吳光輝,羅正斌

(婁底職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)電工程學(xué)院,湖南 婁底 417000)

Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料作為一種新型的金屬/陶瓷復(fù)合材料,與傳統(tǒng)的金屬/陶瓷復(fù)合材料存在明顯不同。傳統(tǒng)的金屬/陶瓷復(fù)合材料多為顆粒增強(qiáng)結(jié)構(gòu)或纖維增強(qiáng)結(jié)構(gòu)[1],而Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料為三維連通網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)[2-4]。在三維連通網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)中,陶瓷相與金屬相均能承受載荷、傳遞載荷,能夠更好地綜合利用兩相的力學(xué)性能。這種三維連通網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的幾何結(jié)構(gòu)和受力情況非常復(fù)雜,復(fù)合材料中兩相的變形與斷裂特征,與兩相各自的變形與斷裂特征既有差別又有聯(lián)系。

已有研究表明,非晶合金在高應(yīng)變速率下表現(xiàn)出應(yīng)變速率軟化效應(yīng)[5],董金磊[6]在研究鑭基非晶復(fù)合材料時(shí)發(fā)現(xiàn),其在高應(yīng)變速率下發(fā)生韌脆轉(zhuǎn)變。相互矛盾的研究結(jié)果表明,影響非晶合金應(yīng)變速率效應(yīng)的因素很多,如化學(xué)成分與制備工藝[7]、試樣尺寸與形狀[8]、局部微觀結(jié)構(gòu)[9]、自由體積[10]等。

非晶俗稱金屬玻璃,通常具有硬脆性,但鈦基非晶合金具有一定的強(qiáng)韌性,楊玉婧[11]采用非自耗電弧爐熔煉與水冷銅模吸鑄相結(jié)合的技術(shù),制備出具有高強(qiáng)度和良好延展性能的Ti基非晶復(fù)合材料。

目前,國(guó)內(nèi)外學(xué)者在制備方法、化學(xué)性能、力學(xué)性能等方面對(duì)非晶合金進(jìn)行了研究,但對(duì)于非晶復(fù)合材料動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)行為的研究較少。本文測(cè)試了Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)行為,并將復(fù)合材料與Ti非晶母材進(jìn)行對(duì)比研究,以期為Ti非晶及其復(fù)合材料的工程應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 試件制作

Ti基非晶合金的母合金由高純度(純度大于99.8%)的Ti、Zr、Cu、Ni、Be塊體磨去氧化層,按原子比Ti40Zr25Cu9Ni8Be18進(jìn)行配置,在惰性氣氛保護(hù)Ti吸收下,使用電弧熔煉銅模吸鑄法,用高真空電弧熔煉3～4次制得[12]。

使用壓力-浸滲-快凝法(滲流鑄造法)[13],在真空壓力滲透作用下,將母合金滲入預(yù)制的3種不同孔隙率[14](骨架I:30.86%、骨架II:18.14%、骨架III:15.28%)的SiC陶瓷骨架孔洞中,獲得Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料,同時(shí)對(duì)復(fù)合材料進(jìn)行編號(hào):I型SiC陶瓷骨架對(duì)應(yīng)A型復(fù)合材料,II型SiC陶瓷骨架對(duì)應(yīng)B型復(fù)合材料,III型SiC陶瓷骨架對(duì)應(yīng)C型復(fù)合材料。

采用電火花線切割技術(shù)對(duì)Ti基非晶合金及其復(fù)合材料進(jìn)行加工,制備出直徑和長(zhǎng)度均為5 mm的圓柱體。

1.2 表征和測(cè)試

采用帶有能譜(EDS)S480型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察試樣微觀組織以及斷口形貌;利用Rigaku D/Max-rA X射線衍射儀(Cu kα)對(duì)純Ti基非晶合金以及復(fù)合材料進(jìn)行相分析;用Skyscan1172型三維顯微斷層掃描系統(tǒng)(CT掃描系統(tǒng))觀測(cè)動(dòng)態(tài)壓縮后復(fù)合材料的微觀組織;采用分離式霍普金森壓桿 (SHPB)[15]實(shí)驗(yàn)裝置對(duì)試樣進(jìn)行室溫軸向動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)性能測(cè)試。

