不同界面SiC纤维束复合材料的拉伸力学行为

何宗倍，张瑞谦，付道贵，李 鸣，陈招科，邱邵宇

(1中国核动力研究设计院 反应堆燃料及材料国家重点实验室，成都 610213； 2中南大学 粉末冶金国家重点实验室，长沙 410083；3中国核动力研究设计院 核燃料元件及材料研究所，成都 610213)

连续碳化硅纤维增强碳化硅基复合材料(SiCf/SiC) 因具有耐高温、抗热震、低活化、耐辐照以及耐腐蚀等优异性能，被认为是新型耐事故燃料包壳的理想候选材料之一[1-3]。SiCf/SiC复合材料区别于单体SiC陶瓷的关键就在于其具有较高的断裂韧度和较好的塑性，不会发生脆性断裂失效，而界面则为影响这一性能特征的关键因素[4-8]。

对SiC陶瓷基复合材料而言，界面结合强度过高或过低均对其力学性能有不利影响。当界面结合强度较高时，界面脱粘和纤维拔出较为困难，这使得基体裂纹不易偏转，进而容易导致复合材料发生脆性断裂；而当界面结合较弱时，界面传载能力较差，这又会影响复合材料的整体承载。如Droillard等研究了SiCf/SiC复合材料的断裂韧度与PyC/SiC多层复合界面厚度的关系，发现较强的界面结合对提高材料的断裂韧度有利[4]。界面结合强度除了与界面本身的结构特征有关外还与SiC纤维有着密切的联系。Brusson等以Hi-Nicalon S纤维和Tyranno-SA3纤维为对象研究了界面与纤维的匹配关系，他们发现界面结合强度会受纤维表面的粗糙度影响[5]。Rebillat等的研究结果也同样表明纤维表面特征会影响界面结合强度[6-7]。而孟志新等的研究表明由于PyC界面对SiC纤维表面缺陷的修复作用，含PyC界面的SiC纤维束复合材料的拉伸强度、伸长率和Weibull模数均有明显提高[9]。

SiCf/SiC复合材料的界面主要包含热解炭界面(PyC)和PyC/SiC复合界面等，而目前对界面结合强度的优化主要通过界面厚度的调整来实现[10-14]。而针对不同类型的SiC纤维，其表面粗糙度以及由于纤维和基体热膨胀系数失配导致的界面热残余应力均有较大差异，这些都会对SiCf/SiC复合材料的界面结合强度造成较大影响。为此，本工作针对国产三代SiC纤维，开展了不同界面SiC纤维束复合材料的制备，并对其拉伸力学性能进行了研究，同时通过有限元方法对不同界面厚度以及基体体积分数的纤维束复合材料进行了热残余应力分析。

1 实验材料与方法

SiC纤维束复合材料通过化学气相渗透工艺(CVI)制备，制备PyC界面时，以C3H6为源气，氩气为稀释气体，沉积温度在900℃左右。在完成界面沉积后，利用CVI工艺继续进行SiC基体沉积，SiC基体沉积以三氯甲基硅烷为源物质，氩气为稀释气体，氢气为载气，沉积温度在1050℃左右。为对比不同界面厚度和基体体积分数的SiC纤维束复合材料的拉伸性能，制备了4种SiC纤维束复合材料，分别标记为A，B，C和D。4种SiC纤维束复合材料的界面厚度、纤维和基体体积分数如表1所示。

表1 4种SiC纤维束复合材料的界面厚度、纤维和基体体积分数Table 1 Interface thicknesses, fiber and matrix volumefractions of four types of SiC fiber bundle reinforcedcomposites

采用INSTRON 3369型电子万能材料试验机对SiC纤维束复合材料进行拉伸力学性能测试，测试前将纤维束两端的加强片固定于力学测试仪器的夹持器上，测试时采用位移控制，加载速率为0.2mm/min，拉伸标距为50mm，图1为加载示意图。测试时SiC纤维束复合材料的拉伸应力和应变按如下公式计算：

σ=P/A，ε=Δl/l

(1)

式中：σ为拉伸强度；P为断裂载荷；A为SiC纤维束复合材料的横截面面积；ε为拉伸应变；Δl和l分别为试样的拉伸伸长量和拉伸标距。测试后通过扫描电镜对试样进行断口观察。

