连续SiC纤维增强Ti3Al基复合材料力学性能研究

中航工业北京航空制造工程研究所 赵 冰 侯红亮 李志强 廖金华 曲海涛

Ti3Al金属间化合物具有良好的高温特性，最高使用温度可达到750℃，是一种很有前途的钛基复合材料基体。针对SiCf/Ti3Al复合材料体系的纤维/基体界面反应机理、反应产物形成规律及其形貌特征等问题，国内外已经开展了很多研究[1-6]，而针对不同热处理工艺下和纤维涂层条件下，SiCf/Ti3Al复合材料力学性能的研究较少。Brett等[7]采用GMC（Generalized Method of Cells）方法研究了SiC/Ti-24A1-11Nb的力学性能，分析了界面结合强度对复合材料失效方式的影响规律。Quast等[8]研究了SCS-6/Ti-24Al-17Nb-xMo复合材料的热机械疲劳性能。Chatterjee等[9]研究了Ultra SCS/Ti-22Al-26Nb复合材料的界面及其疲劳性能，并对疲劳断口进行了分析。HER等[10]研究了SCS-6/Ti-22Al-23Nb复合材料在受到疲劳载荷时，裂纹的产生和扩展规律。QUAST等[11]人研究了添加钼元素对SCS-6/Ti-22Al-23Nb沿纤维纵向的蠕变性能。国内还没有开展纤维涂层与热处理工艺对SiCf/Ti3Al复合材料力学性能影响规律的研究，而热处理工艺和纤维涂层对复合材料性能的影响规律的研究，对于选择合适的复合材料体系，评估制备态和在役使用状态复合材料的性能有很重要的意义。因此，在本文中研究了箔-纤维-箔法制备的SiCf/Ti3Al复合材料的力学性能，分析了纤维涂层及热处理工艺对性能的影响。

1 材料与方法

1.1 材料

试验的原材料为Ti3Al箔材和SiC纤维。Ti3Al箔材由国家钢铁研究总院提供，密度为4.85g/cm3，合金成分为：Ti-24Al-14Nb，箔材厚度为0.1mm。在试验中采用了两种SiC纤维：国产SiC纤维（无碳涂层）和SCS-6纤维（有碳涂层）。图1是纤维的断口形貌。

图1 SiC纤维Fig.1 SiC fiber

1.2 制备工艺与方法

SiCf/Ti3Al复合材料采用箔-纤维-箔方法制备，具体工艺过程为：将Ti3Al箔材裁成合适的尺寸，采用缠绕法或编织法制备SiC纤维布，将纤维布与箔材叠层后装入Q235包套中，经过真空除气、真空封装后热等静压，制备出SiCf/Ti3Al复合材料面板，热等静压的工艺参数为：960～980℃ /60～120MPa/1～2h。SiCf/Ti3Al复合材料的制备工艺过程如图2所示。热等静压温度选择为960～980℃，主要是考虑Ti3Al基体材料在该温度条件下具有良好的超塑性，变形抗力较小，又不会导致晶粒迅速长大。在制备的复合材料面板上切取试片和拉伸试件，进行界面分析和性能测试，拉伸试件的尺寸如图3所示。

界面分析的试件采用线切割法切成尺寸为10mm×5mm的试片，依次在不同粒度的细砂纸上研磨、用钛合金腐蚀液腐蚀后，在扫描电镜下（SEM）观察。拉伸试验在Instron试验机上进行，拉伸速度为0.2mm/min。对拉伸后的试件进行SEM分析，观察拉伸断口形貌。

图2 箔-纤维-箔制备工艺过程Fig.2 Foil-fiber-foil fabricating process

图3 拉伸试件外形尺寸Fig.3 Dimension of tensile samples

2 结果与讨论

2.1 国产SiCf/Ti3Al复合材料和SCS-6/Ti3Al复合材料性能对比

图4、5是国产无碳涂层SiCf/Ti3Al和有碳涂层SCS-6/Ti3Al复合材料的界面和断口形貌，其中复合工艺为：980℃/80～100MPa/120min。由图可知，在有碳涂层时，由于界面结合较弱，界面反应层发生了脱落。而在无碳涂层时，界面结合力比较强，形成了比较均匀的、结合紧密的界面反应层，未发生脱落。从图4（b）、5（b）可以看出，无碳涂层SiCf/Ti3Al复合材料的拉伸断口比较平齐，几乎没有纤维拔出。而有碳涂层SCS-6/Ti3Al复合材料的断口则有明显的纤维拔出，可见SCS-6/Ti3Al复合材料的界面结合力要比无碳涂层的低。在图4（c）中的断口，无碳涂层时，界面反应层与SiC结合较强，没有发生剥离，而反应层与Ti3Al之间有剥离，可以推断，在无碳涂层SiCf/Ti3Al复合材料中，界面结合力的大小顺序是SiC/反应层>反应层/Ti3Al。在SCS-6/Ti3Al复合材料中存在3个界面：SiC/C、C/反应层、反应层/Ti3Al，在图 5（c） 的断口中，3 个界面都发生了剥离，由于反应层/Ti3Al的界面结合力较弱，裂纹最先沿着这个界面剥离。在图5（c）中，SiC/C界面也发生了剥离，与反应层/Ti3Al界面发生剥离的程度相近，而C/反应层界面几乎未发生剥离，可见SiC/C结合力要小于C/反应层。C/反应层界面是反应结合，在靠近碳涂层的第一层反应产物是一层细小的TiC和Ti5Si3颗粒[12-16]，这可能是导致C/反应层界面结合力较强的主要原因。反应层/Ti3Al界面虽然也是反应结合，在界面剥离后反应层表面存在小的凹坑，但凹坑都比较浅，说明界面结合不强，因此，可以推断在SCS-6/Ti3Al复合材料中，界面结合力的强弱顺序为：C/反应层>反应层/Ti3Al≈SiC/C。

