王玉敏, 张国兴, 张旭, 杨青, 杨丽娜, 杨锐
中国科学院金属研究所, 沈阳 110016
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收稿日期: 2016-08-1
网络出版日期: 2016-10-27
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
作者简介:
作者简介: 王玉敏, 男, 1971年生, 副研究员, 博士
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摘要
简述了近年来国内外SiC纤维增强钛基复合材料的发展进程和应用进展情况, 从纤维批量化生产、复合材料界面、主要力学性能、无损检测和结构件研制与考核5个方面对该类材料的研究进展进行了回顾. 在纤维批量化生产和复合材料结构件研制方面, 重点介绍了中国科学院金属研究所的研究工作, 并对该类复合材料未来的发展趋势进行了展望.
关键词：
Abstract
SiC fibers can be used to reinforce a range of titanium base materials including alloys of the (α+β) type, metastable β type and near α type, as well intermetallic based γ-TiAl and orthorhombic Ti2AlNb. Along the fiber directions the obtained composites possess exceptional strength and stiffness, creating a large room and great flexibility for the design of higher performance components to be used in both aero engine and aircraft. The composites can be used by itself such as in sheet and bar form, or as a reinforcing module embedded in titanium alloy components, e.g., as a ring at the rim of a compressor disk. In this paper, recent progress in the development and application of SiC fiber reinforced titanium matrix composites was reviewed, emphasizing the work conducted at the Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences. Five aspects of research were covered, the first is fiber manufacture and batch production, in which the influence of the chemical vapor deposition parameters on the quality of the W-core SiC fiber was discussed, and the relationship between the tungsten-SiC interface reaction and the high temperature stability of the fiber was described. The second part covers the composite interface, in which a detailed discussion was given to both the chemical and physical compatibility, followed by the design of different reaction layers between the SiC fiber and different titanium based matrixs. The mechanical property section presents tensile data of a range of composites developed in the authors' group and compares to literature reports where available, together with a comprehensive discussion of failure due to fatigue and creep. The fourth part deals with nondestructive testing, presenting new results of inspection on real size composite components using a combination of several techniques including X-ray, industrial CT and ultrasonic scanning. The limitations of each method were shown and the technical challenges were identified. The last part describes the development of structural parts and their verification testing. Titanium matrix composite sheets with [0/90] laminate prepared by both the foil-fiber-foil and matrix coated fiber methods were highlighted, followed by a description of the development of full size bladed ring and excess revolution testing. Future directions of research on SiC fiber reinforced titanium matrix composites were also discussed.
Keywords：
连续单丝SiC纤维属于高技术产品, 具有高比强度、高比模量、抗腐蚀、耐磨损、热稳定性好等性能优点, 用其增强制备的SiC纤维增强钛基复合材料(TMCs), 与基体钛合金相比, 密度更低、强度更高、疲劳和蠕变性能大幅提升, 但其横向性能却有明显下降. 因此, 该类材料常被设计制作单向选择性增强部件, 如发动机的环、轴和导弹翼面等多种复合材料结构件, 其在航空航天工业中具有明确的应用前景[1,2].
高性能TMCs结构件研制周期长、技术难度大, 但由于其性能优异且回报丰厚, 技术发达国家对此极为重视. 从上世纪80年代开始, 美国、英国、德国和法国等国家相继开展了研究[3-7]. 美国以Textron公司为代表, 开展了从高性能纤维到低风险结构件再到综合集成验证的分阶段持续性研究工作. 采用化学气相沉积法(CVD)制备的C芯SiC纤维技术成熟, 工艺稳定, 已经实现商品化, 牌号主要为SCS系列, 如SCS-2, SCS-6, SCS-Ultra等, 纤维直径从80 μm到140 μm, 室温平均抗拉强度大于4000 MPa, SCS-Ultra的强度大于6000 MPa. 1992年, 该公司制备的复合材料连杆安装在通用电器(GE)公司研制的F110发动机上, 成功进行了超过30 h的飞行测试, 与被替代的镍基高温合金相比, 在强度没有下降的基础上实现质量减重高达43%. 1994年, 该公司参与了美国空军发起的钛基复合材料涡轮发动机联合研究的专项发展计划(Titanium Matrix Composites Turbine Engine Component Consortium, 简称TMCTECC计划), 开展复合材料整体叶环和低压涡轮轴等结构件的研制工作. 除TMCTECC计划外, 美国自1988年起还进行了集成高性能涡轮发动机技术计划(IHPTET), 国家航空航天计划(NASP)等. 在这些计划实施过程中, 多家公司和研究机构参与其中, 如GE公司在验证机上开发验证了金属基复合材料风扇转子叶片, 钛基复合材料低压涡轮轴和钛基复合材料排气喷管连杆等. 普惠公司(P&W)开发验证了钛基复合材料用作动筒活塞以代替不锈钢活塞, 减重达40%, 该活塞已在F119发动机上进行了地面累计试车. 英国的同类研究以国防部研究开发署(DERA)和罗罗公司(Rolls-Royce)为代表, DERA开发了采用物理气相沉积(PVD)途径在SiC纤维表面涂敷基体合金制备钛基复合材料的先进工艺, 该工艺可改善界面状况和纤维排布, 显著提高材料性能, 可制备形状复杂的结构件. 罗罗公司已制备出钛基复合材料整体叶环, 并已成功进行了实验台试车, 最高减重效果达到70%, 试车转速达到50000 r/min以上. 德国航空航天中心(DLR)研制的钛基复合材料压气机整体叶环已解决了各级叶环之间的连接问题. 法国以Snecma公司为代表, 该公司开发了一种低成本复合材料制备技术, 制备的复合材料结构件已经获得实际应用. 另外, 我们的邻国日本、印度分别启动的超高速运输机计划和先进吸气式跨大气层研究计划(AVATAR), 也都将TMCs纳入到高技术结构材料范畴进行应用研究.
由于TMCs的高技术军事应用背景, 发达国家对我国实行纤维禁运、技术封锁等措施. 为了自主发展我国先进材料, 近年来, 国内的北京航空材料研究院、西北工业大学、北京航空工艺研究所和中国科学院金属研究所等单位相继开展了该类材料的研制工作. 受起步时间及纤维性能和产量的制约, 各家机构研究的侧重点不同, 技术水平参差不齐[8-10]. 其中, 1990年中国科学院金属研究所率先在国内开展纤维研制工作[11], 经过二十余年的发展, 历经制备工艺探索、基础问题研究、纤维工艺创新和结构件研制与考核等关键研制阶段, 目前W芯SiC纤维已经可以批量化生产, 典型结构件通过了强度考核. 本文主要从纤维批量化生产、界面调控与应力分布、复合材料力学性能、无损检测和复合材料结构件研制与考核5个方面对中国科学院金属研究所在TMCs领域的主要研究进展加以简要介绍.
2.1.1 W芯SiC纤维批量化生产 获得高性能连续单丝SiC纤维是制备优质金属基复合材料的前提和基础, 连续、大直径(>100 μm)单丝SiC纤维都是采用CVD法制备的, 其原理为反应气体在热丝(W芯或C芯)表面热解沉积生成SiC, 基本反应式为:
具体的工艺过程如下: W芯或C芯在管式反应器内被加热到1300 ℃左右, 加热的方式主要采用水银电极直接加热或射频感应加热2种方式, 通入CH3SiCl3和H2的混合气体, 反应裂解为SiC并沉积在热丝表面, 得到SiC纤维, 如图1所示.
