陳明明， 陳秀華， 張大旭， 伍海輝， 郭洪寶， 龔景海

(1. 上海交通大學(xué) 船舶海洋與建筑工程學(xué)院， 上海 200240； 2. 上海交通大學(xué) 航空航天學(xué)院， 上海 200240； 3. 中國(guó)航發(fā)商用航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司， 上海 201180)

陶瓷基復(fù)合材料(CMCs)具有高比強(qiáng)度、高比剛度、耐高溫和密度低等優(yōu)異性能，同時(shí)通過(guò)纖維增韌，克服了單一陶瓷材料脆性大的缺點(diǎn)，可望取代高溫合金作為高溫結(jié)構(gòu)材料，用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室火焰筒和內(nèi)襯、渦輪導(dǎo)向葉片、尾噴管等重要航空領(lǐng)域構(gòu)件，具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2].

近年來(lái)國(guó)內(nèi)外學(xué)者針對(duì)不同的陶瓷基復(fù)合材料體系進(jìn)行了大量的研究工作.楊成鵬等[3]通過(guò)單調(diào)拉伸和循環(huán)加卸載試驗(yàn)研究了平紋C/SiC復(fù)合材料單軸拉伸力學(xué)行為.管國(guó)陽(yáng)等[4]研究了平紋C/SiC復(fù)合材料的宏觀拉壓特性和失效模式.梅輝等[5]研究了平紋C/SiC復(fù)合材料拉伸損傷演化過(guò)程和微觀結(jié)構(gòu)特征.郭洪寶等[6]研究并對(duì)比了2D-C/SiC和2D-SiC/SiC復(fù)合材料的面內(nèi)剪切力學(xué)行為，提出了纖維彎曲承載機(jī)理和表征材料細(xì)觀損傷的變量，揭示了材料內(nèi)部組分間剪切載荷的傳遞和分配機(jī)理.Bernachy-Barbe等[7]通過(guò)對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料圓管進(jìn)行拉-扭和拉-內(nèi)壓雙軸加載測(cè)試，研究了材料在復(fù)雜應(yīng)力狀態(tài)下的損傷特性.基于CMCs的細(xì)觀損傷模式，Hayhurst等[8]建立了一個(gè)考慮纖維隨機(jī)斷裂的損傷演化模型，假設(shè)：當(dāng)基體裂紋達(dá)到飽和后，其承載將不再隨載荷變化；荷載主要由纖維承擔(dān)，一方面通過(guò)未損傷纖維承擔(dān)，一方面通過(guò)已損傷纖維與基體界面間的剪應(yīng)力承擔(dān).纖維斷裂具有隨機(jī)性，其強(qiáng)度服從Weibull分布.該模型可用于模擬單向陶瓷基復(fù)合材料單軸拉伸非線性應(yīng)力-應(yīng)變曲線.Tang等[9-11]在該模型的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步研究了正交鋪層Nicalon-CAS復(fù)合材料和平紋編織C/C-SiC復(fù)合材料的單軸拉伸力學(xué)行為.Chaboche和Maire等[12-14]發(fā)展了連續(xù)介質(zhì)損傷力學(xué)模型，模型中同時(shí)使用了標(biāo)量型和2階張量型損傷變量以描述材料的微觀損傷機(jī)理，對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料的單調(diào)和循環(huán)加卸載應(yīng)力-應(yīng)變行為進(jìn)行了預(yù)測(cè).Camus[15]為2D-SiC/SiC復(fù)合材料建立了一個(gè)連續(xù)介質(zhì)損傷力學(xué)模型，將材料的柔度系數(shù)作為損傷過(guò)程的內(nèi)變量，在熱力學(xué)框架下建立損傷演化法則并考慮了損傷耦合效應(yīng).Rajan等[16]通過(guò)對(duì)編織SiC/SiC復(fù)合材料在軸向拉伸、偏軸拉伸和純剪切載荷作用條件下進(jìn)行的力學(xué)性能試驗(yàn)，獲得了簡(jiǎn)單加載條件下材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，從而建立了唯象的彈塑性本構(gòu)模型.

