楊智勇，臧家俊，方丹琳，李 翔，李志強(qiáng)，李衛(wèi)京

(1 北京交通大學(xué) 機(jī)械與電子控制工程學(xué)院，北京 100044；2 北京林業(yè)大學(xué) 工學(xué)院，北京 100083；3 中國(guó)鐵道科學(xué)研究院 金屬及化學(xué)研究所，北京 100081)

SiCp/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤具有輕質(zhì)、低噪、長(zhǎng)壽命等諸多優(yōu)點(diǎn)。采用SiCp/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤替代傳統(tǒng)鐵質(zhì)制動(dòng)盤，已成為城軌列車制動(dòng)盤輕量化的重要手段[1-3]。城軌列車運(yùn)行站間距短、制動(dòng)頻繁，制動(dòng)盤摩擦面頻繁地承受由摩擦生熱而引起的冷熱循環(huán)載荷，以往的研究表明制動(dòng)盤因溫度變化導(dǎo)致的熱應(yīng)力占所有應(yīng)力的80%以上[4-5]，熱應(yīng)力引起的熱疲勞裂紋失效是城軌列車鋁合金制動(dòng)盤除摩擦面劃傷之外的另一種主要失效形式。目前，有關(guān)鋁基復(fù)合材料疲勞裂紋的研究多數(shù)集中在低周疲勞、熱疲勞條件下的材料疲勞性能研究和壽命預(yù)測(cè)[6-12]。李微等[6-7]對(duì)噴射沉積法制備的鋁基復(fù)合材料進(jìn)行高溫低周疲勞性能研究，發(fā)現(xiàn)含小尺寸SiC顆粒的材料承載能力強(qiáng)，表現(xiàn)出較高疲勞壽命。Ayyar等[8]運(yùn)用有限元模擬方法研究增強(qiáng)顆粒分布、形狀等對(duì)鋁基復(fù)合材料疲勞裂紋擴(kuò)展的影響，證實(shí)顆粒均勻分布的復(fù)合材料中裂紋閉合效應(yīng)更為明顯，裂紋擴(kuò)展抗力更高。張俊清等[9]結(jié)合熱疲勞實(shí)驗(yàn)的裂紋形成壽命與有限元模擬的應(yīng)力-應(yīng)變響應(yīng)建立考慮平均應(yīng)力影響的熱疲勞應(yīng)變壽命曲線，為SiC/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤裂紋形成壽命估算提供理論依據(jù)。Tevatia等[10]考慮顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料基體熱應(yīng)力的影響，推導(dǎo)并給出基于裂紋擴(kuò)展的微結(jié)構(gòu)特征的疲勞壽命預(yù)測(cè)模型，完善疲勞裂紋萌生后的壽命評(píng)估理論與方法。劉奮成等[11]制備并研究碳納米管增強(qiáng)7075鋁基復(fù)合材料疲勞性能，發(fā)現(xiàn)少量的大尺寸金屬間化合物、非金屬夾雜、片狀氧化物等缺陷對(duì)復(fù)合材料的疲勞性能造成不利影響。Luo等[12]也圍繞復(fù)合材料缺陷對(duì)材料疲勞性能展開(kāi)研究，結(jié)論與之相同。綜上，前人對(duì)影響鋁基復(fù)合材料疲勞性能的影響因素和壽命評(píng)估進(jìn)行了系統(tǒng)的研究，但對(duì)鋁基復(fù)合材料熱疲勞裂紋擴(kuò)展行為微觀研究較少，僅有部分學(xué)者圍繞增強(qiáng)體顆粒對(duì)復(fù)合材料微觀裂紋擴(kuò)展行為的影響展開(kāi)過(guò)研究[13-15]，而針對(duì)城軌列車不同運(yùn)行工況下SiCp/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤本體材料的熱疲勞裂紋擴(kuò)展的微觀機(jī)理研究更鮮有報(bào)道。