图1 直流加热法和射频加热法SiC纤维生产示意图
Fig.1 Schematic diagrams of SiC fiber production bydirect current heating method (a) and radio frequency heating method (b)
射频空间电磁感应加热法虽然获得了较为均匀的沉积区, 但是加热区短, 高频电磁辐射严重且极不稳定, 难以实现较大批量的生产. 而直流电阻加热法沉积区长, 生产效率高, 可实现产业化. 英美两国早在上世纪80年代就已成功制备出用于增强金属的单丝连续SiC纤维, 目前技术成熟, 已形成批量稳定生产, SiC纤维性能较高且稳定性较好, 但具体制备工艺和产品均对我国严格保密. 上世纪90年代初期, 石南林[11]采用射频加热CVD工艺成功制备出了连续SiC纤维, 打破了国外封锁, 填补了国内空白. 但由于生产的纤维存在产量低、批次不稳定等问题, 难以满足SiC纤维增强金属基复合材料结构件制备需求, 必须发展新工艺以实现国产SiC纤维批量稳定生产.
纤维主要由内部芯材、SiC沉积层和外部涂层及层间界面层组成, 高性能SiC纤维特征为: 芯材表面光滑没有污染、界面层匹配良好、沉积层晶粒细小且缺陷少、表面涂层与沉积层及复合材料基体的物理和化学相容性好. 研究结果[12]表明, 低层错缺陷的细小晶粒有利于提高SiC纤维力学性能, SiC沉积层的晶粒尺寸与微观结构强烈依赖于沉积载体表面质量和沉积工艺. 清洁的沉积载体表面和均匀的温度场可有效避免沉积层SiC晶粒的异常长大和层错缺陷的形成. 因此, 生产过程中必须对芯材进行高温清洗, 精确控制沉积温度. 芯材清洗和SiC沉积分别在600~900 ℃和1250~1350 ℃之间进行, 这样在直流电阻加热工艺中难以实现. 因为在直流法生产纤维的过程中, 通过整个纤维的电流恒定, 前端纤维直径小、电阻大、温度高; 后端直径粗、电阻小、温度低. 开始时的高温容易造成W丝断裂, 前后较大的温差会造成纤维性能下降. 国外采用分段加热法解决了这一技术难题[13], 即将已有的工艺中的各工序分开在不同反应容器中进行, 将整根丝材分成几段, 单独进行密封加热, 该方法易于分别调控温度, 但流程长、所占空间大且操作复杂, 国内相关单位也都采用该方法进行纤维生产.
如果上述多工序在同一个反应器内进行, 则可大幅度节约空间、缩短流程、提高生产效率并降低成本. 但各工序的适宜工作温度不同, 若不同工序在同一反应器中完成, 会存在反应气体交互作用, 影响纤维质量. 基于射频法纤维生产经验的多年累积和对直流法SiC纤维沉积生长原理的深入研究, 中国科学院金属研究所提出了气体还原清洗技术和基于气流控制的温度调控技术. 在反应容器的前端通入比热容较大且具有强还原性的H2, 对W丝表面进行清洗和冷却; 在SiC沉积阶段, 通入反应气体来控制反应气体的配比、流量和流速以及沉积温度, 获得了适于沉积SiC稳定生长的浓度场和温度场分布, 保证了SiC纤维的细小晶粒组织. 同时通过对反应容器形状和结构的精巧设计及对气体流动路径的控制, 结合对反应气体种类、浓度、流量、流速、沉积温度、收丝速度的综合精细关联调控, 在同一反应容器中实现了W丝清洗、SiC沉积和涂层沉积的综合集成一体化短流程制备, 从而使纤维制备效率和性能稳定性大幅度提高. 基于以上瓶颈技术的突破, 金属所自行设计和建立了适于工程化制备的纤维生产线, 见图2.
图2 中国科学院金属研究所设计和建立的SiC纤维批量化生产装置(11套)
Fig.2 SiC fiber production devices designed and established by the Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences (11 production lines)
在该生产线中, 气流和温度调控均实现了数字化和自动化, 生产的W芯SiC纤维强度大于3800 MPa, 介于英国Sigma系列纤维(约3500 MPa)和美国SCS系列纤维(约4000 MPa)之间, 图3为生产态SiC纤维及其横截面形貌. SiC纤维年产量达70 kg, 可满足制备TMCs结构件对增强体纤维的需求.
图3 中国科学院金属研究所生产的SiC纤维及其横截面形貌
Fig.3 SiC fiber (a) and its fracture surface morphology (b) manufactured by the Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences
2.1.2 W芯SiC纤维热稳定性及高温性能评估
作为增强体的SiC纤维, 其轴向性能的高低是影响复合材料性能优劣的关键因素之一, 尤其热稳定性和高温性能更是直接决定了复合材料结构件的使用温度和应用形式. 研究发现, 纤维内部芯材和SiC沉积层之间的界面决定了纤维的使用温度. 在C芯SiC纤维中, C芯和SiC沉积层界面热稳定较好. 因此, C芯纤维的使用温度可达1300 ℃以上[14]. 与C芯SiC纤维相比, W芯SiC纤维的热稳定性差一些. 因为在W芯SiC纤维生产过程中, W芯与SiC沉积层反应形成一定厚度的界面反应层. 界面反应产物主要为W2C, W5Si3和WC等[15]. 在900~1100 ℃之间高温长时间热处理过程中, 界面反应层会逐渐长大, 长大速率随热处理温度的升高而逐渐增大且满足抛物线规律. 研究发现, 反应层厚度与纤维强度之间近似满足线性关系, 如图4[16,17]所示. 该研究结果为设计和使用W芯纤维提供了很好的基础支撑, 根据反应层长大速率及强度下降比例可以推断W芯纤维在1000 ℃以下基本保持稳定.
图4 SiC纤维抗拉强度与W芯/SiC界面反应层厚度之间的关系(插图为Gambone与Gundel[
Fig.4 Plot of strength vs thickness of W/SiC reaction layer (Inset shows a summary of the work of Gambone and Gundel[
纤维高温性能是设计和评估复合材料结构件在高温服役状态下承载性的重要参考数据. 受标距、直径和夹持的限制, 目前国内外还没有统一的单丝SiC纤维的原位高温拉伸标准和方案, 美国ASTM标准中, 连续单丝SiC纤维测试标准也只给出了室温抗拉强度的测试方法, 采用等标距比对法[16]可以巧妙反映出纤维在高温下强度保持性. 与室温性能相比, 500和600 ℃的高温下拉伸强度能保留室温强度的95%, 800 ℃抗拉强度下降约15%, 但其强度仍在3000 MPa以上, 远远高于基体材料在该温度下的强度. 空气和Ar气氛2种条件下, SiC纤维的高温拉伸强度随温度升高呈现出几乎同样的下降趋势. 尽管Ar气氛可以很好地避免纤维表面C涂层因热烧蚀引起的涂层性能下降, 但是与空气中高温拉伸相比, 这种完好的C涂层对保持较高的高温拉伸强度几乎没有贡献, 说明W芯纤维具有良好的抗氧化性.
研究纤维本身的拉伸断裂机制对后继复合材料的失效机制分析具有重要意义. 对比纤维室温和高温典型拉伸断口(图5[16])发现, 室温拉伸断口断裂面平齐, 从河流状花样的走向可以判断出裂纹起源于W芯和SiC的界面反应层, 靠近W丝的界面是弱界面, 可以观察到明显的界面开裂, 载体W芯呈明显脆性断裂特征. 高温下, 内部W芯出现颈缩, 在更高拉伸温度下甚至出现断裂韧窝.
图5 不同温度拉伸后典型断口及W芯/SiC反应层区域的形貌[
Fig.5 Typical fiber fracture morphologies tensile tested at room temperature (a) and 450 ℃ (c), and corresponding details of W-core/SiC reaction zone (b, d)[
纤维室温、高温拉伸断裂机制的主要区别在于, 室温下W芯和SiC界面结合良好, 载荷可以有效地由W芯传递给SiC沉积层, W芯与沉积层变形协调性好, 产生于界面反应层的微裂纹一方面沿纤维由内向外扩展, 另一方面向内部W芯扩展, 部分裂纹在沉积层与W芯的内界面处偏转, 造成界面开裂, 部分裂纹在W丝内扩展, 造成W丝脆断. 高温下, W芯和SiC界面结合强度下降, 载荷无法有效传递, 加之沉积载体W芯变形抗力减弱, W芯与SiC沉积层变形协调性差, 反应层内微裂纹在低载荷下产生, 裂纹容易在沉积层与W芯的内界面处扩展致使界面开裂, 从而造成纤维高温强度下降, W芯在纤维断裂的最后阶段产生颈缩断裂, 温度越高, 颈缩现象越明显. 针对不同芯材、强度和表面涂层的纤维在热力耦合载荷下的失效机理仍需进一步研究.