上述研究都是僅針對(duì)材料在室溫環(huán)境下的力學(xué)行為的，而作為一種可重復(fù)使用的熱端部件的重要候選材料，其在服役的過(guò)程中不僅需要承受復(fù)雜的載荷作用，而且還要承受不斷提升的渦輪前溫度，因此對(duì)熱端部件用材的高溫強(qiáng)度及抗氧化性能進(jìn)行研究具有重要意義.目前，國(guó)內(nèi)外仍缺少可靠的CMCs高溫拉伸性能數(shù)據(jù)，國(guó)內(nèi)在SiC/SiC復(fù)合材料高溫拉伸性能的測(cè)試方面還處于起步階段，尚未見(jiàn)有關(guān)SiC/SiC復(fù)合材料高溫拉伸性能測(cè)試過(guò)程及結(jié)果的詳細(xì)報(bào)道.

本文對(duì)平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料在室溫以及高溫(1 200 ℃)環(huán)境下的拉伸行為進(jìn)行試驗(yàn)研究，對(duì)比其在不同溫度下的拉伸性能，并借助掃描電鏡和工業(yè)CT對(duì)斷口形貌進(jìn)行微觀分析，揭示了室溫和高溫環(huán)境下平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料的損傷模式和破壞機(jī)理，為該材料的工藝優(yōu)化和工程應(yīng)用提供重要參考.

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)件

試驗(yàn)采用的平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料經(jīng)化學(xué)氣相滲透(CVI)工藝制備，增韌相采用我國(guó)目前最先進(jìn)的第三代SiC纖維.首先將多層平紋編織纖維布疊層成二維編織預(yù)制體，然后由CVI工藝反應(yīng)多次沉積氮化硼(BN)界面層和SiC基體.制備態(tài)材料的纖維、基體和孔隙的體積分?jǐn)?shù)分別為45%、35%和20%左右.材料的表觀密度約為 2.7 g/cm3，纖維束規(guī)格為 0.5K，纖維平均直徑為 12.8 μm.根據(jù)試驗(yàn)件幾何形狀需求對(duì)板材進(jìn)行剪裁加工，最終得到啞鈴狀和燕尾狀試驗(yàn)件.室溫和高溫拉伸試驗(yàn)件如圖1所示.

圖1 試驗(yàn)件形狀與尺寸示意圖(mm)Fig.1 Configuration of specimens (mm)

1.2 試驗(yàn)過(guò)程與方法

室溫拉伸試驗(yàn)參照ASTM C1275-16試驗(yàn)規(guī)范[17]進(jìn)行.每組選用4個(gè)試驗(yàn)件，預(yù)先對(duì)試驗(yàn)件標(biāo)距段進(jìn)行打磨清理，并使用AB膠填堵標(biāo)距段孔隙后，再對(duì)試驗(yàn)件表面粘貼應(yīng)變片，以采集軸向和橫向應(yīng)變.如圖2(a)所示，試驗(yàn)件直接用試驗(yàn)機(jī)夾頭夾持，兩端夾持長(zhǎng)度約35 mm，調(diào)整液壓夾頭壓力，以鋁合金加強(qiáng)片剛好出現(xiàn)明顯咬痕為準(zhǔn).試驗(yàn)在MTS E45.105電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用位移控制加載，加載速率為 0.2 mm/min.加載過(guò)程分為2個(gè)階段：① 預(yù)加載500 N，通過(guò)對(duì)比試驗(yàn)件兩側(cè)應(yīng)變片的響應(yīng)，考察加載系統(tǒng)的對(duì)中度情況，消除試驗(yàn)件與夾頭之間的間隙；② 將試驗(yàn)件加載至極限載荷，出現(xiàn)破壞為止.

圖2 試驗(yàn)件安裝照片F(xiàn)ig.2 Installation photographs of specimens

高溫拉伸試驗(yàn)參照ASTM C1359-13試驗(yàn)規(guī)范[18]進(jìn)行.試驗(yàn)件的裝夾方式如圖2(b)所示，試驗(yàn)在超高溫液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，通過(guò)高溫夾具固定試驗(yàn)件，并施加載荷.夾具和測(cè)量系統(tǒng)的設(shè)計(jì)是開(kāi)展高溫力學(xué)性能測(cè)試的難點(diǎn)，本次高溫拉伸試驗(yàn)采用外置夾具設(shè)計(jì)，即夾具在高溫爐之外，用燕尾形夾頭固定在試驗(yàn)機(jī)上，爐膛均溫區(qū)為試驗(yàn)件的標(biāo)距段.這種方式是靠試驗(yàn)件兩端與燕尾形夾頭楔面間的支持力來(lái)夾持試驗(yàn)件并傳遞拉力的.考慮到 1 200 ℃ 高溫下應(yīng)變片無(wú)法使用，因此采用前端為陶瓷棒觸頭的高溫引伸計(jì)全程采集軸向應(yīng)變，熱電偶測(cè)溫.高溫爐預(yù)熱后開(kāi)始加熱至 1 200 ℃，大約需要10 min；待爐膛內(nèi)溫度達(dá)到目標(biāo)溫度后保溫10 min.試驗(yàn)仍采用位移控制加載，加載速率為 0.2 mm/min，施加拉伸載荷直到試驗(yàn)件破壞.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 應(yīng)力-應(yīng)變行為