本工作以城軌列車SiCp/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤熱疲勞裂紋失效為工程背景，開(kāi)展SiCp/A356復(fù)合材料熱疲勞裂紋擴(kuò)展實(shí)驗(yàn)，研究制動(dòng)盤服役工況下的不同溫度載荷以及材料微結(jié)構(gòu)對(duì)熱疲勞裂紋擴(kuò)展行為的影響，明確SiCp/A356復(fù)合材料熱疲勞裂紋擴(kuò)展的微觀機(jī)理，并為材料設(shè)計(jì)和質(zhì)量控制提供科學(xué)依據(jù)，為SiCp/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤的工程應(yīng)用和服役安全性提供技術(shù)支撐。

1 冷熱疲勞原理及實(shí)驗(yàn)

1.1 冷熱疲勞原理

SiCp/A356復(fù)合材料是熱力學(xué)非平衡體系，由SiC顆粒增強(qiáng)相與A356鋁合金基體復(fù)合而成，二者的熱膨脹系數(shù)在不同溫度下約相差5倍(表1)[16-17]。SiCp/A356復(fù)合材料在經(jīng)歷冷熱循環(huán)過(guò)程中，材料界面處由于變形不協(xié)調(diào)而產(chǎn)生熱錯(cuò)配應(yīng)力[18-19]。

表1 A356鋁合金和SiC顆粒材料性能參數(shù)[16-17]Table 1 Performance parameters of A356 aluminum alloy and SiC particle materials[16-17]

在加熱過(guò)程中，SiC顆粒與A356基體受熱膨脹，界面的存在使得基體變形受到約束，界面附近的基體材料受熱膨脹產(chǎn)生壓應(yīng)力，當(dāng)壓應(yīng)力超過(guò)鋁合金壓縮屈服強(qiáng)度后，界面附近的基體產(chǎn)生塑性變形。在冷卻過(guò)程中，SiC顆?；謴?fù)原狀，而界面附近的基體由于收縮較大，在界面和基體產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力[20-22]。在整個(gè)冷熱循環(huán)過(guò)程中，熱膨脹壓應(yīng)力與殘余拉應(yīng)力的交替作用逐漸在界面及其附近的基體處形成累積塑性應(yīng)變損傷，誘發(fā)裂紋，殘余拉應(yīng)力驅(qū)動(dòng)裂紋擴(kuò)展最終導(dǎo)致SiCp/A356復(fù)合材料熱疲勞失效[23-25]。

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)

1.2.1 實(shí)驗(yàn)材料

在T6熱處理的SiCp/A356復(fù)合材料制動(dòng)盤盤體上進(jìn)行本體取樣(SiC體積分?jǐn)?shù)為20%)，并參考HB 6660—1992《金屬板材熱疲勞試驗(yàn)方法》制成50 mm×20 mm×2 mm的板狀熱疲勞試樣(圖1)，試樣一側(cè)開(kāi)2 mm深的V型缺口，另一側(cè)開(kāi)直徑為5.5 mm的通孔用于懸掛。圖2為試樣V型缺口處的金相組織?？梢?jiàn)缺口部位比較圓滑，SiCp/A356復(fù)合材料的顆粒分布較均勻。

圖1 熱疲勞試樣尺寸Fig.1 Thermal fatigue specimen size

1.2.2 實(shí)驗(yàn)方法

依據(jù)城市軌道交通車輛制動(dòng)盤技術(shù)規(guī)范CZJS/T0009—2016，進(jìn)行SiCp/A356復(fù)合材料輪裝制動(dòng)盤1∶1動(dòng)力制動(dòng)實(shí)驗(yàn)，模擬制動(dòng)盤在深圳地鐵11號(hào)線的全程往返服役，并采用嵌入式熱電偶測(cè)量制動(dòng)盤摩擦面的溫度[17]。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，全程站點(diǎn)停靠時(shí)，制動(dòng)盤摩擦面的溫度峰值均在150 ℃以上，最高可達(dá)330 ℃，即制動(dòng)盤在服役過(guò)程中承受的最高循環(huán)溫度為30～330 ℃。但從上述冷熱疲勞原理來(lái)看，冷熱循環(huán)溫度范圍對(duì)于其材料的冷熱疲勞性能具有顯著影響，因此研究不同循環(huán)溫度下的冷熱疲勞性能，對(duì)于系統(tǒng)評(píng)價(jià)材料的冷熱疲勞行為以及失效機(jī)制具有重要意義。鑒于此，為深入研究SiCp/A356復(fù)合材料在不同服役溫度下的熱疲勞裂紋擴(kuò)展行為，設(shè)置冷熱疲勞實(shí)驗(yàn)的循環(huán)溫度分別為：30～150 ℃，30～200 ℃，30～250 ℃，30～300 ℃，30～350 ℃。

