段亞弟,謝巍杰,邱海鵬,王曉猛,王 嶺,張典堂,錢 坤
(1.生態(tài)紡織教育部重點實驗室(江南大學(xué)),江蘇 無錫 214122;2.航空工業(yè)復(fù)合材料技術(shù)中心,北京 101300)
連續(xù)碳化硅纖維增強碳化硅基體(SiCf/SiC)復(fù)合材料具有耐高溫、低密度、長壽命等優(yōu)點,是一種具有重要戰(zhàn)略意義的先進熱結(jié)構(gòu)材料[1-3]。其中,SiCf/SiC復(fù)合材料中纖維與基體之間的界面相是關(guān)鍵微結(jié)構(gòu),不僅可以通過平衡載荷傳遞和應(yīng)力分散之間的關(guān)系控制強韌性,還可以通過調(diào)控纖維和基體熱膨脹失配來有效降低制造和服役過程對復(fù)合材料強韌性的影響[4-6]。因此,SiCf/SiC復(fù)合材料界面層的設(shè)計、制備及性能研究是目前的熱點問題,這也將有助于確保構(gòu)件在應(yīng)用中的高安全性。
界面層作為陶瓷基復(fù)合材料中的決定性組分材料,具有多重作用。理想的界面層具有修飾纖維表面缺陷、偏轉(zhuǎn)裂紋以及阻擋裂紋和傳遞載荷等作用[2],而界面結(jié)合強度過強或過弱,都會導(dǎo)致SiCf/SiC復(fù)合材料的脆性斷裂,只有強度適中的界面層有利于提高其斷裂韌性[7]。近年來,許多學(xué)者已對常溫及高溫條件下SiCf/SiC復(fù)合材料中的界面層和力學(xué)行為的關(guān)系進行了大量研究[8-9]。其中,熱解碳(PyC)和氮化硼(BN)是SiCf/SiC復(fù)合材料中常見的2種層狀界面層[5,10]。除此之外,還包括交疊的(X/Y)n型復(fù)合界面層,如(PyC/SiC)n、(BN/SiC)n和(PyC/BN)n等。研究結(jié)果表明,SiC層的引入可以明顯提高材料的抗氧化性能[11]。在SiCf/SiC復(fù)合材料的常溫力學(xué)性能研究方面,于海蛟[12]研究了不同厚度的PyC、SiC單界面以及(PyC/SiC)n多層界面對三維KD-Ⅰ/SiC復(fù)合材料力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)以PyC為首層及其復(fù)合界面體系具有更好的裂紋偏轉(zhuǎn)作用。Yang等[13]研究了PyC界面層厚度對2D-SiCf/SiC復(fù)合材料抗彎強度的影響,發(fā)現(xiàn)隨著PyC層厚度增加到100 nm,材料的強度增加,并且直至200 nm仍可以保持相似的水平,說明存在合適的界面厚度使材料的彎曲性能達到最佳。蔣麗娟等[14]研究了三維編織結(jié)構(gòu)對SiCf/SiC復(fù)合材料拉伸性能的影響。結(jié)果表明,在三維五向SiCf/SiC復(fù)合材料中引入PyC/SiC界面層后,其拉伸強度、模量及斷裂應(yīng)變分別提高了21.7%、15.0%和11.0%。趙文青等[15]和呂曉旭等[16]研究了含BN和BN/SiC 2種界面層mini-碳化硅復(fù)合材料的拉伸性能;Dai等[17]研究了不同厚度BN層對含BN/SiC界面層SiCf/SiC復(fù)合材料拉伸性能的影響。結(jié)果表明,SiC層的引入保護了BN界面層的完整性,且當(dāng)BN界面層的厚度增加到500 nm時,基體裂紋在BN層的子層之間可以實現(xiàn)多次偏轉(zhuǎn),進而大大緩解微復(fù)合材料中的應(yīng)力集中現(xiàn)象。綜上,通過界面層厚度的合理設(shè)計,可以實現(xiàn)材料內(nèi)部裂紋的有效偏轉(zhuǎn),使靠近裂紋尖端的纖維沿界面滑出,通過顯著的纖維拔出效應(yīng)提高復(fù)合材料的韌性[10],防止SiCf/SiC復(fù)合材料的早期失效。
