相比于传统金属材料和树脂基复合材料，连续纤维增强金属基复合材料具有轻质、高比模量、高比强度、耐热老化以及良好的高温性能，在航空发动机、超音速武器的耐热结构中有着广阔的应用前景^[1~3]。为了推动连续纤维增强金属基复合材料在航空航天结构中的应用，有必要开展关于其在高温环境下的力学特性与失效行为机理研究^[4]。近20年来，国内外研究者对连续纤维增强金属基复合材料的断裂力学行为进行了大量研究。在室温力学行为研究方面，Kim和Lee^[5]提出了基于有限代表性体积单元(RVE)的弹塑性细观力学损伤模型，用于预测圆截面纤维增强韧性基体复合材料的整体弹塑性损伤行为，进而采用该细观力学模型计算了单向B纤维/Al复合材料和单向SiC/Ti复合材料的横向拉伸力学行为，通过与已有文献报道的实验结果的对比，验证并评估了所提出的细观力学损伤模型的预测能力。Chen和Ghosh^[6]研究了加载特性对SiC纤维/Al7075复合材料力学响应和应力波传播的影响。结果表明，体积分数为15%~20%的六角形纤维的排列方式使得复合材料具有较好的能量耗散性能，破坏模式和能量耗散性能与载荷类型、纤维体积分数及分布形态有较强的相关性，但与应变速率的相关性较低。Giugliano等^[7,8]对具有不同纤维体积分数的连续纤维增强铝基复合材料的循环塑性行为进行细观力学有限元仿真，发现当纤维体积分数大于40%时，复合材料的承载能力有较大提高。Zhu等^[9]基于广义单元法(GMC)和常柔界面(CCI)模型建立了纤维增强金属基复合材料的细观力学模型，研究了界面脱黏和纤维体积分数对复合材料偏轴力学性能的影响，发现纤维体积分数的增加有利于提高复合材料的刚度。近年来，Behera等^[10]对连续纤维增强金属基合材料的高温力学行为展开了初步探索。针对连续SiC_f (SCS-6)/Ti复合材料，Eggleston和Krempl^[11]采用细观力学有限元法分析了其在482 ℃下的横向拉伸蠕变行为，结果表明弱界面结合模型能够较好地预测其横向拉伸力学行为，界面脱黏是造成横向拉伸强度低的主要原因。Aghdam等^[12,13]采用基于内聚力模型(CZM)的细观力学有限元模型，研究了SiC_f/Ti复合材料在高温偏轴加载过程中的损伤和非线性力学行为，揭示了不同加载角度下复合材料的高温承载破坏机制。

大量研究^[14,15]表明，单向纤维增强金属基复合材料沿纤维方向的力学性能优异，然而其较差的横向或偏轴性能限制了其构件设计与应用。为了克服单向金属基复合材料的性能短板，近年来国内外研究者提出并开发了各类纤维织物增强金属基复合材料。Zhang等^[16]以叠层碳纤维布为增强体制备了纤维分布均匀的铝基复合材料，平行于纤维方向的面内拉伸强度和模量分别为366.2 MPa和110.7 GPa，断口呈现界面脱黏和纤维拔出形貌。Ma等^[17]和周计明等^[18]采用叠层的正交碳布为增强体，通过真空吸渗挤压法制备了铝基复合材料，其平均拉伸强度为254 MPa (面内0°/90°方向)，面内压缩失效形式为界面脱黏和开裂。Hufenbach等^[19]实现了镀镍碳纤维布叠层增强镁基和铝基复合材料平板的精密成形，并指出开发三维织物增强金属基复合材料是提高层间性能和可设计性的关键。Yang等^[20,21]制备的镀铜碳纤维布叠层增强ZL205铝基复合材料的弯曲强度为357 MPa，其良好的性能归结于高比强度纤维和有效的应力传递。Zhang等^[22,23]采用电磁辅助浸渗法制备了叠层碳布增强铝基复合材料，通过半固态轧制强化基体合金并减少浸渗缺陷，显著提高了其面内弯曲强度。研究人员通过构建叠层碳纤维布增强铝基复合材料的细观结构有限元模型，研究织物增强铝基复合材料的断裂力学行为机理。Lee等^[24]预测了平纹编织物增强铝基复合材料宏观变形时的弹性力学性能，并通过超声共振光谱测量结果验证了理论预测的有效性。针对叠层Al₂O₃纤维布增强Al-2Cu复合材料，McWilliams等^[25]建立了基于多尺度力学框架的有限元模型，并结合实验分析了其室温拉伸力学行为和渐进破坏过程。结果表明，纱线的横向开裂和界面脱黏是导致其拉伸破坏的主要机制，复合材料的面内抗拉强度在280~353 MPa范围内。现有研究主要集中在纤维织物增强铝基复合材料制备与室温性能的实验分析方面，有关宏/细观力学行为和失效模式的研究十分有限，尚未发现关于其在高温环境下的力学行为特性与失效机理的报道。