图4 无碳涂层SiCf/Ti3Al复合材料Fig.4 SiC without C coating reinforced Ti3Al composites

图5 有碳涂层SCS-6/Ti3Al复合材料Fig.5 SCS-6 with C coating reinforced Ti3Al composites

纤维有无碳涂层对界面结合状态有显著的影响[17]，由于存在碳涂层，使得界面反应产物不同，导致界面结合强度不同，将影响复合材料的力学性能。无碳涂层SiCf/Ti3Al复合材料的界面结合力较强，导致复合材料的性能较低，而SCS-6/Ti3Al复合材料的界面结合力弱于无碳涂层的情况，界面结合力适中，获得了较高的强度，极限强度达到1369MPa。

2.2 反应层厚度对性能的影响

图6、7是复合材料的界面微观组织和拉伸断口形貌，复合材料的制备工艺分别为980℃/80～100MPa/2h和980℃/80～100MPa/6h。在2种工艺下，界面反应层厚度分别为0.96μm和1.38μm，拉伸性能分别为1369MPa和1250MPa。通过比较断口形貌，两种工艺参数下的纤维拔出长度不同，后者的纤维拔出长度较小，说明随着反应层厚度的增加，界面结合强度提高。比较图6（a）、7（a）的界面形貌，在第二种工艺条件下，基体中的β相少于第一种工艺。随着反应时间延长，β相稳定元素不断向反应层扩散，导致靠近界面基体中的贫β相区域扩大，而贫β相区的扩大也会导致复合材料性能的降低。

图6 复合工艺为：980℃/120min/80～100MPaFig.6 Fabrication parameters is 980℃/120min/80～100MPa

图7 复合工艺为：980℃/360min/80～100MPaFig.7 Fabrication parameters is 980℃/360min/80～100MPa

当SiCf/Ti3Al界面发生反应时，生成了脆性反应层。对于同一种复合材料界面体系，如果反应层较薄，界面的结合力小，不能有效传递载荷，不能充分发挥增强物的作用。反应层厚度增加，界面结合增强，复合材料在破坏时纤维不易拔出，导致性能下降。为了兼顾有效传递载荷和阻止裂纹两个方面，存在一个临界的反应层厚度[4]。当反应层厚度小于临界厚度时，复合材料的力学性能较高，当反应层厚度大于临界厚度时，复合材料性能随着反应层厚度的增加而下降。

2.3 断裂机制

图8 不同界面结合强度时复合材料的破坏机制Fig.8 Different fracture mechanism with different interface mechanical property

界面对于复合材料性能有非常重要的影响，无论是碳涂层还是热处理工艺，都可以通过改变纤维/基体界面结合强度来影响复合材料的性能。通过对有碳涂层纤维复合材料和无碳涂层纤维复合材料，以及经过不同热处理工艺的复合材料的对比，发现有碳涂层复合材料往往比无碳涂层时的界面结合要弱，而经过较长时间热处理的复合材料具有较强的界面结合。当界面结合强度不同时，复合材料发生破坏的机制不同[18-23]。如图8所示，在界面结合力较弱时，纤维/基体界面很容易发生剥离，裂纹倾向于沿剥离的纤维/基体界面扩展，拉伸断口上有明显的纤维拔出。当界面结合力较强时，裂纹倾向于向纤维中扩展，导致纤维过早断裂，复合材料的拉伸断口比较平齐。在弱界面结合时，纤维/基体界面不能有效地传递载荷，不能充分发挥高性能纤维的作用，导致材料性能较低；强界面结合在破坏时会导致纤维的过早断裂，也不能充分发挥高性能纤维的增强作用。可见，过强和过弱的界面结合都不能获得较佳的性能，因此，在制备复合材料时，应通过优化和控制工艺参数，获得适中的界面结合，才能获得较佳的性能[22]。

图9是SiCf/Ti3Al复合材料受平行于纤维方向载荷发生破坏时，基体中的裂纹。由图可知，在复合材料失效过程中，基体中产生了裂纹，裂纹一般与纤维/基体界面呈45°，在扩展裂纹中还会出现分叉，使得同一个裂纹分解为沿多个方向扩展的微细裂纹。

图9 SCS-6/Ti3Al复合材料发生破坏时，在基体中的扩展裂纹Fig.9 Extension crack in matrix while SCS-6/Ti3Al composites fail

3 结论

（1） 在国产SiC纤维（无碳涂层）增强Ti3Al复合材料中，界面结合力的大小顺序为：SiC/反应层>反应层/Ti3Al；在SCS-6/Ti3Al复合材料中，界面的结合力大小顺序为：C/反应层>反应层/Ti3Al≈SiC/C。

（2） 当热处理工艺从 980℃ /80～100MPa/2h 变化到980℃/80～100MPa/6h时，界面反应层厚度从0.96μm增加到1.38μm，SCS-6/Ti3Al复合材料的力学性能由1369MPa下降到1250MPa，这主要是由于随着热处理时间的增加，界面结合力增加，导致性能下降。

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