熱疲勞實(shí)驗(yàn)設(shè)備采用自制的熱疲勞試驗(yàn)機(jī)，試驗(yàn)機(jī)的工作原理及溫度加載曲線如圖3所示。該試驗(yàn)機(jī)由加熱爐、載物臺(tái)、水箱和控制系統(tǒng)組成(圖3(a))，疲勞試樣放置于載物臺(tái)上并由熱電偶監(jiān)控試樣溫度。當(dāng)測(cè)試試樣溫度低于30 ℃時(shí)，試樣升入加熱爐內(nèi)加熱(t1階段)；當(dāng)測(cè)試試樣溫度高于上限溫度TM時(shí)，試樣降入水箱內(nèi)冷卻(t2階段)，完成冷熱循環(huán)(圖3(b))。

每進(jìn)行20次冷熱循環(huán)后，磨制試樣表面并拋光，利用掃描電鏡(ZEISS EVO 18)觀察熱疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)域的微觀形貌。在金相顯微鏡(Axio Ver.A1)下測(cè)量熱疲勞裂紋長(zhǎng)度及寬度，裂紋長(zhǎng)度為從試樣缺口根部至裂紋尖端間的直線距離，裂紋寬度指裂紋最寬處的尺寸，規(guī)定裂紋擴(kuò)展的終止長(zhǎng)度為1000 μm。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程

圖4對(duì)比了不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋長(zhǎng)度與寬度隨冷熱循環(huán)次數(shù)的變化。可知，除30～150 ℃循環(huán)溫度下沒(méi)有萌生裂紋外，其余各循環(huán)溫度下的熱疲勞裂紋的長(zhǎng)度與寬度隨著循環(huán)次數(shù)的增加均在不同程度地增長(zhǎng)，且上限溫度越高裂紋整體擴(kuò)展速率越大。裂紋擴(kuò)展長(zhǎng)度曲線具有緩慢擴(kuò)展的“平臺(tái)”階段和快速擴(kuò)展“斜直線躍升”階段，整體表現(xiàn)為“臺(tái)階狀”，隨著循環(huán)上限溫度的升高，兩個(gè)階段的循環(huán)往復(fù)逐漸變得不明顯。30～200 ℃循環(huán)過(guò)程中裂紋擴(kuò)展的階段性特征較30～250 ℃、30～300 ℃時(shí)更為明顯，而30～350 ℃循環(huán)過(guò)程中裂紋擴(kuò)展曲線為近似線性增長(zhǎng)。裂紋擴(kuò)展寬度越大，裂紋擴(kuò)展的驅(qū)動(dòng)力也越大，提高循環(huán)上限溫度會(huì)使熱疲勞裂紋的寬度和擴(kuò)展速率增大。

圖4 不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋長(zhǎng)度(a)和寬度(b)隨循環(huán)次數(shù)變化曲線Fig.4 Variation curves of thermal fatigue crack length(a) and width(b) with cycles under different cycle temperatures

結(jié)合對(duì)冷熱疲勞實(shí)驗(yàn)結(jié)果的統(tǒng)計(jì)，選取200 μm為熱疲勞裂紋快速擴(kuò)展的分界點(diǎn)。表2為不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋快速擴(kuò)展前所經(jīng)循環(huán)次數(shù)。隨著循環(huán)上限溫度的升高，熱疲勞裂紋快速擴(kuò)展前的循環(huán)次數(shù)逐漸減少，其抵抗熱疲勞性能變差。

表2 不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋快速擴(kuò)展時(shí)所經(jīng)循環(huán)次數(shù)Table 2 Cycles for rapid thermal fatigue crack growth at different cycle temperatures