本课题组前期采用真空辅助压力浸渗法制备了斜纹碳布缝合织物结构增强铝基复合材料，探索了其室温拉伸、弯曲和压缩性能^[26~28]，但尚缺乏对其高温拉伸力学性能和失效机理的深入研究。为此，本工作采用数值模拟与实验相结合的方法研究了其在400 ℃高温下的拉伸断裂力学行为，根据复合材料内部纱线的微观组织和分布特征，分别建立纱线和复合材料的微观和细观尺度单胞有限元模型，计算并分析复合材料在高温拉伸载荷下的宏观力学响应、组元结构损伤演化与断裂行为，结合高温拉伸力学实验与断口形貌特征，阐明了细观结构损伤对宏观力学响应及失效模式的影响机制，以期为该复合材料的高温结构设计与制备提供理论依据。

选择铸造ZL301铝合金作为基体材料，其化学成分(质量分数，%)为：Mg 9.5~11.0，Si 0.3，Cu 0.1，Mn 0.15，Ti 0.15，Al余量。增强纤维选用M40JB-6K高模量碳纤维，其密度为1.77 g/cm³，纱线细度225 tex，弹性模量380 GPa，极限强度4400 MPa，延伸率1.2%。作为增强体的斜纹碳布缝合织物结构如图1a所示。采用三上一下的编织法制备斜纹碳布，其中经纱和纬纱的细度分别为450和225 tex，经纱和纬纱的编织密度均为3 yarn/10 mm；将斜纹碳布叠层至设定厚度后沿碳布纬纱方向进行缝合，缝合针距为3 mm，最终获得纤维体积分数为48%的斜纹碳布缝合织物增强体，如图1b所示。采用真空辅助气压浸渗法制备铝基复合材料，工艺原理及流程见文献[29]。主要制备参数如下：预制体温度500 ℃，铝熔体温度720 ℃，浸渗压力7 MPa。斜纹碳布缝合织物结构增强铝基复合材料板材的表面形貌如图1c所示。

根据ASTM D3552—1996标准设计铝基复合材料的高温拉伸试样，拉伸方向为复合材料经向，试样尺寸如图2a所示。采用线切割沿复合材料板材的经向(图1c)加工拉伸试样，对拉伸试样进行退火时效处理(330 ℃、30 min)以消除制备过程中产生的残余应力。采用配置温度箱的Instron5569万能试验机进行准静态拉伸实验，升温速率为10 ℃/min，试样升温至400 ℃后保温10 min以保证温度分布均匀性，拉伸速率为0.5 mm/min (对应的应变速率约为1 × 10^-4 s^-1)。采用与复合材料同炉制备的铝合金棒材，根据GB/T 228.1—2021标准制备铝合金的高温拉伸试样，试样尺寸如图2b所示。采用Dino-Lite AD4113ZT光学显微镜(OM)观察复合材料内部纱线分布结构和纱线截面等几何特征。利用Quanta2000型扫描电镜(SEM)观察铝基复合材料纱线内部显微组织以及铝基复合材料拉伸试样的断口形貌。

