玉 廖英強(qiáng) 史宏斌 尹華麗 呂 翔 韓 笑 李高春 劉文芝 俞南嘉 楊立波 晁 濤 胡正東

陸曉峰 朱學(xué)平

Experimental investigation on compressive properties of 2D C/C composites at ultra-high temperature

XU Cheng-hai, XU De-sheng, SONG Le-ying, XU Kai, MENG Song-he

(Key Laboratory of Science and Technology for National Defense, Center for Composite Materials and Structure, Harbin Institute of Technology, Harbin 150080,China)

Based on good conductive performances of 2D C/C composites, their compressive properties from room temperature to 2 400 ℃ were studied by using direct electric heating technology to specimens. The test method of mechanical properties of C/C composites at ultra-high temperature was developed, and the damage morphology and changing laws of their in-plane compressive strength and modulus with respect to temperature were obtained. The results indicate that 2D C/C composites exhibit the performance of linear elastic and brittle failure in a certain temperature range, besides, both strength and modulus increase with the temperature. Strength rises dramatically, which reaches the peak at 2 400 ℃. On the other hand, the performance of inter-laminar interface between fiber and matrix plays an important role in 2D C/C composites, and its change will influence both their mechanical properties and fracture modes directly.

2D C/C composites；ultra-high temperature；compressive mechanical properties；fracture modes

2014-11-12；

：2014-12-12。

國家自然科學(xué)基金項目(11472092，91216301)。

許承海(1978—)，男，博士，主要從事特種環(huán)境復(fù)合材料性能評價技術(shù)。E-mail:hit-xuchenghai@163.com

V448.15

A

1006-2793(2015)06-0860-05

10.7673/j.issn.1006-2793.2015.06.021