复合材料的性能不仅取决于基体和增强体的性能, 还受它们之间界面的强烈影响, 界面在载荷传递过程中起决定性作用. 硬化和强化依赖于跨过界面的载荷传递, 故需要高的界面结合强度; 而韧性受控于裂纹偏转与纤维桥连, 因而更青睐弱的界面结合强度[2]. 实际上, 在使役条件下, 复合材料结构件往往需要强韧性综合匹配, 因此, 如何调控界面以形成最佳的界面匹配已成为制备复合材料的关键问题之一. 基体和增强体的结合方式、界面的物理相容性和化学相容性是复合材料界面研究的重点, 对于TMCs而言尤其如此. 因为钛合金基体与SiC纤维不但热膨胀系数存在较大差异, 而且SiC-Ti还是热力学非平衡体系, 因膨胀系数差异产生的热残余应力, 若控制不当会造成材料性能下降, 甚至导致复合材料层间开裂直至失效, 而恶化的界面反应也会产生同样的效果.
2.2.1 TMCs界面的化学相容性 SiC-Ti是热力学非平衡体系, 在复合材料成型以及高温服役过程中, 基体与纤维不可避免地会发生化学反应和元素扩散, 从而形成一定厚度的界面反应层. Ti基体与SiC纤维的基本反应方程式如下:
但根据Ti-Si-C三元相图[18]可知, SiC-Ti体系可能发生的界面反应很多, 如表1所示, 可形成TiC, TiSi, TiSi2, Ti3Si, Ti5Si3, Ti5Si4, Ti3SiC2, Ti3SiC等反应产物.
表1 Ti-SiC热力学体系可能发生的化学反应
Table 1 Possible chemical reactions in Ti-SiC thermodynamic system
| No. | Reaction | No. | Reaction |
|---|---|---|---|
| 1 | 2Ti+SiC= TiSi+TiC | 8 | Ti+Si= TiSi |
| 2 | 3Ti+2SiC= TiSi2+2TiC | 9 | Ti+2Si= TiSi2 |
| 3 | 8Ti+3SiC= Ti5Si3+3TiC | 10 | 5Ti+3Si= Ti5Si3 |
| 4 | 4Ti+SiC= Ti3Si+TiC | 11 | 3Ti+Si= Ti3Si |
| 5 | 9Ti+4SiC= Ti5Si4+4TiC | 12 | 5Ti+4Si= Ti5Si4 |
| 6 | Ti+SiC= Si+TiC | 13 | 3Ti+Si+C= Ti3SiC |
| 7 | Ti+C= TiC | 14 | 3Ti+Si+2C= Ti3SiC2 |
朱艳[19]计算了这些反应从600~1600 K的界面反应Gibbs函数变ΔrG, 结果显示, ΔrG随温度的升高会发生变化, 但总体来看ΔrG始终保持负值, 这表明在复合成型以及服役过程中, 这些反应产物从热力学角度来看均有生成的可能性. 研究者虽然对SiC-Ti体系的界面反应扩散路径和反应产物的生成顺序有不同的看法, 但是都证实TiC, Ti5Si3和Ti3SiC2是最常见的界面反应产物[18,20,21]. 这些脆性反应产物会对复合材料的力学性能产生不利影响. 一般地, 在固态非平衡体系中发生的化学反应的最初阶段由反应控制且反应速率恒定; 当反应区长大到一定厚度时, 反应转变为扩散控制[22]. 对于SiC-Ti体系的化学反应最初阶段的研究很少; 当反应区比较厚时, 其界面反应也是由元素扩散控制的. 界面区长大规律遵循如下方程[23]:
式中, k是反应速率常数, t是反应时间, x和x0分别是t=0和t>0时的反应区厚度. 其中k遵循Arrhenius定律[18]:
式中, k0是反应常数, R是气体常数, T是热力学温度, Q是激活能.
由此可见, 在高温服役过程中, TMCs的界面反应仍在继续, 只是随温度和时间的变化反应程度存在一定差异. 掌握界面区长大规律, 建立界面区稳定性判据对于TMCs结构件的应用极具理论和实际应用意义. 本课题组研究了SiC/Ti64, SiC/TC17, SiC/Ti6246, SiC/Ti60, SiC/Ti2AlNb, SiC/TiAl等数十种复合材料的界面稳定性, 结果表明, 复合材料在高于基体长时间使用温度100~200 ℃下界面区可长时间保持稳定; 例如, TC17钛合金的长时间服役温度在430 ℃左右, 而在该温度下SiC/TC17复合材料的界面几乎没有变化, 在700 ℃时界面区长大速率常数为1.86×10-10 m/s1/2, 热处理1000 h后, 界面反应层厚度仅为1.05 μm, 界面反应层厚度小于2 μm时不会对材料性能产生明显不利影响. 该结果为设计和使用复合材料提供了基础支撑.
2.2.2 TMCs界面的物理相容性 SiC纤维与钛合金热膨胀系数的差别导致TMCs在高温成型或服役后的降温过程中纤维与基体的收缩量不一致, 从而在两者之间的界面区域产生热残余应力[24-26]. 残余应力主要集中在纤维与基体的界面附近, 沿纤维轴向及周向, 纤维受压应力, 基体受拉应力; 沿纤维径向, 纤维与基体都受压应力[27]. 这些应力对复合材料的性能有很大影响. 适度的轴向压应力可以提高纤维的轴向承载能力, 从而提高复合材料的断裂强度, 而较大的残余应力则会诱发界面裂纹萌生并导致材料疲劳寿命降低[28,29]. 在非承载状态下, 由于残余应力的存在, 简单的冷热循环处理也会加剧材料内部缺陷的积累和长大, 产生冷热疲劳现象[30]. 在SCS-6/TiAl等脆性基体复合材料体系中甚至可以观察到残余应力诱发的原位微裂纹[31]. 可见, 掌握残余应力分布规律, 计算和测量残余应力的大小对TMCs的服役性能至关重要.
理论分析[32,33]表明, 残余应力与温度变化ΔT和纤维-基体热膨胀系数之差Δα成正比. 同轴圆柱模型和有限元模型在研究残余应力分布规律上应用广泛[34]. 同轴圆柱模型计算过程简单, 给定边界条件后就可计算出圆柱内任意一点的轴向、周向和径向残余应力, 并且可以通过添加同轴圆柱的层数来计算纤维与基体之间的中间相或反应层的残余应力. Mikata和Taya[35]采用同轴柱体模型研究发现, 最大热应力产生在涂层, 纤维体积分数减小和涂层厚度增大均使热应力降低. Warwick和Clyne[36]发展了Mikata的模型并预测了SiC/Ti体系的残余应力. Vedula等[37,38]利用连续同轴柱体模型进行的更准确的分析表明, 残余应力是温度变化、各组分的弹性常数和热膨胀系数的复杂函数. 有限元方法将材料分割成多个单元, 用各单元节点代表介质内的连续点, 这样就可以将温度场对某一位置的弹性模量、热膨胀系数等参数的影响考虑进去, 使计算值更加准确, 逐渐成为计算复合材料残余应力的主要方法. Haque和Choy[39]用有限元模型分析了功能梯度保护涂层对SiC/Ti复合材料残余应力的影响, 指出功能梯度涂层降低了残余应力, 而且合适的涂层材料能够调整纤维/基体界面的残余应力分布. 本课题组在此基础上提出了三维正六棱柱有限元模型, 模型包括SiC, C涂层, 反应层(TiC)和基体4种组元, 考虑了复合材料中纤维的周围基体以及最邻近的6根纤维对其残余应力的影响. 张旭[40]对SiC/TC17复合材料内部残余应力的计算结果表明, SiC的3个方向(径向、周向和轴向)残余应力均为压应力, 且沿r轴(纤维径向)分布均匀; C层的3个方向残余应力也均为压应力; TiC层的径向残余应力为压应力, 周向和轴向为拉应力; TC17的径向残余应力为压应力, 且随着与纤维距离的增大而减小, 周向和轴向残余拉应力为拉应力, 沿r轴分布均匀. 安江敏[41]的计算结果表明, 在SiC纤维表面C涂层外沉积AlN或Al2O3涂层后, 再增强Ti-22Al-24Nb-1Mo, 都会造成TiC层和基体中的周向残余拉应力增加, 导致复合材料中容易出现平行于纤维轴向的裂纹; 同时引起TiC层和基体中的轴向残余拉应力增大, 导致TiC层更容易开裂, 基体承载能力也下降, 计算结果与实验结果基本一致.
