王新剛, 楊青青, 林根連, 高巍, 秦福林, 李榮臻, 康莊, 王小飛, 蔣丹宇, 閆繼娜

國(guó)產(chǎn)550級(jí)連續(xù)氧化鋁陶瓷纖維的高溫拉伸性能研究

王新剛1, 楊青青1, 林根連2, 高巍1, 秦福林1, 李榮臻1, 康莊2, 王小飛1, 蔣丹宇1, 閆繼娜2

(1. 中國(guó)科學(xué)院 上海硅酸鹽研究所, 高性能陶瓷和超微結(jié)構(gòu)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 上海 200050; 2. 中國(guó)科學(xué)院 上海硅酸鹽研究所, 中試基地, 上海 201800)

氧化物陶瓷纖維具有優(yōu)良的耐高溫和抗氧化性能, 是航空航天領(lǐng)域用復(fù)合材料增強(qiáng)相的重要候選材料。高溫拉伸性能是氧化物陶瓷纖維在極端環(huán)境應(yīng)用的關(guān)鍵評(píng)價(jià)指標(biāo)之一, 但相關(guān)報(bào)道較少。本工作研究了國(guó)產(chǎn)550級(jí)纖維的高溫拉伸性能和熱處理后的室溫拉伸性能, 探討了纖維的拉伸性能與其物相和顯微結(jié)構(gòu)的演變關(guān)系和內(nèi)在機(jī)理, 并與Nextel 720和CeraFib纖維的高溫拉伸性能進(jìn)行了對(duì)比。結(jié)果表明, 國(guó)產(chǎn)SIC550纖維復(fù)絲和單絲在1100 ℃以下具有相對(duì)較高的拉伸強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度保持率, 由于纖維中無(wú)定形SiO2的高溫?zé)岱€(wěn)定性較差, 對(duì)纖維1200 ℃以上的高溫拉伸性能產(chǎn)生明顯不利的影響; 通過(guò)在臨界相轉(zhuǎn)變溫度(1300 ℃)對(duì)纖維進(jìn)行熱處理來(lái)形成莫來(lái)石相, 可在一定程度上改善纖維在1250～1400 ℃的高溫拉伸性能?？紤]到不同標(biāo)距的影響, SIC550纖維在1100 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度(883 MPa)與Nextel 720 (1000 MPa)和CeraFib纖維(940 MPa)接近。

氧化鋁; 陶瓷纖維; 高溫拉伸性能; 莫來(lái)石

隨著航空航天領(lǐng)域?qū)Y(jié)構(gòu)材料性能要求不斷提高, 與單相結(jié)構(gòu)陶瓷相比, 纖維增強(qiáng)復(fù)合材料可以通過(guò)對(duì)復(fù)合材料的設(shè)計(jì)充分發(fā)揮各相以及各相間的相互作用來(lái)彌補(bǔ)單相結(jié)構(gòu)材料的不足。將纖維以一定方式加入到陶瓷基體中, 既可以依靠高強(qiáng)度纖維來(lái)分擔(dān)外加載荷, 又可以利用纖維與陶瓷基體的弱界面結(jié)合來(lái)吸收外來(lái)能量, 從而達(dá)到改善陶瓷材料脆性的目的[1-2]。纖維增強(qiáng)（也稱纖維補(bǔ)強(qiáng)）已證明是改善陶瓷脆性的一條有效途徑[3]。陶瓷纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料以其高強(qiáng)度、良好的熱/化學(xué)穩(wěn)定性和高斷裂韌性等特點(diǎn)成為重要的極端環(huán)境候選結(jié)構(gòu)材料[4]。陶瓷纖維以其耐高溫、高強(qiáng)度、耐機(jī)械振動(dòng)、良好的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性等特點(diǎn)而應(yīng)用于復(fù)合材料和高溫隔熱材料[5-6]。與非氧化物陶瓷纖維(如：碳化硅纖維、碳纖維、氮化硼纖維、硅硼氮纖維)相比, 氧化物陶瓷纖維(如：硅酸鋁纖維、莫來(lái)石纖維、氧化鋁纖維)高溫抗氧化性優(yōu)良, 并且耐腐蝕, 是航空航天領(lǐng)域用復(fù)合材料增強(qiáng)體的重要候選材料[4-9]。目前商用氧化物陶瓷纖維主要有美國(guó)3M公司Nextel系列纖維和Dupont公司FP和PRD-166系列纖維, 日本Sumitomo公司的Altex系列纖維和Nitivy公司的Nitivy ALF系列纖維, 以及德國(guó)CeraFib公司的CeraFib系列纖維[7,10], 其中, Nextel 550纖維、Nitivy ALF F20纖維和CeraFib75纖維的組分與莫來(lái)石(72Al2O3-28SiO2)接近。莫來(lái)石纖維具有較好熱穩(wěn)定性和化學(xué)穩(wěn)定性、低熱膨脹系數(shù)和低熱導(dǎo)率, 以及優(yōu)良的抗蠕變性能等特性, 廣泛應(yīng)用于絕熱材料、纖維增強(qiáng)材料和高溫結(jié)構(gòu)材料中[11-12]。

