李志文，蔡長春，余歡，徐志鋒，王振軍，李榮幸

南昌航空大學 輕合金加工科學與技術國防重點學科實驗室，南昌 330063

復合材料作為新型航空材料，備受人們關注，而金屬基復合材料可以繼承金屬基與增強材料的優(yōu)點，一直是重點研究材料之一［1］。連續(xù)碳纖維增強鋁基復合材料由于具有熱膨脹系數小、比強度高、比模量高和密度低等優(yōu)異性能［2］，成為當今輕質、高性能結構材料研發(fā)熱點，在航天航空等領域具有廣泛的應用前景［3］。

在復合材料運用中，為充分發(fā)揮構件的功能作用及獲得更好的性能，往往將結構件設計成不規(guī)則異型件從而增大構件受力面積或減小組裝偏差，這些構件在實際運用中受力十分復雜，對構件力學性能要求很高［4］，因此對復合材料異型件力學性能研究是十分必要的。三維五向編織結構是由編織紗和軸向紗相互交織成的網狀結構，具有較高的層間強度、較好的整體性及軸向抗彎性能等［5-6］，且疊層縫合技術在編織T型構件織物、工型構件織物等異型截面構件織物時比較靈巧、生產率也較高［7-8］，因此將兩種編織結構復合編織的T型結構件可能有更好的整體性和抗彎性能。近年來，國內外對復合材料異型件已有一些研究，吳海等［9］試驗研究了含不同誘導缺陷的碳纖維樹脂基復合材料T型接頭的彎曲力學性能和失效過程，發(fā)現不同失效模式下T型接頭所表現出來的彎曲力學性能差異很大。華勇杰［10］研究了含初始裂紋的碳纖維增強復合材料雙懸臂梁及T型接頭的斷裂問題，發(fā)現層間脫層是復合材料常見的失效形式。齊紅宇等［11］研究了機織復合材料T型接頭彎曲載荷下的漸進失效，發(fā)現T型接頭失效是由于底板與腹板圓弧過度段的織物層在受載一側表面首先產生損傷，再沿寬度方向發(fā)展，最終貫穿損傷引起的。王帥等［12］采用樹脂傳遞模塑工藝（RTM）工藝制備復合材料對稱與非對稱兩種T型接頭，探究了不同結構的拉伸破壞模式、結構剛度及破壞載荷，并通過有限元分析驗證了試驗。劉軍等［13］研究了三維編織復合材料T型梁的低溫場彎曲性能，發(fā)現溫度降低使T型梁載荷增加，從而變形位移增大，由高溫屈服斷裂失效轉變?yōu)榈蜏卮嘈詳嗔?。Orifici等［14］研究了葉片加筋板T形截面試件在后屈曲變形下的破壞，發(fā)現凸緣失效是主導的失效模式。Ravenhall和Koop［15］結合超塑性成型和擴散焊工藝開發(fā)了中空碳化硅纖維增強鈦基復合材料葉片，并對其進行了臺架試驗和旋轉試驗，結果表明葉片具有較輕的重量和較高的環(huán)境適應性，滿足軍用飛機發(fā)動機抗沖擊、抗疲勞和抗變形的性能要求，在經過精加工后，葉片可用于在發(fā)動機上測試。目前大多數研究者對復合材料異型件的研究集中在樹脂基復合材料，且僅限于二維紡織或層間縫合以及單一纖維增強復合材料異型件的制備工藝和室溫性能研究，有關三維復合編織結構纖維增強金屬基復合材料異型件高溫和室溫的性能研究還鮮有報道，因此增加三維復合編織結構纖維增強金屬基復合材料異型件在不同溫度下的性能研究是十分必要的。

由于航空發(fā)動機典型結構T型件主要受彎曲載荷下的彎曲作用［16］，而T型件立板和榫頭結合部分容易產生應力集中導致結構提前被破壞［17］。因此，對復合編織結構Cf/Al復合材料T型件立板與榫頭結合部分的彎曲性能的研究十分必要。采用ZL301為基體合金，體積分數為50%的三維五向（立板）和疊層縫合（底板）復合結構碳纖維作為增強體，通過真空壓力浸滲制備碳纖維鋁基復合材料T型件，從試驗角度分析了Cf/Al復合材料復合編織結構T型件的兩點彎曲性能，并與標準試樣進行了對比。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