目前测量TMCs残余应力的方法有多种, 例如: X射线衍射法[42,43]、中子衍射法[44,45]、化学腐蚀法[25,46,47]、激光Raman法[48,49]等. X射线衍射法和中子衍射法是常用的残余应力测量方法, 这2种方法都是通过测量基体或纤维的某晶面面间距d′与无应力状态下的面间距d, 对比得到该晶面的变形量, 再用已知的晶面弹性模量计算出该晶面的残余应力. X射线穿透能力有限(≤7 μm), 只能测量材料表面基体中的应力(应变), 中子射线比X射线穿透能力更强, 可以同时测量基体和纤维的应力. Rangaswamy等[50]用这2种方法分别测量了SiC/Ti-6Al-4V复合材料基体残余应变, 结果基本一致. 化学腐蚀法利用腐蚀液去除部分钛合金基体, 通过测量纤维的伸长量进而求出纤维的轴向残余应变, 再计算纤维和基体所受的残余应力, 该方法利用显微镜的聚焦高度测量纤维伸长量, 误差较大. Fang等[47]利用化学腐蚀法研究了热机械循环条件下TMCs的残余应力的变化, 结果显示在循环载荷作用下, 残余应力将逐渐释放. 激光Raman法的测量原理是: SiC纤维在受到拉伸载荷时, 表面涂层中C的Raman峰位与纤维应变呈线性关系[48], 因此可以通过测量C的Raman吸收峰位移来计算SiC纤维的残余应力. 本课题组利用C涂层具有的这种Raman特性, 建立了国产SiC纤维C的Raman峰位与施加载荷的关系曲线, 如图6[49]所示, 并提出了利用激光Raman法测量计算TMCs残余应力的实验方法[49,51,52]. 该方法具有激光束斑直径小(≤1 μm), 测试分辨率高的特点, 适用于对界面微观区域的测量, 测试结果较为准确.
图6 G峰位置与SiC纤维拉力的关系[
Fig.6 Plot of the shifts of the G bands of carbon coating vs the applied stress for free SiC fibers[
2.2.3 TMCs界面的设计与调控 从前述可以看到, 复合材料的性能强烈依赖于复合材料的界面状态. 设计和调控复合材料界面使其拥有良好的物理和化学相容性匹配, 始终是复合材料研究的热点和重点. 纤维表面涂层、基体合金化和加氢制备是提高界面相容性的有效途径.
纤维表面施加涂层的目的有二: 一是消除纤维表面裂纹敏感性, 提高纤维强度; 二是在复合材料成型和服役过程中起到应力缓冲层或扩散阻挡层的作用[53]. 英国Sigma系列W芯纤维和中国科学院金属研究所早期研制的W芯纤维表面都沉积了纯C涂层, 已被成功用于制备钛及钛铝金属间化合物基复合材料, 例如Ti-Al-4V[54-57], Ti-22Al-24Nb-1Mo[41], Ti-22Al-23Nb-2Ta[58], γ-TiAl[59]等. 在纯C中加入Si或SiC可以降低反应速率, 美国Textron公司据此发展了表面富C含Si梯度涂层的SCS-6纤维, 已经用于增强Ti-6Al-4V[60], IMI834[61], IMI829[62], Ti2AlNb[63], Ti3Al[64]及γ-TiAl[65]等基体. 中国科学院金属研究所后期研制的表面富C含SiC梯度涂层的纤维也已经用于增强TC17[66,67], Ti-22Al-26Nb, Ti-60等基体, 同样起到了保护纤维、减缓应力的作用. 其它物质也曾用作保护涂层, 如TiC, B4C, TiB2, TiSi2, TiN, AlN, VB2, TaB2, ZrO2, Y2O3, Al2O3, HfO2等单一涂层及Y2O3/Y/Y2O3、Cu/Ta等复合涂层. 这些涂层由于容易剥落、反应阻挡效果有限等原因而没有得到推广应用.
基体成分变化会改变基体中相的数量、种类和有序化程度, 这不仅会影响基体材料自身的力学性能, 还会影响界面反应产物的形成和生长行为. 研究发现, SCS-6纤维与纯Ti的反应速率最大, 而与高合金化的Ti-14Al-21Nb反应速率最小. 高合金化的β-Ti合金比α+β钛合金反应速率小[68], 而钛铝金属间化合物与SiC的反应速率比钛合金小[69]. 基体合金化后反应产物和界面区形貌也发生了变化. 以SCS-6纤维为例, SCS-6/Ti-6Al-4V复合材料的反应层主要成分是TiC, 在TiC与基体间存在一层很薄的TixSiy(C)硅化物细晶层[70]; SCS-6/IMI829 (Ti-5.5Al-3.5Sn-3Zr-1Nb-0.3Mo-0.3Si)复合材料界面的热压态反应层分为3层, 沿纤维至基体方向3层晶粒尺寸逐渐增加, 反应产物主要是TiC和TiSi2[62]; SCS-6/Ti-48Al复合材料热压态界面反应层分为3层: 靠近纤维的是TiC1-x细晶层, 紧邻的中间层是伸长的Ti3AlC和Ti2AlC晶粒, 靠近基体的是Ti5(Si, Al)3层[65]; SCS-6/Ti2AlNb复合材料在C层未消耗之前, 界面反应区可分为4层, TiC细晶层/不连续Ti5Si3层/TiC粗晶层/Ti3Si层, 热暴露过程后基体中会出现Ti3AlC颗粒[63]. 界面反应热力学和动力学分析结果可以给出合理解释, C与Ti的反应为主反应, 在反应控制阶段, 合金化元素的引入降低了界面Ti的浓度和活度, 导致界面主反应速率降低, 同时反应产物也发生相应变化; 在而后扩散控制的反应层长大阶段, 反应产物的多样化造成元素互扩散路径曲折复杂, 导致元素总体扩散速率下降, 而且各元素在同一反应产物里的扩散速率也存在较大差异, 因而形成反应产物分层现象.
高性能TMCs制备工艺的典型特征在于: 尽可能降低制备温度, 同时又能避免因基体流变抗力增加而造成的纤维损伤. 钛合金中加氢可以提高β相的含量, 高温下β相较软且塑性好, 而且钛合金在高温下充氢和除氢都容易实现, 不影响基体合金的性能. 因此, 在制备TMCs过程中, 可以通过加除氢方法达到降低制备温度的目的. Yang等[71-74]验证了充氢制备钛合金及Ti3Al基复合材料的工艺可行性, 发现充氢可降低基体合金中α (或α2)/β转变温度, 有利于材料复合. 但温度太低又会造成除氢不完全, 导致基体材料晶粒长大, 影响材料性能. 加氢制备工艺不适于采用热等静压工艺成型的复杂结构件, 该工艺作为实用的制备技术实现真正应用尚待时日.