三維機織角聯(lián)鎖結(jié)構(gòu)通過層層角聯(lián)鎖交織,具有層間連接強度高和整體凈成形等優(yōu)點[18],已成為航空發(fā)動機燃燒室、尾噴管和渦輪導(dǎo)葉等高溫部件的理想骨架結(jié)構(gòu)。同時,SiC纖維的發(fā)展分為3個階段[19]:第1代無定形SiC纖維,高氧高碳型;第2代微晶SiC纖維,低氧高碳型;第3代多晶SiC纖維,低氧低碳型。目前對于SiCf/SiC復(fù)合材料的研究大都集中于第1、2代SiC纖維,而顯著提升抗氧化性的第3代SiC纖維及其三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能的研究鮮有報道。
基于此,本文選用國產(chǎn)第3代SiC纖維,以三維機織角聯(lián)鎖結(jié)構(gòu)為載體,設(shè)計并制備了含有PyC、PyC/SiC、BN和BN/SiC共4種界面層的三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料,結(jié)合聲發(fā)射技術(shù)、常溫斷裂韌性法和掃描電鏡觀察法,進行了三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)行為和損傷機制研究,揭示了界面層對三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料斷裂韌性的影響,以期為航空飛行器熱端部件選材提供參考。
本文實驗使用國產(chǎn)第3代SiC纖維(Cansas 330),其直徑為12 μm,拉伸強度為3.78 GPa,拉伸模量為381.83 GPa。SiC纖維微觀形貌如圖1所示,其表面光滑且沒有明顯晶粒堆積,單絲之間規(guī)整排布且整體直徑均勻。Si、C、O、Al這4種元素沿纖維直徑方向分布均勻。纖維預(yù)制件的織造結(jié)構(gòu)為三維機織角聯(lián)鎖結(jié)構(gòu),由江南大學(xué)先進紡織復(fù)合材料研究所織造,其結(jié)構(gòu)示意圖如圖2所示。其中,經(jīng)密為8 根/cm,緯密為5 根/cm。
圖1 SiC纖維的微觀形貌
圖2 三維機織角聯(lián)鎖預(yù)制件結(jié)構(gòu)
設(shè)計制備了PyC、PyC/SiC、BN和BN/SiC共4種界面層。單界面層PyC和BN層的制備采用化學(xué)氣相沉積法,具體工藝為:1)PyC層:將化學(xué)氣相沉積爐內(nèi)抽真空,使用丙烷為碳先驅(qū)體,N2為載氣,在1 100 ℃沉積4 h。2)BN層:將化學(xué)氣相沉積爐內(nèi)抽真空,通入三氯化硼和氨氣,在1 000 ℃沉積4 h。3)在沉積了PyC層和BN層的預(yù)制體上繼續(xù)通過化學(xué)氣相滲透法制備SiC界面層,具體工藝為:在升溫至1 200 ℃的真空化學(xué)氣相沉積爐內(nèi),按比例分別通入三氯甲基硅烷、H2和Ar,沉積30 h。
將完成界面層制備的預(yù)制體采用先驅(qū)體浸漬裂解法制備SiCf/SiC復(fù)合材料實驗件。具體過程為:以液態(tài)的乙烯基全氫聚碳硅烷(VHPCS,中國科學(xué)院化學(xué)研究所)為先驅(qū)體,將預(yù)制體真空浸漬液態(tài)先驅(qū)體10 h以上。隨后在100 ℃、1 MPa的條件下保壓0.5 h。然后在1 200 ℃真空裂解,重復(fù)浸漬—裂解工藝循環(huán)8~10次,直至復(fù)合材料裂解質(zhì)量增加小于2%,其中纖維體積含量為45%。含有界面層PyC、PyC/SiC、BN和BN/SiC的4種復(fù)合材料分別命名為P-SiCf/SiC、P/S-SiCf/SiC、B-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC。
采用阿基米德浸漬法測得試樣的密度和孔隙率,結(jié)果如表1所示,界面層對材料密度和孔隙率的影響較小,其密度范圍為2.62~2.80 g/cm3。相比單界面層,復(fù)合界面層的試樣具有較高的孔隙率。
