2D-Cf/SiC复合材料蠕变断裂及损伤机理研究*

（西北工业大学超高温结构复合材料国家级重点实验室，西安 710072）

连续碳纤维增强碳化硅复合材料（C/SiC）克服了单一SiC陶瓷的脆性，具有优异的高温力学性能，同时还具有密度低和抗烧蚀等特点，满足了高推重比航空发动机和航天飞行器等的热结构部件减轻重量和提高工作温度的要求，成为制造这些重要热端构件的关键材料[1-3]。蠕变损伤和变形将导致该材料在服役过程中失效和断裂[4]，因此揭示C/SiC的蠕变断裂和损伤机理成为该材料研究和应用的关键问题。

目前，国内外对于C/SiC的蠕变性能已作了一定的研究。Boitier等[5-6]研究了氩气中2.5D-C/SiC复合材料在1000～1400℃温度范围内的蠕变，指出其蠕变损伤机制包括基体开裂、基体裂纹扩展、界面脱粘、界面滑动和纤维断裂等。Lamouroux等[7]研究了硼改性2D-C/SiC复合材料在氧气中的蠕变断裂时间，结果表明硼改性基体能够明显提高基体的抗氧化能力，使蠕变断裂时间大大延长。Verrilli等[8]评价了2D-C/SiC复合材料在1200℃富氧（1000×10-6）条件中的蠕变断裂时间，蠕变应力从100MPa增加到276MPa，其蠕变断裂时间从160h降低至4h。本课题组的前期研究表明：3D-C/SiC复合材料的蠕变损伤除基体开裂和界面脱粘等机械损伤外，还存在纤维束夹角变化和孔隙变形等，且蠕变损伤在纤维束交叉处更为集中[9]。

已有研究多数是针对C/SiC复合材料在高于1000℃的温度范围内开展的，而C/SiC作为航空发动机密封片和调节片等部件的应用，其工作温度一般低于1000℃，且其工作环境中含有明显的氧化成分。因此，本文研究了2D-C/SiC复合材料在空气中700℃和900℃的蠕变断裂时间，并探讨了其损伤失效机理。

1 试验及方法

以1K的T300碳纤维平纹编织布为增强体，在碳纤维表面沉积厚度约0.2µm的热解碳界面，采用CVI工艺沉积SiC基体，沉积温度为1000℃。将C/SiC复合材料加工成近尺寸试样后，采用CVD工艺在其表面沉积SiC涂层从而获得拉伸蠕变试样（图1）。其纤维体积分数为40%，密度约为2.0g/cm3，残余气孔率为15%～20%。

蠕变试验在电子蠕变松弛试验机（RDL50，长春机械科学研究院）上进行。试验温度为700℃和900℃，为保证材料的温度均匀性，加热试样至温度后保温1h后开始试验。蠕变应力分别为50MPa、75MPa和100MPa，记录蠕变断裂时间。为进一步研究蠕变断裂机理，对部分蠕变断裂试样靠近断口处截取试样，使用不同粒度的碳化硅水砂纸和金刚石研磨膏对其剖面进行磨制和抛光。在扫描电子显微镜（SEM, HITACHI S-4700, 日本）下观察其微观组织特征。

图1 2D-Cf/SiC复合材料拉伸蠕变试样图（mm）Fig.1 Dimensions of 2D-Cf/SiC creep specimen (mm)

2 结果与讨论

2.1 蠕变断裂时间

图2所示为2D-Cf/SiC复合材料的平均蠕变断裂时间。可知在相同温度下，应力越大，蠕变断裂时间越短；应力相同时，温度越高，蠕变断裂时间越短。2DCf/SiC复合材料在温度700℃、应力50MPa时的蠕变断裂时间最长，平均寿命为113.2h。在该条件下，材料的蠕变断裂寿命的分散性取决于材料的损伤机制。蠕变条件为900℃/100MPa时，蠕变断裂时间最短，为3.0h。为了进一步说明应力和温度对2D-Cf/SiC复合材料蠕变断裂时间的影响，根据材料的蠕变断裂时间结果，综合考虑温度、应力与蠕变断裂时间之间的关系，将断裂时间tr和温度T表示为一个时间-温度（TTP）参数f(tr,T)=P(σ)，并建立 σ 与 P(σ)的关系曲线，即 TTP 参数法[10]。拉森-米勒参数法（L-M）是最常用的TTP参数法，其方程为：