溶膠–凝膠法是制備莫來(lái)石纖維的主要方法之一, 中國(guó)科學(xué)院上海硅酸鹽研究所馬西飛等[11]制備了一系列可紡復(fù)合莫來(lái)石前驅(qū)體, 發(fā)現(xiàn)含質(zhì)量分?jǐn)?shù)70%單相組分的復(fù)合前驅(qū)體具有最好的結(jié)晶性、致密化特性和強(qiáng)度保持率。中南大學(xué)徐書恒等[12]以硝酸鋁、異丙醇鋁和硅溶膠為原料制備了莫來(lái)石纖維, 1000 ℃燒結(jié)后纖維的室溫拉伸強(qiáng)度最高達(dá)到1075 MPa。由于氧化物陶瓷纖維的直徑小(5～15 μm)、單絲斷裂載荷低(厘牛級(jí)), 而且纖維的脆性大, 很難對(duì)纖維進(jìn)行高溫拉伸性能測(cè)試。目前廣泛采用纖維的室溫拉伸強(qiáng)度和不同溫度熱處理后的室溫拉伸強(qiáng)度來(lái)研究纖維的拉伸性能與材料制備工藝的關(guān)系[7,13-15]。Reinders等[15]采用氯化羥鋁和硅溶膠為原料, 利用干法紡絲技術(shù)制備了莫來(lái)石纖維, 研究發(fā)現(xiàn), ZrO2第二相可以明顯提升莫來(lái)石纖維的室溫拉伸強(qiáng)度。Scholz等[7]研究了莫來(lái)石纖維在不同溫度熱處理后的拉伸強(qiáng)度, 莫來(lái)石纖維經(jīng)1250 ℃煅燒后的拉伸強(qiáng)度最大, 達(dá)到1630 MPa。由于陶瓷纖維廣泛應(yīng)用于高溫極端環(huán)境下, 連續(xù)氧化物陶瓷纖維的高溫拉伸性能評(píng)價(jià)對(duì)于指導(dǎo)纖維的制備及纖維應(yīng)用具有重要意義, 目前關(guān)于連續(xù)氧化物陶瓷纖維高溫拉伸性能研究報(bào)道很少。德國(guó)不來(lái)梅大學(xué)Almeida等[4]研究了組分為72Al2O3-28SiO2的CeraFib75型纖維的拉伸和蠕變性能, CeraFib75纖維是通過(guò)干法紡絲技術(shù)經(jīng)1350～1400 ℃熱處理制備獲得, 纖維微結(jié)構(gòu)主要包含亞穩(wěn)態(tài)富-氧化鋁的莫來(lái)石相和很少量的γ-Al2O3相, 與晶相為莫來(lái)石和氧化鋁復(fù)相的NextelTM720纖維相比, 1200 ℃以上, CeraFib75纖維比NextelTM720表現(xiàn)出更高的拉伸強(qiáng)度, 兩種纖維的蠕變速率在同一個(gè)數(shù)量級(jí)[4]。本工作對(duì)國(guó)產(chǎn)550級(jí)連續(xù)氧化鋁纖維復(fù)絲和單絲的高溫拉伸性能進(jìn)行研究, 并與熱處理后的室溫拉伸性能進(jìn)行對(duì)比, 結(jié)合纖維的物相轉(zhuǎn)變和顯微結(jié)構(gòu)對(duì)纖維的拉伸性能進(jìn)行分析。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)原料