選用東麗公司生產的M40J碳纖維編織預制體，M40J纖維性能參數如表1［18］所示，選用ZL301作為基體材料，其主要成分如表2［18］所示。

表1 M40J碳纖維性能參數［18］Table 1 Performance parameters of M40J carbon fiber［18］

表2 ZL301的組成成分［18］Table 2 Composition of ZL301［18］%

1.2 T型件纖維預制體

Cf/Al復合材料復合編織結構T型件尺寸如圖1所示，T型件有立板和底板兩部分，T型件高度為110 mm，長度為80 mm，寬度為33.5 mm，立板厚度為3.5 mm，底板厚5 mm?？紤]到充型過程中T型件拐角處金屬液流動性下降，且拐角處容易產生應力集中，在T型件拐角處設置合理的圓弧半徑（鑄造圓角），如式（1）［19］所示，計算得圓角半徑R為3 mm和20 mm。

圖1 T型件的尺寸圖Fig.1 Dimensional drawing of T-shaped parts

式中：r為T型件鑄造圓角半徑，mm；t1為立板厚度，mm；t2為底板厚度，mm。

根據T型件結構特點，將T型件預制體分為兩個部分進行編織，由于三維五向有更好的軸向性能，T型件立板部分采用三維五向編織工藝從上到下依次編織T型件主體部分，立板翻邊厚1.75 mm。底板采用疊層縫合編織結構，根據翻邊開口的大小按“三上一下”的編織順序編織上、下加厚層，最后將3部分疊在一起壓實縫合，得到三維五向（立板）與疊層縫合（底板）復合結構預制體，制備方式和纖維分布示意圖見圖2、圖3，具體編織工藝參數如表3所示。圖4為預制體實物圖，由于圖1中R20圓弧部分很難編織完整，故采用直線編織，然后經過線切割達到目標體尺寸。

圖2 T型件預制體制備示意圖Fig.2 Diagram of preparation of T-shaped parts preforms

圖3 T型件纖維分布示意圖Fig.3 Schematic diagram of fiber distribution of T-shaped parts

圖4 預制體實物圖Fig.4 Physical drawing of precast

表3 T型件預制體編織參數Table 3 T-shaped parts precast weaving parameters

1.3 復合材料T型件制備

如圖5所示，將編織好的Cf/Al復合材料復合編織結構T型件預制體用高精度石墨模具固定，采用不銹鋼板封裝固定好預制體石墨模具，并焊一定長度的浸滲升液管。加工完成后的實物圖如圖6所示。

圖5 T型件封裝示意圖Fig.5 Schematic diagram of T-shaped package

圖6 T型件封裝實物圖Fig.6 Physical drawing of T-shaped package

采用真空壓力浸滲法制備Cf/Al復合材料復合編織T型結構件。圖7［20］為真空壓力浸滲裝置原理圖，選用設備密封性能優(yōu)異，真空度小于210 MPa，最大充型壓力為10 MPa，最高設定溫度為1 000 ℃，控溫精度為5 ℃，通過控制系統(tǒng)可準確控制預制體的預熱溫度、浸滲溫度、浸滲壓力和保壓時間?；谡n題組前期探索得到浸滲最佳工藝參數如表4［21］所示。具體試驗步驟為：首先，檢查預制體封裝后的氣密性，熔煉ZL301基體合金，待基體完全熔化，精煉除雜后撒上覆蓋劑防氧化；其次，將盛有熔融鋁合金的坩堝放入真空壓力浸滲爐下室（熔煉室），封裝預制體放入爐內上室（浸滲室），蓋上上塞；接著，通過循環(huán)兩次抽真空后先充入氬氣再放氣的操作完成洗氣，之后充入氬氣并打開加熱系統(tǒng)，90 min后加熱完成，此時熔煉室達到720 ℃，浸滲室達到560 ℃，待保溫180 min后放出氬氣再次抽真空；然后，升起坩堝使升液管下端浸沒在熔融鋁液中形成“液封”；最后，充入8 MPa氮氣保壓20 min后放氣，待冷卻后取出封裝預制體，脫模后得到如圖8所示的復合材料T型件。根據試驗要求，利用線切割將T型件加工成如圖1所示尺寸的彎曲試樣T型件。

