成型温度对_SiCf_

第４２卷第４期
２０２３年８月沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报
ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｈｅｎｙａｎｇＬｉｇｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＶｏｌ ４２Ｎｏ ４Ａｕｇ ２０２３
收稿日期:２０２２－１０－１７
基金项目:国家科技重大专项(ＨＴ－Ｊ２０１９－ＶＩ－０００７－０１２１)
作者简介:孟凡玲(１９７９ )ꎬ女ꎬ副教授ꎬ博士ꎬ研究方向为材料成型数值模拟ꎮ
通信作者:张旭(１９８３ )ꎬ男ꎬ副研究员ꎬ博士ꎬ研究方向为纤维增强钛基复合材料ꎮ文章编号:１００３－１２５１(２０２３)０４－００７９－０８
成型温度对ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸行为的影响
孟凡玲１ꎬ宋永青１ꎬ张㊀旭２ꎬ王玉敏２
(１.沈阳理工大学材料科学与工程学院ꎬ沈阳１１０１５９ꎻ２.中国科学院金属研究所轻质高强材料研究部ꎬ沈阳１１００１６)摘㊀要:采用磁控溅射技术结合热等静压工艺制备ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料ꎬ研究成型温度对ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温和高温拉伸性能的影响规律ꎬ并分析其断裂机制ꎮ结果表明:ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温拉伸强度随成型温度升高而降低ꎬ高温拉伸强度与成型温度关系不明显ꎻ拉伸载荷作用下材料的主要断裂特征表现为 纤维桥连 ꎬ呈现网络状的基体裂纹分布特征ꎻ复合材料损伤首先发生在反应层ꎬ裂纹萌生后扩展进入基体ꎬ基体断裂发生在纤维断裂之前ꎬ复合材料芯完全失效后包套断裂ꎮ
关㊀键㊀词:钛基复合材料ꎻＳｉＣ纤维ꎻ拉伸行为ꎻ断裂机制
中图分类号:ＴＧ１４６.２３文献标志码:ＡＤＯＩ:１０.３９６９/ｊ.ｉｓｓｎ.１００３－１２５１.２０２３.０４.０１３ＥｆｆｅｃｔｏｆＦｏｒｍｉｎｇＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｔｈｅＴｅｎｓｉｌｅＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＳｉＣｆ/Ｔｉ６０ＣｏｍｐｏｓｉｔｅＭＥＮＧＦａｎｌｉｎｇ１ꎬＳＯＮＧＹｏｎｇｑｉｎｇ１ꎬＺＨＡＮＧＸｕ２ꎬＷＡＮＧＹｕｍｉｎ２
(１.ＳｈｅｎｙａｎｇＬｉｇｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１０１５９ꎬＣｈｉｎａꎻ２.ＬｉｇｈｔａｎｄＨｉｇｈＳｔｒｅｎｇｔｈＭａｔｅｒｉａｌｓꎬ
ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈꎬＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１００１６ꎬＣｈｉｎａ)
Ａｂｓｔｒａｃｔ:ＳｉＣ
ｆ/Ｔｉ６０ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｒｅｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｍａｇｎｅｔｒｏｎｓｐｕｔｔｅｒｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｃｏｍｂｉｎｅｄ
ｗｉｔｈｈｏｔｉｓｏｓｔａｔｉｃｐｒｅｓｓｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓꎬｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆＳｉＣｆ/Ｔｉ６０ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓａｒｅｓｔｕｄｉｅｄꎬｅｓｐｅｃｉａｌｌｙｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｓｏｆＨＩＰｆｏｒｍｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｔｅｓｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｂｅｈａｖｉｏｒａｒｅｒｅｖｅａｌｅｄ.ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｅｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆＨＩＰｆｏｒｍｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅꎬｂｕｔｔｈｅｒｅｉｓｎｏｏｂｖｉｏｕｓｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄＨＩＰｆｏｒｍｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ.Ｕｎｄｅｒｔｅｎｓｉｌｅｌｏａｄｉｎｇꎬ ｆｉｂｅｒ￣ｂｒｉｄｇｉｎｇ ｉｓｔｈｅｍｏｓｔｔｙｐｉｃａｌｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｔｈｉｓｃｏｍｐｏｓｉｔｅꎬａｎｄｔｈｅｍａｔｒｉｘｃｒａｃｋｓｓｈｏｗｉｎｔｈｅｆｏｒｍｏｆｎｅｔｗｏｒｋ.Ｔｈｅｃｒａｃｋｓｆｉｒｓｔａｐｐｅａｒｉｎｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌｒｅａｃｔｉｏｎｌａｙｅｒａｎｄｔｈｅｎｐｒｏｐａｇａｔｅｉｎｔｏｔｈｅｍａｔｒｉｘ.Ｉｎｇｅｎｅｒａｌꎬｔｈｅｆａｉｌｕｒｅｏｆｍａｔｒｉｘｈａｐｐｅｎｓｂｅｆｏｒｅｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｆｆｉｂｅｒꎬａｎｄｔｈｅｆａｉｌｕｒｅｏｆｔｈｅｃａｎｎｉｎｇｏｃｃｕｒｓａｆｔｅｒｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｆｃｏｍｐｏｓｉｔｅｃｏｒｅ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ｔｉｔａｎｉｕｍｍａｔｒｉｘｃｏｍｐｏｓｉｔｅꎻＳｉＣｆｉｂｅｒꎻｔｅｎｓｉｌｅｂｅｈａｖｉｏｒꎻｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍ
㊀㊀连续ＳｉＣ纤维增强钛基(ＳｉＣｆ/Ｔｉ)复合材料具有高比强度㊁高比刚度㊁耐高温㊁抗蠕变等综合性能ꎬ是高性能航空发动机亟需的一类关键结构材料[１－３]ꎮ目前ＳｉＣｆ/Ｔｉ复合材料已被制成连杆㊁管轴㊁叶片㊁叶环等新型结构件ꎬ相比于传统钛合金㊁镍合金零部件ꎬ其展现出了大幅减重和增强效果[４－６]ꎮ