實(shí)驗(yàn)采用的纖維為國(guó)產(chǎn)550級(jí)連續(xù)氧化鋁纖維, 由中國(guó)科學(xué)院上海硅酸鹽研究所(SICCAS)研制, 簡(jiǎn)稱SIC550, 編號(hào)20210226-3H-2, 單卷長(zhǎng)度500 m, 比強(qiáng)力0.35 N/tex, 纖維組分與莫來(lái)石相同, 為72% Al2O3～28% SiO2(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。

1.2 材料表征

采用X射線衍射儀(XRD, D8 DISCOVER A25, Bruker, Germany)分析纖維的物相組成; 采用掃描電子顯微鏡(SEM, FEI, USA)觀察纖維的形貌; 利用透射電子顯微鏡(TEM, FEI Tecnai G2 F20, USA)對(duì)纖維進(jìn)行形貌、選區(qū)電子衍射和高分辨成像分析。其中, 采用聚焦離子束/電子束雙束顯微分析系統(tǒng)(FIB, FEI VERSA3D, USA)和研磨法兩種方法制備TEM樣品。FIB加工前, 先用離子濺射儀對(duì)樣品表面進(jìn)行噴鉑處理(厚度約1.0 μm), FIB加工的離子源為30 kV高壓下的鎵離子(Ga+)。研磨法制備纖維TEM樣品時(shí), 先將纖維研磨成粉, 再用丙酮超聲分散滴至純碳微柵膜上。在萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)(SHIMADZU, AGS-X-10kN, Japan)上測(cè)試?yán)w維單絲和復(fù)絲的拉伸斷裂強(qiáng)度。其中, 纖維單絲拉伸強(qiáng)度測(cè)試采用的傳感器量程為10 N, 起測(cè)點(diǎn)為0.02 N, 精度為測(cè)量值的±1%。纖維復(fù)絲拉伸強(qiáng)度測(cè)試采用的傳感器量程為1000 N, 起測(cè)點(diǎn)為2 N, 精度為測(cè)量值的±0.5%。纖維的單絲橫截面形狀為圓形, 根據(jù)T/CBMF 97-2021的方法[16], 采用光學(xué)顯微鏡測(cè)量纖維的直徑, 纖維單絲的平均直徑為11.5 μm。將SIC550初始纖維在不同溫度下(600～1400 ℃)熱處理1 h, 根據(jù)T/CBMF 97-2021測(cè)試熱處理后纖維單絲的室溫拉伸強(qiáng)度, 樣品標(biāo)距為25 mm, 加載速率為1 mm/min[16]。纖維單絲和復(fù)絲的高溫拉伸強(qiáng)度部分參考EN1007-6: 2007[17]進(jìn)行測(cè)試, 纖維復(fù)絲高溫拉伸強(qiáng)度采用冷端夾持法夾持樣品, 樣品標(biāo)距為530 mm, 纖維復(fù)絲高溫拉伸強(qiáng)度測(cè)試的加載速率為20 mm/min。纖維單絲高溫拉伸強(qiáng)度測(cè)試采用熱端夾持法夾持纖維, 纖維單絲的標(biāo)距為40 mm, 加載速率為1 mm/min。纖維單絲和復(fù)絲高溫拉伸強(qiáng)度測(cè)試加熱爐的恒溫區(qū)約為60 mm, 加熱過(guò)程中先以100 ℃/min的速率加熱到測(cè)試溫度以下150 ℃, 再以30 ℃/min的速率加熱到目標(biāo)測(cè)試溫度(800～1350 ℃), 保溫2～5 min, 待測(cè)試溫度偏差小于5 ℃后開(kāi)始拉伸測(cè)試。

2 結(jié)果與討論

圖1為初始SIC550纖維及經(jīng)不同溫度熱處理后纖維的XRD圖譜, 初始SIC550纖維主要包含-Al2O3和無(wú)定形SiO2兩相, 也存在極少量的Al2Si4O10相,-Al2O3的衍射峰明顯寬化, 說(shuō)明其結(jié)晶性較差; 600～1200 ℃熱處理后, 纖維的物相種類沒(méi)有發(fā)生明顯變化, 直到熱處理溫度分別升高到1300和1400 ℃后,-Al2O3和無(wú)定形SiO2兩相發(fā)生反應(yīng), 如式(1)所示, 生成了單相的莫來(lái)石(Al6Si2O13), 纖維的臨界相轉(zhuǎn)變溫度為1300 ℃。從纖維1300和1400 ℃熱處理后的XRD圖譜可以看出, 莫來(lái)石相的衍射峰峰形尖銳, 說(shuō)明反應(yīng)生成的莫來(lái)石相結(jié)晶性明顯優(yōu)于-Al2O3相。