圖7 真空壓力浸滲裝置原理圖［20］Fig.7 Logic diagram of vacuum pressure impregnation device［20］

圖8 T型件實物圖Fig.8 Physical drawing of T-shaped parts

表4 真空壓力浸滲工藝參數［21］Table 4 Vacuum pressure infiltration process parameters［21］

1.4 T型件彎曲試驗

根據實際工況，設計T型件類懸臂梁彎曲試驗即兩點彎曲試驗，試驗前將T型件表面打磨去除表面油污，以避免影響試驗效果。彎曲試驗實物圖和加載示意圖見圖9。將T型件平放，使用夾具夾持T型件底板部分，在立板的末端區(qū)域以1.5 mm/min的運動速率加載T型件，加載方向垂直于立板向下，采用航材院Instron 5982電子萬能材料試驗機進行室溫（3件A1、A2、A3）、350 ℃（3件B1、B2、B3）的彎曲力學性能測試，同時記錄下載荷-位移，直到T型件失效。然后通過光學顯微鏡（OM）、掃描電鏡（SEM ）觀察不同溫度下微觀組織特征和失效形貌。

圖9 T型件彎曲實物圖與加載示意圖Fig.9 Diagram of T-shaped parts bending physical drawing and loading

彎曲強度是試樣失效前所能承受的最大應力，可依據式（2）計算得出：

式中：σ為失效時最大應力，MPa；F為彎曲失效最大載荷，N；l為加載端與根部端面的距離，mm；b為斷裂處截面的寬，mm；h為斷裂處截面的高，mm。

2 試驗結果與分析

2.1 T型件DR無損檢測分析

采用DR數字射線檢測技術對Cf/Al復合材料復合編織結構T型件進行了無損檢測，其成像結果如圖10所示。由圖10（a）、圖10（c）可知，T型件立板部分碳纖維編織結構完整，未出現纖維斷裂散亂等缺陷。由圖10（d）可知，疊層縫合編織T型件底板部分纖維分布均勻，未發(fā)現其他缺陷。圖10（b）、圖10（e）中則顯示T型件兩側連接處保持原始三維編織結構，沒有孔洞、夾雜等缺陷。綜上可知，采用真空壓力浸滲法制備的Cf/Al復合材料復合編織結構T型件整體結構完整，纖維均勻分布，內部纖維結構無明顯缺陷，真空壓力浸滲工藝制備的Cf/Al復合材料復合編織結構T型件浸滲質量較好。

圖10 Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件各部位DR無損檢測圖像Fig.10 DR nondestructive testing images of threedimensional composite braided structure T-shaped parts of Cf/Al composite material

雖然線切割不可避免地對T型件邊緣編織纖維結構的整體性造成了破壞，但是由于基體與碳纖維結合良好，邊緣整體性被破壞的編織碳纖維并未出現散亂拔出的現象，線切割后的T型件切口平整，除邊緣部分T型件內部編織碳纖維被切斷，線切割對T型件內部其他部位的編織纖維幾乎并無損傷，T型件加工質量較好，為后續(xù)的性能測試提供了保障。