選取具有明顯階段性特征的30～200 ℃循環(huán)熱疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程，對(duì)熱疲勞裂紋擴(kuò)展曲線進(jìn)行解釋(圖5)。720次冷熱循環(huán)后試樣缺口根部出現(xiàn)微小裂紋，在720～860次循環(huán)過(guò)程中，主裂紋長(zhǎng)度變化不大，對(duì)應(yīng)圖4中的緩慢擴(kuò)展的“平臺(tái)”階段。在860～1000次循環(huán)過(guò)程中，主裂紋增長(zhǎng)至200 μm，對(duì)應(yīng)圖4中快速擴(kuò)展的斜線增長(zhǎng)，此時(shí)，裂紋長(zhǎng)度與寬度均緩慢增加。在1000～1200次循環(huán)過(guò)程中，主裂紋前端產(chǎn)生一小段與其未連通的微裂紋，在隨后的循環(huán)過(guò)程中，主裂紋向前擴(kuò)展，逐漸與前端的微裂紋連接，對(duì)應(yīng)圖4中1200～1400次循環(huán)過(guò)程中裂紋快速擴(kuò)展“臺(tái)階躍升”階段，同時(shí)，裂紋長(zhǎng)度的大幅增加使得驅(qū)動(dòng)主裂紋擴(kuò)展的應(yīng)力得到釋放。此外，隨著裂紋長(zhǎng)度的增加，裂紋兩側(cè)的懸臂結(jié)構(gòu)變長(zhǎng)，剛度下降，在熱應(yīng)力的驅(qū)動(dòng)下，同時(shí)期的裂紋寬度也會(huì)隨之增大，因此，裂紋長(zhǎng)度的快速擴(kuò)展與寬度的快速增加具有關(guān)聯(lián)性。

圖5 30～200 ℃循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程(a)720次；(b)860次；(c)1000次；(d)1200次；(e)1480次；(f)1680次Fig.5 Thermal fatigue crack growth process at 30-200 ℃ cycle temperatures(a)720 cycles;(b)860 cycles;(c)1000 cycles;(d)1200 cycles;(e)1480 cycles;(f)1680 cycles

30～250 ℃，30～300 ℃，30～350 ℃三種不同循環(huán)溫度下的熱疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程分別如圖6～8所示。各循環(huán)溫度下裂紋擴(kuò)展均具有主裂紋緩慢擴(kuò)展和主裂紋與前端微裂紋連通的快速擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展長(zhǎng)度、寬度特征及擴(kuò)展速率的變化特征同樣與圖4的裂紋特征具有一致性。圖9為30～200 ℃循環(huán)溫度下，通過(guò)掃描電鏡觀察到的同一位置不同循環(huán)次數(shù)后的熱疲勞裂紋形貌。由圖9(a)可見(jiàn)，裂紋尖端前方存在孔洞微損傷，對(duì)應(yīng)圖4(a)中第1200次循環(huán)后的微觀形貌，經(jīng)歷50次冷熱循環(huán)后，將試樣放于SEM下重新尋找上述裂紋尖端所在位置，可見(jiàn)裂紋尖端已穿過(guò)鋁合金基體，與前端孔洞微損傷相貫穿，實(shí)現(xiàn)裂紋長(zhǎng)度的快速擴(kuò)展。

圖6 30～250 ℃循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程(a)180次；(b)350次；(c)420次；(d)480次；(e)600次Fig.6 Thermal fatigue crack growth process at 30-250 ℃ cycle temperatures(a)180 cycles;(b)350 cycles;(c)420 cycles;(d)480 cycles;(e)600 cycles

圖7 30～300 ℃循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程(a)80次；(b)120次；(c)145次；(d)180次；(e)240次Fig.7 Thermal fatigue crack growth process at 30-300 ℃ cycle temperatures(a)80 cycles;(b)120 cycles;(c)145 cycles;(d)180 cycles;(e)240 cycles