2.2.4 SiC纤维增强钛基复合材料界面剪切强度 复合材料的界面性能一般用界面剪切强度表征, 它是复合材料界面结合牢固程度的体现, 综合体现了纤维与基体界面化学反应、物理吸附、残余应力等因素对界面结合程度的影响. 测定纤维增强金属基复合材料界面性能的方法很多, 包括纤维碎断[75]、纤维拔出[76]和纤维压出[77]等. TMCs的室温界面剪切强度一般在100~200 MP之间[78,79]. 随着测试温度的升高, 热残余应力逐渐释放, 界面剪切强度随之急剧下降[40,80,81]. TMCs在热暴露时界面反应加剧并且反应层更加粗糙, 会导致界面剪切强度增加[82]; 而热暴露温度的升高对界面剪切强度的影响无明显规律[56].
影响TMCs结构件性能的主要因素除纤维和基体的本体属性(弹性模量、强度、塑性等)之外, 与设计和制造工艺相关的一些因素, 如结构件的形状和尺寸、使役条件、纤维体积分数、界面性能、内部应力分布等也会发生交互作用并影响结构件性能. 作为承力结构材料, TMCs的拉伸、疲劳和蠕变性能更受关注.
2.3.1 拉伸性能 一般而言, 如果TMCs沿纤维轴向的拉伸性能优异, 特别是室温抗拉强度较高的情况下, 可以预期该材料的疲劳和蠕变性能也会较好. 因此, 室温轴向拉伸性能作为TMCs最重要的力学性能之一始终被本领域的研究者所重视. 表2为国内外研制的几种TMCs的典型室温拉伸性能[83-96]. 可见, TMCs的抗拉强度和弹性模量与基体钛合金相比都有大幅提升, 而且SiC纤维对各类钛合金基体(α型、β型、α+β型等)均可起到增强作用, 进而拓宽了该类材料的使用范围, 其长期服役温度范围扩展至300~800 ℃.
表2 国内外研制的几种钛基复合材料(TMCs)的典型室温拉伸性能[
Table 2 Typical tensile properties at ambient temperature of some titanium matrix composites (TMCs)[
| Fiber | Matrix | Vf / % | E / GPa | σm / MPa | σc / MPa |
|---|---|---|---|---|---|
| SCS-6 | Ti-6-4 | 36 | 210 | 895~1250 | 1500~1750 |
| SP-700 | 28 | 200 | 910~1380 | 1600 | |
| Ti-6242 | 35 | 195 | 900~1190 | 2140~2250 | |
| Ti-15-3 | 35~40 | 200~220 | 1150~1275 | 1300~1700 | |
| IMI834 | 39 | 220 | 1025~1145 | 2200~2500 | |
| Ti-1100 | 35 | 185 | 1000~1050 | 1700 | |
| Ti-25-10 | 35 | 210 | 900~1100 | 1300 | |
| IMR-2 | Ti-6-4 | 40 | 200~210 | 895~1250 | 1750 |
| Ti17 | 40 | 210~220 | 1105~1240 | 1900~2200 | |
| Ti-6246 | 40 | 210 | 1035~1240 | 1900~2200 | |
| Ti2AlNb | 40 | 220~240 | 780~1440 | 1650 |
TMCs具有很强的可设计性, 对材料强度的准确预测会大幅提升材料的设计、制造和应用水平. TMCs的拉伸应力-应变曲线通常呈直线或近直线形态[85], 明显表现出脆性材料的断裂特征, 断裂应变在1%左右. 因而, 断裂强度成为该类材料设计和应用过程中最为重要的参考数据之一. 研究者[97-99]最早采用混合定律(ROM)对断裂强度进行预测, 该方法假定所有纤维的抗拉强度完全一致且纤维中的应力分布完全相同, 界面为理想刚性界面. 这显然与实际不符, 使估算结果误差较大. 事实上, SiC纤维抗拉强度具有一定的分散性, 由于材料结构及制备技术等原因, 不同纤维及同一纤维不同位置的应力分布也存在差别, 此外, 界面的结构及力学性能、热残余应力、基体屈服等因素都会影响强度预测的准确性. 于是研究者们开始将不同的影响因素引入到ROM模型中并加以改进. Kagawa等[100]将剪切转移机制引入计算, 使模型包含了界面结合强度、反应层厚度、热残余应力等界面因素; Fukushima等[92]利用该模型估算了SiCf/Ti-15-3复合材料的断裂强度, 估值比ROM的计算结果更加接近实验值; Curtin[101,102]考虑了纤维强度分散性和弱纤维断裂后载荷重分配因素, 发展了均匀承担载荷模型(global loading sharing, GLS), 该模型认为纤维断裂后产生的应力集中不足以改变纤维累计损伤的随机性, 故不计应力集中的影响. 然而, 断裂纤维对周围纤维产生的应力集中影响程度依赖于纤维、基体性能和界面结合状况, 一概地将应力集中影响忽略并不严谨. 于是另一种观点认为, 弱纤维断裂后载荷将转移到周围未断的纤维上, 使其断裂几率增加, 这种因应力集中引起的断裂模式被称为局部承担载荷模型(local loading sharing, LLS). Zweben等[103,104]提出了因1根、2根、3根或更多根临近纤维断裂后形成的局部应力集中引起材料断裂失效时的强度准则. Batdorf等[105,106]考虑到弱纤维断裂后增加了周围纤维的断裂几率, 是局部断裂纤维簇形成的起因, 于是将纤维断裂几率引入到LLS模型中. González和Llorca[107]结合断裂纤维簇和纤维断裂几率的思想, 进一步发展了TMCs的断裂理论模型. GLS模型和LLS模型现已成为人们普遍认可的2种适合于预测TMCs断裂强度的理论模型.
TMCs中纤维的体积分数不仅关系到材料性能的优劣, 而且直接决定了材料制造成本的高低. 避开经济性仅从材料性能方面考虑, TMCs的轴向拉伸性能与纤维体积分数的对应关系一直是研究者关注的重点. Gundel和Wawner[95]研究发现, 当SiC纤维体积分数从15%增加至35%的过程中, SCS-6/Ti-1100复合材料的抗拉强度逐渐提高. 本课题组将纤维体积分数进一步提高, 由36%增加至77%的过程中, 发现SiC/TC17复合材料的室温、高温抗拉强度均呈现出先升高后降低的趋势, 在纤维体积分数为60%时出现强度拐点.
纤维表面C涂层对TMCs拉伸及其它力学性能的提升大有裨益. 如前文所述, TMCs在轴向承载的过程中, 弱纤维易于先期发生断裂. 源于弱纤维内部的裂纹在由纤维内部向外扩展的过程中, 在C涂层处发生裂纹钝化或偏转, 有效地释放了裂纹尖端应力, 避免裂纹横贯纤维进入反应层和基体中, 如图7[15]所示. 源于纤维表面的裂纹会引起C层和反应层的界面脱黏, 形成纤维桥连, 有利于提高复合材料的强度和断裂韧性[108]. Naseem等[109]的研究结果也证实了这一点. 但C涂层的高温抗氧化性较差[110], 因此在高温服役过程中, TMCs应尽量避免C涂层直接暴露在空气中.
测试环境和方法同样会影响TMCs拉伸性能. 研究发现, 随着测试温度升高, 基体屈服强度和界面剪切强度减小, 界面传递载荷的能力下降, 将导致TMCs抗拉强度降低, 但断裂应变不受影响[98]; 随着加载变形速率的增加, TMCs的屈服强度增加, 断裂应变减小, 但断裂强度变化不明显[111]; 另外, 当TMCs拉伸试样平行标段在12~200 mm区间变化时, TMCs的抗拉强度与测试标段长度无关[112], 这意味着通过小尺寸TMCs试样获得的材料性能数据, 指导TMCs大型结构件的设计是可行的.