图1 SiC纤维束复合材料拉伸力学性能测试示意图Fig.1 Diagram for tensile mechanical property test ofSiC fiber bundle reinforced composites

2 热残余应力分析

虽然理论上SiC纤维和CVI-SiC基体具有相近的热膨胀系数，但由于实际获得的SiC纤维在成分以及结晶度等方面与SiC基体存在明显差异，因而两者的热膨胀系数并不相同，这使得SiCf/SiC复合材料从制备温度冷却到室温时其界面会存在明显的热残余应力。为了解界面附近的热残余应力分布特征，本工作利用ANSYS有限元软件对SiC纤维束复合材料进行了热残余应力分析。分析时以单根SiC纤维丝、界面及其周围的基体为对象，并主要考虑其横截面内的应力分布，对应的结构模型如图2所示。在图2(a)中纤维的半径Rf为定值6μm，界面厚度Ri考虑50，100，200，300nm和400nm 5个值。若假设纤维、界面和基体在纤维束复合材料的轴向具有相同的长度，则SiC纤维束复合材料中基体的体积分数为Vm=1-(Rf+Ri)2/(Rf+Ri+Rm)2，该式中Rm为基体厚度值。建立几何模型时，一旦界面厚度确定，则可由上式确定不同基体体积分数时模型中对应的Rm值，基体体积分数考虑50%，60%，70%和80%这4个值。考虑到模型的对称性，仅选取其1/4进行有限元分析，并采用Plane183单元进行网格划分。SiC纤维、PyC界面以及CVI-SiC基体的材料属性如表2所示[15-16]。计算时参考温度设置为1050℃，而均匀温度设置为25℃，在模型左侧和下侧两条边界上设置对称边界条件，如图2(b)所示。

图2 SiC纤维束复合材料有限元分析模型(a)结构模型示意图；(b)划分网格后的模型及边界条件Fig.2 Finite element analysis model of the SiC fiber bundle reinforced composites(a)schematic of the structure model;(b)meshed model and boundary conditions

ConstituentElasticmodulus/GPaPoissonratioCoefficient of thermalexpansion/(10-6K-1)SiC fiber3420.203.7PyC interface350.235.6SiC matrix3500.214.6

3 结果与讨论

3.1 界面热残余应力

图3给出了基体体积分数和界面厚度对径向热残余应力的影响规律，其中图3(a)为不同基体体积分数下界面径向热残余应力随界面厚度的变化规律，可知，当界面厚度一定时，基体体积分数越大界面所受径向压应力也越大，而当基体体积分数一定时界面径向压应力随界面厚度的增加而减小。对于纤维增强陶瓷基复合材料，其界面结合强度τi可表示为：

τi=μ(σth+σR)

(2)

式中：μ为界面摩擦因数；σth为界面径向热残余应力；σR为纤维粗糙度引起的径向应力。由式(2)可知，当纤维粗糙度一定时，界面径向热残余应力越大其界面结合强度越高。因而由图3(a)中的结果可知，SiC纤维束复合材料中的基体体积分数越大时，其界面径向结合强度越大，纤维拔出越难，而界面厚度的增加可以降低界面结合强度。图3(b)为基体体积分数为80%时，界面厚度不同时径向热残余应力沿着纤维、界面和基体的分布特征，由图可知，界面厚度越大，纤维受到的压应力越小，且径向压应力在纤维内部基本恒定，但在基体中其值会随着与界面距离的增加而逐渐减小。

图4给出了基体体积分数和界面厚度对环向热残余应力的影响规律，其中图4(a)为不同基体体积分数下界面环向热残余应力随界面厚度的变化规律，由图可知，界面环向热残余应力的变化规律与径向热残余应力一致，但其值小于径向热残余应力。图4(b)为基体体积分数为80%时，界面厚度不同时环向热残余应力沿着纤维、界面和基体的分布特征，由图可知，在纤维内部环向热残余应力也基本恒定，但其值会随着界面厚度的增加而略微减小，但在基体内环向热残余应力与径向热残余应力在分布特征上有较大差异，这主要表现为在界面附近基体的环向热残余拉应力会达到最大值，而该值随后又会随着与界面距离的增大而逐渐减小。