2.2 不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋擴(kuò)展微觀形貌

為了進(jìn)一步研究裂紋擴(kuò)展機(jī)理，選取不同循環(huán)溫度下的裂紋微觀形貌進(jìn)行分析，如圖10所示。由圖10(a)可知，30～200 ℃循環(huán)下的熱疲勞主裂紋在寬度上差異較大，表明不同區(qū)域裂紋產(chǎn)生時(shí)間上存在先后，同時(shí)也說(shuō)明裂紋多段萌生、擴(kuò)展和裂紋連通的長(zhǎng)度增長(zhǎng)規(guī)律。此外，受到熱疲勞載荷的作用，SiC顆粒密集區(qū)由于鋁基體較少、SiC顆粒之間的變形協(xié)調(diào)性相對(duì)比較差，更易發(fā)生SiC界面脫粘的情況，SiC顆粒脫落是裂紋寬度增加的一個(gè)因素(A1區(qū))。另外，主裂紋通過(guò)較大孔洞時(shí)也會(huì)使寬度變大，而在Al基體中擴(kuò)展時(shí)寬度較小，裂紋遇到SiC顆粒后產(chǎn)生偏轉(zhuǎn)，沿顆粒邊界繼續(xù)向前擴(kuò)展(A2，A3區(qū))。主裂紋擴(kuò)展的初始階段出現(xiàn)較小的二次裂紋，其消耗了裂紋擴(kuò)展的驅(qū)動(dòng)力，會(huì)降低主裂紋初期擴(kuò)展速率，A4區(qū)中主裂紋擴(kuò)展前端存在部分孔洞及未連通的微裂紋等基體微損傷特征，主裂紋在后續(xù)的冷熱循環(huán)過(guò)程中逐漸與前端孔洞及微裂紋連接。30～250 ℃循環(huán)下的熱疲勞裂紋擴(kuò)展微觀形貌與30～200 ℃循環(huán)相似，但受到熱變形增大的影響，主裂紋寬度相對(duì)增大。

圖10 不同循環(huán)溫度下熱疲勞裂紋微觀形貌 (a)30～200 ℃；(b)30～300 ℃Fig.10 Micro-morphologies of thermal fatigue cracks at different cycle temperatures (a)30-200 ℃;(b)30-300 ℃

圖10(b)為30～300 ℃下熱疲勞裂紋微觀形貌?？芍?，熱疲勞主裂紋的寬度進(jìn)一步增大，且主裂紋沿試樣缺口部位至裂紋擴(kuò)展前端的寬度基本一致。當(dāng)循環(huán)上限溫度達(dá)到300 ℃后，SiCp/A356復(fù)合材料及其基體材料的各項(xiàng)性能衰退嚴(yán)重，其硬度已不足原始材料性能的50%，復(fù)合材料抵抗變形的能力進(jìn)一步降低，材料較大幅度的形變導(dǎo)致主裂紋各處寬度增大，同時(shí)不同區(qū)域的裂紋也較為快速地?cái)U(kuò)展并連通，所以“臺(tái)階狀”的特征沒(méi)有溫度較低時(shí)明顯，裂紋擴(kuò)展呈現(xiàn)“直線躍升”形狀。部分二次裂紋已發(fā)展成為肉眼可見(jiàn)的副裂紋(C1，C2區(qū))，消耗主裂紋擴(kuò)展驅(qū)動(dòng)力，嚴(yán)重影響主裂紋的擴(kuò)展，主裂紋擴(kuò)展前端出現(xiàn)了范圍更大、更為嚴(yán)重的基體微損傷(C3區(qū))，降低裂紋擴(kuò)展阻力，加速主裂紋的擴(kuò)展和連通。30～350 ℃循環(huán)過(guò)程中熱疲勞裂紋擴(kuò)展與30～300 ℃循環(huán)過(guò)程有相似的特征，但30～350 ℃循環(huán)過(guò)程中熱疲勞主裂紋擴(kuò)展前端微損傷進(jìn)一步加劇。

綜上，在不同循環(huán)溫度下，SiCp/A356復(fù)合材料熱疲勞裂紋呈現(xiàn)出相似的擴(kuò)展規(guī)律。熱疲勞主裂紋的擴(kuò)展受到孔洞、顆粒團(tuán)聚和微裂紋的顯著影響，宏觀表現(xiàn)為多條裂紋的連通擴(kuò)展。在冷熱循環(huán)上限溫度不高于250 ℃時(shí)，主裂紋擴(kuò)展表現(xiàn)出較明顯的“臺(tái)階狀”特征，同時(shí)，增強(qiáng)體SiC顆粒對(duì)裂紋的偏轉(zhuǎn)作用明顯；當(dāng)冷熱循環(huán)上限溫度高于250 ℃后，熱疲勞主裂紋寬度進(jìn)一步加大，二次裂紋可發(fā)展成為影響到主裂紋的副裂紋，孔洞、顆粒團(tuán)聚、微裂紋和基體對(duì)裂紋擴(kuò)展作用的差異性逐漸減小，“臺(tái)階狀”特征消失，同時(shí)主裂紋擴(kuò)展前端區(qū)域微損傷加劇，降低了材料強(qiáng)度，裂紋擴(kuò)展阻力降低，主裂紋擴(kuò)展速率加快。