2.2 微觀組織特征

圖11為T型件立板部分微觀組織圖?？梢园l(fā)現，鋁液均勻充型到編織紗、軸向紗纖維束間隙內。由圖11（a）、圖11（c）可以發(fā)現橫向截面圖中較縱向截面纖維分布更清晰。由圖11（b）、圖11 （d）可知，有少量束內纖維浸滲微孔和纖維偏聚。T型件立板部分預制體為三維五向編織結構。圖12為三維五向細觀結構圖，可知三維五向由編織紗和軸向紗構成，而編織紗與軸向紗成一定的角度，因此相對更加扁平的是編織紗纖維束（圖11（a）），它環(huán)繞在軸向紗纖維束周圍。但由于鋁液與碳纖維的潤濕角為130°～135°，在正常熔化溫度下潤濕性極差，鋁液必須在外界壓力作用下克服毛細阻力等附加阻力浸滲預制體，而纖維束間阻力小于束內阻力，鋁液充型產生壓力差，使軸向纖維束與截面成一定的角度，因此圖11（c）編織紗纖維束與軸向紗纖維束特征不太明顯。在提高放大倍數后，發(fā)現束內纖維出現了一些的浸滲微孔和少許的纖維偏聚（圖11（b）、圖11 （d））。形成這一現象的主要原因是纖維的彎曲以及纖維間的夾角較小、纖維交織點較多，使纖維束間隙很小。根據Yong-Kelvin方程［22］（式（3）），在試驗的外加壓力一定條件下，纖維束間隙小即毛細半徑小，從而毛細壓力大，浸滲阻力大，使局部纖維束內不能完全浸滲，容易出現局部的浸滲微孔和纖維偏聚。但可以看出編織結構浸滲后較好地保持了原先的編織結構，纖維分布也較均勻除了局部少量微孔和纖維偏聚無明顯缺陷，充分說明復合材料浸滲效果較好和所選浸滲工藝的合理性。

圖11 T型件三維五向結構立板微觀組織圖Fig.11 Microstructure diagram of three-dimensional five-way structure vertical plate of T-shaped parts

圖12 三維五向編織方式的細觀結構Fig.12 Mesoscopic structure of three-dimensional fiveway weaving method

式中：Pc為毛細壓力，N/m2；σlg為液態(tài)金屬表面能，J/m2；θ為液體在固體表面浸潤角，（°）；req為毛細管半徑，m。

圖13為T型件底板部分微觀組織圖。由圖13（a）、圖13（c）可知，纖維分布均勻，較好維持了疊層縫合的結構特征，圖13（b）、圖13（d）中發(fā)現有少量的纖維偏聚現象。T型件底板部分預制體編織結構為疊層縫合結構，其細觀結構如圖14所示。采用的是斜紋組織疊層縫合結構，由于斜紋組織中經紗、緯紗間的交織點比較多，根據式（3）可知由于毛細阻力大，局部浸滲不完全，產生纖維偏聚如圖13（b）、圖13（d）所示。另外，因為充型方向與z向縫合紗平行，垂直于經向紗和緯向紗，沖擊力下經向、緯向纖維絲容易產生偏聚現象。但底板與升液管相連，能得到鋁液有效補縮，從而使得底板部分浸滲較為致密，故而在底板微觀組織高倍放大的經向和緯向截面圖13（b）、圖13（d）中可以發(fā)現雖然束內纖維產生了偏聚但浸滲微孔卻較少，且底板復合材料浸滲效果較立板更好。

圖13 T型件疊層縫合結構底板微觀組織Fig.13 Microstructure of bottom plate of T-shaped parts laminated stitched structure

