3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的拉-拉疲劳行为

杜双明,乔生儒

(1西安科技大学材料科学与工程学院,西安710054;2西北工业大学超高温复合材料实验室,西安710072)

3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的拉-拉疲劳行为

杜双明1,乔生儒2

(1西安科技大学材料科学与工程学院,西安710054;2西北工业大学超高温复合材料实验室,西安710072)

在1500℃,10-4Pa真空中,采用应力比0.1和0.5,频率60Hz和20Hz的正弦波对三维编织炭纤维增强碳化硅基复合材料(3D-Cf/SiC)进行了拉-拉疲劳实验,利用SEM和 HRTEM分别观察了疲劳试样的断口形貌和热解炭界面相的微结构。结果表明:若取循环基数为106次,当应力比为0.1时,20Hz和60Hz的疲劳极限分别是230MPa和240MPa,约为抗拉强度的88%和92%;当应力比为0.5时,60Hz的疲劳极限是230MPa,约为抗拉强度的88%。应力比低、加载频率高、循环周次多的断口粗糙度大,纤维(束)拔出较长。纳米尺度的热解炭界面相变形明显,由平直状变为卷曲状。

3D-Cf/SiC复合材料;高温拉-拉疲劳;界面;疲劳损伤

炭纤维三维编织体增韧碳化硅复合材料(3D-Cf/SiC)以其优良的高温力学性能在航空航天领域具有很大的应用潜力,最有希望成为满足1500℃及以上温度使用的超高温结构材料[1]。随着3D-Cf/SiC复合材料的开发与应用,超高温疲劳强度将成为热端结构件设计中的重要指标,因此对其超高温疲劳性能的研究显得非常迫切。过去几年来,国内外对炭纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的疲劳行为进行了许多研究,已有研究[2-8]表明,纤维编织方式、复合材料的制备工艺以及疲劳实验参数等对C/SiC复合材料的疲劳特性和疲劳损伤形式均产生较大影响,3D-C/SiC复合材料具有比2D-C/SiC和2.5D-C/SiC复合材料更高的疲劳抗力,疲劳温度对C/SiC复合材料的疲劳行为产生较大影响。但由于实验条件的限制,以往对于C/SiC复合材料疲劳特性的研究大多集中在1300℃及以下温度,而1500℃及以上温度的疲劳特性鲜有报道。本工作就3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的拉-拉疲劳性能进行了实验研究,得出了不同条件下的疲劳最大应力-疲劳寿命曲线,并结合断口形貌和界面微结构变化特征对复合材料的疲劳损伤机制进行了初步探讨。

1 实验材料、设备和方法

1.1 实验材料

实验用材料为采用CVI法制备的3D-Cf/SiC复合材料。由 T-300炭纤维编织为三维四向预制体,编织角为22°,采用CVI法在950～1000℃沉积热解炭界面层和SiC基体。最终得到纤维体积分数约为40%～45%,热解炭界面层厚度约0.2μm的3D-Cf/SiC复合材料。通过磨削加工到一定尺寸,再在其表面沉积一定厚度的SiC涂层。实验采用的拉-拉疲劳试样,其最终形状和尺寸如图1所示。材料的基本性能如表1所示。

图1 拉-拉疲劳试样示意图Fig.1 Schematic of specimen for tension-tension fatigue

表1 3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的基本性能Table 1 Main properties of 3D-Cf/SiC composite material

1.2 实验设备及实验条件参数

实验在 FTM-HT疲劳试验机上进行。在1500℃,10-4Pa真空条件下,采用应力比R=0.1,0.5,加载频率60Hz和20Hz的正弦波对3D-Cf/SiC复合材料进行轴向等幅拉-拉疲劳实验。

1.3 显微组织与疲劳断口分析

为了研究复合材料在疲劳过程中显微结构的变化和断裂机制,利用J EOL35-C扫描电镜(SEM)进行断口形貌观察,在J EOL-2010型高分辨透射电子显微镜(High Resolution Transmission Electron Microscopy,HRTEM)上进行界面微结构的观察。

2 结果与讨论

2.1 疲劳最大应力-寿命曲线

3D-Cf/SiC复合材料在1500℃、应力比R=0.1、加载频率分别为60Hz和20Hz的疲劳应力-寿命曲线如图2所示。可以看出,试样的疲劳寿命随着疲劳应力的变化大致可分为短寿命区(Ⅰ区,Nf<104周)、中寿命区(Ⅱ区,104106周)三个区域。当应力接近抗拉强度时,断裂发生在短寿命区,此区域的疲劳寿命与疲劳应力的相关性较小;应力介于抗拉强度与疲劳极限之间时,断裂发生在中寿命区,随着疲劳应力的降低,疲劳寿命延长,这表明此区域疲劳损伤具有累加性。在中寿命区(Ⅱ)内,当疲劳应力相同时,20Hz的疲劳寿命总是低于60Hz的疲劳寿命。随着疲劳应力的增加,20Hz时疲劳寿命的下降速率要比60Hz时大一些,这说明3DCf/SiC在1500℃的疲劳寿命主要取决于疲劳应力持续的时间。若疲劳循环基数为106次,可以认为3DCf/SiC在20Hz和60Hz的疲劳极限分别是230MPa和240MPa,约为其抗拉强度的88%和92%,该值远高于其比例极限(对应于基体开裂应力),但要低于其在1300℃的疲劳极限[8]。