圖11為不同循環(huán)溫度下試樣熱疲勞裂紋斷口掃描電鏡圖。由圖11(a)可知，在30～200 ℃循環(huán)下可觀察到裂紋穿過(guò)SiC顆粒，表明基體與增強(qiáng)體界面結(jié)合良好，界面載荷傳遞能力強(qiáng)，材料以較大顆粒斷裂的方式釋放熱應(yīng)力，但同時(shí)存在裂紋繞過(guò)顆粒沿界面處開(kāi)裂的擴(kuò)展行為。因此，在循環(huán)溫度較低時(shí)，裂紋擴(kuò)展方式為顆粒斷裂、輕量基體撕裂和沿界面開(kāi)裂，由于此時(shí)裂紋擴(kuò)展驅(qū)動(dòng)力較小，裂紋“擇優(yōu)擴(kuò)展”，界面開(kāi)裂使得裂紋擴(kuò)展偏轉(zhuǎn)現(xiàn)象比較明顯。圖11(b)為30～300 ℃循環(huán)下試樣熱疲勞裂紋斷口掃描電鏡圖。斷口上存在大量SiC顆粒脫落后留下的凹坑，說(shuō)明循環(huán)上限溫度的增大使基體與增強(qiáng)顆粒的界面結(jié)合質(zhì)量下降。較大韌窩和撕裂脊反映了材料在高循環(huán)溫度下塑性發(fā)生轉(zhuǎn)變。因此，在循環(huán)溫度較高時(shí)，裂紋擴(kuò)展主要以顆粒脫落以及大幅度的基體撕裂為主，熱疲勞裂紋擴(kuò)展速率增加。

2.3 熱疲勞裂紋擴(kuò)展演化的影響因素分析

2.3.1 SiC顆粒、Al基體的影響

鋁基復(fù)合材料基體A356鋁合金屬于亞共晶鋁合金，在鑄造過(guò)程中隨著溫度的降低，基體中最先析出先共晶α-Al相，伴隨著先共晶α-Al的形核長(zhǎng)大，SiC顆粒逐漸被排擠到先共晶α-Al晶界處，在晶界處形成SiC顆粒群。界面處SiC顆粒群由于孔洞等缺陷的存在，降低了該處材料的強(qiáng)度，為主裂紋的擴(kuò)展提供路徑。當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與α-Al晶界相切時(shí)，裂紋會(huì)優(yōu)先沿著晶界處SiC顆粒群擴(kuò)展(圖12(a))。當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向垂直于α-Al基體時(shí)，裂紋會(huì)穿過(guò)α-Al基體繼續(xù)擴(kuò)展(圖12(b))。主裂紋總是通過(guò)選擇沿SiC顆粒群或者直接穿過(guò)α-Al基體以阻力較小的方式向前擴(kuò)展。SiC顆粒的存在在一定程度上阻礙熱疲勞裂紋的擴(kuò)展，當(dāng)主裂紋遇到較大SiC顆粒時(shí)，會(huì)繞過(guò)顆粒發(fā)生偏轉(zhuǎn)，損耗裂紋擴(kuò)展的能量，降低裂紋擴(kuò)展速率，為裂紋擴(kuò)展“平臺(tái)”階段提供一定的解釋。

2.3.2 Si相的影響

圖13為Si相對(duì)主裂紋擴(kuò)展的影響。可知，由于Si相結(jié)構(gòu)與增強(qiáng)相SiC顆粒相似，故Si相一般會(huì)在SiC顆粒表面形核長(zhǎng)大，最終連接SiC顆粒與基體Al相，起到橋接兩者的作用。但Si相本身抗應(yīng)變能力較差，屬于脆性相，當(dāng)復(fù)合材料經(jīng)歷冷熱循環(huán)時(shí)，位于兩者之間的Si相承受很大的應(yīng)力集中，極易發(fā)生斷裂，成為裂紋擴(kuò)展源。