图2 700℃和900℃空气中2D-Cf/SiC复合材料的平均蠕变断裂时间Fig.2 Average creep-rupture time of 2D-Cf/SiC at 700℃ and 900℃ in air

式中，C为L-M常数，根据蠕变断裂时间确定该常数。即当应力一定时，P(σ)为一确定的值，1/T和lgtr之间呈线性关系，纵轴的截距便是C[11]。通过计算得到，C=5。图3为用L-M法表示的2D-C/SiC复合材料的σ-P(σ)曲线。可以发现，L-M法较准确地拟合了2D-Cf/SiC复合材料应力σ与P(σ)的关系。通过L-M法能够预测2D-Cf/SiC复合材料在空气中相应温度范围内的蠕变断裂时间。

图3 使用L-M参数法拟合2D-Cf/SiC的σ-P(σ)关系Fig.3 σ-P(σ) curve of 2D-Cf/SiC fitted by L-M relationship

2.2 断口形貌分析

由于蠕变断裂后，2D-C/SiC试样并未及时取出，仍处于高温区，因此断口上暴露的碳纤维会发生一定程度的氧化。蠕变温度为700℃的试样断口上保留大量的拔出纤维，而900℃的蠕变断裂断口上纤维几乎被全部氧化。尽管如此，通过断口形貌的观察仍然会获得重要的信息以便进一步分析蠕变断裂机理。图4所示为2D-C/SiC在温度700℃、应力75MPa蠕变条件下蠕变断口的宏观形貌。可见，试样蠕变断裂后，其断口上纤维拔出长。进一步观察放大的断口形貌能够分析得到蠕变断裂过程中的断裂机理。

温度相同时，2D-C/SiC复合材料在不同应力下发生的蠕变断裂的断口形貌有很大差别。蠕变温度为700℃时，应力增加，断口上的纤维拔出长度明显变长，说明较大的蠕变应力会降低纤维/基体界面结合强度（见图5）。氧化也显著影响2D-C/SiC材料的蠕变断裂时间。随着蠕变温度升高，基体和纤维发生明显的氧化，特别是碳纤维的氧化更为明显，具体表现为纤维逐渐变细，甚至产生空壳现象（见图6）。这是因为在蠕变过程中，基体裂纹张开距离增加，大量氧气经由基体裂纹以及纤维束间的孔隙、沉积时产生的孔隙缺陷进入到材料内部与碳纤维发生反应造成碳纤维的氧化，并最终导致试样断裂。对于700℃/50MPa的蠕变断裂试样，由于蠕变应力较小，不足以产生较大的基体裂纹，其蠕变断裂时间取决于原始试样的缺陷。本文使用的试样表面有SiC涂层，但是对于个别试样，蠕变过程中其表面涂层可能发生脱落，使材料内部发生氧化，导致蠕变断裂时间较短，反之试样在蠕变过程中涂层较完整，其蠕变断裂时间较长。在该应力水平下，最大蠕变断裂时间约为167.7h，最小则为26.8h。

图4 2D-C/SiC的蠕变断口宏观形貌（蠕变温度为700℃，应力为75MPa，蠕变断裂寿命为35.5h）Fig.4 Macroscopic fracture morphology of crept specimen at 700℃, stress of 75MPa and creep life of 35.5h

图5 蠕变温度为700℃时试样的蠕变断口形貌Fig.5 Macroscopic fracture morphology of the crept specimen at 700℃