2 動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)性能

2.1 Ti基非晶合金

圖1為Ti基非晶合金的X射線衍射曲線,可以看到,曲線呈饅頭峰狀,無(wú)明顯的特征峰,表明實(shí)驗(yàn)制得的Ti基非晶合金為完全非晶結(jié)構(gòu)。

圖1 Ti基非晶合金的X射線衍射曲線

圖2為不同孔隙率SiC陶瓷骨架的掃描電鏡照片,通過(guò)比較可以看出,骨架I的孔徑明顯大于骨架III,這與理論上孔徑隨著孔隙率的降低而降低是一致的。

圖2 SiC陶瓷骨架的原始微觀形貌

利用SHPB實(shí)驗(yàn)裝置對(duì)Ti基非晶合金試樣進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn),應(yīng)變速率分別為1 800、1 982、2 400 s-1,實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表1所示。

表1 Ti基非晶合金動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)結(jié)果

由表1可知,Ti基非晶合金的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度在應(yīng)變速率為1 800 s-1時(shí)最高,為1 825 MPa,其抗壓強(qiáng)度隨應(yīng)變速率的上升逐漸下降,應(yīng)變速率為2 400 s-1時(shí)的抗壓強(qiáng)度為1 350 MPa。隨著應(yīng)變速率的增加,應(yīng)力下降的幅度逐漸變小。由此可見,Ti基非晶合金在動(dòng)態(tài)壓縮的應(yīng)變速率范圍內(nèi)表現(xiàn)出明顯的負(fù)應(yīng)變速率效應(yīng),即應(yīng)變速率軟化。關(guān)于非晶合金應(yīng)變速率效應(yīng)的認(rèn)識(shí),目前還沒(méi)有比較統(tǒng)一的說(shuō)法,其中的一種解釋是:在高應(yīng)變速率下,非晶合金內(nèi)部自由體積的產(chǎn)生速度高于其湮滅速度,使得自由體積過(guò)剩,過(guò)剩的自由體積聚集在剪切變形區(qū),降低了剪切區(qū)內(nèi)黏度,產(chǎn)生不均勻變形[16]。不均勻變形將使非晶合金的局部變形量大于整體變形量,導(dǎo)致非晶合金在整體應(yīng)力較低和應(yīng)變較小的情況下,由于局部變形量過(guò)大而失效。

圖3為Ti基非晶合金在不同應(yīng)變速率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖3可知,Ti基非晶合金在動(dòng)態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線上未出現(xiàn)屈服現(xiàn)象,無(wú)明顯的宏觀塑性變形階段,表現(xiàn)為完全彈性變形,斷裂應(yīng)變約為1.2%～2.0%。

圖3 Ti基非晶合金動(dòng)態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線

2.2 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料

圖4為Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的X射線衍射曲線,在曲線中只發(fā)現(xiàn)了SiC相的特征峰,并未發(fā)現(xiàn)其他晶體的特征峰,表明復(fù)合材料中的Ti基合金均為非晶相,且Ti基非晶合金與SiC陶瓷并未生成新相。

圖4 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料X射線衍射曲線

圖5為A型Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的掃描電鏡照片,其中深色部分為SiC相,淺色部分為Ti基非晶相,可以看到復(fù)合材料中各相分布均勻,Ti基非晶合金填充在SiC骨架之中,形成兩相各自連通、相互嵌套的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。

圖5 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料表面形貌

將具有不同SiC陶瓷骨架孔隙率的Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料按表2編號(hào),進(jìn)行動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn),應(yīng)變速率和實(shí)驗(yàn)結(jié)果見表2。由表2可以看到:Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度隨SiC含量的增加而升高,隨應(yīng)變速率的升高也同樣升高;C型復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度在應(yīng)變速率為3 358 s-1時(shí)達(dá)到最高值1 664 MPa。