3.2 应力应变与强度特征

图5为SiC纤维束复合材料A，B和C的典型拉伸应力-应变曲线。由图5可知，3种纤维束复合材料的拉伸应力-应变曲线均呈线性特征，这意味着上述SiC纤维束复合材料在基体开裂后不久就发生了整体断裂失效，其在拉伸应力作用下未经历明显的基体裂纹饱和、界面脱粘和滑移等能量耗散过程。这是由于上述3种纤维束复合材料均具有较高的基体含量，这使得界面处存在较大的径向压应力，进而导致界面较难发生脱粘滑移。由于界面不容易脱粘，基体裂纹间距较小，局部会发生应力及能量集中，裂纹容易沿垂直加载方向扩展，这将导致纤维束复合材料过早发生断裂[17]。从图5也可发现，虽然上述纤维束复合材料的拉伸强度随着界面厚度的增加而增大，但其值仍偏低。

图3 基体体积分数和界面厚度对径向热残余应力的影响(a)Vm=50%,60%,70%和80%时界面径向热残余应力随界面厚度的变化规律；(b)Vm=80%时径向热残余应力的分布特征Fig.3 Effects of matrix volume fraction and interface thickness on radial thermal residual stress(a)variations of interface radial thermal residual stress with interface thickness for Vm=50%,60%,70% and 80%;(b)distribution characteristics of radial thermal residual stress for Vm=80%

图4 基体体积分数和界面厚度对环向热残余应力的影响(a)Vm=50%，60%，70%和80%时界面环向热残余应力随界面厚度的变化规律；(b)Vm=80%时环向热残余应力的分布特征Fig.4 Effects of matrix volume fraction and interface thickness on hoop thermal residual stress(a)variations of interface hoop thermal residual stress with interface thickness for Vm=50%,60%,70% and 80%;(b)distribution characteristics of hoop thermal residual stress for Vm=80%

图5 SiC纤维束复合材料A，B和C的拉伸应力-应变曲线Fig.5 Tensile stress-strain curves of SiC fiber bundlereinforced composites A, B and C

图6为SiC纤维束复合材料D的拉伸应力-应变曲线。由图6可知，该类纤维束复合材料的拉伸应力-应变曲线按斜率可分为两个部分，而这两部分拐点的应力值在400MPa左右。当应力远小于400MPa时，SiC纤维束复合材料的基体和纤维均处于弹性阶段，而随着应力逐渐接近400MPa，基体裂纹开始出现，但此时裂纹数量仍较少，且这些基体裂纹还未引起界面脱粘，因而能量耗散较少，这使得该阶段整体呈近似线性特征；而当应力大于400MPa时，界面开始发生脱粘，同时基体裂纹密度逐渐饱和[17]，此时纤维成为主要的承载单元，这使得应力应变曲线斜率降低，同时由于某些纤维发生断裂，该阶段应力-应变曲线还具有锯齿状特征。虽然SiC纤维束复合材料D与B具有相同的界面厚度，但前者的基体体积含量更低，这使其界面径向热残余应力更小，因而界面更容易发生脱粘。界面脱粘后，基体裂纹发生偏转，扩展路径加长，且由于裂纹不在一个横截面上扩展，因此减轻了纤维应力集中，同时也减缓了断裂过程；另一方面，基体裂纹张开并扩展后，界面脱粘使连续纤维在脱粘长度范围内承受了更高的应力，纤维性能得到了更大程度的发挥[17-18]，这些都对提高SiC纤维束复合材料的强度有利，因而SiC纤维束复合材料D的强度要大于SiC纤维束复合材料B。

图6 SiC纤维束复合材料D的拉伸应力-应变曲线Fig.6 Tensile stress-strain curves of SiC fiber bundlereinforced composites D

另外，陶瓷基复合材料的基体体积分数也可从另外一个角度影响其拉伸强度。由参考文献[19]可知，陶瓷基复合材料的拉伸强度可由下式计算：

(3)