室溫拉伸的歸一化應(yīng)力(σ)-應(yīng)變(ε)曲線如圖3(a) 所示，試驗(yàn)件i(i=1,2,3,4)的編號(hào)記為RT-i，可見(jiàn)曲線具有一定的非線性特征.材料的軸向拉伸基體開(kāi)裂應(yīng)變約為 0.05%，線彈性變形范圍內(nèi)幾乎沒(méi)有發(fā)生材料損傷；當(dāng)拉伸應(yīng)變超過(guò)基體開(kāi)裂應(yīng)變時(shí)，應(yīng)力-應(yīng)變曲線呈現(xiàn)出非線性，表明材料制備過(guò)程中產(chǎn)生的初始基體裂紋開(kāi)始擴(kuò)展；隨著拉伸應(yīng)變的不斷增加，曲線斜率不斷減小，材料彈性模量隨之下降，表明材料內(nèi)部損傷不斷加劇；損傷演化到一定程度時(shí)將導(dǎo)致材料的最終破壞.高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3(b)所示，試驗(yàn)件i(i=1,2,3,4)的編號(hào)記為HT-i，可見(jiàn)其非線性特征與室溫拉伸相比更加明顯，且具有相似的軸向拉伸基體開(kāi)裂應(yīng)變，但材料拉伸損傷演化速率增加，損傷出現(xiàn)并持續(xù)積累，導(dǎo)致非彈性應(yīng)變的增加.

圖3 平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料軸向拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Stress-strain curves of 2D-SiC/SiC composite specimens subjected to axial tension

對(duì)比發(fā)現(xiàn)，材料高溫下的拉伸強(qiáng)度與室溫下的相差不大[19]，但是高溫下的彈性模量較低、斷裂應(yīng)變較大.經(jīng)統(tǒng)計(jì)，室溫拉伸試驗(yàn)件的拉伸強(qiáng)度試驗(yàn)數(shù)據(jù)存在較大的分散性，標(biāo)準(zhǔn)差為 0.075，其歸一化數(shù)值分布如圖4所示，其中E為歸一化拉伸模量.分析認(rèn)為上述差異主要是由材料制備態(tài)缺陷分布不規(guī)則、微觀結(jié)構(gòu)不穩(wěn)定造成的：一方面由于CVI工藝本身是一個(gè)很緩慢的氣體滲透過(guò)程，導(dǎo)致在間距較大的纖維束之間存在未能充分沉積SiC基體的大孔洞，并且這些大孔洞的分布具有一定的隨機(jī)性；另一方面考慮到材料的制備工藝，材料含有厚度方向的縫合紗，標(biāo)距段嵌入縫合紗的位置和數(shù)量具有不確定性.

圖5和6分別給出了室溫拉伸試驗(yàn)件斷口工業(yè)CT透視圖和高溫拉伸試驗(yàn)件斷口照片.仔細(xì)觀察圖5隱約可見(jiàn)室溫拉伸試驗(yàn)件中沿加載方向分布的縫合孔，且斷口剛好通過(guò)縫合孔兩側(cè)；由圖6則可見(jiàn)高溫拉伸斷口中一條明顯的縫合紗孔.這是由于制備試驗(yàn)件時(shí)縫合紗基本上都是從紗束中部直接穿過(guò)，加載方向的紗束因此被打斷，所以斷口多位于縫合紗附近.下文的微觀損傷模式將進(jìn)一步證實(shí)厚度方向的縫合紗對(duì)材料拉伸強(qiáng)度的影響.