表2 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)結(jié)果

在應(yīng)變速率為2 400 s-1時(shí),C型復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度高于1 479 MPa,在此應(yīng)變速率下對(duì)應(yīng)的Ti基非晶合金的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度為1 350 MPa,表明在較高的應(yīng)變速率下,復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度比Ti基非晶合金高。當(dāng)應(yīng)變速率較低,如應(yīng)變速率為1 800 s-1時(shí),C型復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度低于1 479 MPa,而Ti基非晶合金的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1 800 MPa?？梢姰?dāng)應(yīng)變速率較低時(shí),復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度低于Ti基非晶合金。這是由于復(fù)合材料中的SiC陶瓷骨架與Ti基非晶合金在動(dòng)態(tài)壓縮條件下,具有不同的應(yīng)變速率效應(yīng)所致。在動(dòng)態(tài)壓縮條件下,SiC陶瓷骨架會(huì)表現(xiàn)出正的應(yīng)變速率效應(yīng),而Ti基非晶合金會(huì)表現(xiàn)出負(fù)的應(yīng)變速率效應(yīng)。二者構(gòu)成的復(fù)合材料中,體積分?jǐn)?shù)占80%以上的成分為SiC相,復(fù)合材料的應(yīng)變速率效應(yīng)是兩相的耦合效應(yīng),整體表現(xiàn)為應(yīng)變速率硬化。SiC 陶瓷具有高硬度,高熔點(diǎn),耐磨性好[17],應(yīng)變速率越高,SiC對(duì)復(fù)合材料動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度的貢獻(xiàn)越大。應(yīng)變速率較低時(shí),復(fù)合材料的強(qiáng)度將低于Ti基非晶合金的強(qiáng)度;當(dāng)應(yīng)變速率超過(guò)某一臨界值時(shí),復(fù)合材料的強(qiáng)度將超過(guò)Ti基非晶合金。

在復(fù)合材料制備過(guò)程中,Ti基非晶合金對(duì)SiC陶瓷骨架中“弱點(diǎn)”等缺陷的修復(fù),減少了復(fù)合材料中的應(yīng)力集中,使復(fù)合材料在較低應(yīng)力時(shí)不會(huì)在局部產(chǎn)生較高的應(yīng)力,避免了復(fù)合材料在較低應(yīng)力下因局部失效而導(dǎo)致復(fù)合材料整體失效,提高了復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度。

圖6為Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

圖6 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料動(dòng)態(tài)壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線

由圖6可以看到,復(fù)合材料僅發(fā)生彈性變形,無(wú)塑性變形,斷裂應(yīng)變?cè)?.0%～4.7%。變形量隨應(yīng)變速率的提高,呈現(xiàn)先減小,隨后略微增加的規(guī)律,說(shuō)明復(fù)合材料的彈性隨應(yīng)變速率的增加將逐漸升高,而當(dāng)應(yīng)變速率達(dá)到一定值時(shí),其彈性將維持在某一水平附近。在較低應(yīng)變速率時(shí),其變形量不低于Ti基非晶合金與SiC陶瓷骨架各自的變形量,將產(chǎn)生更大的彈性變形。

由此推斷,具有三維連通網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)的Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料在動(dòng)態(tài)加載條件下,兩相相互制約,相比彌散型復(fù)合材料,能夠使復(fù)合材料整體的變形更加均勻,限制了各自相中的不均勻變形。

3 動(dòng)態(tài)壓縮變形與斷裂特征

3.1 Ti基非晶合金

由于非晶合金在軸向載荷作用下發(fā)生脆性斷裂,在非晶合金的動(dòng)態(tài)壓縮試驗(yàn)中,通常會(huì)因?yàn)閴簵U的重復(fù)加載導(dǎo)致試樣碎化,無(wú)法觀測(cè)和分析試樣的真實(shí)斷裂形貌特征[18]。為了避免這一現(xiàn)象的發(fā)生,本研究在輸入桿與輸出桿之間加入限位環(huán)。

Ti基非晶合金經(jīng)動(dòng)態(tài)壓縮斷裂后的試樣呈剪切斷裂特征,呈現(xiàn)出多個(gè)最大切應(yīng)力面。圖7所示為Ti基非晶合金在應(yīng)變速率為2 400 s-1時(shí)的斷口形貌特征照片,從圖7(a)可以看出,非晶合金斷裂面出現(xiàn)了脈狀花樣和河流花樣形貌,說(shuō)明存在剪切脆斷。圖7(b)所示的二次脈狀花樣,尺寸明顯大于斷裂時(shí)產(chǎn)生的原始脈狀花樣,這表明非晶合金在動(dòng)態(tài)壓縮條件下發(fā)生斷裂時(shí),在沖擊載荷的作用下發(fā)生了二次碰撞,并在試樣斷口上形成了剪切帶,如圖7(c)所示,剪切帶位于箭頭所指部位,沿箭頭方向平行分布。圖7(d)所示為試樣側(cè)表面的微觀形貌特征,可以觀察到明顯的剪切帶。動(dòng)態(tài)壓縮條件下,試樣外表面的剪切帶,既有與斷口平行的,也有與斷口垂直的,非晶合金內(nèi)部沒(méi)有相互交錯(cuò)的剪切帶,這與動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)應(yīng)力-應(yīng)變曲線上沒(méi)有屈服階段相符合,推斷在高應(yīng)變速率的情況下,試樣內(nèi)部還未來(lái)得及形成多重剪切帶就已經(jīng)斷裂失效。Ti基非晶合金的動(dòng)態(tài)壓縮試樣中還出現(xiàn)了明顯的微裂紋,如圖7(e)所示,說(shuō)明在高應(yīng)變速率下非晶合金內(nèi)部的變形劇烈。

圖7 Ti基非晶合金動(dòng)態(tài)壓縮斷口形貌

3.2 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料

動(dòng)態(tài)壓縮條件下,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料與SiC陶瓷骨架的宏觀斷裂模式相似,主要有剪切斷裂產(chǎn)生的楔形碎片和縱向劈裂產(chǎn)生的條形碎片,以及部分小的碎粒。

3.2.1 SiC陶瓷相

圖8為動(dòng)態(tài)壓縮條件下,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料斷口處SiC相的典型形貌照片,由圖8(a)可以看到SiC相中的微裂紋,圖8(b)中可以觀察到解理臺(tái)階。復(fù)合材料中的SiC在動(dòng)態(tài)壓縮條件下的斷裂特征屬于脆性斷裂,以解理斷裂模式為主。這說(shuō)明應(yīng)變速率對(duì)復(fù)合材料中的SiC相的斷裂模式并無(wú)明顯影響。

圖8 復(fù)合材料SiC相動(dòng)態(tài)壓縮斷口形貌

3.2.2 Ti基非晶相

圖9為動(dòng)態(tài)壓縮條件下,Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料斷口處Ti基非晶相的典型形貌照片。圖9(a)是A型復(fù)合材料應(yīng)變速率為3 654 s-1時(shí)的斷口形貌,可以觀察到,Ti基非晶相中的脈狀花樣區(qū)、多重脊?fàn)顥l帶區(qū)以及光滑無(wú)特征區(qū)3種不同的形貌集中在較小的區(qū)域,說(shuō)明在動(dòng)態(tài)壓縮條件下,Ti基非晶相各部位隨著周圍環(huán)境的變化,受力情況變化十分顯著。多重脊?fàn)顥l帶區(qū)由互相平行的條帶構(gòu)成,是在非晶軟化后在外力作用下發(fā)生粘性流動(dòng)受阻形成的,多重脊?fàn)顥l帶的出現(xiàn)意味著Ti非晶相具有良好的微觀塑性,多重脊?fàn)顥l帶越多,表明非晶合金的微觀塑性越好。在A型復(fù)合材料中,斷口形貌以光滑無(wú)特征區(qū)為主。圖9(b)為A型復(fù)合材料斷口的SEM照片,可以看到,Ti基非晶相中呈現(xiàn)出明顯的蜂窩狀花樣,這種花樣比脈狀花樣更為細(xì)小。這種微小的斷口形貌是由于復(fù)合材料在承受載荷時(shí)陶瓷相發(fā)生過(guò)早的脆性斷裂,導(dǎo)致非晶合金受力時(shí)間較短,未來(lái)得及充分流動(dòng),便在正應(yīng)力的作用下撕裂而留下。本實(shí)驗(yàn)中只觀測(cè)到少量的蜂窩狀花樣,說(shuō)明復(fù)合材料在承受載荷時(shí)較少的陶瓷相發(fā)生了過(guò)早的脆性斷裂。這是因?yàn)閺?fù)合材料中Ti基非晶相能夠修復(fù)SiC陶瓷骨架中的部分缺陷,在承載時(shí)Ti基非晶相與SiC相共同承擔(dān)載荷,使復(fù)合材料內(nèi)部的應(yīng)力狀態(tài)相對(duì)均勻,SiC相不易在較低應(yīng)力下就發(fā)生過(guò)早的脆性斷裂。

圖9 復(fù)合材料Ti基非晶合金相動(dòng)態(tài)壓縮斷口形貌

圖9(c)為B型復(fù)合材料應(yīng)變速率為3 573 s-1時(shí)的斷口形貌SEM照片,圖中Ti基非晶相的斷口形貌以光滑無(wú)特征區(qū)為主。在B型復(fù)合材料試樣斷口中,還發(fā)現(xiàn)了多重脊?fàn)顥l帶區(qū)與蜂窩狀花樣的混合形貌,如圖9(d)所示。B型復(fù)合材料中并未觀察到脈狀花樣。光滑無(wú)特征區(qū)是Ti基非晶相在較短加載時(shí)間內(nèi)斷裂時(shí)呈現(xiàn)出的形貌,形成脈狀花樣需要延長(zhǎng)其加載時(shí)間。據(jù)此推斷,與A型復(fù)合材料相比,B型復(fù)合材料中Ti基非晶合金相受力時(shí)間較短。

圖9(e)為C型復(fù)合材料應(yīng)變速率為3 358 s-1時(shí)的斷口形貌典型特征,可以看到C型復(fù)合材料中,Ti基非晶相內(nèi)絕大多數(shù)的斷裂形貌特征為光滑無(wú)特征區(qū),未發(fā)現(xiàn)其他形貌特征。與B型復(fù)合材料相比,推斷C型復(fù)合材料中Ti基非晶相斷裂前的承載時(shí)間更短。C型復(fù)合材料SiC含量最高,孔隙率最低,孔徑最小,所以C型復(fù)合材料中Ti基非晶合金相的尺寸也小于A、B型復(fù)合材料。

隨著Ti基非晶合金相尺寸的減小,復(fù)合材料內(nèi)Ti基非晶合金相斷裂形貌發(fā)生變化:當(dāng)Ti基非晶合金尺寸減小時(shí),多重脊?fàn)顥l帶區(qū)與蜂窩狀花樣逐漸減少;當(dāng)Ti基非晶合金相尺寸減小到一定程度時(shí),多重脊?fàn)顥l帶區(qū)與蜂窩狀花樣難以形成,絕大部分的斷裂形貌為光滑無(wú)特征區(qū)。這說(shuō)明在復(fù)合材料中,隨著SiC含量的增加,Ti基非晶合金相尺寸逐漸減小,Ti基非晶合金相在斷裂前承受載荷的時(shí)間越來(lái)越短。