图2 不同频率3D-Cf/SiC复合材料的S-N曲线(R=0.1)Fig.2 S-Ncurve of 3D-Cf/SiC composite at different frequency(R=0.1)

图3是3D-Cf/SiC复合材料在1500℃,加载频率为60Hz,应力比0.5条件下的S-N曲线。为了对比,图3中还给出了1500℃、应力比0.1、频率60Hz条件下的S-N曲线。可以看出,在中寿命区(Ⅱ)内,当疲劳应力相同时,应力比0.5时的疲劳寿命总是低于应力比0.1时的疲劳寿命。对比可知,随着疲劳应力的增加,应力比0.5时的疲劳寿命的下降速率要比应力比0.1大一些,表明疲劳寿命与疲劳过程的平均应力相关,当最大疲劳应力一定时,随应力比的增大,施加于试样的平均应力相应增大,循环应力幅相应减小。若疲劳循环基数为106次,应力比0.5时的疲劳极限可以认为是230MPa,低于应力比0.1时的疲劳极限。图2和图3中疲劳寿命与疲劳过程的平均应力及平均应力的作用时间相关的结果表明,3D-Cf/SiC复合材料1500℃疲劳过程表现出蠕变特征。

图3 不同应力比3D-Cf/SiC复合材料的S-N曲线 (60Hz)Fig.3 S-Ncurve of 3D-Cf/SiC composite at different stress ratios(60Hz)

2.2 疲劳断口特征

图4是1500℃,250MPa,60Hz,R=0.1,10-4Pa真空条件下循环760860次的疲劳断口。可以看出,试样断口(图4(a))相对平齐,纤维束的整束拔出较短;纤维束的断口(图4(b))呈多级小台阶,纤维束内既有纤维簇(纤维集团)拔出,也有单根纤维拔出,但以纤维簇形式拔出为主,拔出纤维簇和纤维丝的表面比较光滑,纤维(簇)/基体界面滑动引起的磨损很小。

图4 1500℃,250MPa,60Hz,R=0.1,10-4Pa真空条件下循环760860次的疲劳断口(a)低倍;(b)高倍Fig.4 Fatigue fracture morphology at 1500℃,250MPa,60Hz,R=0.1,10-4Pa vacuum and 760860 cycles(a)low magnification;(b)high magnification

图5是1500℃,250MPa,20Hz,R=0.1,10-4Pa真空条件下循环72460次的疲劳断口,图6则是1500℃,250MPa,60Hz,R=0.5,10-4Pa真空条件下循环16620次的断口。对比图5和图4可以看出,相同条件下,与60Hz(对应的循环周次较多)的端口相比,20Hz(对应的循环周次较少)的端口起伏较大,纤维和纤维束的脱粘和拔出较明显。对比图6和图4可以看出,相同条件下,与R=0.1(对应的循环周次较多)的端口相比,R=0.5(对应的循环周次更少)的端口粗糙度更大,纤维和纤维束的拔出长度更长,纤维束脱粘和拔出更加明显。可见,相同条件下,应力比高、加载频率低、循环周次少的断口粗糙度大,纤维拔出较长;应力比低、加载频率高、循环周次多的断口相对平齐,纤维拔出较短。纤维束与基体界面和纤维与基体界面的脱粘及滑动产生的损伤中,以纤维束与基体之间产生的损伤是主要的。

图5 1500℃,250MPa,20Hz,R=0.1,10-4Pa真空条件下循环72460次的疲劳断口Fig.5 Fatigue fracture morphology at 1500℃,250MPa,20Hz,R=0.1,10-4Pa vacuum and 72460 cycles

图6 1500℃,250MPa,60Hz,R=0.5,10-4Pa真空条件下循环16620次的疲劳断口Fig.6 Fatigue fracture morphology at 1500℃,250MPa,60Hz,R=0.5,10-4Pa vacuum and 16620 cycles

从显微尺度看,CVI法制备的3D-Cf/SiC复合材料存在两种界面:一种是纤维束与周围基体之间形成的纤维束/基体界面,另一种是纤维束内纤维与碳化硅基体之间形成的纤维/基体界面。纤维的拔出形式和拔出长度与纤维周围基体的致密化程度有关,纤维束内基体比较致密,纤维与基体界面结合较强,所以纤维束内纤维的拔出数目很少或者沿纤维与基体界面结合相对较弱的界面以纤维簇形式拔出;与纤维/基体界面相比,纤维束内之间基体的致密化程度较低,甚至出现空洞,导致纤维束/基体界面的结合较弱,纤维束容易脱粘和相对滑动。