3Al2O3+ 2SiO2= 3Al2O3·2SiO2(Al6Si2O13) (1)

圖2為SIC550纖維在不同溫度熱處理后產(chǎn)物的SEM照片, 可以看出初始纖維表面光滑、無(wú)裂紋和空洞等明顯缺陷, 當(dāng)熱處理溫度達(dá)到1200 ℃時(shí), 纖維表面開(kāi)始變粗糙, 特別是1300 ℃的相轉(zhuǎn)變溫度及以上, 纖維表面出現(xiàn)明顯類似晶界特征的形貌, 表面粗糙不平, 這主要由高溫?zé)岣g和相轉(zhuǎn)變并伴隨體積的變化導(dǎo)致的。圖3給出了1300 ℃熱處理1 h后莫來(lái)石纖維的TEM照片, 選區(qū)電子衍射圖像(SAED)說(shuō)明纖維具有納米多晶結(jié)構(gòu), 根據(jù)纖維高分辨圖像的清晰衍射條紋推斷纖維中納米晶的尺度在10～50 nm量級(jí)。圖4給出了SIC550纖維經(jīng)不同溫度熱處理后單絲的室溫拉伸強(qiáng)度和強(qiáng)度保持率隨熱處理溫度變化曲線。初始纖維的拉伸強(qiáng)度為1707 MPa, 隨著熱處理溫度升高, 拉伸強(qiáng)度緩慢降低, 1200 ℃熱處理后的拉伸強(qiáng)度為1488 MPa, 拉伸強(qiáng)度保持率為87%。當(dāng)熱處理溫度升高到1300～1400 ℃, 纖維的拉伸強(qiáng)度明顯下降, 1400 ℃熱處理后的拉伸強(qiáng)度為985 MPa, 強(qiáng)度保持率降低到58%。圖4還給出了Jiang等[14]研究的日本Nitivy公司生產(chǎn)ALF2220S纖維72% Al2O3-28% SiO2(質(zhì)量分?jǐn)?shù))在不同溫度熱處理4 h后的拉伸強(qiáng)度, ALF2220S纖維經(jīng)室溫～ 1100 ℃熱處理后主要物相為-Al2O3和無(wú)定形SiO2兩相, 經(jīng)1200～1400 ℃熱處理后主要物相為莫來(lái)石相[14], ALF2220S纖維的臨界相轉(zhuǎn)變溫度(1200 ℃)比SIC550纖維(1300 ℃)低約100 ℃。ALF2220S初始纖維拉伸強(qiáng)度為1820 MPa, 1000 ℃熱處理后的拉伸強(qiáng)度發(fā)生輕微下降(1680 MPa), 拉伸強(qiáng)度保持率高達(dá)92%。隨著熱處理溫度升高到1200 ℃及以上, 拉伸強(qiáng)度出現(xiàn)直線式下降, 1400 ℃熱處理后降低至520 MPa, 拉伸強(qiáng)度保持率僅為29%[14]。從SIC550和ALF2220S纖維熱處理后的室溫拉伸強(qiáng)度隨熱處理溫度的變化可以看出, SIC550纖維和ALF2220S纖維在臨界相轉(zhuǎn)變溫度以上熱處理后的室溫拉伸強(qiáng)度均出現(xiàn)明顯下降。影響纖維室溫拉伸性能的主要因素有纖維的表面缺陷、晶粒尺寸和內(nèi)部缺陷(氣孔、夾雜物等), 根據(jù)公式(2)的Griffith方程[14], 纖維拉伸強(qiáng)度與臨界缺陷尺寸成反比關(guān)系, 隨著熱處理溫度升高, 纖維晶粒尺寸會(huì)隨之增大, 因此導(dǎo)致室溫拉伸強(qiáng)度逐漸降低。另外, 從纖維的SEM照片可以看出, 熱處理導(dǎo)致纖維表面逐漸變得粗糙, 特別是在1300～1400 ℃發(fā)生相轉(zhuǎn)變和熱腐蝕等引發(fā)表面結(jié)構(gòu)演變, 會(huì)造成纖維表面缺陷尺寸和缺陷濃度不斷增大, 這也是導(dǎo)致纖維熱處理后室溫拉伸強(qiáng)度降低的原因。