圖14 疊層縫合編織結構細觀圖Fig.14 Laminated stitched braided structure form a fine view

2.3 T型件彎曲性能

圖15為室溫和350 ℃下Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件、三維五向編織結構Cf/Al復合材料試樣件、疊層縫合編織結構Cf/Al復合材料試樣件的彎曲強度柱狀圖。如圖15所示，Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件在室溫和350 ℃條件下，兩點彎曲平均強度分別為384.2 MPa和204.6 MPa。三維五向編織結構Cf/Al復合材料試樣件室溫和350 ℃條件下，三點彎曲平均強度分別為401.3 MPa和266.0 MPa［23］。疊層縫合編織結構Cf/Al復合材料試樣件室溫和350 ℃下，三點彎曲平均強度分別為327.0 MPa和175.2 MPa［24］?？梢园l(fā)現，三維五向編織結構試樣較疊層縫合編織結構試樣彎曲性能更好，而復合編織結構T型件較三維五向編織結構試樣彎曲性能略低，但高于疊層縫合結構試樣級。雖然復合結構T型件比單一結構試樣性能略有下降但相差不大，且復合結構可以更完整地得到目標零件，同時T型件結合了三維五向編織結構的軸向彎曲性能好的優(yōu)點，故比疊層編織結構試樣彎曲性能更好。由圖15可知，Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件350 ℃相較于室溫彎曲強度下降了44.1%，因此溫度對復合材料T型件彎曲強度的影響較大。主要原因是ZL301熔點僅為660 ℃，當環(huán)境溫度超過其熔點的1/2時，會產生基體軟化現象［25-26］，故基體在較小的載荷下發(fā)生較大的形變，從而導致350 ℃下復合材料彎曲強度的下降。另外，由微觀組織觀察到浸滲完成后組織中有一定的微孔和纖維偏聚缺陷，這些缺陷在彎曲載荷下會產生大量微裂紋，而又由于350 ℃基體軟化，基體難以在復合材料中起到類似隔膜的作用，裂紋很快穿過軟化基體，使纖維過早產生裂紋，導致復合材料在較低應力下失效，彎曲性能下降。同時，由于基體軟化導致界面松弛，界面結合力下降，界面不能很好地傳遞載荷，碳纖維不能起到很好的增強作用，這也導致350 ℃下其彎曲性能的下降。

圖15 T型件與試樣彎曲強度柱形圖Fig.15 Column chart of bending strength of T-shaped parts and specimens

圖16為Cf/Al復合材料復合編織結構T型件（A1、A2、A3）室溫彎曲載荷-位移曲線?？梢钥闯?，曲線呈類拋物線形狀，根據曲線切線斜率的變化可將其分為3個階段，第I階段近似為線性彈性階段，此階段切線斜率近似為定值。由于T型件立板是三維五向結構，編織紗方向與載荷方向成非垂直夾角，且編織紗與軸向紗相互交織形成不分層立體結構，故在第I階段復合材料基體與纖維共同承受載荷，有較好的抵抗變形能力，剛度幾乎不變，所以其載荷-位移曲線表現為線性特征。隨著彎曲載荷的持續(xù)增加，基體承受載荷超過其彈性極限，編織紗也隨著基體的變形逐漸與軸向方向一致，碳纖維逐漸承受主要載荷，但載荷方向與碳纖維方向垂直，且碳纖維在非軸向方向性能較差，致使較弱的纖維開始產生裂紋，故曲線斜率逐漸減小。又由于兩點彎曲的特性，彎曲變形外側主要承受拉應力，內側主要承受壓應力，且距中性層最遠處（外表層）有最大應力。此外復合材料浸滲微孔和纖維偏聚等缺陷在載荷下產生應力集中，故隨載荷的增加，損傷積累會產生大量微裂紋，這些微裂紋在外側拉應力下不斷擴展，直至部分纖維表面產生裂紋失效。而受壓側由于碳纖維復合材料不耐壓的特性（壓拉比為0.50～0.67［27］），內側纖維屈曲擠壓基體，使復合材料T型件內側在較小的載荷下產生鼓包。同時隨著基體與纖維界面逐漸松脫，基體慢慢由傳遞載荷轉為承受載荷，此階段為第Ⅱ階段即微塑性變形階段。隨著載荷繼續(xù)增大，載荷位移曲線斜率加快減小，纖維裂紋不斷擴展致使纖維斷裂，界面逐漸破壞，復合材料彎曲變形量持續(xù)增大，基體開始破壞，進入第Ⅲ階段，此階段載荷達到峰值，復合材料T型件破壞失效開始卸載，但并未出現突然卸載，曲線出現韌性失效特征緩慢卸載，復合材料試樣室溫拉伸伸長率僅為1.2%，復合材料試樣一般為脆性失效。所以圖16所示Cf/Al復合材料三維復合編織結構彎曲失效是一種“假塑性效應“特征［28］。

圖16 T型件室溫載荷-位移曲線Fig.16 T-shaped parts load-displacement curves at room temperature