2.3.3 孔洞的影響

SiCp/A356復(fù)合材料熱疲勞裂紋擴(kuò)展主要是主裂紋與前端孔洞、微裂紋等微損傷連接的過(guò)程，主裂紋在冷熱循環(huán)過(guò)程中逐漸與其連接，大幅增大裂紋擴(kuò)展速率，從而裂紋擴(kuò)展表現(xiàn)為“臺(tái)階狀”。材料中孔洞的來(lái)源主要有三種：(1)材料制備過(guò)程中在SiC顆粒群之間以及在界面處產(chǎn)生的間隙；(2)材料在承受冷熱循環(huán)過(guò)程中，基體與界面處由于存在熱錯(cuò)配應(yīng)力產(chǎn)生累積塑性應(yīng)變損傷，最終發(fā)展成為微孔洞；(3)成型過(guò)程中材料內(nèi)部產(chǎn)生的針孔或縮松。圖14為裂紋前端的微觀形貌?？芍瑘D14(a)中主裂紋在穿過(guò)α-Al基體相后，裂紋尖端存在的孔洞等損傷引導(dǎo)著主裂紋向這些損傷處擴(kuò)展。圖14(b)中兩條不同的裂紋在分別沿著SiC顆粒界面以及穿過(guò)α-Al基體后在裂紋前沿的孔洞處匯合，最終沿孔洞存在的顆粒界面繼續(xù)向前擴(kuò)展，進(jìn)一步證實(shí)了孔洞對(duì)裂紋擴(kuò)展具有引導(dǎo)作用。

圖14 裂紋前端微觀形貌(a)孔洞損傷引導(dǎo)裂紋穿過(guò)α-Al基體；(b)孔洞損傷引導(dǎo)裂紋沿顆粒界面擴(kuò)展Fig.14 Micro-morphologies of crack front(a)crack through α-Al matrix guided by hole damage;(b)crack propagation along particle interface guided by hole damage

通過(guò)上述分析可知，材料的孔隙率、顆粒分散性以及基體與顆粒界面結(jié)合對(duì)SiCp/A356復(fù)合材料的冷熱疲勞性能具有明顯的影響，因此控制SiCp/A356復(fù)合材料鑄造過(guò)程中形成的鑄造缺陷、改善SiC顆粒分散性以及其與α-Al基體界面的結(jié)合強(qiáng)度對(duì)于改善復(fù)合材料熱疲勞性能具有重要的意義。

3 結(jié)論

(1)隨著循環(huán)上限溫度的升高，熱疲勞裂紋快速擴(kuò)展前的次數(shù)逐漸減少，熱疲勞裂紋擴(kuò)展曲線表現(xiàn)為典型的“臺(tái)階狀”特征，“平臺(tái)”階段是裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中受SiC顆粒偏轉(zhuǎn)作用、二次裂紋釋放擴(kuò)展驅(qū)動(dòng)力等影響的緩慢擴(kuò)展過(guò)程，“斜直線躍升”階段是主裂紋與裂紋擴(kuò)展前端微損傷連接的快速擴(kuò)展過(guò)程。

(2)冷熱循環(huán)上限溫度較低時(shí)，裂紋擴(kuò)展表現(xiàn)出明顯的“平臺(tái)”和“斜直線躍升”階段特征，且擴(kuò)展速率較低，裂紋寬度較小，裂紋擴(kuò)展方式為顆粒斷裂、輕量基體撕裂和沿界面開(kāi)裂；循環(huán)溫度較高時(shí)，裂紋擴(kuò)展“斜直線躍升”階段更為明顯，裂紋寬度較大且擴(kuò)展速率較高，裂紋擴(kuò)展以顆粒脫落以及大幅度基體撕裂為主。

(3)主裂紋總是通過(guò)選擇沿SiC顆粒群或者直接穿過(guò)α-Al基體以阻力較小的方式向前擴(kuò)展。Si相承載時(shí)極易發(fā)生斷裂，成為裂紋擴(kuò)展源，裂紋擴(kuò)展前端的微損傷對(duì)裂紋擴(kuò)展具有引導(dǎo)作用。