圖1 SIC550初始纖維及經(jīng)不同溫度(600～1400 ℃)熱處理后纖維的XRD圖譜

圖2 SIC550初始纖維(a)及經(jīng)不同溫度((b) 1200, (c) 1300, (d) 1400 ℃)熱處理后纖維的SEM照片

圖3 SIC550纖維經(jīng)1300 ℃熱處理1 h后的TEM照片

(a) Bright field image (inset showing the corresponding SAED pattern), and (b) high-resolution image

圖4 SIC550纖維不同溫度熱處理后單絲的室溫拉伸強(qiáng)度(a)和拉伸強(qiáng)度保持率(b)變化曲線及Jiang等[14]報(bào)道的ALF2220S纖維研究結(jié)果

式中，f、IC和分別為拉伸強(qiáng)度、斷裂韌性和引起纖維斷裂的臨界缺陷尺寸。

為考察纖維的高溫拉伸性能, 測(cè)試了SIC550纖維復(fù)絲和單絲的高溫拉伸強(qiáng)度。圖5為初始SIC550纖維復(fù)絲高溫拉伸強(qiáng)度與溫度關(guān)系曲線, 纖維復(fù)絲在800 ℃的拉伸強(qiáng)度(1036 MPa)與室溫拉伸強(qiáng)度比較相近(1092 MPa), 當(dāng)溫度升高到1000 ℃和1100 ℃, 纖維的拉伸強(qiáng)度分別降低到893和826 MPa, 在1200～1250 ℃, 纖維的高溫拉伸強(qiáng)度發(fā)生直線下降, 在1250 ℃的拉伸強(qiáng)度僅為60 MPa。纖維在1300 ℃的拉伸強(qiáng)度(267 MPa)明顯高于1250 ℃, 繼續(xù)升高溫度到1350 ℃, 纖維的拉伸強(qiáng)度降低到54 MPa。為分析纖維在1300 ℃拉伸強(qiáng)度反彈升高的原因, 對(duì)在1250和1300 ℃高溫拉伸測(cè)試后斷裂區(qū)域樣品進(jìn)行XRD分析。如圖6(a)所示, 在1250 ℃拉伸測(cè)試后,纖維還未發(fā)生莫來(lái)石相轉(zhuǎn)變, 纖維的主要物相為- Al2O3和無(wú)定形SiO2相, 以及少量Al2Si4O10相。1300 ℃拉伸測(cè)試后, 纖維以莫來(lái)石相為主, 如圖6(b)所示,-Al2O3、無(wú)定形和Al2Si4O10的含量明顯減少, 說(shuō)明初始纖維中的-Al2O3和無(wú)定形SiO2在升溫到1300 ℃的高溫測(cè)試過(guò)程中已經(jīng)明顯發(fā)生反應(yīng)生成莫來(lái)石。

圖5 SIC550初始纖維復(fù)絲的高溫拉伸強(qiáng)度及1300 ℃熱處理15 min后在1000～1400 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度

圖6 SIC550初始纖維在1250 ℃(a)、1300 ℃(b)高溫拉伸后斷裂區(qū)樣品及在1300 ℃熱處理15 min后樣品(c)的XRD圖譜

為減少纖維相變后殘余無(wú)定形SiO2的含量, 本工作進(jìn)一步考察了纖維1300 ℃熱處理15 min后在1000～1400 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度, 如圖5所示。熱處理后纖維在1250、1350 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度分別增大到252和233 MPa。1300 ℃熱處理15 min后樣品的XRD圖譜如圖6(c)所示, 樣品以莫來(lái)石相為主,-Al2O3和無(wú)定形SiO2衍射峰強(qiáng)度有所降低, 而且Al2Si4O10衍射峰幾乎消失, 說(shuō)明通過(guò)1300 ℃熱處理15 min可以進(jìn)一步降低-Al2O3、無(wú)定形SiO2和Al2Si4O10的含量, 從而提高纖維的高溫(1250～ 1400 ℃)的拉伸強(qiáng)度。Kumazawa等[18]在莫來(lái)石陶瓷的高溫彎曲強(qiáng)度研究中發(fā)現(xiàn), 陶瓷中的玻璃相對(duì)其高溫彎曲強(qiáng)度會(huì)產(chǎn)生明顯不利影響, 研究采用長(zhǎng)時(shí)間熱處理的方法促使晶界玻璃相發(fā)生晶化來(lái)減少玻璃相含量, 經(jīng)過(guò)120 h熱處理后, 莫來(lái)石陶瓷在1400 ℃的彎曲強(qiáng)度從250 MPa左右提升到近400 MPa左右。另外, 熱處理后的纖維比初始纖維在1000～1200 ℃的高溫強(qiáng)度出現(xiàn)明顯下降, 主要原因在于纖維熱處理后生成莫來(lái)石相導(dǎo)致晶粒生長(zhǎng), 以及纖維表面因化學(xué)反應(yīng)和熱腐蝕等原因引起表面缺陷增加。

