连续SiC纤维增强钛合金基复合材料(TMCs)相比于基体钛合金,在沿纤维轴向上具有更高的比强度、比模量和更高的使用温度,可用于设计制备选择性增强部件,如TMCs整体叶环、风扇叶片和低压涡轮轴等,在高性能航空发动机上应用广泛^[1,2,3,4,5]。然而,在垂直于纤维方向(横向),由于纤维横向性能较差,加之纤维/基体界面结合通常弱于基体强度,使得TMCs的横向强度不到其纵向强度的1/3,甚至更弱。TMCs部件在服役过程中,难免会受到横向载荷作用,过大的横向载荷会使复合材料在纵向性能未达到设计指标前,就造成材料的失效断裂^[6,7,8,9,10],使得部件性能无法满足服役要求。因此,研究TMCs的横向力学性能,对TMCs部件的工程化应用具有十分重要的意义。

在TMCs横向力学性能研究中,试样通常采用十字架形状。相比于直板形试样,十字形试样可以避免试样两端界面处的应力集中,使试样所受的应力载荷主要集中于试样中部,两端几乎不受载荷,可真实反映TMCs在横向载荷下的力学性能^{[11,12,13,14,15,16]}。在众多研究中,针对SiC_f/Ti-6Al-4V复合材料的研究工作较多,其中大部分研究工作都集中在模拟计算上,研究发现TMCs在受横向载荷时,失效模式主要为界面剪切失效和界面横向拉伸失效,其横向强度受纤维种类、涂层和体积分数以及残余应力等因素影响^{[10,11,15,17~20]}。在实验方面,文献[10,11,15~17]根据应力-应变曲线的非线性拐点并结合数值模拟分析得到的界面处应力集中因子,对界面横向拉伸失效模式下的界面强度进行了估算,得到的界面横向结合强度在30~395 MPa。除SiC_f/Ti-6Al-4V复合材料外,SiC_f/Ti-6242和SiC_f/Ti-24Al-11Nb 2种复合材料在横向载荷下的界面拉伸失效模式也得到了实验验证^[21,22]。而对于界面剪切失效模式,目前尚未有相关的实验验证。因为从最终的拉伸断口及拉伸过程分析中,很难直接找到界面剪切失效的证据。

TC17 (Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Cr-4Mo)钛合金,作为制备发动机盘锻件的重要材料^[23],是TMCs整体叶环部件的首选基体材料之一,但有关该类复合材料的横向性能研究目前尚无报道。本工作采用单纤维十字架试样对SiC_f/TC17复合材料横向拉伸性能进行测试与分析,并结合有限元数值模拟计算,对其在横向载荷作用下的界面剪切失效模式、裂纹起源位置、裂纹扩展路径等进行系统研究,特别是从实验的角度给出了界面剪切失效的证据。

1 实验方法

本实验所用SiC纤维采用化学气相沉积法(CVD)生产,纤维直径100 μm,表面碳层厚度1~3 μm^[24];利用磁控溅射沉积技术将基体TC17合金沉积到SiC纤维表面制成SiC_f/TC17复合材料先驱丝,镀层厚度约30 μm;采用相同技术将基体TC17合金沉积在Ti箔表面制成TC17厚箔材,箔材厚度0.5~0.8 mm。先驱丝经剪裁、铺平在2层TC17厚箔之间,经真空热压制成单纤维复合材料板条,真空热压工艺为：920 ℃、2 h、30 MPa。热压后,纤维和基体之间生成厚度约为0.8 μm的界面反应层,反应层主要由TiC组成^[25]。采用同样工艺制备了TC17基体板材,以便为有限元模拟计算提供必要的材料参数。

单纤维复合材料板材拉伸试样采用十字架形状,样品尺寸经有限元模拟分析和实验验证,可有效避免纤维端部应力集中现象出现,裂纹优先出现在试样中心部位。复合材料板条通过电火花切割后,表面进行磨抛处理,样品轮廓如图1所示。TC17基体板材采用直边形试样。拉伸实验在WSM-20KN电子拉力试验机上进行,拉伸速率为0.5 mm/min。为精确反映纤维中心区在横向拉伸时的实时应变,采用BA120-1CA-ZKY三向电阻应变片直接粘贴在十字形试样的中心部位,应变片面积为36 mm²。

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图1   单纤维十字形拉伸试样示意图

Fig.1   Schematic of single fiber cruciform specimen (unit: mm)

为确定复合材料在拉伸过程中界面裂纹萌生位置及开裂方式,本实验采用多试样定应力拉伸测试。首先根据多个试样的拉伸结果,确定应力-应变曲线中非线性拐点出现的应力范围,该拐点通常被认为是界面横向拉伸失效的起始点。然后在拐点应力范围附近设定最大拉伸应力,试样达到设定应力后停止实验,在中心位置垂直于纤维轴向切开,打磨抛光后利用S-3400N扫描电子显微镜(SEM)观察界面开裂情况。对于拉伸失效试样,除在中心位置切开,沿纤维轴向每隔1~2 mm垂直于纤维再次切开,打磨抛光后用于观察界面裂纹扩展情况。

2 实验结果

2.1 横向载荷下单纤维十字架试样的拉伸行为

单纤维十字架试样在横向载荷下典型的应力-应变曲线如图2所示。可以看到,在加载初期,复合材料试样曲线呈直线状态,随着载荷增加,复合材料试样出现非线性拐点,此刻加载应力为(271±12) MPa (10只试样的平均值),横向弹性模量为118 GPa,与TC17合金弹性模量基本一致,为界面横向拉伸失效的起始点^{[15~17,21,22]}。经过拐点后应力-应变曲线呈现非线性状态,直线段和非线性段圆滑过渡,没有出现应变突变。在SCS-6/Ti-6Al-4V复合材料横向界面拉伸失效中,垂直于拉伸方向附近的界面优先张开失效是引发应变突变的主要原因^[15]。本工作中应力-应变曲线上没有应变突变出现,暗示着界面失效不是由0°附近界面优先张开引起的,可能还存在其它失效机制。模拟曲线和实验曲线在直线段基本一致,非线性拐点应力为290 MPa,略高于实验值。拐点过后,模拟应力值明显高于实验应力值。

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图2   单纤维十字形试样横向载荷下的典型应力-应变曲线

Fig.2   Typical tensile stress-strain curve of single fiber cruciform specimen under transverse loading

2.2 单纤维十字架拉伸试样横切面形貌

图3为应力-应变曲线所对应的单纤维十字形试样拉伸失效后试样中心位置界面开裂情况。设平行于拉伸方向为0°方向,垂直于拉伸方向为90°方向,整个圆周按照顺时针方向分为I、II、III和IV区。可以看到,纤维周围界面已经完全开裂,裂纹产生于界面反应层/碳涂层之间的界面,相比于反应层/基体和SiC/碳涂层界面,该界面为弱界面,复合材料纵向拉伸中,该界面也是优先失效^[26]。左右两侧的界面反应层基本保持完整,附着在基体上,沿拉伸方向界面开裂程度较大,左侧开裂程度大于右侧。上下两面的界面反应层发生多处断裂。从裂纹张开程度上分析,裂纹可能起源于左侧界面,起源位置无法判断。

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图3   最大加载应力为606 MPa下试样拉伸后中心区界面开裂情况

Fig.3   Interfacial debonding of cruciform specimen under a maximum tensile stress of 606 MPa (F—tensile stress)

图4为最大加载应力470 MPa试样中心位置界面开裂情况。从图4a中看不到明显的界面开裂;局部放大观察发现,界面已经开裂,开裂发生在碳涂层和反应层之间,整个圆周几乎都有开裂痕迹,如图4b所示。实际加载过程中,界面开裂程度应该比照片中显示的情况严重。因为,470 MPa的加载应力小于基体的屈服应力(600 MPa),即便基体局部存在屈服,外载荷撤除后,基体也会回缩,从而造成裂纹尖端闭合。因此,从图中很难准确得到裂纹尖端扩展情况,从裂纹开裂程度上初步断定,裂纹起源于0°~90°圆周的中间部分,但界面失效模式尚无法分清。

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图4   最大加载应力为470 MPa下试样拉伸后中心区界面开裂情况

Fig.4   Overall morphology (a) and enlarged region (b) of interfacial debonding of cruciform specimen under a maximum tensile stress of 470 MPa

为进一步弄清界面裂纹萌生位置和失效方式,对不同最大应力水平拉伸试样中心区界面形貌进行观察。最大载荷为230 MPa的试样裂纹出现在II区约34°和III区约24° 2个位置,图5a给出了III区24°裂纹开裂情况,裂纹出现在碳涂层和反应层之间,裂纹长度约0.9 μm,径向无明显张开。最大载荷为250 MPa的试样裂纹出现在IV区约68°的位置,裂纹长度约为1.2 μm,径向也没有张开,如图5b所示。而对于最大载荷为280 MPa的试样,4个区域都出现了裂纹,最大裂纹扩展长度已经超过1/8圆周,但在0°区域未发现裂纹。

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图5   不同最大加载应力下试样拉伸后中心区界面开裂情况

Fig.5   Interfacial debonding of cruciform specimen under the maximum tensile stresses of 230 MPa (a) and 250 MPa (b)

综合实验结果,发现最大载荷低于拐点应力的试样,中心区裂纹在圆周出现的数量不超过2处,出现的位置在24°~68°之间,在拉伸应力集中系数最大的0°区域均未发现裂纹,这表明界面失效的模式不是拉伸失效而是剪切失效。而对于最大载荷高于拐点应力的试样,随最大载荷的增加,裂纹出现的区域增多,裂纹长度增大。由于存在裂纹闭合效应,已经无法判断裂纹萌生位置和扩展路径。

3 有限元模拟

3.1 有限元建模

为了研究单纤维十字架横向拉伸的损伤开始位置和扩展情况,本工作采用ABAQUS软件,对单纤维复合材料的横向拉伸过程进行有限元数值模拟。根据模型的对称性,取图1所示几何模型1/8进行三维数值模拟分析。在X=0、Y=0和Z=0面分别设置对称面,在X轴正方向施加位移载荷D_X。远离纤维区采用稀疏网格,平均网格尺寸0.5 mm,纤维及其附近采用加密网格,尺寸约5 μm (图6)。纤维和基体均采用C3D8R单元(单元类型：C表示为实体单元,“3D”表示“三维”,“8”是这个单元所具有的节点数目,“R”指这个单元是“缩减积分单元”),界面层厚度0.8 μm,采用COH3D8 (COH表示为粘结层实体单元)内聚力单元。

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图6   有限元模型网格划分

Fig.6   Finite element model and meshing

有限元计算中,SiC纤维和TC17基体的材料性能见表1,其中SiC纤维看作理想线弹性材料,TC17基体看作理想弹塑性材料,服从Von Mises屈服准则,因本实验中的TC17为溅射样品,强度低于传统方法制备的材料性能。

3.2 内聚力模型

复合材料横向断裂通常由纤维/基体界面开裂或界面脱粘引起,此前模拟复合材料横向拉伸性能时基体和纤维的界面常采用强界面或弱界面,二者均不能准确模拟复合材料界面的破坏形式。近年来,内聚力模型因其使用方便且能较好地模拟和捕捉复合材料界面特征,被用来模拟有限强度的复合材料界面损伤失效^[27]。内聚力模型根据建模时的特征可以分为内聚力单元模型和内聚力表面模型,本研究采用内聚力单元模型模拟SiC纤维和TC17基体在横向拉伸载荷下的损伤失效。该内聚力单元采用双线性牵引-分离本构关系^[28],如图7所示。

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图7   双线性内聚力单元模型

Fig.7   Bilinear cohesive element model (D_n—scalar stiffness degradation; N_max—maximum nominal stress; N—nominal stress; {\delta }_{\mathrm{n}}^{\mathrm{init}}—displacement at damage initiation in normal (opening) mode; {\delta }_{\mathrm{n}}^{\mathrm{fail}}—displacement at failure in normal (opening) mode; δ_n—displacement in normal (opening) mode; K_n—penalty stiffness)

图中N_max是内聚力单元在界面法向的强度,斜率K_n是界面刚度,D_n是损伤变量。双线性牵引-分离本构关系包括损伤起始准则和损伤演化准则。本研究采用最大应力准则作为损伤起始准则,如式(1)所示：

MAXσnNmax,σtTmax,σsSmax=1(1)

σn=σn(σn>0)0(σn<0)(2)

式中,〈σ_n〉为内聚力单元正应力分量,〈σ_t〉和〈σ_s〉为2个剪应力分量,T_max和S_max分别为内聚力单元在2个剪切方向的强度。设定N_max=T_max=S_max=149 MPa^[29]。当内聚力单元的应力满足损伤起始准则后,单元将发生损伤,进入损伤演化阶段。在损伤演化阶段,随载荷的加载,损伤变量D_n从0到1单调增加。当D_n达到1时,内聚力单元完全失效,失去承载能力。本工作采用的损伤演化准则为线性衰减的最大位移准则,最大位移 δnfail设置为0.0005 mm。

4 分析讨论

4.1 横向载荷下复合材料界面失效模式

如前所述,复合材料在受到横向载荷时,界面存在剪切失效和拉伸失效2种模式。无论是剪切失效还是拉伸失效,都遵从最大应力准则。对于剪切失效而言,应满足如下失效判据^[15]：

τrθ≥μ∣σr1∣(3)

式中,τ_rθ为纤维界面所受的剪切应力,σ_r1为界面所受压应力,μ为反应层与碳涂层之间的最大静摩擦系数。此处μ=0.32,该值由文献[29]中纤维压出实验测得的最大剪切应力τ_max=149 MPa与残余应力σ_res相比得到。

而对于拉伸失效模式,失效判据如下：

σr2≥σbond(4)

式中,σ_r2为界面处受到的径向拉应力,由外加载荷引起的径向应力σ_rr和热残余应力引起的压应力σ_res组成,σ_bond为界面强度。假定界面为弱界面结合,对于横向拉伸失效模式而言,至少要满足如下判据,即：

σr2≥0(5)

换言之,如果是径向拉伸失效,则外加载荷引起的径向应力σ_rr在数值上一定大于热残余应力引起的压应力σ_res。对于单纤维试样而言,由于纤维所占体积分数较小,可以认为纤维周向的残余压应力是一致的,残余应力大小可以采用如下公式计算^[30]：

σres=-EfEmϵTEf+1-2νEm(6)

式中, ϵT=ΔαΔT (Δα为基体与纤维之间的热膨胀系数差值,ΔT为应力自由温度与室温之间的差值);E代表弹性模量,下标f和m分别代表纤维和基体;ν表示Poisson比。纤维与基体的Poisson比与温度无关,取ν=ν_f=ν_m=0.3,SiC纤维的热膨胀系数和弹性模量见表1,通过计算得到纤维界面残余应力的大小为-473 MPa,负值表示受压应力。

当纤维处由径向开裂导致界面失效时,界面强度σ_bond通常可表示为：

σbond=kσa+σres(7)

式中,σ_a为试样所受的远场应力;k为界面处的应力集中因子,在径向拉伸失效模式下,k值通常在1.2~1.3之间^{[12,13,15,17,22,31]},本工作取k=1.3。将实验中裂纹出现的加载应力σ_a =250 MPa和残余热应力σ_res=-473 MPa带入式(7)可得：

σbond=-148MPa<0(8)

可见,在外载荷达到250 MPa时,界面处径向应力仍为压应力,即使界面结合强度极弱,也不会发生径向拉伸开裂。因此,如前文所述,最大载荷分别为250和230 MPa试样中心区的界面裂纹,并非由径向拉伸应力所为,而是由界面剪切应力导致。

图8给出了在不同加载应力下,有限元模拟计算得到的周向剪切应力和径向应力在1/4圆周上的分布。因模拟时预加了残余应力场,故图中所有应力均为残余应力与外载荷的合应力。从图8a中可以看到,当外加载荷一定时,周向剪切应力随圆周角度的增加呈先增大后减小趋势,在40°~50°之间周向剪切应力达到最大;随外加载荷增加,周向剪切应力不断增加。从图8b中可以看到,径向应力始终为压应力,在0°最小,随圆周角度增加,压应力数值不断增大,90°时压应力达到最大。计算中还发现,轴向应力在0°~90°圆周之间,受圆周角度和外加载荷影响很小,基本没有变化,最大应力不到2 MPa。可见,界面失效只受周向剪切应力和径向应力的影响。当外加载荷为230 MPa时,对应的周向剪切应力已经达到了界面剪切失效的最大应力,而此时界面径向应力仍为压应力,最小应力还在150 MPa以上,界面不可能发生径向拉伸失效。据此判断,界面失效模式应为周向剪切失效。从剪切应力沿圆周分布规律可知,剪切裂纹出现的位置在圆周周向40°~50°之间。

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图8   不同载荷下界面周向剪切应力和径向应力沿圆周分布规律

Fig.8   Circular profiles of circumferential shear stress (a) and radial interfacial stress (b) under different applied loads

实验中发现,裂纹分别出现在24°~68°之间不同位置,实验结果和有限元模拟分析结果稍有偏差。认为造成偏差的原因主要有3方面：一是尽管制备工艺相同,但不同批次样品可能还会存在差异;二是制备样品过程中,由于样品较薄,制备和观察中容易产生小的角度偏差;三是有限元计算中界面层是理想刚性界面,且沿周向一致。而实际中,热压后碳涂层和反应层的界面并非均匀光滑刚性界面,见图4b。在承载过程中,界面上的微缺陷会造成界面在低应力下提前开裂且开裂位置不同,这也是应力-应变曲线中非线性拐点模拟应力值高于实验应力值的主要原因。尽管稍有偏差,数值计算、有限元模拟分析和实验都验证了复合材料在横向载荷下的界面剪切失效模式。

4.2 复合材料界面裂纹扩展路径

图9给出了有限元模拟的界面裂纹萌生及扩展过程。从图9a和b中可以看到,界面裂纹萌生后,在剪切应力的作用下沿纤维周向和轴向同时扩展,轴向扩展速度略快,沿周向向0°和90°方向扩展速度相当,裂纹沿径向没有张开。当外加载荷为263 MPa时,周向裂纹两端分别扩展至约10°和80°圆周处,此后,裂纹扩展模式发生变化,周向裂纹向0°方向扩展速度加快,外加载荷为270 MPa时,0°界面首先开裂。随后,当外加载荷达到282 MPa时,90°界面开裂,中心处周向界面完全失效,如图9c和d所示。

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图9   有限元模拟的界面裂纹萌生及扩展过程(红色为失效单元)

Fig.9   Interfacial crack initiation and propagation processes simulated by finite element model (red regions are failure units)
(a) crack initiation under 231 MPa (b) crack propagating under 263 MPa(c) crack propagates to 0° under 270 MPa (d) crack propagates to 90° under 282 MPa

图10给出了裂纹扩展不同阶段所对应的剪切应力和径向应力在周向上的分布,与图9中的后3个阶段一一对应。可以看到,3个应力水平下,剪切应力和径向应力在圆周上的分布规律基本类似。在0°~10°的圆周附近,剪切应力随载荷增加而减小,越接近0°剪切应力较小;径向应力为拉应力,随载荷增加而增大,当外载荷达到270 MPa时,已经达到界面失效强度,由此判定0°界面开裂模式为拉伸失效。而在80°~90°的圆周附近,径向应力始终为压应力;剪切应力随载荷增加而增大,当外载荷达到270 MPa时,0°界面拉伸失效,而此刻剪切应力还未达到界面剪切失效强度,因此,90°比0°界面延后失效。载荷继续增加至282 MPa时,90°界面剪切失效。从图10b拉压应力变化可以看到,0°和90°界面失效后,裂纹萌生区域40°~50°圆周是拉压应力的转化区域,裂纹已有张开迹象。