图6 蠕变应力为50MPa时试样的蠕变断口形貌Fig.6 Macroscopic fracture morphology of creep specimen under 50MPa

2.3 微观组织

图7为2D-C/SiC材料的原始微观组织。可以看到材料涂层和基体中有一定数量的微裂纹，这与材料组元间热膨胀系数不匹配有关。在2D-C/SiC复合材料中，碳纤维的纵向热膨胀系数（1×10-6/℃）小于SiC基体的膨胀系数（4.81×10-6/℃）。当材料从制备温度冷却到室温中，导致涂层和基体中产生微裂纹。

图8和图9所示为蠕变温度700℃下，不同应力作用下蠕变断裂试样的微观组织。可以发现，不论表面涂层，还是材料内部，均出现垂直于应力方向的开裂。但是裂纹密度与原始材料相比，并未显著增加，仅仅在复合材料内部空洞的边缘观察到了新的裂纹，如图9所示。通过涂层裂纹可以看到，应力较大时，裂纹张开距离较大。这说明在蠕变过程中，随着蠕变时间增加，微裂纹发生扩展，其宽度逐渐增加。

图7 2D-Cf/SiC蠕变前试样的微观组织Fig. 7 Microstructure of 2D-Cf/SiC composite

图8 2D-Cf/SiC蠕变试样的剖面微观组织（700℃，50MPa，166.7h）Fig.8 Microstructure of the crept 2D-Cf/SiC specimen for 700℃/50MPa with creep rupture time of 166.7h

图9 2D-Cf/SiC蠕变试样的剖面微观组织（700℃，100MPa，30.4h）Fig.9 Microstructure of the crept 2D-Cf/SiC specimen for 700℃/100MPa, whose creep rupture time is 30.4h

这些涂层和SiC基体的微裂纹是空气进入材料内部的通道，在经由这些“通道”进入到材料内部后，空气与碳纤维和SiC基体发生反应，从而对2D-Cf/SiC复合材料的寿命产生显著影响。

图10为蠕变应力50MPa、温度900℃时，2D-Cf/SiC复合材料的微观组织。与700℃蠕变损伤类似，SiC基体孔洞的尖锐边缘处产生裂纹，但是由于蠕变温度更高，材料在裂纹处以及孔隙等缺陷处氧化更加明显。

在不同的温度下，材料内部的氧化反应过程也不一样。已有研究表明，高于400℃时，碳纤维和热解碳界面会与O2发生反应生成CO；高于800℃时，SiC开始缓慢氧化生成SiO2和CO[12]。反应式为：

当蠕变温度为700℃时，2D-Cf/SiC内部的氧化反应为反应式（1），碳纤维和热解碳界面经氧化后逐渐变细、厚度变薄，氧化程度由材料表面到材料中心处逐渐加剧。当蠕变温度为900℃时，SiC基体与O2开始发生反应（反应式（2）），生成少量SiO2玻璃相。Ramberg等[13]研究发现在800℃时，SiC氧化形成的SiO2厚度不到5nm，因此不能有效封填基体处裂纹。相比于700℃，蠕变温度升高，碳纤维和热解碳界面的氧化更加剧烈，导致界面不能有效传递载荷，碳纤维承载能力显著下降，因此2D-Cf/SiC复合材料的蠕变断裂时间缩短。

图10 900℃/50MPa条件下2D-Cf/SiC的微观组织，蠕变断裂时间为19.2hFig.10 Microstructure of the crept 2D-Cf/SiC specimen and the creep life of 19.2h

3 结论

（1）增加蠕变温度和应力，可导致2D-Cf/SiC复合材料的空气蠕变断裂时间缩短。使用L-M参数法能够较为准确地拟合2D-Cf/SiC复合材料应力与时间-温度参数的关系。

（2）2D-Cf/SiC复合材料的空气蠕变损伤机制主要为基体开裂及界面和纤维氧化，其中纤维氧化对2D-Cf/SiC复合材料的蠕变断裂时间具有显著的影响。

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