拉伸性能是复合材料最重要的力学性能之一ꎬＳｉＣｆ/Ｔｉ复合材料利用了ＳｉＣ纤维高强度㊁高模量的性能优势ꎬ其沿纤维轴向的拉伸性能是该领域研究工作的重点[７－９]ꎮＮａｓｓｅｍ等[１０]对比研究了有/无Ｃ涂层的ＳｉＣｆ/Ｔｉ￣６Ａｌ￣４Ｖ复合材料拉伸断裂过程ꎬ发现Ｃ涂层对于裂纹扩展具有抑制作用ꎮＡｎａｎｔｈ等[１１]对ＳｉＣｆ/Ｔｉ￣１５￣３复合材料的拉伸过程进行了有限元模拟ꎬ结果表明ꎬ提高纤维体积分数可提升其纵向拉伸性能ꎮＦｕｋｕｓｈｉｍａ等[１２]研究发现ꎬ延长成型时间对ＳｉＣｆ/Ｔｉ￣１５￣３复合材料的纵向拉伸性能会产生不利影响ꎬ但基体性能无明显改变ꎮ张旭等[１３－１４]考虑了界面结合性能和残余应力因素ꎬ详细分析了ＳｉＣｆ/ＴＣ１７复合材料的纵向拉伸断裂过程ꎬ确定复合材料的室温断裂机制主要是反应层多次断裂㊁纤维一次断裂和基体脆性断裂ꎬ高温断裂机制主要是纤维多次断裂㊁基体韧性断裂和大范围的界面脱粘ꎮＴｈｏｍａｓ等[１５－１６]对比分析了ＳｉＣｆ/Ｔｉ￣６Ａｌ￣４Ｖ复合材料和ＳｉＣｆ/ＩＭＩ８３４复合材料的失效过程ꎬ发现两种材料的界面损伤分别发生在ＳｉＣ/Ｃ和Ｃ/ＴｉＣ界面ꎻ其还对比分析了ＳＭ１１４０＋纤维和ＳＭ１２４０＋纤维对ＩＭＩ８３４基复合材料拉伸性能的影响ꎬ结果表明ꎬ两种纤维的影响规律相似ꎮ目前关于ＳｉＣ纤维增强钛基复合材料的研究已经取得了一定进展ꎬ得出了一些失效模型和断裂机制ꎬ但对于ＳｉＣ纤维增强近α型高温钛合金复合材料的研究相对较少ꎬ尤其对于ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料力学性能的研究鲜有报道ꎮ本文以我国自主研制的近α型高温钛合金Ｔｉ６０为基体ꎬ采用磁控溅射先驱丝法并结合热等静压工艺ꎬ在不同成型温度下制备ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料ꎬ并对其进行室温和６００ħ高温拉伸测试ꎬ通过对试样的拉伸性能㊁断口形貌及其内部的损伤情况对比ꎬ分析ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料的室温和高温拉伸断裂机制ꎬ为其在高温服役环境下的安全应用提供理论依据ꎮ１㊀试验部分
１.１㊀试验材料
带有Ｃ涂层的Ｗ芯ＳｉＣ纤维ꎬ由中国科学院金属研究所采用化学气相沉积法生产ꎬ纤维强度约３５００ＭＰａꎬＣ涂层厚度１.３~１.８μｍꎮＴｉ６０合金ꎬ其名义成分(质量分数ꎬ％)为:Ａｌ５.６ꎬＳｎ３.７ꎬＺｒ３.２ꎬＭｏ０.５ꎬＴａ１.０ꎬＳｉ０.３７ꎬＮｂ０.４ꎬＣ０.０５ꎬＴｉ余量ꎮ
１.２㊀试验方法
１.２.１㊀复合材料试样制备
首先利用磁控溅射技术[１４]在ＳｉＣ纤维表面沉积Ｔｉ６０合金涂层ꎬ获得具有同轴电缆结构的ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料先驱丝ꎻ然后将先驱丝裁剪㊁排布ꎬ装入圆柱形Ｔｉ６０合金包套管ꎬ经电子束密封后再通过热等静压复合成型ꎻ最后对ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料棒状坯料进行车加工ꎬ制成中间带平行标段的拉伸试样ꎮ拉伸试样形状及尺寸如图１所示ꎬ试样标段直径为３.０ｍｍꎬＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料芯直径为２.６ｍｍꎬＴｉ６０合金包套厚度为０.２ｍｍ
ꎮ
图１㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸试样形状及尺寸１.２.２㊀复合材料拉伸性能测试及结构表征按照上述制备过程ꎬ分别在９００ħ㊁９４０ħ和９６０ħ三种温度下热等静压成型ꎬ并加工制备ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸试样ꎬ然后采用５０ｋＮ万能试验机(ＡＧ￣Ｘｐｌｕｓ型ꎬ日本岛津)对试样进行室温和高温(６００ħ)拉伸测试ꎬ拉伸速度为１.２ｍｍ/ｍｉｎꎮ每种成型温度的试样测试数量为３~４支ꎮ
０８沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷
为揭示复合材料内部多组元结构和拉伸断裂机制类型ꎬ采用扫描电子显微镜(Ｓ￣３４００Ｎ型ꎬ日本Ｈｉｔａｃｈｉ公司ꎻＱｕａｎｔａｘ５０型和Ａｐｅｒｏ型ꎬ美国ＦＥＩ公司)对复合材料横截面形貌㊁主断口形貌及主断口以下５ｍｍ长度的复合材料纵剖面形貌进行显微分析ꎮ
２㊀结果与分析
２.１㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料横截面形貌
图２为９００ħ热等静压成型后ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复
合材料棒状试样的横截面微观形貌
ꎮ
图２㊀９００ħ成型的ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料试样横截面形貌
㊀㊀由图２(ａ)和图２(ｂ)可以看到ꎬ复合材料芯部的纤维以近六方排布形式均匀分布ꎬ整个截面上无孔洞㊁缝隙等制备缺陷ꎮ由图２(ｃ)和图２(ｄ)中纤维与基体界面区域的放大形貌可见:Ｔｉ６０合金基体主要由条状的α相组成ꎬ未见明显β相ꎻ在Ｃ层和Ｔｉ６０基体之间存在一周连续的灰白色反应薄层ꎬ主要反应产物为ＴｉＣ[１７－１８]ꎮ三种不同成型温度下样品微观形貌无明显差别ꎬ但随着成型温度由９００ħ升至９６０ħꎬ反应层厚度由
０.５２μｍ增至０.９４μｍꎮ
２.２㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温和高温拉伸性能
测试得到ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料在室温和
６００ħ的拉伸性能如表１所示ꎮ表中数值上角标 ∗ 表示复合材料芯部在拉伸过程中没有发生正
常断裂ꎬ而是从Ｔｉ６０合金包套中脱粘拔出ꎬ其断裂强度数值小于复合材料的实际断裂强度ꎮ
由表１可见ꎬ室温拉伸时ꎬ复合材料的断裂强度随着成型温度的升高而降低ꎬ当成型温度达到９６０ħ时ꎬ断裂强度已明显低于Ｔｉ６０合金的室温断裂强度(９６５ＭＰａ)[１９]ꎬ说明此时ＳｉＣ纤维的增强作用没有得到体现ꎮ６００ħ拉伸时ꎬ９４０ħ与９６０ħ成型的试样断裂强度相近ꎬ９００ħ成型的试样没有被正常拉断ꎬ而是复合材料芯部从螺纹包套处脱粘拔出ꎻ与Ｔｉ６０合金在６００ħ的断裂强度(５４５ＭＰａ)[１９]对比ꎬ三种成型温度下试样的断裂强度提升了一倍以上ꎮ
表１㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温和６００ħ拉伸性能
测试温度/ħ
成型温度/ħ
试样数量/支
断裂强度/ＭＰａ平均断裂强度/ＭＰａ
９００
４１２６３㊁１２７６㊁１２７６㊁１３６５
１２９５ʃ４１室温
９４０３９４４㊁９７９㊁１０９６１００６ʃ６５９６０
４７９１㊁８４７㊁８５４㊁９３１
８５６ʃ１５９００４１０５６∗㊁１１３０∗㊁１１５５∗㊁１３５２∗
６００
９４０３１２９５㊁１３２０㊁１３２７
１３１４ʃ１４９６０
４
１２３３㊁１２５２㊁１３４４㊁１４１３１３１１ʃ５２
２.３㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸断口及纵剖面形貌２.３.１㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸断口形貌２.３.１.１㊀室温拉伸断口形貌
三种成型温度下制备的复合材料室温拉伸断口形貌特征基本一致ꎬ其中９４０ħ成型的试样断口形貌如图３所示ꎮ图３(ａ)为室温拉伸断口全
貌图像ꎬ可见试样整个断面较为平整ꎬ复合材料芯部与周边包套的断面高度接近ꎬ大多数纤维和周围基体的断面平齐ꎬ不足１０％的纤维有拔出现象ꎬ测得纤维拔出高度较小ꎬ平均约０.１９ｍｍꎮ图３(ｂ)为复合材料芯部与包套连接区的局部放大形貌ꎬ可见图中白色虚线左侧靠近复合材料芯部的