3.2.3 Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料

為了研究Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的整體斷裂特征,使用CT掃描技術(shù)觀測(cè)復(fù)合材料內(nèi)部的微裂紋擴(kuò)展路徑。CT觀測(cè)所選取的試樣為動(dòng)態(tài)壓縮試樣殘?bào)w,掃描面與載荷方向垂直,為試樣橫截面,如圖10所示。圖10(a)中白色部分為Ti基非晶相,灰色部分為SiC陶瓷相,黑色部分為未檢測(cè)到物質(zhì)的區(qū)域,即裂紋。觀察圖10(a)發(fā)現(xiàn),在復(fù)合材料中,裂紋僅存在于SiC相內(nèi)或兩相界面,在Ti基非晶相中未發(fā)現(xiàn)裂紋。這說(shuō)明在試樣斷裂過(guò)程中,裂紋的擴(kuò)展主要在SiC相中與兩相界面處進(jìn)行,材料的失效將較早的發(fā)生在SiC相與兩相界面處。提高復(fù)合材料中SiC陶瓷相的性能以及兩相界面性能,能夠有效地增強(qiáng)復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)壓縮力學(xué)性能。

圖10 復(fù)合材料動(dòng)態(tài)壓縮碎片的CT掃描圖

圖10(b)為圖10(a)中標(biāo)示區(qū)域的放大圖像,可以看到在SiC相中存在的裂紋尺寸較大,為裂紋最初萌發(fā)之處。觀察距試樣頂端0.419 mm處截面上下方向各截面,發(fā)現(xiàn)該裂紋在其擴(kuò)展方向上分叉,分叉后的裂紋在遇到非晶相時(shí)受到阻礙,停止擴(kuò)展,如圖11所示。

圖11 復(fù)合材料內(nèi)部微裂紋的拓展

由圖11(a)可見,在原裂紋中部出現(xiàn)少量的Ti基非晶相與SiC陶瓷相,裂紋產(chǎn)生分叉,圖中左下的分支在擴(kuò)展過(guò)程中變小,如圖11(b)所示,在變小的分支附近出現(xiàn)Ti基非晶合金相。隨著裂紋的繼續(xù)擴(kuò)展,裂紋分叉部分完全被Ti基非晶相取代,如圖11(c)所示,說(shuō)明裂紋在擴(kuò)展時(shí)受到了Ti基非晶合金的阻礙。

為了進(jìn)一步明確動(dòng)態(tài)壓縮過(guò)程中試樣的破壞特征,采用限位環(huán)控制動(dòng)態(tài)壓縮試驗(yàn)中的變形量,選取A型、B型、C型復(fù)合材料,按照2%應(yīng)變限制試樣變形,觀測(cè)試樣表面破壞情況。實(shí)驗(yàn)后測(cè)量試樣長(zhǎng)度,發(fā)現(xiàn)并無(wú)變化,說(shuō)明此變形過(guò)程是完全的彈性變形。由于SiC骨架孔隙率的影響,A型、B型、C型復(fù)合材料的斷裂應(yīng)變不同,2%的變形量分別對(duì)應(yīng)為3種型號(hào)A型、B型、C型復(fù)合材料斷裂應(yīng)變的40%、50%、60%,代表了復(fù)合材料變形的不同階段。

圖12(a)為限制變形條件為斷裂應(yīng)變40%的試樣形貌,可以看到試樣表面幾乎完好。由圖12(b)局部區(qū)域放大照片中標(biāo)記處可見,在兩相界面附近的SiC相中出現(xiàn)了較小的微裂紋,Ti基非晶相的外表面上也出現(xiàn)了少量的變形。

圖12 限制變形條件為斷裂應(yīng)變40%的試樣形貌(a)及其局部區(qū)域放大照片 (b)

圖13(a)為限制變形條件為斷裂應(yīng)變50%的試樣形貌,可以看到,在兩相界面處與SiC相內(nèi)均產(chǎn)生了一定的損傷。由圖13(b)局部區(qū)域放大照片可以觀察到,兩相界面處已生成明顯的裂紋,表面的Ti基非晶合金有脫離的趨勢(shì),SiC相中出現(xiàn)了解理臺(tái)階。

圖13 限制變形條件為斷裂應(yīng)變50%的試樣形貌(a)及其局部區(qū)域放大照片 (b)