织物复合材料中纱线的空间分布形态对复合材料宏观力学性能有重要影响，构建能够反映纱线空间分布结构的代表性体积单元模型是开展复合材料宏/细观力学分析的基础。一般来说，复合材料中织物的纱线形态和构造会导致局部畸变^[30]。本工作结合织物编织结构参数和复合材料组织观测结果建立细观尺度的纱线结构模型。采用OM观察铝基复合材料内部纱线的截面形状及分布状态，采用SEM观察纱线内部的微观组织和纤维分布形态，结果如图3所示。其中图3a~c分别为经纱、纬纱和缝合纱的横截面形态，图3d为纱线内部的微观组织形貌。从图3a和b可以看出，大多数经纱的横截面表出类似矩形的形状特征，而纬纱横截面则呈现出双面凸透镜的特征，这是由于制备过程中在缝合纱的压紧作用下细度大的经纱对纬纱产生挤压所致。

在不失一般性的前提下，构建细观尺度结构模型时对纱线横截面做如下近似和简化：根据图3a和b，假设经纱和纬纱的横截面形状分别为带圆角的矩形和双面凸透镜形；根据图3c，假设缝合纱的截面形状为胶囊状。采用定量金相法测得图3中3类纱线的横截面尺寸并做均匀化处理，最终确定细观尺度模型中3类纱线的横截面几何模型，如图4a所示。图4b为根据斜纹碳布缝合织物结构参数确定的经纱、纬纱、缝合纱的排布和阵列情况，将3类纱线构型装配后获得复合材料内部织物纱线结构模型，将其与基体结构模型组装后获得铝基复合材料细观尺度结构模型(图4c)。

由于斜纹碳布具有三上一下的周期性结构特征，建立细观尺度RVE模型时只需要在经向和纬向截取一个周期结构，即面内包含4根经纱和4根纬纱的单胞模型。沿复合材料厚度方向上存在由6层经纱和6层纬纱组成的斜纹碳布叠加而成的周期性结构，考虑计算成本与效率，在细观尺度结构模型的厚度方向上取一个最小的周期性单元(即一层碳布)，从而构建出斜纹碳布缝合织物增强铝基复合材料的细观尺度RVE模型，如图5a所示。在面内拉伸载荷作用下，起到承载作用的纱线与作为填充材料的基体之间处于相互挤压状态，因此假设纱线与基体之间处于理想结合状态。在ABAQUS软件中采用4节点四面体单元(C3D4)对细观尺度RVE模型中的各类纱线和基体结构进行有限元网格划分。考虑到纱线交织处的基体局部结构形状复杂，在网格划分前分析了网格尺寸和质量对有限元计算收敛性的影响。结果表明，网格尺寸大于0.16 mm时，纱线之间基体的网格质量较差，无法满足数值计算收敛性要求。当网格尺寸设置为0.15和0.14 mm时均可以保证有限元计算的收敛性。为了降低计算成本和时间，采用网格尺寸为0.15 mm的四面体单元进行细观尺度RVE模型的离散化处理，结果如图5b所示，其中基体结构的单元数量为282150，纱线结构的单元数量为236002，共计生成单元数量为518152。

根据细观力学有限元理论，应在代表复合材料周期性结构的RVE模型边界上施加周期性边界条件，以满足相邻单胞之间边界上的应力连续性和位移协调性^[31]。如果RVE模型中相互平行的2个表面上节点的面内坐标是严格相等的，则2个平行面上具有相同面内坐标的一对节点的位移关系需满足如下条件^[32]：

式中，Uij+和Uij-为2个平行表面上一对节点的位移，ε¯ik为RVE的平均应变分量，Xkj+和Xkj-为2个平行表面上一对节点的面外坐标；下角标k代表2个平行表面上的一对节点的编号，下角标i和j (= x、y、z)代表RVE模型在总体坐标系中的x、y和z轴方向。

将细观尺度RVE模型采用四面体单元进行有限元网格划分后，其2个平行表面上节点的面内坐标无法保持完全一致，无法直接施加 式(1)所示的一般周期性边界条件。为此，本工作采用前期研究^[33]中基于Python开发的一种改进的周期性边界条件，实现细观尺度RVE模型上周期性边界条件的施加，如图5c所示。

铝基复合材料中碳纤维起主要的承载作用，基体铝合金填充固结纤维并发挥载荷转移和传递的作用。研究^[25]表明，有限元建模时可将铝基复合材料中的基体合金视为各向同性的弹塑性材料，并采用同类型铝合金的力学性能测试结果确定其性能参数。采用准静态拉伸实验测试与复合材料同炉制备的基体铝合金在不同温度下的拉伸变形力学行为，结果如图6所示。可以看出，基体铝合金在室温下的延伸率较低，原因可能在于随炉冷却较低的冷却时速率导致铝合金晶粒组织粗大，而且未对其进行固溶和时效处理。随着拉伸温度提高，基体铝合金的延伸率有所增大。根据拉伸应力-应变曲线计算得到基体铝合金与温度相关的弹性和塑性力学性能参数，如表1所示。假设其Possion比不随温度变化(始终为0.3)，而与温度相关的热膨胀系数^[34]也列于表1中。采用von-Mises准则判断基体合金的各向同性屈服行为，利用简化的Johnson-Cook (J-C)本构模型^[35]定义基体合金屈服后的塑性流动力学行为：

式中，σ¯pl为等效塑性流动应力，ε¯pl为等效塑性应变，A为屈服应力，B和n分别为应变硬化模量和应变硬化指数。通过对图6中各应力-应变曲线中塑性变形部分进行非线性拟合计算，可确定 式(2)中的材料本构模型常数。

对于连续纤维增强金属基复合材料，一般采用延性损伤准则描述其基体合金的损伤演化行为^[25,36]。基于等效塑性应变相关的线性软化法则，定义铝基复合材料中基体合金的损伤演化因子(D^Mat)如下^[36]：

式中，ε¯0pl为初始损伤时的等效塑性应变，ε¯fpl为损伤完成(即失效)时的等效塑性应变。表1中给出了根据图6中拉伸应力-应变曲线测得的不同温度下的ε¯0pl和ε¯fpl。在损伤演化过程中，采用材料刚度下降法处理基体材料损伤后的力学本构关系^[33]，即：

式中，{ σ_i }和{ ε_j }分别为应力和应变分量，{ C_ij }为刚度矩阵，Em和νm分别为基体的弹性模量和Possion比。

织物增强复合材料中纱线材料是主要的承载结构，本工作通过建立纱线的代表性单胞有限元模型计算并预测其在高温下的横向和轴向力学性能参数。铝基复合材料中，纱线本质上是浸润填充基体铝合金的碳纤维束，可将其等效为单向纤维增强铝基复合材料。从图3d可见，纱线内部纤维分布均匀且基体中不存在微观空洞和裂纹缺陷。采用Image-Pro Plus软件对图3d中的纤维和基体区域进行色差识别，通过计算纤维与基体面积之比可知，纱线的纤维体积分数为70%。对于纤维分布均匀的单向复合材料，通常假设纤维具有hcp分布特征(图7a)，从而最大程度反映其宏观性能的横观各向同性^[6]。根据纤维直径(6 μm)和纤维体积分数(70%)，计算得到纱线的微观尺度RVE模型尺寸，如图7b所示。采用ABAQUS软件中的8节点六面体单元(C3D8R)进行基体和纤维材料的有限元网格划分(图7c)，同时在2者之间插入零厚度的内聚力单元(COH3D8)建立界面模型。微观尺度RVE模型网格划分共产生14850个单元，由于其相互平行的表面上节点的面内坐标保持严格对应关系，对该模型直接施加 式(1)所示的周期性边界条件。

采用二次名义应力准则^[35]作为微观尺度单胞有限元模型中基体与纤维之间界面的初始损伤判据：

式中，t_n、t_s、t_t分别为界面法向、切向和环向的应力分量，tn0、ts0、tt0分别为界面法向、切向和环向的强度极限，< >为Macaulay运算符。界面应力状态满足 式(5)时，该处的界面损伤开始累积，通过定义依赖于界面等效位移的损伤因子来表征界面的损伤程度^[37]：

式中，D^Int为界面损伤因子，δ¯为界面等效分离位移，δ¯0和δ¯f分别为界面初始损伤和界面失效时对应的临界分离位移。根据碳纤维增强铝基复合材料的实验和数值分析结果^[36]， 式(5)和(6)中的界面性能参数如下：tn0 = 16.0 MPa，ts0 = tt0 = 9.5 MPa，δ¯0 = 0.08 × 10^-6 m，δ¯f = 0.72 × 10^-6 m。目前的实验测试手段难以获得界面的高温性能参数，有限元模型中假设室温至400 ℃范围内界面结合性能参数不随温度而发生变化，这在连续纤维增强钛基复合材料高温拉伸力学行为的力学建模与分析中被证明是可行的^[13,38]。

由于高模量碳纤维具有良好的耐高温力学性能，本工作将纤维视为与温度无关的线弹性材料，M40J-6K碳纤维的弹性常数、极限强度和热膨胀系数等性能参数如表2^[33,39~41]所示。在微观尺度单胞有限元模型中通过定义横观各向同性的弹性常数描述其弹性变形力学行为。采用最大主应力准则作为纤维断裂失效的判据，即当纤维的轴向或横向上任一应力分量达到该方向上的极限强度时，纤维处于失效状态。纤维失效前满足横观各向同性的线弹性力学本构关系，利用刚度折减法处理纤维失效后的力学本构关系。

利用微观尺度RVE有限元模型分析了纱线在400 ℃高温下的轴向和横向拉伸、压缩和剪切力学行为，通过均匀化计算得到的工程应力-应变曲线如图8所示。可以看出，纱线具有相近的轴向拉伸和压缩弹性模量，但拉伸强度远高于压缩强度，原因在于轴向受载时纤维是主要承载组元，而纤维的轴向压缩强度低于其拉伸强度。由于在横向载荷作用下，纱线的力学性能主要受基体和界面性能支配^[12,37]，因此其横向拉伸和压缩力学性能显著低于其轴向力学性能。此外，在剪切载荷作用下界面易于脱黏而丧失基体与纤维之间的应力传递能力，因此纱线表现出较差的纵向和横向剪切力学性能。根据不同载荷条件下纱线的高温力学响应曲线(图8)，计算得到纱线的高温弹性常数与强度性能参数，见表3。在铝基复合材料细观尺度单胞有限元模型中将纱线作为各向异性材料，根据表3中纱线的轴向、横向强度和剪切强度，采用Tsai-Wu强度准则^[42]作为纱线的失效判据：

式中，F.I.为Tsai-Wu失效破坏指标，σij为纱线单元积分点的应力张量，i/j = 1、2、3。 式(7)中的强度系数计算如下：F1 = 1/X11t - 1/X11c，F2 = F3 = 1/X22t - 1/X22c，F11 = 1/X11tX11c，F22 = F33 = 1/X22tX22c，F12 = F31 = -1/2X11tX11cX22tX22c，F23 = -1/2X22tX22c，F44 = 1/(2X23s)2，F55 = F66 = 1/(2X12s)2，σ₁₁、σ₂₂、σ₃₃分别为纱线轴向应力、横向应力、法向应力；σ₁₂、σ₁₃、σ₂₃分别为纱线轴向面内剪切应力、轴向面外剪切应力、横向面外剪切应力；X11t、X11c分别为纱线轴向拉伸强度、轴向压缩强度；X22t、X22c分别为纱线横向拉伸强度、横向压缩强度；X12s、X23s分别为轴向面内剪切强度、横向面外剪切强度。

为了分析高温状态下铝基复合材料内部的热应力分布状态，需在细观尺度单胞有限元模型中定义纱线随温度变化的热膨胀和弹性性能参数。本工作将纱线等效为纤维体积分数为70%的单向复合材料，通过解析法计算其在不同温度下的热膨胀和弹性力学性能。研究^[43]表明，可以采用Schapery公式^[44]和ChamBerlain公式^[45]预测单向复合材料的轴向和横向线性热膨胀系数。根据基体合金和纤维材料的热膨胀系数(表1和2^[33,39~41])，采用Schapery和ChamBerlain公式计算得到的纱线轴向和横向线性热膨胀系数如表4所示。基于基体和纤维的弹性力学性能参数，采用Hopkins和Chamis^[46]提出的细观力学理论公式计算不同温度下纱线在轴向和横向2个方向的弹性力学性能常数，结果见表4。

从表3和4可以看出，铝基复合材料中纱线的轴向和横向性能之间存在显著差异，细观尺度单胞模型中将纱线视为横观各向同性材料，采用单元离散法定义其与单胞的总体坐标轴无关的局部材料轴，其中沿纱线的纤维方向作为第一主轴方向，垂直于纤维的其他2个方向分别为第二、三主轴方向，经纱、纬纱和缝合纱的局部材料主轴方向如图9所示。

一般来说，C_f/Al复合材料中存在制备残余应力。研究^[47]表明，退火处理后C_f/Al复合材料基体中的位错数量极少，这意味着制备残余应力得以消除。本工作假设经过退火处理后的复合材料试样中基体和纱线均处于自由应力状态。基于细观尺度单胞有限元分析模型，计算并预测了铝基复合材料升温至高温(400 ℃)后内部的热应力分布状态，如图10所示。可以看出，复合材料中基体合金处于压应力状态且应力分布较均匀，而3类纱线则在整体上处于不同程度的拉应力状态。这是由于纱线的轴向和横向热膨胀系数(表4)均远低于基体合金(表1^[34])，升温过程中纱线的轴向和横向热膨胀均小于基体合金，纱线结构对基体合金的热膨胀变形具有抑制作用。特别是经纱和纬纱之间的基体合金热膨胀变形受到2者的共同约束作用，从而使得经/纬纱交错搭接间隙内的基体合金处于局部的高应力水平(最大应力317.8 MPa)，如图10a所示。从纱线结构的热应力分布(图10b)来看，经纱和纬纱的拉应力水平均低于缝合纱线，原因在于经纱和纬纱均处于局部屈曲形态，基体合金热膨胀变形对其牵引作用不明显，特别是经纱与纬纱交错处的应力水平较低。处于平直分布状态的缝合纱的轴向热膨胀远远低于其附近的基体合金，基体较大的热膨胀变形对缝合纱产生显著的轴向拉伸作用，导致高温(400 ℃)状态下复合材料内部缝合纱的热应力水平较高(最大应力727.6 MPa)。

在热应力分析结果的基础上，基于细观尺度单胞有限元模型进行高温经向拉伸变形力学行为的数值模拟。根据每个载荷步获得的应力和应变场，采用体积平均法进行宏观应力和应变关系的均匀化计算：

式中，σ¯ij和ε¯ij分别为均匀化计算的等效应力和应变分量，σijk和εijk分别为单元积分点k的应力和应变分量，V为细观尺度单胞模型的总体积，Vk为积分点k所在的单元体积，Np为细观尺度单胞模型中积分点的总数。

图11给出了根据细观尺度单胞有限元模拟结果均匀化计算得到的高温拉伸应力-应变曲线和铝基复合材料高温拉伸实验曲线。可以看出，有限元数值模拟计算得到的拉伸应力-应变曲线与实验曲线总体上吻合良好。表5给出了铝基复合材料高温拉伸力学性能的实验平均值和计算值。其中高温拉伸弹性模量、极限强度和断裂应变的实验均值分别为103.20 MPa、621.60 MPa和0.819%，相对计算误差均小于10%，表明所建立的细观尺度单胞有限元模型能够较好地预测铝基复合材料的高温拉伸力学行为。

在拉伸变形初始阶段，拉伸应力随应变的增大而呈现线性增长趋势，具有类似线弹性的力学响应特征。当拉伸应变超过0.15%后，拉伸应力继续增大但其增长速率有所降低，复合材料表现出非线性力学行为。在最后变形阶段，复合材料发生破坏时出现应力急剧下降的现象。值得注意的是，虽然3条高温拉伸实验曲线具有相似的变化趋势，但并不能完全重合，其原因在于缝合织物编织和缝合都会对碳纤维造成损伤，导致所制备的复合材料内部纱线难以保证很好的分布均匀性和一致性^[26~28]。此外，高温拉伸弹性模量和断裂应变的预测值均略高于实验平均值。主要原因可能在于纱线内纤维的不均匀分布导致铝基复合材料中存在少量的浸渗空洞或裂纹等缺陷^[29]，这些缺陷引起的应力集中使得局部纤维过早发生断裂，而细观尺度单胞模型中无法考虑这些微观缺陷对铝基复合材料宏观和细观力学性能的影响。

图12为高温拉伸应变为0.2009%时复合材料内部基体、经纱、纬纱和缝合纱的损伤与失效状态的数值模拟结果。如图12a所示，高温拉伸变形初期基体合金中出现了不同程度的损伤且分布不均，但未发现基体合金的失效现象(基体损伤因子SDEG < 1)。具体来说，位于经/纬纱搭接间隙内的基体合金损伤程度较大，主要是由于此部位的基体厚度较薄，其受经纱和纬纱共同挤压作用而发生严重的局部损伤。同时，经/纬纱交织处的经纱弯曲部位由于同时受到拉应力和剪切应力的作用而发生局部失效(图12b)，这导致了图11中的拉伸应力-应变曲线A点处切线的斜率开始下降。在经向拉伸载荷作用下，纬纱和缝合纱均处于横向拉应力状态，但承受主要拉伸载荷的经纱具有极高的拉伸弹性模量，这使得纬纱和缝合纱所承受的拉伸载荷较小，因此纬纱在拉伸变形初期未发生失效现象，如图12c所示。相比于纬纱，缝合纱线表面的少量单元则发生了局部失效(图12d)，原因可能在于高温状态下复合材料内部的缝合纱已处于较高的热应力水平(图10b)，拉伸开始后在纬纱和基体共同挤压下缝合纱表面发生了局部的破坏。

在拉伸变形的中期阶段(应变0.6185%)，复合材料内部组元结构的损伤与失效状态的模拟结果如图13所示。可以看出，基体合金的损伤程度进一步加重，而且基体损伤分布呈现出严重的不均匀性，沿着织物的斜纹方向出现2条非常显著的基体损伤带，但其他基体区域的损伤程度则较小(图13a)，这是由于织物斜纹方向上经/纬纱相互交织，此处纱线的偏转和调整使得其周围基体产生较大的应变，从而形成局部损伤程度较高的损伤带。进一步分析纱线结构的失效状态(图13b)可以发现类似现象，经/纬纱交织处纬纱的弯曲部位出现了明显的局部失效现象，原因是此处弯曲的经纱产生的伸直变形对纬纱有横向挤压作用，加之垂直于载荷方向的纬纱还处于横向拉应力状态，从而导致横向拉伸力学性能较差的纬纱发生了开裂；同时可以看出经纱的局部失效区域进一步扩展，但失效单元主要出现在经纱的边缘部位，并未发现横向贯穿经纱的失效现象，说明此时的经纱仍发挥着主要的承载作用，因此应力增长速率保持了继续增长的趋势，见图11曲线上的B点。此外，相比于拉伸初期失效单元主要集中在缝合纱表面(图12d)，此时缝合纱失效单元的数量显著增多且向纱线内部扩展，部分缝合纱甚至产生了整体失效迹象，如图13c所示，这表明垂直于拉伸载荷的缝合纱开始发生局部开裂。

图14为复合材料拉伸断裂前(应变0.8504%)内部结构损伤与失效状态的数值模拟结果。可以看出，基体损伤带的位置未发生明显变化，即仍沿着织物的斜纹方向分布，但基体的损伤程度随应变增加而显著加重，在纱线交织区间隙内的Al基体材料出现了局部失效现象(SDEG = 1)，见图14a。与之相对应的是该斜纹方向上也出现了经纱和纬纱的失效区，如图14b所示。由此表明拉伸过程中基体的损伤演化与纱线的渐进失效之间有显著的相互作用，纱线交织处基体合金薄弱且由于受纱线的挤压作用而发生严重损伤，损伤程度的加剧使得基体合金的力学性能和载荷传递能力减弱^[48]，从而导致纱线交织处产生应力集中并先后诱发纬纱和经纱的局部失效。由于拉伸的最后阶段变形量的增大，使得大多数缝合纱出现了整体失效的现象，如图14c所示。值得注意的是，拉伸末期的经纱和纬纱上均出现了完全贯穿其横截面的失效单元，这表明2者此时已发生完全的断裂，特别是作为主要承载结构体的经纱完全断裂，使得复合材料失去了拉伸载荷的承载能力，这表现为图11中应力增长速率在C点的急剧下降。

图15为铝基复合材料高温拉伸试样的断口形貌。由图15a~c可以看出，大多数断裂后的经纱长短不一并呈现出取向不齐的形貌，而复合材料中纬纱和缝合纱的断裂面则相对较为平整。图16给出了高温拉伸断裂时经纱、纬纱和缝合纱的失效状态模拟结果，其中SDV1为表示纱线轴向失效状态的场变量，SDV2和SDV3分别表示纱线沿宽度和厚度方向失效状态的场变量。从图16a可以看出，经纱的弯曲部位发生了显著的破坏，且以轴向失效模式为主。轴向断裂后经纱中存在大量的纤维拔出现象，且拔出长度参差不齐，如图15d所示。由于经/纬纱交织处纱线之间的相互约束作用，该部位的经纱还出现了沿其厚度方向的失效(图16b)，这导致复合材料断口处发生轴向断裂的经纱的取向并不完全一致(图15a~c)。由图16c和d可见，纬纱和缝合纱的主要失效模式均为沿其宽度方向的横向开裂，原因是纱线的横向力学性能主要取决于其内部基体和界面的性能^[37]，承受横向拉伸载荷的纬纱和缝合纱易于发生大面积的界面脱黏而开裂，裂纹在纬纱或缝合纱与基体的界面处沿着碳纤维长轴方向扩展，从而形成如图15a~c所示的较为平坦的断裂面形貌。

图15e为高温拉伸后复合材料中经纱断口的SEM像。可见，大量纤维具有断裂拔出现象且拔出方向基本保持一致，进一步表明复合材料中的经纱发生了轴向拉伸破坏。如前所述，纱线的轴向力学性能远高于其横向性能(表3)，复合材料中的纬纱和缝合纱因垂直于拉伸载荷方向而易于发生早期的横向开裂，处于轴向拉应力状态的经纱则起到了主要承载作用。经纱的轴向断裂是引起复合材料最终发生整体失效的主要机制，这与数值模拟分析结果是一致的。应该指出的是，本工作结合数值模拟和拉伸断口分析了复合材料内部组元结构的渐进损伤和失效行为，但难以捕捉铝基复合材料试样表面纱线交织区的破坏过程，未来可采用数字图像相关技术(DIC)测量并分析拉伸试样表面的应变和裂纹扩展行为。此外，相比于该铝基复合材料室温拉伸后的经纱断口^[26]，高温拉伸后的经纱拉伸断口还出现较为明显的基体合金撕裂痕迹以及不规则条带状基体合金。主要原因可能在于高温环境会导致基体合金拉伸强度下降，但会改善其塑性变形能力，纤维断裂以及界面脱黏和滑移导致了基体合金发生剪切撕裂，并伴随纤维拔出，进而在断口表面形成条带状基体材料。

(1) 采用细观力学有限元数值模拟和实验结合的方法研究了斜纹碳布缝合织物增强铝基复合材料的高温(400 ℃)拉伸力学响应与失效行为，均匀化计算得到的拉伸应力-应变曲线与复合材料高温拉伸实验曲线总体上吻合，弹性模量、拉伸强度和断裂应变的计算误差分别为7.17%、1.94%和3.79%。

(2) 在高温拉伸变形初期，经/纬纱交织处的基体合金发生局部损伤，同时伴随缝合纱和经纱的局部失效；随着拉伸应变增加，沿织物斜纹方向出现显著的基体损伤带以及经纱和纬纱的失效带；拉伸变形末期发生严重的基体失效和纱线结构的大面积破坏，经纱的轴向断裂最终导致复合材料失去承载能力。

(3) 铝基复合材料的高温拉伸断口形貌与纱线结构失效模式的预测结果基本相符，拉伸断口处的经纱以轴向断裂模式为主，且断口形貌参差不齐，而缝合纱和纬纱发生横向开裂失效后的断口则较为平整，高温下基体合金的软化使得经纱断口处出现大量纤维拔出和基体撕裂共存的微观特征。