熱-力-氧環境下C/SiC 材料損傷失效行為研究

李紹領 席立 薛開元 崔瀟川 肖登寶 徐寶升

（北京理工大學 先進結構技術研究院 北京 100081）

0 引言

C/SiC 復合材料因其低密度、高比強度、高比模量、耐高溫性、耐熱震性、高損傷容限、抗氧化和耐腐蝕等特點，在航空航天領域得到廣泛應用[1]。然而，航空航天中使用的C/SiC 復合材料結構在極端高溫條件下承受復雜載荷[2]，進一步研究其在這種極端服役環境下的損傷失效機理，對材料優化設計和裝備升級換代具有重要意義。

國內外學者通過宏觀力學試驗研究了C/SiC復合材料在室溫到2000℃條件下的彎曲[3]、壓縮[4]、拉伸和剪切性能，并構建了高溫非線性本構模型[8]。研究結果表明，C/SiC 復合材料在室溫和高溫下表現出不同的裂紋擴展路徑和破壞模式等力學行為[9-10]。同時，Chen 等[3,11]通過理論分析和數值試驗從熱殘余應力(Thermal Residual Stress ,TRS)角度解釋了高溫下C/SiC 復合材料力學性能變化的原因。

此外，C/SiC 復合材料在高溫下的破壞行為和強度受到其微觀結構的嚴重影響。因此，利用不同的微結構測試技術對微觀尺度下的材料損傷演化及失效機理進行精細化表征，成為當前研究的熱點。例如，Wang 等[12-13]開展了C/SiC 復合材料在室溫下的X 射線CT 原位試驗，分析了材料的損傷演化。Bale 等[14]搭建了高溫原位加載CT裝置，對C/SiC 復合材料在室溫和1750℃拉伸下的內部損傷演化行為進行了原位表征。Niu[15]等則利用原位拉伸X射線計算機斷層掃描技術和數字體積相關方法研究了1000℃真空條件下，C/SiC 復合材料的內部損傷演化過程。然而，針對C/SiC 復合材料在超高溫尤其在有氧條件下的力學性能與微結構演變規律，目前尚缺乏多尺度精細化研究和統一結論，因此亟待開展超高溫有氧環境下C/SiC 復合材料的力學性能和微結構表征試驗，以揭示在高溫復雜載荷環境下C/SiC 復合材料的力學性能及其內部微結構損傷演化機制。

本文通過自主研制的熱-力-氧耦合環境拉伸裝置，研究了C/SiC 復合材料在1650℃有氧環境下的力學性能和微結構演化。通過掃描電子顯微鏡（SEM）對復合材料在高溫有氧條件下的微結構和斷口形貌進行分析。同時，基于X 射線CT技術表征了C/SiC 復合材料內部微結構的演化，以探究其損傷失效機理。

1 復合材料試驗件微結構表征

1.1 試驗材料

試驗所用的C/SiC 復合材料采用先驅體浸漬裂解法（Precursor infiltration pyrolysis, PIP）工藝制備。碳纖維預制體采用機織緞紋布縫合成型，隨后利用有機前驅體經過多輪次浸漬-高溫裂解循環致密化后制備而成。如圖1 所示將C/SiC 板材切割成的尺寸以進行力學性能測試。

圖1 試樣形狀及尺寸Fig.1 Specimen shape and size

圖2 高溫拉伸試驗設備及試樣的初始微觀形貌Fig.2 High-temperature tensile testing equipment and initial microscopic morphology of specimens

1.2 高溫拉伸試驗裝置及試驗

高溫熱-力耦合加載試驗裝置主要由力學加載系統和高溫爐組成，可實現最大拉/壓載荷10kN，高溫1700℃。高溫爐與力學加載裝置采用連桿剛性連接，高溫爐上下預留上/下拉桿通道。力學加載系統通過設計與試驗件相匹配的夾具，樣品通過下夾具與裝置底部固定連接，通過上夾具與加載系統相連接實現單向拉伸。高溫爐上下爐體各安裝2 個聚焦式鹵素燈作為加熱源，為提升加熱效率，以反射聚焦加熱方式將加熱區域集中在試樣中心。試驗過程中的溫度是由雙色紅外測溫儀測量的，測溫儀固定在高溫試驗機窗口上方，試驗時隨著試驗機同步旋轉進行溫度的實時監測。通過改變四個燈的輸入功率來調節腔內的溫度，每個樣品在測試溫度下保持5min 以達到熱平衡，溫度波動在±5℃。

樣品裝入夾具后施加預荷載，以保證樣品和夾具的預緊。同時打開溫控系統，將溫度升高至1650℃并保持，采用位移加載方式對樣品進行拉伸加載，加載速率為0.2mm/min，直至樣品被拉斷，記錄相應的位移-拉伸荷載曲線。在試樣斷裂后立即關閉加熱開關以保護斷裂面，防止其被氧化。

1.3 微結構表征及斷口分析

采用ZEISS Xradia 620 Versa X 射線CT表征技術，對C/SiC 復合材料試樣進行了兩次CT 的拍攝，獲得試樣在初始預荷載狀態和高溫拉伸斷裂后的微結構。X 射線源的電壓和電流分別設置為100kV 和40uA，曝光時間為0.8s，其分辨率為3.77um/ Pixel，獲得了800 張投影，每次掃描的時間約為10min，通過三維重構獲得切片圖。采用Avizo 軟件進行三維重建，為消除樣品表面不均勻分布的影響，提高計算效率和分割準確度，從試件中部提取尺寸為2×2×3mm3的區域以分析內部微結構。應用高斯濾波器去除CT 掃描中的噪聲，然后根據灰度值提取纖維、基體和孔隙，采用分水嶺分割法分離纖維和基體。拉伸試驗結束后采用FEI-Apreo C HiVac 場發射掃描電子顯微鏡對試樣進行宏-微觀觀察，分析C/SiC 復合材料拉伸斷裂損傷模式和破壞機理，其加速電壓為10 kV。

2 分析與討論

2.1 高溫拉伸性能分析

在1650℃的空氣環境下，C/SiC 復合材料的拉伸力-位移曲線和相應的拉伸工程應力-應變曲線如圖3 所示。從圖3(b)中可以觀察到，拉伸過程中應力和應變在初始階段呈現出非線性關系，然而，接近斷裂時，應力和應變開始呈現線性關系。隨著應變的增加，應力急劇上升，導致樣品突然斷裂。宏觀上，斷口形貌呈現出不規則的鋸齒狀，樣品拉伸強度較低，僅為7.1MPa。

圖3 C/SiC 材料在1650 ℃空氣環境條件下的拉伸性能Fig.3 Tensile properties of C/SiC composites at 1650 °C air ambient conditions

在高溫有氧環境下，復合材料的斷裂過程可以初步分為三個階段，如圖3(a)所示。在OA 段，隨著拉伸應變的增加，拉伸應力變化較為平緩。這可能是因為在沒有抗氧化涂層的保護下，高溫下靠近表面的纖維首先被氧化，使得樣品出現更多的損傷，并隨著時間的增加氧化反應逐漸積累，基體同時出現不斷開裂的現象。在AB 段，機械加載引發的微裂紋和缺陷為氧分子提供了侵入材料的通道，加速了材料內部纖維氧化過程，纖維不斷被氧化消耗，到達B 點時纖維幾乎消失，只剩下基體。因此，隨后BC 段主要為基體承載，隨著試樣被拉伸，表現為快速失效的脆性斷裂，因此所能承受的荷載也較小。由于加載過程與內部纖維氧化動力過程在時間尺度上的復雜耦合作用，材料的損傷失效過程也變得復雜。

根據斷口形狀可以看出，樣品中心部分的斷口相對兩端較為平整。這可能是因為在沒有纖維增強的情況下，裂紋直接沿著基體傳播，較少發生偏轉。試驗結果表明，高溫有氧環境對材料的力學性能產生了顯著影響。

2.2 基于CT 的微細觀結構表征分析

圖4展示了C/SiC 復合材料的μCT 切片。根據灰度值，可以觀察到，該復合材料主要由三種成分組成：SiC 基體、碳纖維絲束和孔隙。在未承載狀態下，這三種成分的分布和形態在三維渲染圖中展示如圖5 所示。可以看到，較大的空洞缺陷主要分布在纖維/基體界面和層間，這些缺陷主要是在編織過程中引起的。大的孔洞在三維空間中呈現出相互連接的狀態，而一些小的獨立孔洞則主要分布在基體和纖維束的內部。從未承載狀態的切片圖和基體的三維圖中可以觀察到，在未承載之前，基體已經存在許多微小的裂縫。這些裂縫是由于碳纖維的軸向熱膨脹系數低于SiC基體的熱膨脹系數造成的。當復合材料從制備溫度冷卻到室溫時，基體承受了拉應力，因此在垂直于纖維軸向上形成了大量微小的裂縫。

圖4 試樣在加載前后的μCT 切片Fig.4 μCT slices of the specimen before and after loading

圖5 試樣微孔洞、纖維和基體材料的分布及體積分數統計Fig.5 Distribution and volume fraction statistics of microvoids, fibers and matrix materials of specimens

與未承載的μCT 切片相比，加載后我們觀察到纖維束和基體內部的裂紋和孔洞明顯增加。此外，基于C/SiC 復合材料的內部微觀結構，對三維微結構進行定量統計分析，結果如圖5(d)所示，顯示了加載前后的孔洞、纖維和基體的體積占比。可以看出，未承載時的孔隙率為0.86%，而在損傷失效后，斷口上端（不包含斷口）的材料孔隙率迅速增加到3.09%。由于纖維的氧化燒蝕，導致纖維的體積占比下降，相應地，基體的體積占比增加。

2.3 熱-力-氧耦合下材料損傷機理分析

通過X 射線CT 掃描技術，我們獲得了樣品在1650℃有氧環境下的斷裂三維形貌，結果如圖6 所示。可以觀察到樣品的宏觀斷口呈現出不均勻的層次，表現為明顯的鋸齒狀斷裂模式。每個層次的每個纖維束的斷口相對平坦，但不同層次和不同纖維束之間的斷口表現出明顯的差異。觀察到主要的斷裂模式是沿著縱向纖維束的斷裂，伴隨著少量縱向纖維的拔出，裂紋穿過橫向纖維束并最終撕裂這些纖維束。

圖6 樣品在高溫下的三維斷裂渲染圖Fig.6 3D Fracture rendered image of specimens at elevated temperature

結合圖6 和圖7 可以看出，在高溫有氧環境和力學加載的條件下，裂紋首先在樣品的初始缺陷（包括孔洞和裂紋）處形成，尤其是在不同鋪層層間，形成氧氣通道。隨后，氧氣與纖維接觸發生氧化反應，導致氧氣通道上的纖維變細，最終在受拉伸力作用下直接斷裂。然后，這些裂紋會沿著基體繼續傳播到尚未氧化的纖維。由于纖維的存在，傳播過程中的裂紋會沿著纖維束的分布方向發生偏轉，并在到達下一個較細纖維束位置或本身有損傷的纖維束時再次斷裂。之后裂紋繼續穿過基體，傳遞到下一個纖維束，最終匯聚為鋸齒狀的主裂紋，導致樣品失效。

圖7 C/SiC 復合材料高溫斷口的橫/縱向纖維分布Fig.7 Transverse/lvertical fiber distribution in high-temperature fracture of C/SiC composites

樣品在1650℃下的斷口形貌如圖7 和圖8 所示，可以觀察到微觀斷口相對平坦。在斷口處，大部分纖維已經完全氧化，只留下了由基體構成的空殼。這表明，在這一階段，纖維已經基本失去了對復合材料的增韌作用，C/SiC 復合材料的強度主要取決于SiC 基體。

圖8 C/SiC 復合材料高溫下的斷裂形貌Fig.8 Fracture morphology of C/SiC composites at high temperature

樣品在受載時斷裂失效模式如圖8 所示，結合局部放大圖可以看出，主要有纖維橋連、纖維束氧化變細斷裂、纖維束拔出、纖維束與基體界面脫粘并發生裂紋偏轉等失效模式。通過上述的分析總結，可以獲得C/SiC 復合材料高溫下的損傷斷裂機制，如圖9 所示。由于沒有SiC 基體的保護，樣品外部鋪層方向切口處的碳纖維在高溫下與氧氣發生反應變成氣體溢出，形成氧化通道，與此同時樣品表面初始裂紋在受力作用下由基體傳播到達碳纖維處，不斷氧化侵蝕碳纖維，致使碳纖維逐漸變細至最后斷裂；此外，力熱耦合下微裂紋在纖維和基體界面迅速誘發并擴展，纖維的存在使得裂紋發生偏轉，甚至出現兩端基體和纖維剝離的情況，纖維仍然可以通過橋連兩端基體，繼續承受荷載，從而防止試樣突然失效。

圖9 C/SiC 復合材料高溫下的損傷失效及裂紋擴展模式Fig.9 Damage failure and mechanical crack extension modes

在材料內部的裂紋和孔洞與外部缺陷尚未連通形成氧化通道之前，內部的纖維不會被氧化。然而，隨著內部應力的增加，當纖維與界面的剪切力達到界面剪切強度時，纖維和界面會發生脫粘，部分碳纖維開始從基體內部拔出。

在高溫有氧環境下，由于氧化和力的作用，纖維束和基體之間的界面也會發生脫粘。這時，傳播到該纖維束的裂紋會整體發生偏轉，直到到達下一個斷裂界面，表現為部分纖維束連同基體一起拔出，形成鋸齒狀斷口。此外，橫向纖維束在軸向力作用下不起主要承載作用，如圖7 所示，這些纖維束會隨著裂紋的擴展而直接與基體脫離，并在基體和纖維束的牽引下發生撕裂。

在實際過程中，上述的各種損傷失效模式互相交織進行，在各個方向形成災難性的主裂紋，各個主裂紋迅速擴展交匯，最終使材料斷裂失效。

3 結論

本文利用自主研制的熱-力-氧耦合環境拉伸裝置，結合X 射線CT 掃描技術和SEM 表征方法，深入探討了C/SiC 材料在1650℃有氧環境下的力學性能和微結構特征，獲得了C/SiC 材高溫拉伸強度、斷口形貌及內部微結構演化的重要數據。研究結果顯示，在熱-力-氧環境的共同作用下，復合材料的斷裂模式包括纖維橋連、纖維束氧化、拔出、界面脫粘和裂紋偏轉。這些機制共同導致了復合材料的失效。其中，碳纖維的氧化是主要的失效原因之一，特別是在無SiC 基體保護的情況下。內部裂紋和孔洞不會立即引起纖維氧化，但在內部應力達到一定水平時，它們會擴展并導致脫粘和拔出。

復合材料的損傷失效是多種因素的綜合結果，包括力學加載、高溫氧化和界面破壞。這些因素相互作用，使得復合材料在極端環境下表現出復雜的損傷失效行為。本文的研究深化了對C/SiC復合材料在極高溫有氧環境下損傷失效機理的理解。研究對于評估C/SiC 復合材料在高溫應用中的性能表現、為未來改進和優化C/SiC 復合材料的高溫服役性能提供了基礎和指導。