１
８第４期
㊀㊀㊀㊀孟凡玲等:成型温度对ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸行为的影响
包套断面呈现出脆性断裂纹理ꎬ包套断面与邻近的基体断面齐平ꎬ图中白色虚线右侧远离复合材料芯部的包套断面则呈现出韧性断裂迹象ꎬ故包套的断裂顺序应是先内后外ꎮ尽管试样断面总体上较为平整ꎬ但局部区域仍可看到断面高度存在较小的
起伏ꎬ如图３(ｃ)所示ꎬ高㊁低两个断面在交界区域形成了基体的纵向裂纹面ꎬ且部分纤维断面呈现出受剪切力断裂的特征ꎮ图３(ｄ)是纤维/基体区域的微观形貌ꎬ可见纤维断面呈脆性断裂特征ꎬ基体断面与纤维平齐ꎬ同样属于脆性断裂模式
ꎮ
图３㊀９４０ħ成型的ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温拉伸断口形貌
２.３.１.２㊀高温拉伸断口形貌
６００ħ拉伸时ꎬ不同成型温度(９４０ħ和
９６０ħ)下制备的复合材料断口形貌特征也基本一致ꎬ其中９４０ħ成型的试样断口形貌如图４所示ꎮ图４(ａ)为断口全貌图像ꎬ可见试样断面与室温拉伸特征类似ꎬ整体表现仍较为平整ꎬ但纤维拔出数量及拔出高度较室温时有所增加ꎮ对复合材料芯部与包套连接区进行放大观察ꎬ如图４(ｂ)所示ꎬ可见包套断裂面与复合材料芯部断面边界清晰ꎬ图中白色虚线左侧包套断面呈现韧性断裂特
征ꎬ韧窝花样明显ꎬ白色虚线右侧基体断面呈现脆性断裂特征ꎮ图４(ｃ)为复合材料断面局部形貌ꎬ可见基体上连续的纵向裂纹ꎮ图４(ｄ)是纤维/基体区域的微观形貌ꎬ与图３(ｄ)不同之处在于:纤维断面上出现了Ｗ芯拔出现象ꎬ说明Ｗ￣ＳｉＣ界面结合强度较室温时下降ꎻ基体断面呈现中心发散㊁沿柱状晶断裂痕迹ꎬ脆性程度较室温时降低ꎻ纤维与基体间可见明显的缝隙ꎬ说明界面结合强度较室温降低ꎬ为裂纹偏转提供了更为有利的条件
ꎮ
图４㊀９４０ħ成型的ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料高温拉伸断口形貌
２.３.２㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸断口纵剖面形貌２.３.２.１㊀室温拉伸纵剖面形貌
图５为三种成型温度下试样的室温拉伸纵剖
面形貌ꎮ由图５(ａ)~５(ｃ)可知ꎬ在试样主断裂口上ꎬ纤维断面与周围基体断面基本平齐ꎬ纤维拔出较少ꎮ靠近复合材料芯一侧的包套断面平坦ꎬ靠近试样边缘一侧的断面呈剪切唇状ꎬ该特征与图
３中断口正面形貌较好地对应ꎮ值得注意的是ꎬ在主断口上高㊁低两个断面的阶梯交汇区域ꎬ较低断面的裂纹向前延伸至高断面的下方ꎬ说明主断口并非由单一裂纹源扩展形成ꎬ而是由轴向上位置接近的多个裂纹源扩展交汇而成ꎮ由图５(ｄ)~５(ｆ)可见ꎬ基体中分布着密集的垂直于加载方向的裂纹ꎬ裂纹绕过纤维扩展形成了 纤维桥连 ꎬ说明总体上基体先于纤维断裂ꎮ对比基体裂纹的轴向密集程度可以发现ꎬ随着成型温度的提高ꎬ基体裂纹轴向平均间距逐渐稀疏(９００ħ㊁
９４０ħ㊁９６０ħ成型温度下分别为１８４.１μｍ㊁１８７.９μｍ㊁２７１.４μｍ)ꎮ结合试样断裂强度逐渐降低的趋势ꎬ分析产生该现象的主要原因是ꎬ纤维受残余压应力ꎬ基体受残余拉应力ꎬ成型温度越高ꎬ
基体所受残余拉应力越大ꎬ且外载荷为拉伸载荷ꎬ２
８沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷
图５㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温拉伸纵剖面微观形貌
更利于基体裂纹的萌生和扩展[２０]ꎮ
除基体裂纹轴向密度外ꎬ三种成型温度下制
备试样的拉伸纵剖面形貌无明显区别ꎬ９４０ħ成
型的ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温拉伸纵剖面局部微