表1 三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料的密度和孔隙率
參考ASTM C1421—01b《室溫下先進陶瓷斷裂韌性測定的標(biāo)準(zhǔn)試驗方法》,選用單邊切口梁法測試試樣的常溫斷裂韌性,測試尺寸為50 mm×6 mm×3 mm,如圖3所示。其中,試樣切口采用線切割加工,切口寬度為(200±10)μm,預(yù)置裂紋深度為1.2 mm。在試樣缺口處預(yù)埋絲并對其表面進行涂層得到三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料試樣,如圖4所示。
圖3 三維機織SiCf/SiC復(fù)合材料斷裂韌性測試
圖4 三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料實驗件
采用Instron 3385H型萬能試驗機測試力學(xué)性能,跨距為30 mm,加載速度為0.5 mm/min,每種試樣各測試3組。同時采用聲發(fā)射儀器(DS-2A)采集實驗中的聲發(fā)射(AE)傳感器信號。2個聲發(fā)射傳感器(RS-54A)頻率范圍為100~900 kHz。將硅脂油作為聲發(fā)射傳感器與試件表面的偶聯(lián)劑,用膠帶安裝在實驗件表面。閾值為40 dB,以減少電氣和機械噪聲的影響。采樣頻率為10 MHz,以監(jiān)測實驗中所有聲發(fā)射事件。
采用單邊切口梁法測試SiCf/SiC復(fù)合材料試樣的斷裂韌性KIC,可按下式[20]進行計算:
(1)
(2)
式中:α=a/H(a為預(yù)置裂紋深度,mm;H為試樣厚度,mm);P為斷裂載荷,N;S為測試跨距,mm;W為試樣寬度,mm。
試樣的斷裂強度σ3b可由式(3)計算,彈性模量E可由式(4)計算。
(3)
(4)
式中,K為載荷-撓度曲線的斜率。
使用SU1510型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣損傷形貌,采用其攜帶的能譜儀(EDS)對試樣表面元素成分含量進行統(tǒng)計采集。
使用D2PHASER型X射線衍射儀(XRD)對SiC纖維及界面層的物相組成進行分析;提取譜圖中的半高寬,代入式(5)Scherrer公式中計算晶粒尺寸。
(5)
式中:L為晶粒尺寸,nm;λ為X射線波長,其值為0.154 nm;θ為布拉格角,(°);D為衍射峰半高寬,rad;K為常數(shù),一般取0.89。
圖5示出SiC纖維的XRD圖譜,使用Jade軟件進行分析??梢钥闯觯琒iC纖維在(111)、(200)、(220)、(222)、(311)面均有明顯的β-SiC晶體衍射峰,說明其具有良好的結(jié)晶結(jié)構(gòu),計算得到其晶粒尺寸為8.42 nm,但圖譜中沒有觀察到明顯的石墨晶體衍射峰。
圖5 SiC纖維的XRD圖譜
沉積界面層后的XRD圖譜如圖6所示,PyC層中有微晶碳,而BN層里沒有明顯的BN晶體衍射峰,說明BN層結(jié)晶性較差。引入SiC層后,可以觀察到SiC晶體的衍射峰強度相對較大,其晶粒尺寸為10.31 nm。
圖6 界面層的XRD圖譜
沉積界面層后纖維的顯微圖像如圖7所示,使用Image-J軟件提取各界面層制備厚度,如表2所示。PyC層和BN層的厚度分別為(188±14)、(634±20)nm,可以用來偏轉(zhuǎn)裂紋;而SiC層厚度為(1 504±22)nm,可以阻擋裂紋的拓展。PyC層(見圖7(a))表面呈現(xiàn)分散式小突起,而BN層(見圖7(c))表面比較平整。在完成SiC層制備后,纖維表面具有明顯的晶體“小島”堆積。這是由于SiC層的制備厚度較大,界面層生長轉(zhuǎn)換為島狀生長,形成明顯的島狀突起[12]。
圖7 制備界面后的纖維表面
表2 界面層制備參數(shù)