圖4 室溫拉伸試驗(yàn)件力學(xué)性能參數(shù)的歸一化數(shù)值分布Fig.4 The normalized tensile properties of standard tensile specimens

圖5 室溫拉伸試驗(yàn)件工業(yè)CT透視圖Fig.5 Scenograph of fracture surfaces on a standard tensile specimen

圖6 高溫拉伸試驗(yàn)件斷口照片F(xiàn)ig.6 Pictures of fracture surfaces on a high temperature tensile specimen

2.2 宏觀斷口分析

圖7給出了兩組材料試驗(yàn)件的單向拉伸宏觀斷口照片.可見(jiàn)，平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料在兩種溫度環(huán)境下均呈現(xiàn)韌性斷裂，斷口形貌較相似，但纖維拔出長(zhǎng)度和斷口的平齊程度有所不同.室溫拉伸斷口較平齊，少量經(jīng)向纖維束(沿加載方向)拔出，拔出長(zhǎng)度較短；而材料的高溫拉伸斷口從側(cè)面看各層SiC纖維布的斷裂位置不一，呈現(xiàn)參差不齊的斜口斷裂，部分經(jīng)向纖維束拔出時(shí)攜帶緯向纖維束(垂直于加載方向)，存在層拔出，纖維拔出長(zhǎng)度較長(zhǎng).

圖7 試驗(yàn)件軸向拉伸破壞宏觀斷口照片F(xiàn)ig.7 Pictures of macroscopic fractured surfaces on specimens subjected to uni-axial tension

2.3 微觀損傷模式和破壞機(jī)理

如前所述，在材料達(dá)到極限拉伸強(qiáng)度前，材料內(nèi)部已經(jīng)積累了大量損傷.為了直觀地了解和掌握材料在單向拉伸載荷作用下的損傷模式和破壞機(jī)理，利用掃面電鏡對(duì)試驗(yàn)件斷口形貌進(jìn)行了觀測(cè).圖8給出了室溫拉伸斷口電鏡照片.由圖8(a)可見(jiàn)：在單向拉伸載荷作用下， 經(jīng)向纖維束發(fā)生縱向拉伸斷裂破壞，斷面上存在較短的纖維拔出；緯向纖維束發(fā)生軸向劈裂破壞，但纖維本身保持完好.斷裂位置多位于徑向纖維束與緯向纖維束搭接的地方，此處由于纖維束間受到擠壓作用，SiC基體沉積較少，容易引發(fā)基體裂紋匯聚，使之形成薄弱區(qū)域.由圖8(b)可見(jiàn)，斷口剛好通過(guò)縫合紗.由于縫合紗從紗束中部穿過(guò)且貫穿整個(gè)厚度方向，容易削弱纖維束性能，也容易引發(fā)縫合孔周邊的應(yīng)力集中，導(dǎo)致該處也成為材料的薄弱區(qū)域.裂紋總會(huì)沿著那些容易穿過(guò)的薄弱區(qū)域擴(kuò)展，致使裂紋偏折很短的距離，形成較為平整的斷口且纖維拔出較短[5].可以推斷，材料在室溫拉伸的過(guò)程中裂紋就是沿著這樣的路徑擴(kuò)展的.

圖8 平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料室溫拉伸斷口電鏡照片F(xiàn)ig.8 SEM observations of the fracture surfaces on a 2D-SiC/SiC composite specimen subjected to uni-axial tension at room temperature

對(duì)經(jīng)向纖維束斷面特征進(jìn)行放大后的照片如圖8(c)所示，可見(jiàn)材料內(nèi)部存在大量基體開(kāi)裂且大部分的基體裂紋垂直于加載方向，同時(shí)由于纖維和基體間界面脫粘，大量纖維剝離、斷裂拔出，并有剝落的SiC基體碎片殘留.這些損傷模式的起始和演化是圖3(a)中材料非線性拉伸應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系形成的根本原因.對(duì)比經(jīng)緯向纖維束的損傷破壞形貌可知，材料在單向拉伸載荷作用下的應(yīng)力-應(yīng)變行為主要受經(jīng)向纖維束內(nèi)部的損傷進(jìn)程影響，當(dāng)經(jīng)向纖維束發(fā)生縱向拉伸斷裂破壞時(shí)，材料則發(fā)生整體失效破壞.由高溫拉伸斷口電鏡照片可以觀察到相似的微觀損傷模式，此處不再贅述.