為考察纖維熱處理對(duì)其高溫力學(xué)性能的影響, 本工作測(cè)試了經(jīng)1200 ℃熱處理1 h后的纖維在1250 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度（280 MPa）, 比初始纖維在1250 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度(60 MPa)有了明顯提高。圖7給出了1200 ℃熱處理1 h后纖維樣品的TEM照片, 可以看出, 纖維樣品呈多晶結(jié)構(gòu), 暗場(chǎng)像中的Al2O3晶粒密度較大, 說(shuō)明1200 ℃熱處理有利于提高Al2O3晶粒的結(jié)晶度, 樣品高分辨圖像可以明顯觀察到有規(guī)則晶格條紋的Al2O3晶粒, 晶粒尺度為10～30 nm, 因此, 1200 ℃熱處理后纖維在1250 ℃高溫拉伸強(qiáng)度顯著提高與纖維微結(jié)構(gòu)中的晶粒結(jié)晶性改善有關(guān)。

在SIC550纖維復(fù)絲高溫拉伸性能研究基礎(chǔ)上, 本工作也初步研究了SIC550纖維單絲的高溫拉伸性能, 圖8為標(biāo)距為40 mm的SIC550纖維單絲高溫拉伸強(qiáng)度隨溫度變化曲線, 纖維單絲在1000 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度為1083 MPa, 是室溫拉伸強(qiáng)度(1380 MPa)的78%, 1100 ℃的拉伸強(qiáng)度降低到 883 MPa, 拉伸強(qiáng)度保持率為64%, 在1200 ℃的拉伸強(qiáng)度明顯下降, 只有331 MPa, 這主要由于纖維中無(wú)定形SiO2相的高溫穩(wěn)定性較差。圖8還給出了Almeida等[1]報(bào)道的標(biāo)距為25 mm的Nextel 720和CeraFib兩種纖維高溫拉伸強(qiáng)度, Nextel 720和CeraFib纖維在1000 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度分別為1349和1255 MPa, 1100 ℃的拉伸強(qiáng)度分別降低到1000和940 MPa,拉伸強(qiáng)度保持率分別為61%和66%[1]。SIC550纖維在1100 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度保持率(64%)，與Nextel 720纖維(60%)和CeraFib纖維(61%)的相當(dāng), 1100 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度略低于Nextel 720和CeraFib纖維, 主要原因可能在于纖維不同標(biāo)距的影響。圖9給出了SIC550纖維不同標(biāo)距下的室溫拉伸強(qiáng)度, 可以看出, 拉伸強(qiáng)度隨標(biāo)距的變化呈現(xiàn)線性降低的趨勢(shì), 標(biāo)距為40 mm的樣品拉伸強(qiáng)度比標(biāo)距為25 mm的拉伸強(qiáng)度降低約230 MPa。Wilson等[19]對(duì)Nextel 610和Nextel 720纖維在不同標(biāo)距下拉伸強(qiáng)度的研究也表明, 纖維拉伸強(qiáng)度隨著標(biāo)距增大而降低。當(dāng)纖維標(biāo)距增大時(shí), 引發(fā)纖維斷裂破壞的缺陷濃度隨之增加, 臨界斷裂的缺陷尺寸也會(huì)增大, 從而導(dǎo)致纖維拉伸強(qiáng)度隨標(biāo)距的增加而降低。

圖7 SIC550初始纖維在1250 ℃高溫拉伸后斷裂區(qū)樣品(a, c, e)和纖維在1200 ℃熱處理1 h后樣品(b, d, f)的TEM照片,

Bright field images (a, b) with insets in (a or b) showing the correpongding SAD patterns; Dark field images (c, d), and high-resolution images (e, f)

圖8 SIC550纖維單絲高溫拉伸強(qiáng)度(a)和拉伸強(qiáng)度保持率(b)及與Almeida 等[4]報(bào)道的Nextel 720和CeraFib纖維性能對(duì)比

對(duì)比SIC550纖維高溫拉伸強(qiáng)度和熱處理后的室溫拉伸強(qiáng)度可以看出, 纖維高溫拉伸強(qiáng)度隨溫度明顯下降的臨界溫度為1100 ℃, 而纖維熱處理后強(qiáng)度下降的臨界溫度為1300 ℃, 主要原因在于纖維高溫拉伸斷裂與室溫拉伸斷裂的機(jī)制不同。纖維在高溫下拉伸斷裂除了與纖維固有的內(nèi)部缺陷和表面缺陷有關(guān), 還與纖維組分結(jié)晶性、高溫下結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性密切相關(guān), 通過(guò)調(diào)控纖維的相組成及其在高溫下的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性, 將有利于改善纖維的高溫拉伸性能, 不同熱處理溫度和時(shí)間對(duì)纖維高溫拉伸性能的影響將會(huì)繼續(xù)深入研究。

圖9 SIC550纖維單絲室溫拉伸強(qiáng)度隨標(biāo)距長(zhǎng)度變化曲線

3 結(jié)論

1) SIC550纖維在1200 ℃及以下熱處理后的物相和微結(jié)構(gòu)穩(wěn)定, 主要物相為納米晶-Al2O3和無(wú)定形SiO2, 1200 ℃熱處理后纖維單絲的室溫拉伸強(qiáng)度和強(qiáng)度保持率分別為1488 MPa和87%。1300 ℃及以上熱處理后纖維向莫來(lái)石相轉(zhuǎn)變, 相轉(zhuǎn)變及高溫?zé)岣g導(dǎo)致纖維單絲的室溫拉伸強(qiáng)度明顯下降。

2) SIC550纖維復(fù)絲從室溫至1100 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度逐漸下降至826 MPa, 強(qiáng)度保持率為80%,溫度升至1250 ℃, 纖維的高溫拉伸強(qiáng)度急劇下降到60 MPa。對(duì)纖維在1300 ℃熱處理可通過(guò)發(fā)生相轉(zhuǎn)變、降低無(wú)定形SiO2含量來(lái)提高纖維在1250～ 1400 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度。

3) SIC550纖維單絲在1000 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度和強(qiáng)度保留率分別為1083 MPa和78%; 在1100 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度為883 MPa, 考慮到不同標(biāo)距的影響, SIC550纖維與Nextel 720(1000 MPa)和CeraFib纖維(940 MPa)的強(qiáng)度接近, SIC550纖維在1100 ℃的高溫拉伸強(qiáng)度保持率與Nextel 720和CeraFib的相當(dāng)(64%左右)。

[1] 郭景坤. 陶瓷材料科學(xué)的幾個(gè)前沿問(wèn)題. 中國(guó)科學(xué)院院刊, 1991, 3: 202–207.

[2] 郭景坤. 關(guān)于陶瓷材料的脆性問(wèn)題. 復(fù)旦學(xué)報(bào), 2003, 42(6): 822–827.

[3] 郭景坤. 纖維補(bǔ)強(qiáng)陶瓷基復(fù)合材料的進(jìn)展. 材料科學(xué)與工程, 1989, 2: 7–13.

[4] ALMEIDA R S M, TUSHTEV K, CLAUSS B,. Tensile and creep performance of a novel mullite fiber at high temperatures., 2015, 76: 37–43.

[5] ZHANG X S, WANG B, WU N,. Micro- nano ceramic fibers for high temperature thermal insulation., 2021, 36(3): 245–256.

[6] WILSON D M, VISSER L R, High performance oxide fiber for metal and ceramic composites.2001, 32: 1143–1153.

[7] SCHOLZ H, VETTER J, HERBORN R,. Oxide ceramic fibersdry spinning process—from lab to fab., 2020, 17(4): 1636–1645.

[8] DELEGLISE F, BERGER M H, JEULIN D,. Microstructural stability and room temperature mechanical properties of the Nextel 720 fibre., 2001, 21(5): 569–580.

[9] LONG X, WU Z, SHAO C,. High-temperature oxidation behavior of SiBN fibers in air., 2021, 10(4): 768–777.