观形貌如图６所示ꎮ图６(ａ)是包套附近的微观
形貌ꎬ可见复合材料内部裂纹未贯穿至包套ꎬ靠近
复合材料边缘存在两处裂纹ꎬ基体存在多个裂纹ꎬ
有些裂纹尽管位于同一轴向截面附近ꎬ但明显属
于不同的裂纹源ꎬ彼此衔接的两个裂纹沿轴向发
生偏转ꎬ形成微小的 阶梯状 裂纹面ꎮ该裂纹特
征说明ꎬ绕过多个纤维的一个大面积基体裂纹
(图５(ｄ)~５(ｆ)所示)并不是由一个基体裂纹源
扩展形成ꎬ而是由多个基体裂纹面连接而成ꎮ
图６(ｂ)是界面局部区域的微观形貌ꎬ可以清晰看
到两个邻近的基体初始裂纹ꎬ裂纹始于界面反应
层ꎬ向基体方向扩展ꎬ呈现交汇衔接的趋势ꎮ
２.３.２.２㊀高温拉伸纵剖面形貌
图７为９４０ħ和９６０ħ成型温度下试样在
６００ħ的拉伸纵剖面形貌ꎮ由图７(ａ)和图７(ｂ)
可见ꎬ与室温拉伸相比ꎬ高温拉伸时主断口上包套
的断面没有平坦区ꎬ完全呈现剪切唇状ꎬ纤维拔
出数量略有增加ꎬ但纤维二次断裂或多次断裂数
量没有明显变化ꎮ由图７(ｃ)和图７(ｄ)可见ꎬ基
体仍发生了多次断裂ꎬ并形成 纤维桥连 ꎬ但基体
裂纹数量明显少于室温拉伸ꎬ且大多数裂纹面不
再与加载方向垂直ꎬ桥连纤维两侧的基体裂纹也
不再位于同一轴向截面附近
ꎮ
图６㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０
复合材料室温拉伸纵剖面局部微观形貌
图７㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料６００ħ拉伸纵剖面微观形貌
３８第４期㊀㊀㊀㊀孟凡玲等:成型温度对ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸行为的影响
㊀㊀不同成型温度下试样的高温拉伸纵剖面形貌亦无明显区别ꎬ９６０ħ成型的ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料高温拉伸纵剖面局部微观形貌如图８所示ꎮ图８(ａ)是包套附近的微观形貌ꎬ包套内部未见其他裂纹ꎬ说明除主断裂面外ꎬ包套没有发生二次断裂ꎬ结合包套和基体断面的韧㊁脆性特征ꎬ可以判断包套的断裂发生在复合材料断裂之后ꎮ图８(ｂ)是两根临近纤维之间基体局部裂纹的形貌ꎬ两条基体裂纹分别由不同纤维界面的反应层开始ꎬ向基体中扩展且显示出即将偏转交汇的趋势ꎬ该特点与室温拉伸纵剖面一致ꎬ说明在复合材料 纤维桥连 机制中ꎬ基体长距离裂纹面并不是由某一裂纹持续绕过纤维长程扩展形成ꎬ而是逐渐与扩展方向上同一轴向界面附近其他基体裂纹交汇的结果
ꎮ
图８㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料６００ħ拉伸纵剖面
局部微观形貌
３㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料断裂机制与
模型
㊀㊀拉伸断口及纵剖面形貌分析结果显示ꎬＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料的主要断裂特征表现为 纤维桥连 ꎬ宏观上表现出网络状的基体裂纹特征ꎬ说明基体断裂总体上先于纤维断裂发生ꎬ微观上呈现出由界面向基体扩展的趋势ꎬ推断反应层是基体裂纹的起始位置ꎮ反应层主要成分ＴｉＣ为脆性
相[２１－２２]ꎬ且反应层承受较大的残余拉应力ꎬ在受到拉伸载荷作用时易于萌生裂纹ꎬ提前断裂ꎮ此外ꎬ由基体和包套断口形貌对比可知ꎬＴｉ６０基体完全为脆性断裂ꎬ而Ｔｉ６０包套边缘则为韧性断裂ꎬ具有剪切唇特征ꎬ说明包套完全断裂发生在复合材料芯断裂之后ꎮ
基于上述断裂行为ꎬ结合室温和高温条件下基体韧脆性断裂特征㊁界面结合力㊁残余应力等因素的变化ꎬ分析ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料的拉伸断裂过程ꎮＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温和高温拉伸断裂过程如图９所示ꎮ