3 氧化損傷

為了研究高溫氧化對(duì)SiC/SiC復(fù)合材料性能的影響，首先對(duì)高溫拉伸試驗(yàn)后的試驗(yàn)件斷口部位進(jìn)行制樣，然后借助掃描電鏡對(duì)高溫拉伸破壞斷口進(jìn)行EDS(Energy Dispersive Spectroscopy)元素分析，獲得材料在高溫環(huán)境下的氧化情況.從表1中可以看出，高溫樣品中纖維橫截面和基體中的氧元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)w(O)較低，纖維表面w(O)較高，表明纖維和基體在高溫環(huán)境下受輕微氧化，而界面層氧化情況較嚴(yán)重.

表1 高溫樣品的EDS元素分析Tab.1 EDS elemental analysis of high temperature samples

界面層對(duì)復(fù)合材料的性能有著至關(guān)重要的影響[20-21]，如果界面結(jié)合較強(qiáng)，則當(dāng)基體裂紋擴(kuò)展到纖維時(shí)，界面一般不發(fā)生大量脫粘，基體裂紋容易穿過(guò)纖維，導(dǎo)致纖維承受較高的應(yīng)力集中；另外較高的界面滑移力也會(huì)阻礙斷裂后的纖維從基體中拔出，這都會(huì)明顯降低材料的斷裂應(yīng)變.相反，如果界面結(jié)合較弱、界面滑移力較低則會(huì)增加材料的斷裂應(yīng)變，從而增加材料的韌性.在高溫(1 200 ℃)環(huán)境下，BN界面[22]作為防氧化界面只能有限地提高材料的防氧化能力，在高溫拉伸過(guò)程中界面因仍在一定程度上被氧化而退化失效[23]，使得界面的結(jié)合變?nèi)?、滑移力降低，從而斷裂?yīng)變較大，纖維拔出長(zhǎng)度較室溫情況更長(zhǎng)(見(jiàn)圖9)，因此高溫環(huán)境下材料具有較高的斷裂韌性.文獻(xiàn)[24]的研究結(jié)果表明，SiC/SiC復(fù)合材料的氧化是非均勻的，氧通過(guò)微裂紋經(jīng)基體、界面相、界面相消耗后纖維與基體間的環(huán)形通道擴(kuò)散，纖維與基體間的約束遭到破壞，從而使材料斷裂時(shí)纖維與基體明顯脫離，斷裂應(yīng)變較大.本文得到與其相似的結(jié)果.

圖9 平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料拉伸破壞斷口電鏡照片F(xiàn)ig.9 SEM observations of the fracture surfaces on 2D-SiC/SiC composite specimens subjected to uni-axial tension

4 結(jié)論

本文通過(guò)對(duì)平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料進(jìn)行室溫和高溫(1 200 ℃)環(huán)境下的拉伸試驗(yàn)，對(duì)比分析了其不同溫度下的拉伸性能，并結(jié)合掃描電鏡照片闡釋了室溫和高溫環(huán)境下材料的微觀損傷模式和破壞機(jī)理.得到的主要結(jié)論如下.

(1) 平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料在室溫和高溫(1 200 ℃)環(huán)境下的拉伸行為均表現(xiàn)為非線性特征；高溫下材料的拉伸損傷演化速率增大，損傷出現(xiàn)并持續(xù)積累，導(dǎo)致非彈性應(yīng)變?cè)黾?

(2) 從宏觀斷口分析可知，材料在室溫和高溫環(huán)境下均呈現(xiàn)韌性斷裂，但兩者的纖維拔出長(zhǎng)度和斷口平齊程度有所不同.

(3) 平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料在室溫和高溫下具有相似的微觀損傷模式和破壞機(jī)理：產(chǎn)生的基體裂紋大部分與加載方向垂直；斷面上經(jīng)向纖維束發(fā)生縱向拉伸斷裂破壞，內(nèi)部存在嚴(yán)重的界面脫粘損傷，緯向纖維束發(fā)生軸向劈裂破壞，但大部分纖維保持完好.材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變行為主要由經(jīng)向纖維束的損傷失效進(jìn)程控制.

(4) 平紋疊層SiC/SiC復(fù)合材料在高溫(1 200 ℃)環(huán)境下的斷裂應(yīng)變比室溫下的高，主要是由于纖維與基體間的界面層在一定程度上被高溫氧化而退化失效所導(dǎo)致的，使得界面的結(jié)合變?nèi)酢⒒屏档?