[10] WANG Y, LIU H T, CHENG H F,. Research progress on oxide/oxide ceramic matrix composites., 2014, 29(7): 673–680.

[11] MA X F, LIN G L, KANG Z,. Crystallization behavior of hybrid mullite fiber precursors., 2017, 32(7): 739–743.

[12] 徐書恒, 劉文勝, 馬運(yùn)柱, 等. 燒結(jié)溫度對(duì)莫來(lái)石纖維組織結(jié)構(gòu)和性能的影響. 硅酸鹽通報(bào), 2018, 37(7): 2094–2100.

[13] ALMEIDA R S M, BERGMULLER E L, EGGERT B G F,Thermal exposure effects on the strength and microstructure of a novel mullite fiber., 2016, 99(5): 1709–1716.

[14] JIANG R, LIU H T, YANG L W,. Mechanical properties of aluminosilicate fiber heat-treated from 800 ℃ to 1400 ℃: effects of phase transition, grain growth and defects., 2018, 138: 120–126.

[15] REINDERS L, PFEIFER S, KRONER S,. Development of mullite fibers and novel zirconia-toughened mullite fibers for high temperature applications., 2021, 41(6): 3570–3580.

[16] T/CBMF 97-2021, 連續(xù)氧化物陶瓷纖維單絲的拉伸性能測(cè)試方法.

[17] EN 1007-6:2007 Advanced technical ceramics-Ceramic composites- Methods of test for reinforcement - Part 6: Determination of tensile properties of filaments at high temperature.

[18] KUMAZAWA T, SUZUKI H. Improvement in sinterability and high-temperature mechanical properties by grain boundary design for high purity mullite ceramics: crystallization of grain-boundary glassy phase., 2020, 128(10): 685–692.

[19] WILSON D M. Statistical tensile strength of NextelTM610 and NextelTM720 fibres., 1997, 32(10): 2535–2542.

High Temperature Tensile Property of Domestic 550-grade Continuous Alumina Ceramic Fiber

WANG Xingang1, YANG Qingqing1, LIN Genlian2, GAO Wei1, QIN Fulin1, LI Rongzhen1, KANG Zhuang2, WANG Xiaofei1, JIANG Danyu1, YAN Jina2

(1. State Key Lab of High Performance Ceramics and Superfine Microstructure, Shanghai Institute of Ceramics, Chinese Academy of Sciences, Shanghai 200050, China; 2. R&D Center, Shanghai Institute of Ceramics, Chinese Academy of Sciences, Shanghai 201800, China)

Oxide fiber has good thermostability and oxidation resistance at high temperature, is one of the important candidates for the reinforcements of composites for aerospace field. The tensile property at high temperature is one of the critical properties of oxide fiber used in harsh environment, but the related research about domestic 550-grade fiber is rarely reported. Here, the tensile property of domestic 550-grade continuous alumina fiber at high temperature and its room temperature tensile property after heat treatment were studied. Relationships between the tensile strength and the phase transition, the microstructures, as well as their internal mechanism were investegated. The results showed that the fiber multifilament and filaments had relatively high tensile strength with strength retention rate up to 1100 ℃. The poor thermostability of amorphous SiO2had obviously adverse effect on the tensile property of the fiber at temperature above 1200 ℃. Importantly, at the critical phase transition tempe-rature (1300 ℃) mullite plase was formed, which could improve the fiber tensile strength at 1250–1400 ℃. This work demonstrated that the tensile strength of SIC550 fiber at 1100 ℃ was close to that of Nextel 720 and CeraFib by considering the effect of different gauge length.

alumina; ceramic fiber; high temperature tensile property; mullite

1000-324X(2022)06-0629-07

10.15541/jim20210443

TQ174

A

2021-07-14;

2021-10-18;

2021-10-21

上海市科委技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)項(xiàng)目(18DZ2204200)

Technical Standard Project of Shanghai Science and Technology Committee (18DZ2204200)

王新剛(1981–), 男, 博士, 高級(jí)工程師. E-mail: xgwang@mail.sic.ac.cn

WANG Xingang (1981–), male, PhD, senior engineer. E-mail: xgwang@mail.sic.ac.cn

康莊, 副研究員. E-mail: kangz@mail.sic.ac.cn

KANG Zhuang, associate professor. E-mail: kangz@mail.sic.ac.cn