圖8示出4種SiCf/SiC復(fù)合材料的載荷-撓度曲線??梢钥闯?,所有試樣均表現(xiàn)出“偽塑性斷裂”特征。具體包括3個階段。1)初始階段。所有曲線在初始階段有較短的左尾跡,之后曲線隨著載荷的增加均呈現(xiàn)線性變化。需要注意,線性階段載荷曲線有明顯的拐點,這是由試樣切口處預(yù)埋絲上的涂層損傷引起的。2)達到最大載荷。隨著加載的進行,試樣均表現(xiàn)出一定程度的非線性特征或波動,直至最大載荷。隨著載荷的持續(xù)增加,基體中的裂紋不斷連接和擴展,損傷累積使復(fù)合材料的模量逐漸降低,具體表現(xiàn)為曲線斜率逐漸減小。其中:試樣P-SiCf/SiC在臨近最大載荷(227.06 N)前,出現(xiàn)曲線波動;試樣B-SiCf/SiC具有最低承載載荷,僅為106.81 N;試樣P/S-SiCf/SiC在達到最大載荷(288.57 N)前有明顯的拐點;試樣B/S-SiCf/SiC在達到最大載荷(238.76 N)前,其模量表現(xiàn)出明顯的降低。3)試樣失效。每種試樣的載荷曲線在最大載荷后都表現(xiàn)出明顯的臺階狀或小幅度抖動式下降,且曲線有較長的右尾跡,說明試樣的強度和韌性達到了很好的統(tǒng)一。在這個階段,纖維在載荷的作用下不斷發(fā)生斷裂,并且會通過脫黏或拔出實現(xiàn)復(fù)合材料的偽塑性斷裂。
圖8 SiCf/SiC復(fù)合材料的載荷-撓度曲線
圖9示出4種SiCf/SiC復(fù)合材料的彎曲強度和彎曲模量??梢钥闯?,試樣P-SiCf/SiC,P/S-SiCf/SiC,B-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC的彎曲模量平均值分別為33.86、33.36、32.03、31.37 GPa??梢?,4種試樣之間的彎曲模量差異較小,表明界面層對三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料的彎曲模量影響較小,而彎曲模量主要取決于纖維結(jié)構(gòu)和基體的剛度。試樣P-SiCf/SiC,P/S-SiCf/SiC,B-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC的彎曲強度分別為193.36、233.97、89.43、218.49 MPa。不難看出,界面層對試樣的彎曲強度具有至關(guān)重要的影響,與含有單界面層的試樣相比,含有復(fù)合界面層的試樣具有較高的彎曲強度,說明SiC層的引入增加了試樣內(nèi)部的耗能機制。
圖9 SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能
4種試樣的斷裂韌性如圖10所示。除了試樣B-SiCf/SiC具有最低斷裂韌性6.47 MPa·m1/2之外,其它試樣均具有較好的斷裂韌性。其中,試樣P-SiCf/SiC的斷裂韌性為13.99 MPa·m1/2,試樣P/S-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC的斷裂韌性分別為16.93、15.81 MPa·m1/2,表明含有復(fù)合界面層試樣的斷裂韌性明顯提高。
圖10 SiCf/SiC復(fù)合材料的斷裂韌性
圖11為SiCf/SiC復(fù)合材料的微觀損傷形貌圖。如圖11(a)所示,試樣P-SiCf/SiC斷口處的纖維拔出趨向于小聚集狀態(tài),如較小的纖維簇,最終在載荷作用下逐漸發(fā)生斷裂。在區(qū)域Ⅱ中,PyC層的存在使纖維和基體之間發(fā)生了良好的脫黏,纖維脫黏拔出后發(fā)生不連續(xù)斷裂,纖維表面也黏附較多的界面材料碎屑。在區(qū)域Ⅲ中,纖維的斷口處有明顯的PyC層脫黏。
試樣P/S-SiCf/SiC的損傷形貌如圖11(b)所示,相比于試樣P-SiCf/SiC,其纖維拔出長度明顯增長。在區(qū)域Ⅱ中可觀察到纖維拔出后的殘殼及纖維表面殘留的界面材料碎屑。在區(qū)域Ⅲ中,纖維趨向于聚集拔出,且表面殘留了大量的片層狀碎屑。這說明SiC層的引入可有效阻擋基體內(nèi)部裂紋的拓展[12],極大消耗了裂紋的尖端應(yīng)力,使弱PyC層在裂紋拓展中被消耗,促進了PyC層的裂紋偏轉(zhuǎn)作用,大大提高了試樣的強韌性。