疲劳断口相对平齐及纤维拔出较短还可能与残余热应力有关,在1500℃,炭纤维和碳化硅的径向热膨胀系 数 失 配 (αf=7 ×10-6℃-1和αm=4.8 ×10-6℃-1)[5],界面产生了热压应力,外加应力使纤维和基体沿受力垂直方向收缩也产生压应力,叠加效应使纤维/基体界面压应力增大,界面滑动阻力增大,界面滑动距离减小。如果界面的结合强度过高,扩展至界面的基体裂纹在疲劳应力较小时会被界面中止;在疲劳应力较大时则会穿越界面和纤维(束、簇)继续扩展,不存在纤维(束)沿界面脱粘以及界面的滑动摩擦磨损。

2.3 界面微结构损伤

图7是3D-Cf/SiC复合材料中基体/热解炭界面(SiC/PyC)区的 HRTEM照片。可以看出,当循环次数N=0时,SiC/PyC界面处的热解炭PyC微晶片层排列整齐,表现出较好的趋向性(图7(a));当N=760860次时,由于剪切应力作用,SiC/PyC界面处的热解炭PyC微晶片层呈卷曲无序状(图7(b)),这与2.5D-C/SiC复合材料在1500℃拉伸蠕变过程中PyC微晶片层的变化特征相似,即界面发生了黏性流动[9]。从宏观层次上看,热解炭 PyC微晶片层的黏性流动削弱了桥接纤维对基体裂纹的抑制作用,导致基体裂纹向前扩展,在一定程度上抵消热压应力对界面结合强度的影响,致使界面滑动阻力减小,疲劳寿命降低。

图7 基体/热解炭界面区的 HRTEM照片(60Hz,R=0.1,250MPa)(a)N=0;(b)N=760860次Fig.7 HRTEM photos of microstructure of SiC/PyC interface(60Hz,R=0.1,250MPa)(a)N=0;(b)N=760860 cycles

通过分析和比较不同加载频率与应力比的S-N曲线的特性并结合疲劳断口形貌以及热解炭微结构变化特征,可以认为3D-Cf/SiC复合材料疲劳过程中,热解炭PyC微晶片层的黏性流动与疲劳过程的平均应力及平均应力的作用时间相关,表现出蠕变损伤的特性,但3D-Cf/SiC复合材料在1500℃疲劳过程中疲劳与蠕变的交互作用还需要进一步探究。

3 结论

(1)若取循环基数为106次,当应力比为0.1时,20Hz和60Hz的疲劳极限分别是230MPa和240MPa,约为抗拉强度的88%和92%;当应力比为0.5时,60Hz的疲劳极限可以认为是230MPa,约为抗拉强度的88%。3D-Cf/SiC复合材料在1500℃的疲劳寿命和疲劳强度与平均应力及平均应力的作用时间相关。

(2)相同条件下,应力比高、加载频率低、循环周次少的断口粗糙度大,纤维拔出较长;应力比低、加载频率高、循环周次多的断口相对平齐,纤维拔出较短。纤维束与基体界面和纤维与基体界面的脱粘及滑动产生的损伤中,以纤维束与基体之间产生的损伤是主要的。

(3)1500℃疲劳断裂后,3D-Cf/SiC复合材料中SiC/PyC界面处的热解炭微晶片层变形明显,由平直状变为卷曲状。

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Tension-tension Fatigue Behavior of 3D-Cf/SiC Composite at 1500℃

DU Shuang-ming1,QIAO Sheng-ru2
(1 College of Materials Science and Engineering,Xi’an University of Science and Technology,Xi’an 710054,China;2 Laboratory of Thermo-structural Composite,Northwestern Polytechnical University,Xi’an 710072,China)

The tension-tension fatigue tests were conducted at 1500℃under 10-4Pa vacuum with a sinusoidal loading-frequency of 20,60Hz and stress ratioRof 0.1 and 0.5 for 3D-braided carbon fiber reinforced silicon carbide ceramic matrix composites(3D-Cf/SiC)fabricated by chemical vapor infiltration(CVI)process.Morphology of fatigue fracture and microstructure of pyrocarbon interphase of 3D-Cf/SiC composites were observed by SEM and HRTEM respectively.The results show that while stress ratio is 0.1,the fatigue limit(based on 106cycles)at 20Hz and 60Hz is 230MPa and 240MPa respectively.While stress ratio is 0.5,the fatigue limit is 230MPa at 60Hz.Fracture morphology is more rough in low fatigue stress-ratio,high loading-frequency and more fatigue cycles,and the pullout lengths of fiber and fibers bundles on the fracture surface is longer.Nanoscale pyrocarbon flake of interphase curls up evidently.

3D-Cf/SiC composite;high temperature tension-tension fatigue;interface;fatigue damage

TB332

A

1001-4381(2011)05-0034-04

2010-03-11;

2011-03-05

杜双明 (1963—),男,博士,副教授,主要从事超高温结构复合材料研究,联系地址:西安市雁塔路中段58号西安科技大学材料学院(710054),E-mail:shuangmingdu@163.com