SiCf/Ti2AlNb复合材料高温拉伸断裂行为研究

2021-09-14韦泽麒杨丽娜王玉敏符跃春

沈阳理工大学学报 2021年3期

韦泽麒，杨丽娜，王玉敏，符跃春

(1.广西大学资源环境与材料学院，南宁 530004；2.中国科学院金属研究所，沈阳 110016)

SiC纤维增强Ti基复合材料(Titanium Matrix Composites，TMCs)比Ti合金基体有更高的比强度、比刚度和更好的疲劳性能[1]，在航空发动机领域具有广泛的应用前景，如航空发动机的压缩机风扇叶片和叶环、低压涡轮轴、连杆和尾喷管等[2-5]；这些构件的长期稳定服役依赖于TMCs的力学性能，其中拉伸性能是发动机部分杆类构件的重要力学性能之一。但杆类构件受拉伸产生的裂纹损伤往往难以预知，因此有必要对TMCs在拉伸载荷作用下的断裂行为进行研究。

TMCs在室温条件下的拉伸性能已有许多文献报道，文献[6-7]对不同基体合金(Ti-6Al-4V、Ti-15Cr-3V和Ti-25Al-10Nb)的复合材料在拉伸过程中的裂纹萌生、裂纹扩展方式和断裂机制进行了研究。文献[8]研究了SiCf/Ti-6Al-4V复合材料在550℃和600℃条件下的拉伸性能，研究发现，复合材料的拉伸行为由应变控制，纤维沿加载方向呈35°或55°断裂，其中W芯(SiC纤维的载体)“拔出”现象是纤维碎裂后形成的。目前对TMCs拉伸性能的研究主要集中在Ti-6Al-4V[9]、Ti-15Cr-3V[10]、TC17[11]等钛合金基体上，但随着使用温度的提高，使用的基体类型也需要发生变化。Ti2AlNb合金具有较高的比强度，耐腐蚀、耐疲劳性能和高温强度[12-13]，合金的名义成分为Ti-10Al-42Nb-0.1Ni-0.3Fe-0.1Si-0.1C(原子分数，%)，是能够在600～750℃稳定使用的高温合金，其使用温度上限决定SiCf/Ti2AlNb复合材料的服役环境。Luo X等[14]研究了C/Mo双涂层对SiCf/Ti-21Al-29Nb室温拉伸性能的影响，结果表明，由于Mo原子的扩散使近界面的基体塑性更好，SiCf/C/Mo/Ti-21Al-29Nb复合材料的拉伸强度比SiCf/C/Ti-21Al-29Nb复合材料的高。Ti2AlNb合金由α2相、B2相和O相组成；α2相强度高塑性低，B2相强度低塑性高，而O相抗蠕变性好且与B2相有良好的相容性。Luo X等[15]发现，SiCf/C/Mo/Ti-21Al-29Nb复合材料固溶时效后并未明显提高其室温拉伸强度，其原因是时效处理使基体转变成B2+O相为主的均匀混合物和少量的α2相。目前关于SiCf/Ti2AlNb复合材料高温拉伸断裂行为的研究报道较少，且缺乏系统的高温断裂理论指导。因此，本文采用磁控溅射法并结合热等静压工艺制备SiCf/Ti2AlNb复合材料，考虑到该材料潜在的应用环境，进行SiCf/Ti2AlNb复合材料在750℃高温拉伸实验，探索其断裂损伤和断裂过程，以期加深对该材料高温拉伸性能的认识。

1 实验部分

本文使用的连续SiC纤维由中国科学院金属研究所通过化学气相沉积法制备，SiC纤维的直径约为110μm，强度达3800MPa以上，纤维外层C涂层厚度约为1.28μm。先通过磁控溅射法将Ti2AlNb合金溅射至SiC纤维表面，获得SiCf/Ti2AlNb复合材料先驱丝；再将先驱丝装入Ti2AlNb合金包套管中，经真空密封、热等静压成型后得到SiCf/Ti2AlNb复合材料棒状样品，纤维体积分数为50%。将SiCf/Ti2AlNb复合材料棒和相同热等静压工艺制得的Ti2AlNb合金试样棒加工成拉伸实验试样，机械抛光去除表面刀痕，试样轮廓和实物如图1所示。

图1 SiCf/Ti2AlNb复合材料拉伸试样轮廓图(单位：mm)

在ETM系列50kN电子万能拉伸试验机上进行750℃高温拉伸实验，加载应变速率为1mm/min。采用S-N3400型扫描电子显微镜(SEM)观察SiCf/Ti2AlNb复合材料的断后截面与剖面形貌，并分析其高温拉伸断裂行为。

2 结果与讨论

2.1 复合材料的高温拉伸性能

表1给出了Ti2AlNb合金和SiCf/Ti2AlNb复合材料的高温(750℃)拉伸性能结果。由于高温环境下引伸计不能全程记录拉伸过程，故不再分析高温拉伸应力-应变曲线。750℃时Ti2AlNb合金的拉伸强度为550MPa；SiCf/Ti2AlNb复合材料的拉伸强度为1345MPa，即SiCf/Ti2AlNb复合材料的高温拉伸强度相比Ti2AlNb合金提高了145%，说明高温时SiC纤维具有优异的增强效果。