試樣B-SiCf/SiC的斷口形貌如圖11(c)所示,纖維表現(xiàn)出連續(xù)斷裂的趨勢且拔出長度明顯變短,這也導(dǎo)致其力學(xué)性能較弱。在區(qū)域Ⅱ中,纖維脫黏拔出后的殘殼上有傾斜拓展的裂紋,其拓展方向與纖維斷裂方向趨勢一致。在局部圖像中可觀察到纖維表面殘留不均勻的脫黏殘質(zhì)。這是因為單BN層在高溫條件下進行基體沉積時受到破壞,導(dǎo)致界面結(jié)合強度增強,從而在試樣承載過程中不能有效調(diào)節(jié)應(yīng)力分布[15],致使試樣的強度和韌性嚴(yán)重降低。在區(qū)域Ⅲ中,只觀察到少量纖維單絲的拔出,但也有裂紋繞過纖維進行擴展。
試樣B/S-SiCf/SiC的斷口形貌如圖11(d)所示,與其它試樣相比,斷口處沒有明顯的纖維簇形式斷裂,纖維均是不連續(xù)分散式斷裂且拔出長度較長。在區(qū)域Ⅱ中,纖維脫黏拔出后殘留較多的界面材料碎屑,說明纖維與基體發(fā)生了良好的脫黏。在區(qū)域Ⅲ中觀察到明顯的纖維拔出和界面脫黏,且殘留界面層上有裂紋的拓展。根據(jù)EDS的分析結(jié)果可知,此界面層為BN層。這是由于SiC基體與SiC界面層為同質(zhì)結(jié)合,結(jié)合力較強;而SiC層和BN層之間的異質(zhì)結(jié)合較弱,裂紋在拓展過程中使其發(fā)生脫黏。
圖11 SiCf/SiC復(fù)合材料的損傷形貌
綜上,P-SiCf/SiC,P/S-SiCf/SiC,B-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC這4種試樣的細觀損傷均涵蓋基體斷裂、界面損傷、纖維與基體脫黏、纖維斷裂和纖維拔出等,但其主體損傷類型卻呈現(xiàn)出明顯的不同。通常,在經(jīng)緯紗交織處、低能界面層處和孔隙尖端均易產(chǎn)生應(yīng)力集中,也是微裂紋的源頭[21]。微裂紋在拓展中,界面層可通過偏轉(zhuǎn)裂紋消耗裂紋的尖端應(yīng)力,提高試樣SiCf/SiC的強韌性。4種試樣內(nèi)部的裂紋拓展機制如圖12所示。對于主界面層為PyC的試樣,PyC層可有效傳遞載荷,改善復(fù)合材料的斷裂韌性,其消耗機制如圖12(a)所示,最終使纖維和基體間發(fā)生較好的脫黏。在PyC層的基礎(chǔ)上引入SiC層后,如圖12(b)所示,SiC層起到“阻擋”的作用,弱化裂紋的尖端應(yīng)力,使PyC層可更好地偏轉(zhuǎn)裂紋而被充分消耗,進一步提高了材料的強韌性。
圖12 SiCf/SiC復(fù)合材料內(nèi)界面裂紋拓展機制
而對于主界面層為BN的試樣,試樣斷口的拔出纖維表面比較光滑,明顯不同于試樣P-SiCf/SiC、P/S-SiCf/SiC,說明BN層相比于PyC層表現(xiàn)出一定的“脆性”,其耗能機制如圖12(c)所示。盡管試樣B-SiCf/SiC的斷裂韌性低于試樣P-SiCf/SiC,但引入SiC層后,試樣的斷裂韌性顯著提高。如圖12(d)所示,SiC層在弱化裂紋尖端應(yīng)力后與BN層發(fā)生良好的脫黏,最終試樣表現(xiàn)出良好的力學(xué)性能[17]。
聲發(fā)射(AE)技術(shù)可以用來表征復(fù)合材料在加載過程中的實時損傷演化和積累,已成為常用的表征手段。在其特征參數(shù)中,聲發(fā)射能量值可以反映材料損傷的大小,而撞擊數(shù)與聲發(fā)射活動的總量和頻度有關(guān),本文選擇這2個特征參數(shù)來表征試樣的實時損傷過程。