TMCs的拉伸断裂机制主要包括反应层多次断裂、纤维一次断裂、纤维多次断裂、界面脱黏、裂纹偏转、C层劈裂、纤维拔出、W芯“拔出”、基体穿晶断裂、基体塑性变形、基体微孔洞等[113,114]. 这些断裂机制能否发生及发生的先后顺序则主要取决于纤维性能、基体塑性和界面剪切强度. 在纤维性能优异的前提下, 如平均强度高、强度分散性小、具有一定厚度的C涂层等, 可以将TMCs的拉伸断裂过程归纳为4类形式[85]: 脆性基体+强界面、脆性基体+弱界面、韧性基体+强界面、韧性基体+弱界面. 对于前2种模式, 反应层断裂后产生的微裂纹可直接扩展进入基体或导致基体萌生裂纹, 基体失效通常在纤维断裂之前发生, 纤维增强效果难以体现, TMCs的抗拉强度较低. 对于后2种模式, 微裂纹起源和扩展过程中多发生界面脱黏、基体微屈服、裂纹偏转等消耗裂纹尖端能量的断裂机制, 延长了材料的失效过程, 可获得较高的抗拉强度, 分别符合前文所述的LLS模型和GLS模型.
2.3.2 疲劳性能 在钛合金的疲劳裂纹扩展实验中, 应力场强度因子范围(ΔK)通常随着循环加载的进行逐渐增大, 且裂纹长度不断增加. 而对于TMCs而言, 在疲劳裂纹扩展的过程中, ΔK可以出现减小的趋势, 并有可能出现裂纹停止, 产生这一现象的主要原因是“纤维桥连”机制[115,116]. 纤维桥连是指在外加载荷作用下, 裂纹绕过纤维在基体中传播, 纤维保持完好并依然承担着基体断裂后释放的载荷, 此过程中在纤维/基体界面会发生脱黏甚至相对滑动. TMCs的疲劳裂纹扩展过程中, 纤维桥连可以降低裂纹尖端的有效应力场强度因子范围(ΔKtip). 在较低载荷条件下, ΔKtip能够降低至基体的应力场强度因子范围门槛值(ΔKth), 此时便发生了疲劳裂纹停止(裂纹停止定义为裂纹扩展速率da/dN<10-8 mm/cyc[117]). 在较高载荷条件下, 随着裂纹的扩展以及裂纹尾部张开位移的增大, 裂纹尾迹上的纤维无法承受逐渐增加的局部应力而发生断裂, 导致da/dN增加, 材料发生灾难性破坏[118-121].
除加载应力水平之外, 测试环境、纤维体积分数、界面状况等因素也会影响TMCs的疲劳裂纹扩展行为. 研究表明, 随着测试温度的升高, 界面剪切强度下降[122-124], 空气或真空环境下的疲劳裂纹扩展速率都会增加[115,117,125]. 一个原因是高温时基体蠕变抗力降低, 纤维承担的载荷增加; 另一个原因是在300 ℃以上空气中, 纤维和基体都会发生氧化反应, O2通过疲劳裂纹到达桥连纤维, 使纤维/基体界面变脆, 纤维提前断裂, 纤维桥连作用降低[126,127]; 随着纤维体积分数(15%, 37%和41%)的增加, 桥连纤维数量增加, 纤维断裂前可以承受更高的应力幅, 裂纹扩展抗力和裂纹停止临界点增大, 材料抗疲劳裂纹扩展能力得以提高. 当体积分数低于15%时, 不会发生纤维桥连[128]; Warrier等[120]研究了12种界面结合强度对SiC/Ti-6Al-4V复合材料疲劳裂纹扩展性能的影响, 结果显示, 无论界面结合强弱, 都可以发生界面脱黏和纤维桥连机制, 但随着界面结合强度的增加, 纤维桥连程度下降. Xia等[129]研究了界面反应层厚度对SCS-6/IMI834复合材料疲劳裂纹扩展性能的影响, 发现在固定的载荷条件下, 反应层越薄越不易萌生裂纹, 如果疲劳裂纹已经从反应层中扩展出来, 那么反应层厚度将不影响da/dN. 此时裂纹扩展主要取决于施加应力, 低应力条件下, 裂纹不能从反应层进入基体; 中等应力时, 裂纹从反应层扩展进入基体; 而高应力条件下, 裂纹扩展表现为纤维断裂.
一般而言, TMCs疲劳的载荷-循环周次(S-N)曲线可被划分为三个阶段[81,84], 分别对应不同的疲劳损伤机制: 第一阶段, 施加应力高于纤维强度的80%, S-N曲线呈近似水平直线, 损伤机制为纤维断裂; 第三阶段, 施加应力小于界面反应层断裂强度, S-N曲线为水平直线, 损伤机制为基体裂纹萌生; 第二阶段, 施加应力介于上述两阶段之间, S-N曲线急剧下降, 损伤受界面、基体裂纹萌生和纤维断裂3种机制的综合影响. 可见, S-N曲线中第二阶段的损伤机制最为复杂, 是学者们研究的焦点. 另外, 第二阶段中, 室温、高温曲线会出现交叉点, 此后的高温疲劳强度会高于室温疲劳强度[87,130,131], 原因是高温残余应力释放造成基体处于循环拉-压状态, 因此抑制了基体裂纹萌生. 疲劳断口形貌方面, 第一阶段的断口与拉伸断口近似, 二、三阶段的断口则由平坦的疲劳裂纹萌生扩展区(疲劳断口)和快速断裂区(静态断口)构成. 疲劳断裂区中基体和包套发生穿晶断裂, 快速断裂区中基体发生韧性断裂. 疲劳断裂区的面积占比随着最大加载应力的降低而增加, 特别是当最大加载应力在S-N曲线第二阶段中部以下时, 这种变化关系更加明显.
2.3.3 蠕变性能 早先的研究[87]表明, SiC纤维的加入可以明显提高材料沿纤维轴向的蠕变抗力. TMCs的蠕变曲线在一定条件下也可以被划分为3个阶段: 初始阶段、稳定阶段和加速阶段. TMCs沿纤维轴向的蠕变损伤的主要机制是纤维断裂, 高温时基体应力松弛使纤维轴向应力增加, 弱纤维随机断裂, 当纤维累计损伤达到一定程度导致TMCs最终断裂[131-134]. 可见, 该损伤过程与TMCs的高温拉伸断裂过程近似, 但由于蠕变过程受到的是高温持续载荷, 使纤维缺陷增多, 其断裂应力比静态拉伸实验时降低[132]. 通过估测纤维轴向应力达到临界极限的持续时间可以预测TMCs的轴向蠕变寿命[135], 也可以利用McLean/Curtin和Bundle模型对TMCs的轴向蠕变响应进行预测[136].
当加载方向垂直于纤维轴向时, TMCs的横向蠕变性能低于基体钛合金, 蠕变损伤的主要机制是界面脱黏. 载荷较低时, 纤维/基体界面在蠕变过程中保持完好, TMCs的蠕变寿命接近于基体钛合金; 当初始载荷大于界面开裂应力时, 界面裂纹对基体形成局部应力集中, 基体断裂导致材料失效[135]. 其中, 基体的断裂模式取决于温度效应, 例如Ti-6Al-4V合金450 ℃时发生晶间脆性断裂, 600 ℃时发生延性断裂[137]. TMCs的横向蠕变寿命可以通过检测纯基体钛合金在同一等效应力作用下的持续时间来进行预测[135].
目前, 国内外关于TMCs及其结构件无损检测技术的研究鲜有报道. 可能的原因是, 一方面TMCs具有强军事应用背景, 无损检测作为TMCs结构件应用最关键的环节之一, 其研究成果需要技术保密; 另一方面, TMCs结构件为夹芯结构, 芯内分布着大量直径为百微米级的纤维、近纳米级的纤维/基体界面层以及纳米级的微裂纹和微孔洞等, 无损检测技术获得突破的难度极大. 归纳起来, 无损检测主要面临2个方面的技术难题: (1) 结构件中TMCs芯材的精准定位及尺寸检验; (2) TMCs中纤维断裂、界面开裂、基体孔洞等缺陷检验. 从目前的技术水平和结构件的检测难度来看, 下述途径可能是TMCs结构件无损检测技术发展的必经之路. 首先通过系统性实验对现有无损检测手段的优劣性进行甄别, 然后结合解剖破损验证结果, 建立缺陷和损伤尺寸与检测信号特征之间的对应关系, 最终提出TMCs结构件的缺陷和损伤的高效检测方法.