表1 Ti2AlNb合金和SiCf/Ti2AlNb复合材料的750℃高温拉伸性能

2.2 复合材料的高温拉伸断后形貌

2.2.1 断口表面形貌

图2为SiCf/Ti2AlNb复合材料的高温拉伸断口形貌。图2a为整体形貌，由图2a可以看到，断面上大多数纤维与基体的断裂面距离相差较大，芯部复合材料的断面高低参差不齐、起伏程度较大，没有十分平坦的区域，这是裂纹扩展过程中发生较多偏转造成的，也表明750℃高温环境下裂纹的扩展路径复杂。图2b～图2f为图2a的局部放大形貌。图2b和图2c分别是包套起伏较大位置和较平坦位置的形貌，可以看到两个位置都出现了大量的韧窝，属于韧性断裂；750℃高温条件下W/SiC界面的结合强度下降，部分纤维上W芯的“拔出”清晰可见(如图2f所示)；同时，纤维和基体的界面结合强度也下降，复合材料断口出现大量纤维拔出后留下的圆柱孔和拔出的纤维，其拔出长度多在280～350μm之间。芯部复合材料中纤维和基体的典型显微形貌如图2d和图2e所示，纤维和基体间出现了严重的界面脱粘分离现象，基体中仍呈现大量韧窝和基体塑性变形，表现出良好的塑性；750℃高温条件下界面的残余压应力降低，导致纤维/基体界面结合不佳；在纤维间距较小的地方出现了基体纵向裂纹，这可能是因为该位置的环向残余应力较大[8]，亦或是复合成型过程中纤维发生小幅度弯曲，在拉伸时发生屈直而引起基体开裂。

图2 SiCf/Ti2AlNb复合材料和Ti2AlNb合金的高温拉伸断口形貌

2.2.2 断口附近的剖面形貌

为深入了解复合材料的损伤机制，观察高温拉伸断口的纵剖面形貌，收集材料内部的损伤信息，图3为SiCf/Ti2AlNb复合材料高温拉伸断口的纵剖面形貌。图3a为断口纵剖面全貌，可以看到，纤维和基体的表面在水平方向上高低错落，断口附近的纤维发生二次断裂或多次断裂。图3b～3d为纤维和基体的微观形貌。图3b中基体表面存在微观起伏，呈波浪状，断口附近的基体不存在明显的裂纹，但出现了微小孔洞，这些孔洞会引发基体裂纹萌生与断裂，使得TiC反应层中出现诸多横向裂纹。图3c中断口附近的纤维/基体界面发生脱粘，导致载荷得不到很好地传递，因此基体负担更多的载荷并加快其屈服变形。从图3d可以看到，内部纤维断裂成像“薄饼”状结构。W/SiC界面形成的W2C、WSi2等脆性相[16]在界面萌生裂纹，裂纹在纤维内部扩展的同时基体发生收缩变形，对纤维产生压缩应力，从而使得纤维断裂形成“薄饼”状结构[8]。同时还可以看到纤维碎裂后把完好的W芯暴露出来，而不是W芯真的被拔出。

图3 SiCf/Ti2AlNb复合材料高温拉伸断口的纵剖面形貌

基于上述观察，可以得出SiCf/Ti2AlNb复合材料的损伤失效机制为纤维断裂、反应层多次断裂、纤维/基体界面脱粘、基体塑性变形及基体断裂，这些损伤机制会单一出现或同时发生，并经过大量的损伤累积最终导致复合材料的失效。具体的高温拉伸断裂过程为：在750℃高温环境下，基体显示出明显的塑性，具有一定的抗裂纹萌发能力；而由于界面反应生成TiC脆性反应层[17-18]，断裂应变较小，因此推断拉伸时界面层容易优先断裂。反应层断裂后，裂纹尖端产生应力集中，高强度的纤维和良好的基体塑性阻碍了反应层裂纹的横向扩展。但750℃高温时的界面结合强度下降，从而使反应层裂纹能够在界面发生偏转并扩展一定的距离后钝化，载荷持续传递到反应层，使得反应层发生更多的断裂。随着载荷的增加，反应层多次断裂形成密集的裂纹，位于密集裂纹位置的基体发生塑性变形；随着载荷的增加，强度较弱的纤维随机断裂，纤维断裂后，裂纹在界面处偏转一定距离，同时界面也发生开裂，增加了裂纹扩展的路径。载荷继续增加，基体中的微小孔洞逐渐扩大，形成裂纹开裂；高温下纤维断裂后的载荷由整个材料承担，可忽略应力集中的影响。随着纤维和基体的断裂数量增多，裂纹扩展速度也增加，基体裂纹偏转幅度大小不一，逐渐形成高低起伏的断面，剩余的复合材料承担的载荷越来越大，芯部复合材料断裂面积逐渐增大，剩余纤维和基体接连断裂，最后包套断裂，其断裂过程示意图见图4所示。基体高温环境下的良好塑性，增加了复合材料抗裂纹扩展能力；界面结合强度的适当降低为裂纹偏转提供了条件，可以减缓基体裂纹的扩展。纤维本身的优良性能为提升SiCf/Ti2AlNb复合材料的高温拉伸性能发挥了重要作用。