4種試樣的載荷-時間和AE信號-時間曲線如圖13所示??梢钥闯觯?)初始階段。所有試樣在加載初期由于載荷的作用,基體中的微裂紋逐漸發(fā)生擴展并釋放出少量的AE信號[22];曲線初期的拐點可以歸因為試樣切口處預(yù)埋絲上界面層的損傷,這也產(chǎn)生了較高能量的AE事件。2)達到最大載荷。隨著載荷的持續(xù)作用,基體中的裂紋不斷拓展連接逐漸形成較大的損傷,導(dǎo)致載荷曲線斜率逐漸降低,這也伴隨著AE能量明顯的浮動變化。隨著基體開裂和界面脫黏等損傷逐漸達到飽和狀態(tài),SiC纖維不斷發(fā)生斷裂,高能AE事件出現(xiàn)。同時可以觀察到,試樣P-SiCf/SiC和B-SiCf/SiC的AE累積撞擊數(shù)從試樣模量開始降低時增長速率明顯增大;而試樣P/S-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC幾乎以恒定的速率增加。這說明含有復(fù)合界面層的試樣在纖維大量斷裂失效前,由于SiC層的阻擋消耗作用,裂紋在拓展中產(chǎn)生了更多的界面損傷,對應(yīng)產(chǎn)生了較多的AE事件。3)試樣失效。在載荷的持續(xù)作用下,纖維逐根斷裂,并伴隨纖維脫黏、撥出及基體損傷[23-24],導(dǎo)致載荷曲線小幅度抖動下降,對應(yīng)的高能AE事件持續(xù)增加。
圖13 SiCf/SiC復(fù)合材料的載荷-時間及AE信號-時間曲線
結(jié)合圖11(a)和圖13(a)可以看出,對于試樣P-SiCf/SiC,纖維發(fā)生脫黏后以小聚集狀態(tài)不斷發(fā)生斷裂,這使高能AE事件在載荷明顯下降時持續(xù)產(chǎn)生,嚴(yán)重降低了試樣的承載能力。對于試樣P/S-SiCf/SiC(見圖11(b)、13(b)),纖維趨于聚集狀態(tài)后逐漸斷裂,這使高能AE事件間接不斷地發(fā)生。SiC層的引入增加了材料內(nèi)部的耗能機制,試樣內(nèi)部的應(yīng)力不斷重新分布。對于試樣B-SiCf/SiC(見圖11(c)、13(c)),由于界面的強結(jié)合作用,纖維斷口平齊,導(dǎo)致高能AE事件集中產(chǎn)生且持續(xù)時間很短。對于試樣B/S-SiCf/SiC(見圖11(d)、13(d)),SiC層的引入阻擋了部分裂紋,BN層進一步使裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn),最終使纖維分散斷裂,這也導(dǎo)致在載荷曲線下降階段,高能AE事件間斷發(fā)生。
本文選用國產(chǎn)第3代SiC纖維織造三維機織角聯(lián)鎖結(jié)構(gòu)為載體,設(shè)計并制備了含有熱解碳(PyC)、PyC/SiC、氮化硼(BN)和BN/SiC這4種界面層的SiCf/SiC復(fù)合材料,采用單邊切口梁法和聲發(fā)射技術(shù)對三維機織角聯(lián)鎖SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)行為進行研究,得到如下主要結(jié)論。
1)界面層可以有效阻擋和偏轉(zhuǎn)裂紋的拓展,從而對SiCf/SiC復(fù)合材料的強韌性有強決定性作用。具有復(fù)合界面層的試樣表現(xiàn)出更高的斷裂韌性。其中,試樣P/S-SiCf/SiC和B/S-SiCf/SiC的斷裂韌性分別為16.93、15.81 MPa·m1/2,試樣P-SiCf/SiC的斷裂韌性為13.99 MPa·m1/2,而試樣B-SiCf/SiC具有最低斷裂韌性6.47 MPa·m1/2。
2)SiC層的引入增強了界面的耗能機制,阻擋了基體內(nèi)的部分裂紋擴展,從而使得PyC層和BN層可有效偏轉(zhuǎn)裂紋,提高了SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能。
3)聲發(fā)射能量和撞擊數(shù)可以完整描述SiCf/SiC復(fù)合材料的實時損傷過程。具有復(fù)合界面層的試樣在纖維失效前產(chǎn)生了較多的聲發(fā)射事件,這是由于SiC層對裂紋的阻擋作用,產(chǎn)生了更多的界面損傷。