本课题组的研究结果表明, X射线、工业CT、超声A扫描(水浸超声检测系统) 3种方法都可被用来进行TMC环形件中钛合金壁厚、TMCs芯部定位及尺寸检验. 在测量原理方面, X射线和工业CT属于透射成像, 发射光强及工件尺寸直接决定了检测的精准程度, 依照国内现有的设备能力, 工业CT的成像效果好于X射线. 当环件厚度超过100 mm时, X射线穿透性不足, 而工业CT的成像结果仍可以显示出TMCs芯的连续白色条带. 当环件厚度介于20~100 mm时, 2种方法均可以区分TMCs芯部和周围钛合金包套, 但是边界处图像分辨力不足, 据此进行定位或厚度测量, 尺寸偏差可达1 mm量级, 对于控制TMCs环件的加工质量意义甚微. 超声A扫描技术利用超声波在介质中的传播速率和回波时间计算距离, 多用于对单一物质结构的工件进行测距. 当用于TMCs环形件的检验时, 如何准确测量超声波在TMCs芯中的传播速率则成为关键, 需要克服多界面能量损失、芯部外形非规则几何形状和内部纤维随机排列等问题对声速测量带来的影响. 经过对测量方法进行专门的设计改良之后, 利用超声A扫描手段进行TMCs环形件定位及尺寸检验精度现已达到0.1 mm量级[138].
TMCs结构件中的缺陷可以分为宏观缺陷和微观缺陷, 前者主要包括纤维集中断裂、扩散焊焊缝开裂、钛合金包套内夹杂和气孔等, 后者主要包括纤维微断裂、界面开裂、基体微孔洞等. 宏观缺陷可以借助X射线、工业CT、超声C扫描(水浸超声检测系统)等手段, 检查结果为图像形式, 缺陷观察较为直观. 与X射线和工业CT相比, 水浸超声C扫描方式对于宏观缺陷的分辨能力更强, 可以对缺陷的深度进行测量, 还可以对多层次、多界面的夹心结构进行分区扫查, 是目前TMCs结构件无损检测的有效方法. 图8为超声C扫描检测系统检查出的TMCs整体叶环毛坯件中的贯穿性纤维集中断裂.
图8 整体叶环超声C扫描检测图谱(中间部分为复合材料, 不连续处为纤维集中断裂)
Fig.8 C-scan map of the composite ring (TMCs is in the middle of the ring and the discontinuities reveal concentrated fracture of fiber)
但是超声C扫描方法对于尺寸在1 mm以下量级的缺陷分辨力不足, 诸如几十根纤维集中断裂的缺陷检测难度仍然较大. 超声显微镜和高能X射线透射(XRT)技术则可以对TMCs中的微观缺陷进行检测, 检测分辨率可达0.1 mm以下. 图9为利用超声显微镜和XRT技术检测出的TMCs微观缺陷. 其中基体未致密、纤维弯曲、单纤维断裂、纤维拔出留下的微孔洞等缺陷清晰可见. 然而, 这2种检测技术仅适合于待检厚度较小的TMCs薄板、薄环、圆棒等工件, 对于检测大尺寸TMCs工件意义甚微, 当检测厚度超过10 mm以上时, 超声波或X射线的穿透能力减弱, 成像分辨率迅速降低.
图9 热压态板材超声显微镜成像和室温拉伸断口XRT技术成像
Fig.9 Ultrasonic microscope image of the hot pressed TMC plate (a) and XRT image of tensile fracture of TMC at room temperature (b)
从前述可知, 与基体钛合金相比, TMCs沿纤维轴向具有高的比强度、比模量、良好的高温性能和抗蠕变及抗疲劳性能, 而且其密度更低, 适于制备局部选择性增强结构件, 简单结构如承力拉杆、起落架支撑臂, 复杂结构如发动机用复合材料整体叶环、导弹用轻质高强翼面等. 复合材料结构件应用是集设计、制造、检验和验证于一体的综合性过程, 研制周期长, 技术难度大, 需多学科交叉配合和多轮次迭代验证方可推向实际应用. 下文简要回顾本课题组在复合材料板材和环件研制过程中所做的部分研究工作.
2.5.1 TMCs板材 “轻质和耐热”是航空和航天飞行器追求的永恒主题, 飞行器所用材料的密度越低、使用温度越高, 其综合性能就越优异, 可确保飞行器在自主飞行过程中具有稳定的气动伺服弹性和气动外形, 以避免气动过热导致的结构灾难性事故. 热防护涂层虽可以大幅度降低材料的表面温度, 但会增加结构设计难度和加工复杂性, 同时产品外场维护困难, 难以从根本上解决问题. 在基体材料中引入高温高强且抗氧化的SiC纤维无疑是很好的选择. 可以通过设计纤维铺层的角度和厚度来满足承载需求.
目前, 制备SiC纤维增强钛基复合材料板材预制体最常用的工艺有2种, 箔-纤维-箔(foil-fiber-foil, FFF)和涂敷基材的纤维(matrix coated fiber, MCF). 前者适于制备规则形状复合材料板材, 后者是通过将基体材料包裹于纤维上得到先驱丝, 进而制备复合材料的技术, 适于制备复杂异形复合材料板材. FFF工艺难点在于复合材料中纤维的排布, 通过控制箔片的厚度和纤维之间的间距、设计排布成型模具和优化热等静压工艺可以获得相对理想的纤维排布, 但随纤维体积分数增加很难避免纤维接触, 且并非所有合金都易于制成箔材. 因此, 对于一些复杂异形板材结构件可采用MCF法制备, 该法制备的复合材料板材纤维排布好、性能高且不受合金基体限制, 只是成本相对FFF法要高.
复合材料沿纤维轴向性能较高, 纤维径向性能低于基体材料, 这在一定程度上限制了复合材料的应用, [0/90]层合板排列可以很好地解决这个问题. 图10给出了本课题组采用不同工艺制备的复合材料的[0/90]层合板的横截面照片. 可以看到, 采用MCF法制备的板材纤维排布更优.
图10 不同工艺制备的[0/90]层合板的横截面纤维排布
Fig.10 Fiber arrangement on the cross section of [0/90] laminate prepared by foil-fiber-foil (FFF) method (a) and matrix coated fiber (MCF) method (b)
在实际应用过程中, 除设计纤维铺层外, 板材的尺寸、形状和焊接性都需要综合考虑. 增加板材外部钛合金厚度可以获得良好的焊接性, 但由于应力变化导致的板材中复合材料层间开裂风险也随之增加. 复合材料薄板层间开裂风险很小但形变控制困难, 特别是对于大长宽比板材工艺要求更加严格. 目前, 本课题组已经掌握了制备最长1500 mm, 最薄1.0 mm, 且无弯曲变形的薄板制备技术[139], 该板条与基体材料具有良好的焊接性, 焊接强度达到基材强度的80%以上. 图11为中国科学院金属研究所制备的不同规格和形状的板材照片.
图11 中国科学院金属研究所制备的不同规格和形状的板材照片
Fig.11 Plates in different sizes and shapes manufactured by the Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences
(a) unidirectional reinforced sheets
(b) vertical an horizontal reinforced scaling model of rocket wing
(c) large aspect ratio sheet
2.5.2 TMCs整体叶环 将复合材料整体叶环结构件应用于发动机, 其减重增强效果明显, 与整体叶盘相比减重30%~50%. 国外对该结构件在上世纪80年代就已经开始研究, 已经进行了整体叶环级间连接整体考核实验, 目前接近实际应用状态. 而国内本世纪初才开始对复合材料典型结构件进行设计与研制, 复合材料整体叶环结构是我国设计部门提出的第一个SiC纤维增强钛基复合材料结构件, 其设计和制备工艺均无相关资料和经验可供借鉴. 具体难点在于高质量先驱丝的制备、致密化工艺优化及增强体在叶环中的连续性保证和位置精确度控制. 下文主要从叶环制造、叶环加工和叶环考核3个方面介绍整体叶环的研究工作.