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图10   裂纹扩展过程中周向剪切应力和径向应力沿圆周分布规律

Fig.10   Circular profiles of circumferential shear stress (a) and radial interfacial stress (b) during interfacial crack propagation

随着裂纹扩展路径变化,基体中应力不断重新分配,0°界面失效后,附近基体发生微小屈服,如图11a所示。同样,90°界面失效后,其附近的基体也发生了局部屈服,如图11b所示。考虑到应变片的测量精度以及屈服区域的微小性,此刻的基体屈服不会引起应力-应变曲线上的拐点变化。

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图11   基体局部等效塑性应变云图

Fig.11   Contour of local matrix equivalent plastic strain failed at 0° (a) and 90° (b) (PEEQ—equivalent plastic strain)

中心处周向界面完全失效后,应力再次重新分配,随载荷增加基体局部屈服严重,应力-应变曲线出现非线性拐点,载荷进一步增加,反应层拉伸变形发生碎断,垂直于拉伸方向的裂纹造成基体屈服加快,材料最终完全失效,此时轴向裂纹依旧没有超出横向应力加载区。实验也验证了这一结果,在横向张开很大的情况下,轴向裂纹依旧没有超出横向应力加载区。这说明十字架试样很好地避免了端部界面处的应力集中,测试中界面裂纹起源于试样中部,真实有效地反映了复合材料横向力学性能。有限元模拟分析中,反应层为刚性界面,拉伸变形过程中,其厚度均匀减薄且不会发生断裂,这是应力-应变曲线上非线性段模拟应力值高于实验应力值的主要原因。根据实验和有限元模拟计算结果并结合应力-应变曲线变化规律,给出了SiC_f/TC17复合材料十字架试样在受横向载荷下,界面裂纹萌生、扩展及最终失效过程,如图12所示。

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图12   横向载荷下复合材料界面裂纹萌生及扩展过程示意图

Fig.12   Schematic of interfacial crack initiation and propagation under transverse loading (σ_a—far field loading)

5 结论

(1) 单纤维十字架试样界面裂纹起源于试样中部。横向拉伸应力-应变曲线中非线性拐点的平均外加载荷为(271±12) MPa,该点是试样中部界面完全失效的起始点。直线段弹性模量为118 GPa,与基体弹性模量一致。界面完全失效后,载荷重新分配,基体局部屈服导致应力-应变曲线上的非线性段。

(2) SiC_f/TC17复合材料在横向拉伸过程中,在低于非线性拐点载荷下,裂纹萌生于碳涂层和界面反应层之间,界面失效模式为剪切失效。有限元模拟计算结果表明裂纹位置在与拉伸方向成40°~50°之间的圆周,实验中,裂纹出现区域略宽,不同最大拉伸载荷下裂纹分别出现在24°~68°之间的不同位置。造成差异的主要原因在于,有限元模拟计算中界面设定为理想刚性界面且沿周向一致,而实际中,碳涂层和反应层的界面是非光滑的,沿圆周存在微缺陷。

(3) 界面剪切裂纹萌生后,随外加载荷增加,裂纹在剪切应力作用下沿纤维周向和轴向同时扩展,轴向扩展速度略快,沿周向向两侧扩展速度基本相同。当周向裂纹分别扩展到圆周80°和10°附近时,扩展模式发生变化。0°附近界面在径向应力作用下拉伸开裂,随后90°附近界面在剪切应力下失效,中心处周向界面完全失效,加载至试样失效时,轴向裂纹依旧没有超出横向应力加载区。

The authors have declared that no competing interests exist.