圖14(a)為限制變形條件為斷裂應(yīng)變60%的試樣形貌,圖中標(biāo)記處已經(jīng)嚴(yán)重破壞,試樣表面出現(xiàn)了SiC的脫落。圖14(b)為圖14(a)中SiC脫落部位的放大照片,可以看到,脫落部位Ti基非晶相的邊緣鮮明,未發(fā)現(xiàn)Ti基非晶相的斷裂跡象,SiC脫離后碎化特征如圖14(c)所示。這種碎化現(xiàn)象的產(chǎn)生是由于SiC相具有較低的彈性變形,在加載時(shí)首先產(chǎn)生裂紋,發(fā)生斷裂;而此時(shí)非晶合金相依然處于彈性階段,能夠在SiC相周圍起到約束作用,阻止SiC相的失效,SiC相中的裂紋擴(kuò)展受到非晶合金相的阻礙,致使SiC相仍然承載,繼續(xù)加載,導(dǎo)致SiC相內(nèi)出現(xiàn)局部碎化。

圖14 限制變形條件為斷裂應(yīng)變60%的試樣形貌

圖14(d)為圖14(a)中嚴(yán)重破壞部位的放大照片,裂紋沿兩相界面處擴(kuò)展至SiC相中,斷口內(nèi)的SiC相顯現(xiàn)出解理臺(tái)階,當(dāng)裂紋拓展遇到Ti基非晶相時(shí),裂紋將受到阻礙或沿兩相界面擴(kuò)展,因此在斷口中的Ti基非晶相顯現(xiàn)出光滑的原始界面。Ti基非晶相對(duì)裂紋的擴(kuò)展具有阻礙作用,這能夠避免裂紋在基體內(nèi)的快速擴(kuò)展,增加基體能夠承受載荷的時(shí)間,提高復(fù)合材料整體的力學(xué)性能?？梢娫趶?fù)合材料變形過(guò)程的前半部分,裂紋主要在SiC相與界面處擴(kuò)展。因此,提高兩相界面結(jié)合強(qiáng)度可以抑制裂紋的萌生與擴(kuò)展,提高材料的動(dòng)態(tài)壓縮性能。

4 結(jié) 語(yǔ)

1)Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料在動(dòng)態(tài)壓縮條件下的失效過(guò)程為:復(fù)合材料內(nèi)部的微裂紋最初萌生于應(yīng)力集中的兩相界面處,而后裂紋在SiC相內(nèi)部或兩相界面處擴(kuò)展,繼續(xù)增加載荷,裂紋的繼續(xù)擴(kuò)展導(dǎo)致SiC相與界面失效,Ti基非晶相承受載荷的比例增加,最終Ti基非晶相在遠(yuǎn)超過(guò)其動(dòng)態(tài)壓縮強(qiáng)度的應(yīng)力下迅速失效,導(dǎo)致復(fù)合材料整體失效。

2)SiC相內(nèi)的斷裂形貌主要有微裂紋與解理臺(tái)階,Ti基非晶合金相內(nèi)的斷裂形貌有脈狀花樣、多重脊?fàn)顥l帶、蜂窩狀花樣與光滑無(wú)特征區(qū),其中以光滑無(wú)特征區(qū)為主,隨著SiC含量的增加,光滑無(wú)特征區(qū)所占比例增加。

3)在動(dòng)態(tài)加載條件下,Ti基非晶合金及其復(fù)合材料均發(fā)生脆性斷裂。在動(dòng)態(tài)加載的應(yīng)變速率范圍內(nèi),Ti基非晶合金表現(xiàn)出應(yīng)變速率軟化效應(yīng),復(fù)合材料則表現(xiàn)出SiC相的應(yīng)變速率硬化與Ti基非晶相的應(yīng)變速率軟化的耦合效應(yīng),總體表現(xiàn)為應(yīng)變速率硬化。

4)Ti基非晶合金/SiC陶瓷骨架復(fù)合材料的三維連通網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)能夠有效地提高復(fù)合材料的抗壓強(qiáng)度,其抗壓強(qiáng)度隨SiC含量的增加而增加,SiC體積分?jǐn)?shù)為85%的復(fù)合材料的動(dòng)態(tài)抗壓強(qiáng)度達(dá)到1 664 MPa。