式中：K为基体裂纹扩展至纤维处时裂纹前端的应力集中系数；σf为纤维拉伸强度；σm为基体拉伸强度；αc为临界面积缩减率，其意义为复合材料拉伸裂纹发生失稳扩展时的横截面积与原始横截面积的比值[20]。在纤维增强陶瓷基复合材料中，基体裂纹附近的应力场会因纤维桥连机制的存在而发生重新分配，这使得裂纹前端应力场得到缓解[21]，但当基体体积分数较高时，纤维的这一作用会减弱，这间接导致基体裂纹尖端应力集中系数K增大；而由于陶瓷材料本身抵抗裂纹失稳扩展的能力较差，过高的基体体积分数还会导致陶瓷基复合材料损伤容限降低，因而在拉伸应力作用下其发生裂纹失稳扩展的临界横截面积会增大，这意味着αc增大。由以上分析并结合式(3)可知过高的基体体积分数将对提高SiC纤维束复合材料的拉伸强度不利。

3.3 断口形貌

图7为SiC纤维束复合材料A，B和C的拉伸断口形貌，由图7可知，随着界面厚度的增加SiC纤维束复合材料的纤维拔出长度逐渐增大，3种纤维束复合材料的最大纤维拔出长度分别约为20，60μm和170μm。图8为SiC纤维束复合材料D的拉伸断口形貌特征，由图8可知，该类纤维束复合材料的拉伸断口具有较多的纤维拔出，且其拔出长度最大值在270μm左右。

图7 SiC纤维束复合材料A，B和C的拉伸断口形貌 (a)A类试样；(b)B类试样；(c)C类试样Fig.7 Tensile fracture morphologies of SiC fiber bundle reinforced composite A,B and C(a)A type specimen;(b)B type specimen;(c)C type specimen

图8 SiC纤维束复合材料D拉伸断口形貌Fig.8 Tensile fracture morphologies of SiC fiber bundlereinforced composite D

由界面脱粘模型可知[22-23]，初始基体裂纹形成后，基体裂纹处的纤维脱粘长度ld≤lc/2，其中lc为基体初始裂纹间距，而纤维断裂时的拔出长度lf≤2ld，由上述关系可得纤维断裂时的拔出长度最大值应与初始裂纹间距相近。而基体裂纹饱和时的裂纹间距lcs应满足lcs≤lc。如果令图7和图8中的纤维最大拔出长度近似等于lc，则可得SiC纤维束复合材料A，B，C和D的饱和裂纹间距的最大值分别为20，60，170μm和270μm。由于饱和裂纹间距与界面结合强度τi存在如下关系[24]：

(4)

式中σs为基体裂纹饱和时的应力值，对于本工作中的4类纤维束复合材料，由图5和图6中的应力-应变曲线特征可知其值可分别取为143，217，349MPa和400MPa。则由式(4)最终计算可得SiC纤维束复合材料A，B，C和D界面结合强度的最小值分别为182，92，52MPa和10MPa。

图9为SiC纤维束复合材料A的拉伸断口横截面形貌。由于该类复合材料具有较高的基体体积分数和较小的界面厚度，因而其界面结合强度较高，这导致其横截面较多的纤维发生无拔出断裂，如图9(a)所示，这些纤维的断裂面与基体的断裂面几乎平齐，这表明其断裂时几乎未发生界面滑移。而在图9(b)中还可发现，在界面附近的基体上出现了轴向基体裂纹，这表明基体受到较大的环向拉应力作用，这与图4中的环向热残余应力的计算结果具有一致性。

图9 SiC纤维束复合材料A拉伸断口横截面形貌(a)纤维断裂特征；(b)基体轴向裂纹Fig.9 Cross-section morphologies of tensile fracture of SiC fiber bundle composite A(a)fracture characteristics of fiber;(b)matrix longitudinal crack

4 结论

(1)由于SiC纤维与SiC基体热膨胀系数的差异，SiC纤维束复合材料仍存在明显的径向热残余应力和环向热残余应力；对纤维而言其所受径向和环向热残余应力均为压应力，而对基体而言其所受径向热残余应力为压应力而环向热残余应力为拉应力。

(2)由于基体体积分数增大会使界面结合强度提高，因而过高的基体体积分数对SiC纤维束复合材料的韧性和强度均有不利影响。为使SiC纤维束复合材料在较高的基体体积分数下仍具有较好的韧性和强度，其需要有较大的界面厚度。

(3)针对国产SiC纤维开展复合材料界面厚度的优化时需要考虑热残余应力的影响，同时还需兼顾其与基体体积分数的匹配。