基于前述对高强SiC纤维及复合材料制备基础理论与工艺研究, 经实验确定了先驱丝缠绕+真空密封+等静压成型+数控精加工最终成型的复合材料整体叶环制备工艺路线[140]. 研究发现, 叶环预制体中先驱丝致密化过程主要由2个阶段组成: 第一阶段致密化速率较高, 相对密度由缠绕态的75%增加到95%以上, 致密过程主要由基体的塑性流变控制; 第二阶段致密化速率较低, 致密过程主要由扩散控制的晶界滑移和幂函数蠕变控制. 快速致密阶段决定了叶环中增强体的位置精度和纤维损伤程度. 先驱丝致密过程与粉末致密过程表观上都是基体流动填充空隙的, 但2者有本质的区别. 因为作为增强体的SiC纤维其轴向断裂应变只有0.8%, 几乎不可压缩且横向极易发生剪切断裂. 对于复合材料横截面占整体叶环横截面比重较大的结构件而言, 沿周向缠绕先驱丝后的叶环预制体在热等静压成型过程中存在很大的纤维损伤风险. 较大的横截面意味着纤维在致密化过程中移动行程增加, 加之纤维和基体的热膨胀系数存在较大差异, 如果控制不当, 内径向外填充的过程中, 会造成纤维断裂; 外径向内填充的过程中, 纤维高抗压缩性会造成纤维发生屈曲断裂以消化由外向内的形变; 而在轴向收缩的过程中, 纤维交错造成剪切断裂. 这些都会影响结构件的性能. 先期的计算预测无疑会对模具设计和工艺优化提供指导, 利用有限元软件, 通过建立合理的模型和输入有效的材料性能数据, 可以准确模拟等静压过程中叶环预制体的致密化过程. 根据计算分析得到的形变规律并结合实验验证可以建立致密化过程中纤维损伤判据, 有效避免压制过程中出现纤维损伤, 还可以对复合材料压制后的形状进行精准预测. 图12给出了理论预测的形状和实验压制后的形状对比. 可见, 2者的一致性很好, 误差小于0.3 mm. 酸洗检验结果表明内部纤维几乎没有断裂.
图12 热等静压致密化过程有限元计算结果与实验结果对比
Fig.12 Comparison of finite element calculation result and experimental result of the hot isostatic pressing (HIP) densification process
致密化速率较慢的第二阶段同样对环件的性能具有决定性的影响, 其决定了复合材料内部残余应力的分布与大小、复合材料自身性能、复合材料与基体的界面强度及基体外包套的性能(整体叶环叶片部分). 因此, 工艺参数的优化需要综合考虑多种因素, 针对不同基体材料开展相关系统性的研究工作. 例如高温度、高压力和长时间有利于界面强度的提升, 但会恶化纤维与基体的界面, 损伤复合材料性能, 还可能会引发基体材料的相转变、晶粒长大等与性能相关的系列连锁反应.
等静压态的叶环毛坯件需要数控精加工成型, 与传统钛合金盘锻件加工工艺不同, 叶环毛坯件加工前要以复合材料的中心为基准点进行精准定位, 以确保复合材料与外侧基体材料具有良好的同轴性, 避免叶环在高速旋转过程中因“偏心”而失效. 叶环预制体致密化过程中, 会引起内部复合材料和外部基体材料的同时变形, 致密后基准点的选择难度极大. 综合考虑初始模具尺寸、环件形变量及超声扫描检测结果是目前确定叶环加工基准点的较为有效的途径. 由于复合材料内部存在较大的残余应力, 在加工过程中, 切削力和切削热所产生的表面残余应力与叶环内部初始残余应力耦合作用形成新的残余应力, 如果控制不当, 该残余应力不但会使环件在加工过程中产生形变, 还会影响叶环服役状态下的性能. 通过有限元模拟计算可以分析加工过程中轴向、周向及径向的应力变化趋势, 可对加工过程的切削参数、刀具参数及加工次序进行指导, 结合适当的热处理工艺, 可有效控制加工过程中由于残余应力变化引起的变形. 图13给出了按照该流程制备的国内首件复合材料全尺寸整体叶环.
整体叶环强度超转实验不仅是对叶环制造工艺水平的检验, 同时还是对叶环结构设计的验证, 通过实验积累的原始数据和建立的损伤失效模型可为叶环结构件的结构设计和最终应用提供技术支撑. 整体叶环的直径、复合材料所占的比例、加强的部位及方式对环件的整体性能有很大的影响, 需系统化研究方能掌握不同结构下的承载传递机理和建立损伤失效模型, 而这些研究周期长、技术难度高、经费投入大, 需多轮次迭代进行才能达到预期目标.
整体叶环基本设计理念为选择性局部增强, 简单的设计结构对验证增强效果更直观有效. 图14给出了直径为500 mm, 内部复合材料横截面为10 mm×8 mm的叶环超转实验件, 室温实验最高转速达到15000 r/min, 转后检测叶环没有发现损伤, 实验效果达到设计预期.
该实验件外侧没有加工叶片, 而是用配重代替. 对进行超转实验的叶环而言, 加工出叶片成本较高且对考核结果影响不大. 在相同载荷水平下, 利用配重块代替叶片进行考核实验, 该流程成本低、周期短.
服役状态下的整体叶环, 其减重增强效果、制造工艺难度、各级之间连接及成本等都需要在设计之初进行综合整体考虑, 侧重点不同设计结构也随之不同. 图15是本课题组根据不同设计需求制备的双肩外侧增强和双芯内部增强整体叶环强度实验件. 2个叶环实验件分别进行了阶段转速递增多轮次室温超转实验, 每一轮次实验后检查叶环变形情况, 直至叶环最后损伤失效. 双肩增强叶环在设计破转转速(49950 r/min)停留5 min后, 停下检验没有发现叶环变形, 再次升到破转转速时叶环失效, 双肩复合材料加强环断裂. 双芯内部增强环在转速达到45500 r/min时叶环失稳失效, 临近设计破转转速48000 r/min, 高速摄像机记录显示叶环安装边螺栓先于环件破损, 后续解剖观察发现叶环内部纤维及界面也存在一定程度的损伤. 环件载荷传递机理及损伤失效模式研究结果表明, 双肩外侧增强环的失效模式更接近于前文分析的试样轴向拉伸失效模式, 而双芯内部增强叶环的失效机制则较为复杂, 存在纤维断裂、界面开裂、基体开裂及复合材料层间剪切开裂等多种损伤模式. 有限元模拟计算对建立损伤失效模型十分有益, 可以很好地解释上述损伤失效模式, 但是针对不同结构的失效分析还需与实验匹配开展更深入的研究工作.
图15 复合材料叶环强度实验件及破转后照片
Fig.15 Photographs of TMC bling for strength test (a, b) and fracture morphology (c, d)
(a, c) outer two shoulder reinforcement ring
(b, d) inner double core reinforcement ring
国外TMCs部分结构件已经得到实际应用, 与国外相比, 国内在该类构件的设计、制造和验证上还有很大差距. 在高度技术保密的背景下, 增加投入, 加快研究进度, 走自主创新的道路是赶超世界先进水平的唯一途径. 根据国内外TMCs发展的趋势, 进一步改善材料的界面匹配, 优化材料的性能, 材料/结构件一体化综合设计以及降低制备成本等方面仍为该领域的研究重点. 另外, 多功能化和可持续发展也将成为复合材料发展的另一大趋势, 未来新型复合材料的开发和应用必将由单纯结构型逐渐实现结构和功能一体化, 并且可回收和再利用.
The authors have declared that no competing interests exist.
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