室温时ꎬ在拉伸载荷的作用下ꎬ纤维周围界面反应层首先发生 随机 断裂ꎬ裂纹可位于标段内任一纤维轴向上的任一位置ꎻ反应层裂纹尖端会形成应力集中ꎬ又因Ｔｉ６０基体室温塑性较差ꎬ且受到残余拉应力作用ꎬ裂纹扩展进入基体ꎻ尖端的应力集中导致扩展方向上邻近纤维的界面反应层(同一轴向截面附近)断裂并引起基体开裂ꎬ之后邻近的基体裂纹相遇交汇ꎬ裂纹长度进一步增加ꎻ
该过程反复多次后便形成 纤维桥连 ꎬ基体裂纹长度也从微米量级增加至毫米量级ꎮ基体裂纹尖端到达复合材料芯的边缘时ꎬ应力集中作用下裂纹扩展进入包套ꎬ使其局部发生脆性断裂ꎻ随着拉伸载荷的增加ꎬ纤维发生过载断裂ꎮ以上是复合材料芯部某一典型平坦断面的形成过程ꎬ同时复合材料芯部的其他位置也发生类似的断裂过程ꎮ随着载荷的进一步增加ꎬ不同轴向截面的多个平坦断面相互衔接交汇ꎬ复合材料芯部完全断裂失效ꎬ之后残余的包套过载发生韧性断裂ꎮ
高温拉伸时损伤断裂的主要过程与室温一致ꎬ但细节上存在一些差别ꎮ反应层仍然首先发生断裂ꎬ然后在裂纹尖端形成应力集中ꎬ裂纹扩展进入基体ꎬ但由于高温时基体塑性提高ꎬ裂纹萌生和扩展的阻力增加ꎬ因此形成的基体裂纹较室温数量更少㊁长度更短ꎮ在另一个方向ꎬ由于高温时界面结合力下降ꎬ反应层裂纹沿纤维轴向发生偏转ꎬ可引起Ｃ层－反应层界面开裂ꎮ基体裂纹面扩大的过程也与室温类似ꎬ不同之处在于ꎬ相互交汇的基体裂纹多数情况下并不位于同一轴向界面附近ꎬ故造成基体裂纹面与加载方向不再垂直ꎬ形成纤维桥连机制后的基体裂纹面相对更小ꎬ产生的应力集中不足以导致包套开裂ꎬ纤维断裂仍发
４
８沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷
图９㊀ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸断裂过程示意图
生在基体裂纹面形成之后ꎬ由于高温时界面易于开裂ꎬ因此纤维拔出数量较多ꎮ复合材料芯部的完全断裂也是由多个位于不同轴向截面的宏观断面相互衔接交汇引起ꎬ之后包套由于过载发生快速断裂ꎮ
４㊀结论
采用磁控溅射技术并结合热等静压工艺制备了ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料ꎬ研究了成型温度对其拉伸行为的影响ꎬ得到结论如下ꎮ
１)ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料室温拉伸强度随成型温度升高而降低ꎬ高温拉伸强度与成型温度关系不明显ꎮ
２)ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料的主要断裂机制为 纤
维桥连 ꎬ呈现网络状的基体裂纹分布特征ꎬ室温拉伸时裂纹数量比高温时更多ꎬ且裂纹密度与成型温度呈负相关ꎮ
３)ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料的室温和高温拉伸断
裂过程为:微观层面ꎬ反应层首先萌生裂纹并扩展进入基体ꎬ相邻裂纹交汇使基体裂纹面逐渐扩大ꎻ宏观层面ꎬ总体上基体断裂发生在纤维断裂之前ꎬ
复合材料芯完全失效后包套断裂ꎮ
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５
８第４期
㊀㊀㊀㊀孟凡玲等:成型温度对ＳｉＣｆ/Ｔｉ６０复合材料拉伸行为的影响
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(责任编辑:宋颖韬)
６８沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷。