楊平，張瑞謙，李月，陳招科，何宗倍，劉桂良，付道貴，孫威，王雅雷，熊翔

?

含(PyC/SiC)多層界面SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的制備與拉伸行為

楊平1，張瑞謙2，李月1，陳招科1，何宗倍2，劉桂良2，付道貴2，孫威1，王雅雷1，熊翔1

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金研究院 輕質(zhì)高強(qiáng)結(jié)構(gòu)材料國家級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083；2. 中國核動(dòng)力研究設(shè)計(jì)院，反應(yīng)堆燃料及材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610213)

利用CVI法，在兩種不同類型的國產(chǎn)SiC纖維束中引入(PyC/SiC)4或(PyC/SiC)8多層界面，并進(jìn)一步致密化，制備含不同纖維種類和界面類型的SiCf/SiC Mini復(fù)合材料。研究纖維種類和界面類型對(duì)SiCf/SiC Mini復(fù)合材料力學(xué)性能和斷裂機(jī)制的影響。結(jié)果表明：致密化的SiCf/SiCMini復(fù)合材料已形成一個(gè)整體，在纖維和基體連接處可觀察到明顯的界面層，且界面厚度均勻；A/(PyC/SiC)4/SiC、B/(PyC/SiC)4/SiC、A/(PyC/SiC)8/SiC三種SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的最大拉伸強(qiáng)度分別達(dá)到466，350和330 MPa，最終拉伸應(yīng)變分別達(dá)到0.519%，0.219%和0.330%；拉伸斷口均有纖維拔出，且隨纖維種類或界面類型不同，纖維拔出長度和斷口形貌有所差異。其中A/(PyC/SiC)4/SiC以ModelⅡ斷裂機(jī)制發(fā)生斷裂，B/(PyC/SiC)4/SiC和A/(PyC/SiC)8/SiC以ModelⅠ斷裂機(jī)制發(fā)生斷裂。

(PyC/SiC)多層界面；SiCf/SiC Mini復(fù)合材料；拉伸強(qiáng)度；伸長率；斷裂機(jī)制

連續(xù)碳化硅纖維增強(qiáng)碳化硅基體(SiCf/SiC)復(fù)合材料具有高強(qiáng)度、高模量、耐高溫、耐腐蝕、抗蠕變、低活性、耐輻射、低放熱余量等優(yōu)異性能，在航空航天、國防軍工及核聚變等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前 景[1?6]。SiCf/SiC復(fù)合材料主要由SiC纖維和SiC基體以及界面相組成。當(dāng)纖維和基體已經(jīng)確定時(shí)，界面成為決定復(fù)合材料性能的關(guān)鍵性因素[7?8]。SiCf/SiC復(fù)合材料界面常用的制備工藝主要有：CVI工藝[9]{周新貴, 2006 #779;周新貴, 2006 #779}、先驅(qū)體裂解工藝、Sol-Gel工藝和原位生長方法等。與其它界面制備方法相比，CVI工藝可控制界面相的成分、厚度和結(jié)構(gòu)，使界面相的設(shè)計(jì)與控制具有很大靈活性；同時(shí)，CVI工藝可在較低的溫度和壓力下進(jìn)行，工藝過程對(duì)纖維的損傷較小，所制備的界面相能顯著改善復(fù)合材料的力學(xué)性能[10]。熱解炭(PyC)界面因具有典型的層狀結(jié)構(gòu)以及與SiC良好的化學(xué)相容性，是改善SiCf/SiC 復(fù)合材料力學(xué)性能的最為常用界面[11]。CHATEAU[12]等對(duì)含PyC界面的SiCf/SiC 復(fù)合材料的斷裂行為進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，PyC界面可以很好地改善復(fù)合材料的力學(xué)性能，但PyC界面處抗氧化性能不佳，制約其在高溫環(huán)境下使用。為更好地改善SiCf/SiC復(fù)合材料的力學(xué)性能，通常在PyC界面層的基礎(chǔ)上再引入SiC界面層，以獲得(PyC/SiC)多層界面。SiC層在界面中作為氧阻礙層，可阻礙氧的擴(kuò)散，保護(hù)PyC界面亞層的氧化，且SiC在高溫下氧化生成玻璃相，在愈合界面中裂紋的同時(shí)，生成氧化物阻氧層，阻礙界面氧化。BERTRAND等[13?15]采用CVI方法制備了具有不同厚度(PyC/SiC)多層界面的SiCf/ SiC 復(fù)合材料，研究了多層界面對(duì)SiCf/SiC 復(fù)合材料拉伸性能和裂紋擴(kuò)展的影響。研究表明(PyC/SiC)多層界面可很好地改善SiCf/SiC 復(fù)合材料的力學(xué)性能，拉伸過程中裂紋在基體與界面、界面亞層之間、界面與纖維之間發(fā)生了多次偏轉(zhuǎn)，有效提升了SiCf/SiC 復(fù)合材料的力學(xué)性能。除界面之外，纖維的種類也是影響SiCf/SiC 復(fù)合材料力學(xué)性能的重要因素。有研究表明，不同類型SiC纖維的拉伸模量、體積含量、表面化學(xué)成分和粗糙度等基本性質(zhì)是影響SiCf/SiC復(fù)合材料力學(xué)性能的重要因素[16]。ALMANSOUR等[17]通過CVI法制備了具有不同類型纖維和纖維體積含量的SiCf/SiC 復(fù)合材料，并研究了纖維種類、界面類型、纖維體積含量等對(duì)SiCf/SiC 復(fù)合材料力學(xué)性能的影響。SAUDER等[18]也研究了纖維類型與SiCf/SiC 復(fù)合材料界面剪切強(qiáng)度和力學(xué)性能之間的關(guān)系。近些年來，雖然針對(duì)纖維種類、界面厚度、界面結(jié)構(gòu)等對(duì)SiCf/SiC 復(fù)合材料力學(xué)性能的影響已有不少研究報(bào)道，但并沒有研究不同類型國產(chǎn)SiC纖維對(duì)SiCf/SiC 復(fù)合材料力學(xué)性能的影響。此外，對(duì)于拉伸斷口和斷裂機(jī)制的研究也不夠細(xì)致和深入。SiCf/SiC Mini復(fù)合材料，即SiC纖維束增強(qiáng)SiC基體復(fù)合材料，是一種一維模型復(fù)合材料，具有制備周期短、實(shí)驗(yàn)成本低等特點(diǎn)。這種模型材料能有效克服構(gòu)件材料中孔隙和編織等因素對(duì)材料力學(xué)性能的干擾，是快速且有效研究界面對(duì)SiCf/SiC復(fù)合材料力學(xué)性能影響的模型材料，受到了研究者的重點(diǎn)關(guān)注[19]。本文采用CVI法在兩種國產(chǎn)SiC纖維束中引入不同類型的(PyC/SiC)和不同厚度的多層界面，并致密化制備成SiCf/SiC Mini復(fù)合材料。研究纖維類型和界面類型對(duì)SiCf/SiC Mini復(fù)合材料拉伸性能的影響，并結(jié)合拉伸斷口形貌對(duì)具有不同纖維類型和界面類型SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的拉伸斷裂機(jī)制進(jìn)行深入研究。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的制備

選用兩種國產(chǎn)SiC纖維束作為制備SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的增強(qiáng)體，將兩種不同類型的國產(chǎn)SiC纖維分別標(biāo)記為A-SiCf和B-SiCf。圖1所示為SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的制備工藝路線。采用CVI工藝，PyC/SiC為循環(huán)單元，在A-SiCf和B-SiCf纖維束中引入=4和=8的(PyC/SiC)多層界面，為循環(huán)單元循環(huán)次數(shù)，并通過調(diào)節(jié)先驅(qū)體交替通入的次數(shù)和沉積時(shí)間獲得所需界面的層數(shù)和厚度。界面制備完成后，采用CVI法對(duì)纖維束進(jìn)行增密，制備成SiCf/SiC Mini復(fù)合材料。根據(jù)纖維種類和界面類型的不同，分別將Mini復(fù)合材料命名為A/(PyC/SiC)4/SiC，B/(PyC/SiC)4/SiC和A/ (PyC/SiC)8/SiC。SiCf/SiC Mini復(fù)合材料界面和致密化后的基本參數(shù)如表1所列。

圖1 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的制備工藝路線

表1 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料基本參數(shù)

(PyC): thickness of each PyC sublayer,(SiC): thickness of each SiC sublayer,: number of sublayers

1.2 性能表征

采用美國INSTRON 3369型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度，加載速度為0.200 mm/min，拉伸強(qiáng)度采用公式(1)計(jì)算：

式中：為SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度，為斷裂載荷，為SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的截面積。

采用荷蘭Novtma Nano SEM 230場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的纖維和致密化后微觀結(jié)構(gòu)、界面結(jié)構(gòu)以及拉伸性能測(cè)試后的斷口形貌進(jìn)行 觀察。

2 結(jié)果與討論

2.1 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)

圖2所示為A-SiCf和B-SiCf纖維的SEM形貌。由圖2(a)和圖2(c)纖維的截面結(jié)構(gòu)圖可知，A-SiCf纖維的直徑為12.0 μm左右；B-SiCf纖維的直徑大致為13.5 μm，纖維直徑存在一定的離散性。由圖2(b)和圖2(d)纖維的表面形貌圖可知，A-SiCf纖維的表面相對(duì)較光滑，B-SiCf纖維表面較粗糙，這主要是生產(chǎn)工藝的差異所致。經(jīng)成分分析發(fā)現(xiàn)，在A-SiCf纖維中有富余碳存在，造成纖維的結(jié)晶度降低，晶粒細(xì)小，纖維表面比較光滑；而B-SiCf纖維為近化學(xué)計(jì)量比纖維，纖維結(jié)晶度高，晶粒尺寸相對(duì)較大，纖維表面比較粗糙。

圖2 SiC纖維的SEM形貌

(a) Cross-section morphology of A-SiCf; (b) Surface morphology of A-SiCf; (c) Cross-section morphology of B-SiCf; (d) Surface morphology of B-SiCf

圖3為(PyC/SiC)n多層界面SEM微觀形貌。由圖3可知，(PyC/SiC)4和(PyC/SiC)8多層界面在纖維束內(nèi)沉積均勻，PyC和SiC亞層單層的厚度都比較均勻，界面特征明顯，可觀察到明顯的亞層界面結(jié)構(gòu)。此外，在圖中可觀察到界面在纖維截?cái)嗵幱袆兟浜兔撜车那闆r，說明界面的存在能為基體裂紋擴(kuò)展提供偏轉(zhuǎn)路徑，改善材料的斷裂行為。

圖4為SiCf/SiC Mini復(fù)合材料SEM微觀形貌。由圖4(a)可知，SiCf/SiC Mini復(fù)合材料已形成一個(gè)整體，纖維束外側(cè)基體彼此連接形成閉孔，阻礙反應(yīng)氣體進(jìn)一步對(duì)纖維束內(nèi)部進(jìn)行致密化。由圖4(b)可知，在纖維和基體之間可觀察到一個(gè)明顯的界面層，且界面在不同纖維表面厚度均勻。此外，在纖維束內(nèi)可觀察到因纖維分布不均勻而形成的大孔，以及CVI致密化過程中，在纖維之間形成的不可避免的微小孔隙。

圖3 (PyC/SiC)n多層界面SEM微觀形貌

(a), (b) (PyC/SiC)4; (c), (d) (PyC/SiC)8

圖4 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料SEM微觀形貌

Fig.4 SEM micrographs of SiCf/SiC minicomposites

2.2 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料拉伸性能

圖5所示為SiC纖維束拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線。由圖5可知，A-SiCf纖維束拉伸應(yīng)力和應(yīng)變分別為1 400 MPa和0.82%，相對(duì)應(yīng)的拉伸模量為190 GPa，拉伸曲線可分為線性拉伸和假塑性拉伸階段。B-SiCf纖維束拉伸應(yīng)力和應(yīng)變分別為1 650 MPa和0.59%，相對(duì)應(yīng)的拉伸模量為310 GPa，拉伸曲線為明顯的脆性斷裂曲線。對(duì)比兩種纖維的拉伸曲線可知，A-SiCf纖維束雖然拉伸強(qiáng)度相對(duì)低，但韌性相對(duì)較好；B-SiCf纖維束由于纖維結(jié)晶度高、晶粒相對(duì)粗大，雖然拉伸強(qiáng)度大，但韌性較差，呈明顯脆性斷裂。

圖5 SiC纖維束拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖6為A/(PyC/SiC)4/SiC和B/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線。由圖6可知，根據(jù)基體裂紋產(chǎn)生與否，可將SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線分為線性拉伸階段和非線性拉伸階段。在拉伸應(yīng)變?yōu)?.30%左右時(shí)，A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料的基體裂紋開始產(chǎn)生，在最終斷裂時(shí)，拉伸應(yīng)力和應(yīng)變分別為(466±15) MPa和(0.519± 0.015)%，拉伸過程中存在明顯的應(yīng)力緩慢上升的非線性拉伸階段。在拉伸應(yīng)變?yōu)?.17%時(shí)，B/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料的基體裂紋開始產(chǎn)生，最終斷裂時(shí)的拉伸應(yīng)力和應(yīng)變分別為(350±20) MPa和(0.219± 0.010)%。通過對(duì)比以上兩類Mini復(fù)合材料拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線，不難發(fā)現(xiàn)，B/(PyC/SiC)4/SiC 具有更大的拉伸模量，斷裂方式更傾向于脆性斷裂。B/(PyC/SiC)4/ SiC基體裂紋產(chǎn)生時(shí)的拉伸應(yīng)變和最終斷裂時(shí)拉伸應(yīng)變明顯小于A/(PyC/SiC)4/SiC。綜上可得，基體裂紋的產(chǎn)生主要與拉伸應(yīng)力相關(guān)，基體開裂時(shí)和拉伸斷裂時(shí)的應(yīng)變受增強(qiáng)纖維種類的影響很大，復(fù)合材料基體開裂應(yīng)變小于纖維斷裂應(yīng)變。

圖6 A/(PyC/SiC)4/SiC和B/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖7為A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷口形貌。由圖7(a)可知，纖維束斷口處有大量纖維拔出和纖維拔出的孔洞，說明基體裂紋擴(kuò)展到界面處時(shí)發(fā)生了偏轉(zhuǎn)。由圖7(b)可知，纖維表面可觀察到由于裂紋在界面處發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)形成的殘余界面。究其原因，是因?yàn)?PyC/SiC)4多層界面作為PyC和SiC的交替多層界面。A-SiCf纖維中由于富余碳的存在，A-SiCf纖維與首層PyC界面的結(jié)合強(qiáng)度大于PyC亞層與SiC亞層界面之間的結(jié)合強(qiáng)度。同時(shí)，SiC亞層界面作為與基體相結(jié)合的最末層界面，由于都為CVI SiC，彼此之間的熱膨脹系數(shù)相同，物理相容性和化學(xué)相容性很好，結(jié)合強(qiáng)度大于多層界面亞層之間的結(jié)合強(qiáng)度。在隨后的拉伸過程中，隨拉伸應(yīng)力增大，界面脫粘和裂紋偏轉(zhuǎn)優(yōu)先發(fā)生在結(jié)合強(qiáng)度最弱的多層界面亞層之間，因此纖維表面會(huì)存在殘留界面。結(jié)合拉伸曲線和拉伸斷口可知，界面的存在不僅在拉伸前期能阻礙基體微裂紋的擴(kuò)展，而且基體裂紋在界面處的偏轉(zhuǎn)和界面的多次脫粘能緩解裂紋尖端處的應(yīng)力集中，防止纖維增強(qiáng)體的早期失效，充分發(fā)揮纖維的增韌增強(qiáng)作用，提高SiCf/SiC Mini復(fù)合材料拉伸性能。

圖7 A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷口SEM形貌

圖8為B/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷口形貌。由圖8(a)可知，在拉伸斷口處有纖維拔出，但拔出長度相對(duì)較短。由圖8(b)可知，基體裂紋擴(kuò)展至界面處時(shí)直接穿透界面到達(dá)纖維表面，并沒有在界面處發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)和脫粘。究其原因主要是B-SiCf為近化學(xué)計(jì)量比纖維，結(jié)晶度高，在首層PyC與B-SiCf纖維的界面結(jié)合處由于點(diǎn)陣不匹配引起結(jié)合強(qiáng)度低，加上纖維熱膨脹系數(shù)相對(duì)大，熱膨脹引起的壓縮應(yīng)力小。首層PyC與纖維之間的結(jié)合強(qiáng)度降低，并小于界面亞層之間的結(jié)合強(qiáng)度，界面脫粘優(yōu)先在纖維表面處發(fā)生。在隨后的拉伸過程中，由于纖維表面粗糙度大，纖維與界面之間存在機(jī)械咬合，會(huì)減小界面處的剪切應(yīng)力，阻礙界面脫粘來緩解應(yīng)力集中。

結(jié)合拉伸曲線和拉伸斷口可知，雖然纖維本身拉伸模量大，纖維表面與界面之間應(yīng)力大，但纖維表面粗糙引起界面和纖維之間的機(jī)械咬合阻礙了界面的脫粘過程，且加大了纖維拔出的難度，拉伸引起的應(yīng)力集中不能得到有效緩解，造成Mini復(fù)合材料斷裂應(yīng)變小，斷裂傾向于脆性斷裂。

圖8 B/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷口SEM形貌及放大圖(b)

圖9為A/(PyC/SiC)4/SiC和A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。由圖9可知，A/(PyC/ SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料在基體裂紋開始產(chǎn)生時(shí)的拉伸應(yīng)力和應(yīng)變分別為310 MPa和0.290%，最終斷裂時(shí)的拉伸應(yīng)力和應(yīng)變分別為(330±10) MPa和(0.330± 0.032)%。A/(PyC/SiC)4/SiC與A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料裂紋產(chǎn)生時(shí)的應(yīng)力和應(yīng)變相差不大，即使用過程中的比例極限強(qiáng)度相當(dāng)，但A(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料的最終拉伸應(yīng)力和應(yīng)變均較A(PyC/ SiC)4/SiC Mini有很大程度的降低；表明該復(fù)合材料在使用過程中所能承受的變形量小、裂紋密度低，綜合力學(xué)性能相對(duì)較差。

圖10為A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷口形貌。由圖10(a)可知，在斷口處有大量纖維拔出，且拔出纖維表面可觀察到首層界面殘屑；由圖10(b)可知，基體裂紋擴(kuò)展至纖維界面處時(shí)，除極少部分在亞層間發(fā)生了偏轉(zhuǎn)外，大部分沒有在界面亞層內(nèi)發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)而是直接穿透界面到達(dá)纖維表面。(PyC/SiC)8多層界面亞層厚度減小，由熱膨脹系數(shù)不匹配引起的殘余應(yīng)力減小，增強(qiáng)了各個(gè)亞層之間的結(jié)合強(qiáng)度，首層PyC與纖維的結(jié)合強(qiáng)度在一定程度上被減弱。界面優(yōu)先在PyC與纖維界面處脫粘。

圖9 A/(PyC/SiC)4/SiC和A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料拉伸應(yīng)力?應(yīng)變曲線

圖10 A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷口SEM形貌

結(jié)合拉伸曲線和斷口形貌可知，A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料基體裂紋在界面亞層中幾乎沒有發(fā)生多次的偏轉(zhuǎn)和脫粘，且纖維與界面結(jié)合強(qiáng)度大，拉伸引起的應(yīng)力集中并沒有得到充分緩解，導(dǎo)致其非線性拉伸階段較短，與A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料相比，A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料最終拉伸斷裂時(shí)的應(yīng)力和應(yīng)變有較大幅降低。

2.3 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料拉伸斷裂機(jī)制

由于增強(qiáng)纖維種類、界面類型以及界面亞層厚度的不同，界面各個(gè)結(jié)合處的結(jié)合強(qiáng)度也會(huì)有所不同，根據(jù)上述分析可知，裂紋在SiCf/SiC Mini復(fù)合材料界面處會(huì)呈現(xiàn)出兩種不同的擴(kuò)展方式。根據(jù)裂紋在界面處擴(kuò)展方式的不同，提出了如圖11所示的斷裂機(jī)制模型。如圖所示，當(dāng)基體裂紋在界面亞層之間不發(fā)生偏轉(zhuǎn)或發(fā)生少量偏轉(zhuǎn)時(shí)，裂紋就會(huì)以圖11中ModelⅠ的方式進(jìn)行擴(kuò)展，在這種模式中，裂紋尖端的應(yīng)力不能得到有效緩解，并隨著拉伸的進(jìn)行，應(yīng)力集中會(huì)進(jìn)一步加劇，引起材料斷裂。當(dāng)基體裂紋在界面亞層之間發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)時(shí)，裂紋擴(kuò)展就會(huì)以圖11中ModelⅡ方式進(jìn)行；在這種模式中，裂紋尖端的應(yīng)力得到有效緩解，隨著裂紋在亞層中的擴(kuò)展和偏轉(zhuǎn)，基體、界面和纖維之間發(fā)生脫粘，產(chǎn)生更多的界面能，緩解裂紋尖端的應(yīng)力集中，可更為有效地改善Mini復(fù)合材料的拉伸性能。

A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料中采用的A-SiCf纖維，表面光滑、拉伸模量相對(duì)小，并且界面亞層相對(duì)較厚，界面亞層之間的結(jié)合強(qiáng)度最弱，在界面處不僅能發(fā)生基體裂紋的多次偏轉(zhuǎn)和擴(kuò)展，而且基體與界面、界面亞層、界面和纖維之間能發(fā)生多次脫粘，形成如圖11中ModelⅡ的擴(kuò)展方式。在首次偏轉(zhuǎn)之后剩余的界面和纖維仍可看成為Mini復(fù)合材料，隨著拉伸過程的進(jìn)行，會(huì)多次出現(xiàn)裂紋的萌生、擴(kuò)展、偏轉(zhuǎn)和界面脫粘的過程，產(chǎn)生更多的界面能，有效緩解材料中的應(yīng)力集中，從而充分發(fā)揮界面和纖維的增韌增強(qiáng)作用。因此A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料拉伸性能最為優(yōu)越。

B/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料采用的近化學(xué)計(jì)量比B-SiCf纖維，在首層PyC與纖維的界面結(jié)合處由于點(diǎn)陣不匹配引起結(jié)合強(qiáng)度低，加上纖維熱膨脹系數(shù)相對(duì)大，熱膨脹引起的壓縮應(yīng)力小。首層PyC亞層界面與纖維之間的結(jié)合強(qiáng)度降低，并小于界面亞層之間的結(jié)合強(qiáng)度，界面脫粘優(yōu)先在纖維表面處發(fā)生。綜上所述，當(dāng)基體裂紋擴(kuò)展至界面處時(shí)，裂紋偏轉(zhuǎn)和界面脫粘優(yōu)先在纖維表面進(jìn)行，從而形成如圖11中所示ModelⅠ斷裂機(jī)制模型。當(dāng)裂紋擴(kuò)展到界面和纖維結(jié)合處時(shí)，雖然界面結(jié)合強(qiáng)度小，拉伸模量大會(huì)引起界面處更大的應(yīng)力會(huì)促進(jìn)界面的脫粘，但由于纖維表面粗糙度大，界面與纖維之間的機(jī)械咬合會(huì)大幅減小界面處剪切應(yīng)力，阻礙界面的脫粘，不能充分發(fā)揮界面和纖維增韌增強(qiáng)的作用。最終斷裂時(shí)斷裂應(yīng)變遠(yuǎn)小于A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料。

圖11 SiCf/SiC Mini復(fù)合材料斷裂機(jī)制模型

A/(PyC/SiC)8/SiC Mini復(fù)合材料界面的亞層厚度為30 nm和45 nm，小于A/(PyC/SiC)4/SiC Mini復(fù)合材料的90 nm和100 nm。界面亞層厚度小，熱膨脹系數(shù)不匹配所引起的殘余熱應(yīng)力小，界面亞層之間的界面結(jié)合強(qiáng)度增強(qiáng)，且大于纖維與基體的結(jié)合強(qiáng)度。當(dāng)基體裂紋擴(kuò)展至纖維界面處時(shí)，界面亞層之間結(jié)合強(qiáng)度高，基體裂紋在界面處擴(kuò)展時(shí)幾乎不能在界面亞層之間發(fā)生偏轉(zhuǎn)，直接穿透界面層在纖維表面處脫粘，裂紋擴(kuò)展呈現(xiàn)如圖12所示的ModelⅠ斷裂機(jī)制模型。此外，界面亞層厚度的減少也會(huì)引起纖維與界面結(jié)合強(qiáng)度的上升。因此，雖然拉伸引起的應(yīng)力集中在纖維處的偏轉(zhuǎn)過程中有一定的緩解，但緩解程度有限，最終不能很好發(fā)揮界面和纖維增強(qiáng)增韌作用，導(dǎo)致材料過早斷裂。

3 結(jié)論

1) 致密化的SiCf/SiC Mini復(fù)合材料為一個(gè)整體，在纖維和基體結(jié)合處可觀察到明顯的界面層，界面亞層結(jié)構(gòu)明顯且厚度均勻；

2) A/(PyC/SiC)4/SiC、B/(PyC/SiC)4/SiC、A/(PyC/ SiC)8/SiC三種SiCf/SiC Mini復(fù)合材料的最大拉伸強(qiáng)度分別達(dá)到466，350和330 MPa，最終拉伸應(yīng)變分別達(dá)到0.519%，0.219%和0.330%。

3) 拉伸斷口隨著纖維種類或界面類型的不同，纖維拔出長度和斷口形貌有所差異。其中A/(PyC/SiC)4/ SiC以ModelⅡ斷裂機(jī)制發(fā)生斷裂，B/(PyC/SiC)4/SiC 和A/(PyC/SiC)8/SiC以ModelⅠ斷裂機(jī)制發(fā)生斷裂。

[1] KATOH Y, SNEAD L L, JR C H H, et al. Current status and recent research achievements in SiC/SiC composites[J]. Journal of Nuclear Materials, 2014, 455(1/3): 387?397.

[2] NASLAIN R. Design, preparation and properties of non-oxide CMCs for application in engines and nuclear reactors: an overview[J]. Composites Science & Technology, 2004, 64(2): 155?170.

[3] JONES R H, GIANCARLI L, HASEGAWA A, et al. Promise and challenges of SiCf/SiC composites for fusion energy applications[J]. Journal of Nuclear Materials, 2002, 307(3): 1057?1072.

[4] SOMMERS A, WANG Q, HAN X, et al. Ceramics and ceramic matrix composites for heat exchangers in advanced thermal systems—A review[J]. Applied Thermal Engineering, 2010, 30(11): 1277?1291.

[5] 周新貴. SiC/SiC復(fù)合材料研究現(xiàn)狀[J]. 功能材料信息, 2010, 7(5/6): 21?25. ZHOU Xingui. Research status of SiC/SiC Composites[J]. Functional Material Information, 2010, 7(5/6): 21?25.

[6] IVEKOVIC A, NOVAK S, DRAZIC G, et al. Current status and prospects of SiCf/SiC for fusion structural applications[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2013, 33(10): 1577?1589.

[7] ZHOU Y, ZHOU W C, LUO F, et al. Effects of dip-coated BN interphase on mechanical properties of SiCf/SiC composites prepared by CVI process[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24(5): 1400?1406.

[8] ZENG F H, XIONG X, LI Guogong, et al. Microstructure and mechanical properties of 3D fine-woven punctured C/C composites with PyC/SiC/TaC interphases[C]// 2009 Frontier Symposium of China Postductors on Materrials Science, 2009.

[9] RAPAUD O, JACQUES S, DI-MURRO H, et al. SiC/SiC minicomposites with (PyC/TiC), interphases processed by pressure-pulsed reactive CVI[J]. Journal of Materials Science, 2004, 39(1): 173?180.

[10] 肖鵬, 熊翔, 張紅波, 等. C/C-SiC陶瓷制動(dòng)材料的研究現(xiàn)狀與應(yīng)用[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2005, 15(5): 667?674. XIAO Peng, XIONG Xiang, ZHANG Hongbo, et al. Progress and application of C/C-SiC ceramic braking materials[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(5): 667?674.

[11] 孟志新, 成來飛, 劉善華, 等. PyC層對(duì)SiC纖維束及MiniSiC/SiC復(fù)合材料拉伸性能和強(qiáng)度分布的影響[J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2011, 25(16): 5?7. MENG Zhixin, CHENG Laifei, LIU Shanqi, et al. Effect of PyC layer on tensile properties and strength distribution of SiC fiber bundless and Mini SiC/SiC composite[J]. Materials Review, 2011, 25(16): 5?7.

[12] CHATEAU C, GELEBART L, BORNERT M, et al. In situ X-ray microtomography characterization of damage in SiC/SiC minicomposites[J]. Composites Science and Technology, 2011, 71(6): 916?924.

[13] BERTRAND S, PAILLER R, LAMON J. Influence of strong fiber/coating interfaces on the mechanical behavior and lifetime of Hi-Nicalon/(PyC/SiC)n/SiC minicomposites[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2001, 84(4): 787?794.

[14] BERTRAND S, FORIO P, PAILLER R, et al. Hi-Nicalon/SiC Minicomposites with (pyrocarbon/SiC)nanoscale multilayered interphases[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1999, 82(9): 2465?2473.

[15] BERTRAND S, DROILLARD C, PAILLER R, et al. TEM structure of (PyC/SiC), multilayered interphases in SiC/SiC composites[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2000, 20(1): 1?13.

[16] BUET E, SAUDER C, SORNIN D, et al. Influence of surface fibre properties and textural organization of a pyrocarbon interphase on the interfacial shear stress of SiC/SiC minicomposites reinforced with Hi-Nicalon S and Tyranno SA3 fibres[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2014, 34(2): 179-188.

[17] ALMANSOURA, MAILLET E, RAMASAMY S, et al. Effect of fiber content on single tow SiC minicomposite mechanical and damage properties using acoustic emission[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2015, 35(13): 3389?3399.

[18] SAUDER C, BRUSSON A, LAMON J. Influence of interface characteristics on the mechanical properties of Hi-Nicalon type- S or Tyranno-SA3 Fiber-Reinforced SiC/SiC minicomposites[J]. International Journal of Applied Ceramic Technology, 2010, 7(3):291–303.

[19] NASLAIN R, LAMON J, PAILLER R, et al. Micro/ minicomposites: a useful approach to the design and development of non-oxide CMCs[J]. Composites Part A Applied Science & Manufacturing, 1999, 30(4): 537?54.

Preparation and tensile behavior of SiCf/SiC minicomposites with (PyC/SiC)multilayered interphases

YANG Ping1, ZHANG Ruiqian2, LI Yue1, CHEN Zhaoke1, HE Zhongbei2, LIU Guiliang2, FU Daogui2, SUN Wei1, WANG Yalei1, XIONG Xiang1

(1. Key Laboratory of Lightweight, High Strength Structural Materials, Powder Metallurgy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China;2. Reactor Fuel and Materials Laboratory, Nuclear Power Institute of China, Chengdu 610213, China)

(PyC/SiC)4or (PyC/SiC)8multi-layer interphases were introduced into two types of SiC fiber bundles by CVI method and further densified with SiC to obtain SiCf/SiC minicomposites. The effects of fiber types and interface types on mechanical properties and fracture mechanism of SiCf/SiC minicomposites were studied. The results show that, the densified SiCf/SiC minicomposite is a whole. In the minicomposites, a clear interface layer with an uniform thickness can be observed between fiber and matrix. The maximum tensile strength of A/(PyC/SiC)4/SiC, B/(PyC/SiC)4/SiC and A/(PyC/SiC)8/SiC minicomposites are 466, 350 and 330 MPa respectively, with the ultimate tensile strain of 0.519%, 0.219% and 0.330%, respectively. In addition, the fracture morphologies of minicomposites and the length of pull-out fiber with different types of reinforced fiber and interface are quite different, indicated a different fracture mode. The A/(PyC/SiC)4/SiC fractures in Model Ⅱ, B/(PyC/SiC)4/SiC and A/(PyC/SiC)8/SiC fracture in ModelⅠ.

(PyC/SiC)multilayered interphases; SiCf/SiC minicomposites; tensile strength; elongation; fracture mechanism

TF141.16

A

1673-0224(2018)06-553-09

反應(yīng)堆燃料及材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室基金

2018?03?14；

2018?04?27

張瑞謙，研究員，博士。電話：13084448564；E-mail: zhang_ruiqian@126.com; 陳招科，副研究員，博士。電話：13187015470；E-mail: chenzhaoke2008@csu.edu.cn

(編輯 高海燕)