Cf/Al復合材料復合編織結構T型件（B1、B2、B3）350 ℃彎曲載荷-位移曲線如圖17所示。由350 ℃和室溫曲線對比可知，隨著溫度上升Cf/Al復合材料復合編織結構T型件彎曲強度和屈服強度明顯下降，這主要是因為基體軟化。350 ℃彎曲變形第Ⅰ階段，復合材料有比較短暫的彈性階段，此階段由于三維五向編織結構的特性，基體與增強纖維共同承載，復合材料表現出線性特征；但由于基體軟化復合材料T型件彈性極限減小，T型件在很小的載荷下就達到彈性極限，基體發(fā)生不可逆的形變，較早地進入350 ℃彎曲變形第Ⅱ階段，此階段曲線切線斜率逐漸減小，相較室溫在相同的載荷下T型件產生了更大形變，同時基體軟化對碳纖維的束縛減弱，在載荷下編織紗纖維束編織角減小，與軸向纖維束一起承受載荷，又由于350 ℃條件下浸滲微孔在受拉側拉應力下形成的裂紋擴展得更快，這些裂紋等缺陷快速穿過軟化的基體，傳至纖維使纖維產生裂紋直至失效，而受壓側纖維束受軟化基體束縛減小，纖維屈曲較室溫更厲害，基體局部破壞現象更明顯，同時由于基體與纖維熱膨脹系數差異，纖維擠壓基體使其更快地產生變形破壞失效，但復合材料的塑性硬化又使基體塑性變形減緩，故350 ℃與室溫最大變形量相差不大。隨著載荷的繼續(xù)增加基體局部破壞快速擴展，纖維斷裂失效現象加劇，進入350 ℃破壞第Ⅲ階段，此階段復合材料T型件出現卸載現象，即Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件發(fā)生失效。與室溫類似，350 ℃環(huán)境復合材料T型件也出現了假塑性特征。

圖17 T型件350 ℃載荷-位移曲線Fig.17 Load-displacement curves of T-shaped parts at 350 °C

2.4 彎曲破壞分析

圖18為室溫條件下，彎曲失效的Cf/Al復合材料復合編織結構T型件破壞形貌。由圖18（a）、圖18（b）可以看出，T型件室溫彎曲最大變形量發(fā)生在根部，由圖18（c）、圖18（d）可以看出T型件受拉側有大量網狀裂紋，而T型件受壓側有鼓包。由圖18（e）可知，纖維與基體并沒有發(fā)生明顯的斷裂，只出現少許的纖維斷裂。最大變形量在根部是因為根部是兩種不同編織結構縫合處，容易產生應力集中，且兩點彎曲（類懸臂梁）特性最大應力在根部，故根部是主要的破壞處。T型件彎曲過程中受拉側在拉應力作用下失效，產生了大量網狀裂紋，而受壓側在壓應力和纖維屈曲對基體擠壓共同作用下產生了大量鼓包。但如圖18（e）所示，纖維與基體并沒有發(fā)生明顯的斷裂，只有根部少量纖維產生剪切斷裂和應力集中斷裂。剪切斷裂是因為纖維在橫向載荷作用下產生彼此同向屈曲，在基體中產生剪切應變，使纖維與載荷軸成45°角方向剪切破壞。但纖維與基體并沒有產生大面積的脫粘，即缺口擴展應力小于纖維松脫應力。由此可知，室溫下復合材料T型件表現為強結合界面，即首先形成裂紋缺口，然后裂口向纖維內部擴展，還未達到界面完全松脫復合材料就發(fā)生失效。總體來說，Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件室溫下有較好的彎曲性能。

圖18 Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件室溫彎曲失效形貌Fig.18 Room temperature bending failure morphology of three-dimensional composite braided structure T-shaped parts of Cf/Al composite material

圖19為350 ℃下Cf/Al復合材料復合編織結構T型件彎曲宏觀失效形貌。由圖19（a）、圖19（b）可知，T型件在350 ℃下彎曲失效的形貌與在室溫下彎曲失效的形貌類似，都是立板在靠近根部的位置彎曲變形。由圖19 （c）、圖19 （d）可知，T型件受拉側與受壓側較室溫產生了更多的裂紋和鼓包。由圖19 （e）、圖19 （f）可知，T型件破壞處沒有明顯的纖維斷裂，只有少量纖維出現斷裂。因為碳纖維具有較好的高溫性能，所以T型件在350 ℃下，失效彎曲的變形量與室溫下相差不大。但從T型件受拉和受壓面的形貌來看，由于350 ℃導致的基體“軟化”，基體合金的彈性模量降低，T型件350 ℃彎曲失效后，受拉面產生的裂紋沿界面擴展更深，受壓面表面基體由于屈曲纖維擠壓產生“鼓包”更嚴重（圖19（c）、圖19（d））。且纖維由于更早承受載荷，在相同載荷下T型件產生更大形變，是纖維還未產生剪切破壞就達到最大變形量而破壞（圖19（e）、圖19（f））。這些較室溫產生的變化，原因在于基體合金的軟化，使基體在較小的載荷下產生較大的變形，而碳纖維受溫度的影響較小，從而造成纖維與基體界面結合減弱，對裂紋擴展的束縛減弱，使得復合材料T型件的屈服強度與彎曲強度大幅減小。由此可知，溫度很大程度上影響了復合材料T型件彎曲性能。

圖19 Cf/Al復合材料三維復合編織結構T型件350 ℃彎曲失效形貌Fig.19 350 ℃ bending failure morphology of three-dimensional composite braided structure T-shaped parts of Cf/Al composite material

圖20為彎曲試驗纖維失效行為示意圖。由圖20（a）可知，載荷F加載方向垂直于軸向纖維，也與編織紗成一定角度，軸向纖維承受主要載荷。由圖20（b）可知，在載荷壓力作用下，編織紗與軸向紗夾角減小，且在載荷壓力下產生屈曲變形。隨著彎曲載荷持續(xù)作用，編織紗被壓至和軸向紗同向變形，且變形量持續(xù)加大（圖20（c））。在載荷壓力進一步作用下，纖維達到最大變形量，受拉側部分纖維被拉斷，受壓側纖維在擠壓變形作用屈曲程度更大，直至纖維失效卸載（圖20（d））。

圖20 彎曲試驗纖維失效行為示意圖Fig.20 Schematic diagram of bending experimental fiber failure behavior

3 結 論

1） DR無損檢測表明真空壓力浸滲法制備的三維五向（立板）與疊層縫合（底板）復合結構Cf/Al復合材料T型件整體結構完整，纖維分布均勻，內部纖維結構無明顯缺陷。值得注意的是，立板與底板整體縫合連接部分內部也無明顯孔隙缺陷，纖維保持原始三維編織結構，無散亂現象，整體縫合效果較好，兩種編織結構縫合完整。SEM觀察發(fā)現，浸滲完成的復合材料T型件無明顯組織缺陷，僅在立板部分有少量浸滲微孔和局部纖維偏聚，而底板比立板浸滲更完全，T型件浸滲效果較好。

2） 室溫和350 ℃兩點彎曲試驗表明，復合編織結構Cf/Al復合材料T型件室溫平均彎曲強度為384.2 MPa，350 ℃平均彎曲強度為204.6 MPa，相比三維五向編織結構復合材料試樣件彎曲性能有所下降，但較疊層縫合編織結構試樣件彎曲性能要好，350 ℃下基體軟化是高溫彎曲性能下降的主要原因。

3） 室溫和350 ℃下三維復合編織結構Cf/Al復合材料T型件彎曲載荷-位移曲線表現為非線性特征，彎曲初始階段均呈現線彈性變形特征，T型件室溫彎曲剛度高于350 ℃，并且T型件彎曲失效后并不會斷裂。高溫與室溫條件下，載荷-位移曲線卸載階段表現為一種類似塑性材料彎曲變形的“假塑性”特征。

4） 三維復合編織結構Cf/Al復合材料T型件在室溫和350 ℃下彎曲失效后都保有較好的完整性，它們失效的形式基本相同，都是T型件根部連接處的彎曲變形、受拉側的基體開裂以及受壓面的基體“鼓包”，350 ℃彎曲失效基體開裂和“鼓包”比室溫稍微嚴重。T型件在根部彎曲失效可能是因為根部彎矩最大從而導致應力最大，且根部是兩種不同結構的縫合處容易導致應力集中。