2.5D-C/SiC复合材料超声振动辅助磨削力研究

为探究2.5D-C/SiC复合材料超声振动辅助磨削去除机理和磨削力影响规律,首先通过试验分析了2.5D-C/SiC复合材料基体、纬向纤维、经向纤维和钉扎部分的去除机理;然后通过正交试验分析了磨削工艺参数(主轴转速n s、进给速度v_(w)、磨削深度a_(p)和超声振幅A)对法向和切向磨削力的影响主次;最后通过单因素试验分析了磨削工艺参数对法向和切向磨削力的影响规律。试验结果表明,材料的去除是基体碎裂、纤维断裂、纤维拨出、界面脱粘等因素的综合作用;法向磨削力的影响主次为:a_(p)>v_(w)>n_(s)>A;切向磨削力的影响主次为:v_(w)>a_(p)>n_(s)>A;磨削力与n_(s)和A成反比,与a_(p)和v_(w)成正比。

3D-C/SiC复合材料的损伤机理

陶瓷基复合材料在热结构中潜在着许多用途 ,但对 3D C/SiC材料高温损伤尚不完全清楚。本工作用T3 0 0碳纤维编织为三维四向编织体 ,编织角 2 2° ,用CVI化学气相渗法在 95 0℃～ 10 0 0℃沉积热解碳界面层、SiC基体。最终得到纤维体积分数约为 40 %、热解碳界面层厚度约 0 .2微米和空隙率为 17%的复合材料 ,表面SiC涂层厚度为 5 0 μm。基体由于热应力和外力会产生许多微裂纹 ,用单向陶瓷基复合材料裂纹计算公式可大致估算出 3D C/SiC的基体开裂应力和裂纹间距。纤维束间的孔隙在蠕变中变形 ,孔隙表面基体易产生微裂纹 ,而且纤维束间的夹角不断改变。蠕变是损伤引起的 ,属于损伤蠕变机理。弯曲、断裂韧度、蠕变及疲劳等试验中 ,纤维束力图沿拉应力方向伸直 ,纤维束间相对滑动并产生损伤是细观主要的损伤机理。室温及疲劳循环应力低、循环周次多的断口粗糙度大 ,纤维拔出较长 ;高温及高应力、循环周次少的断口相对齐平 ,纤维拔出较短。纤维束与基体界面和纤维与基体界面的脱粘和滑动产生损伤中 ,以纤维束与基体之间的磨损产生的损伤为主要的 。

3D-C/SiC复合材料在室温和1300℃的拉-拉疲劳行为

采用应力比为 0 .1,频率为 6 0 Hz的正弦波在室温和 130 0℃ ,10 - 4Pa真空中对 3D- C/Si C复合材料进行了拉 -拉疲劳试验。同时用 SEM分析了疲劳断口特征。结果表明 :若取循环基数为 10 6 ,130 0℃疲劳极限为 2 85 MPa,约为抗拉强度的 94 % ;室温疲劳极限为 2 35 MPa,约为抗拉强度的 85 %。 130 0℃疲劳断口的纤维拔出长度比室温短。疲劳损伤主要起源于纤维束编织交叉部位 ,随着疲劳循环次数的增加 。

界面相对3D-C/SiC复合材料热膨胀性能的影响

利用减压化学气相浸渗(LPCVI)技术制备了3D C/SiC复合材料,从热解碳(PyC)界面相厚度对界面结合强度和热应力的影响出发,研究了界面相对复合材料热膨胀性能的影响。结果表明:①界面相厚度对3D C/SiC复合材料热膨胀性能的影响主要归因于其对界面结合强度和脱黏面上的滑移阻力的影响。在一定厚度范围(约70～220nm)内,材料的热膨胀系数随热解碳厚度的增加而逐渐降低;②热处理可提高材料的热稳定性,并通过改变材料内部结构,使热应力重新分布,对复合材料的高温热膨胀产生显著影响,但是,并没有改变基体裂纹的愈合温度(900℃)。

2D-C/SiC复合材料的单轴拉伸力学行为及其强度

通过单调拉伸和循环加卸载试验,研究了平纹编织C/SiC复合材料的损伤演化过程及其应力-应变行为.结果表明,残余应变、卸载模量和外加应力的关系曲线与拉伸应力-应变曲线具有类似的形状.基于剪滞理论和混合率建立了材料的损伤本构关系和强度模型,分析计算表明,残余应变主要由裂纹张开位移和裂纹间距决定,而卸载模量主要由界面脱粘率决定;材料的单轴拉伸行为主要由纵向纤维束决定,横向纤维对材料的整体模量和强度贡献较小.理论模拟结果与试验值吻合较好.

3D-C/SiC复合材料的高温拉伸性能

研究了 3D C/SiC复合材料从室温到 15 0 0℃真空条件的拉伸性能。试验材料用T30 0碳纤维编织为三维四向编织体 ,编织角为 2 2° ,用CVI法在 95 0℃～ 10 0 0℃沉积热解碳界面层、SiC基体。最终得到纤维体积分数约为4 0vol%、热解碳界面层厚度约 0 .2 μm和空隙率为 17vol%的复合材料 ,表面SiC涂层厚度为 5 0 μm。试验在超高温拉伸试验机上进行 ,真空度为 10 -3 Pa ,夹头位移速率为 0 .5 95mm/min。结果表明 ,拉伸应力 应变曲线是非线性的 ,大部分拉伸曲线基本由三段折线组成 ,对应着三段模量。第一阶段的模量和基体裂纹饱和应力对应的应变εsa 基本不随温度的升高而改变 ;第二和第三阶段的模量、损伤开始应力σmc、基体裂纹饱和应力σsa、断裂应力σf 和损伤开始应变εmc随温度有相似的变化规律 ,即随温度升高而增加 ,在 110 0℃ ～ 130 0℃范围内出现最大值 ,尔后随温度增加而下降 ;但是断裂应变的变化规律正好与此相反。试样机械加工后 ,由于残余应力部分得到松弛 ,并去除了表面SiC涂层开裂后引起的应力集中 ,因此材料断裂强度和断裂应变明显升高。高温和室温的拉伸断裂应变小于0 .6 % ,不能有效地松弛材料切口处的应力集中。测量了拉伸过程中试样的电阻相对变化率 。

3D-C/SiC的高温弯曲性能和后处理对弯曲性能的影响

3D C SiC用T3 0 0碳纤维编织为三维四向编织体 ,编织角 2 2°。CVI(chemicalvaporinfiltration)法致密 ,纤维体积分数 40 %～ 45 % ,热解碳界面层厚度约 0 .2微米、密度为 2 .0 1g cm3和空隙率为 17% ,最终在试样表面形成 5 0 μm的SiC涂层。在YKM 2 2 0 0超高温试验机上进行三点弯曲试验 ,真空度为 10 - 3Pa ,夹头位移速率为 0 .5mm min。结果表明 ,随试验温度升高 ,弯曲强度在 90 0℃和 170 0℃出现了两个峰值 ;弯曲模量在 110 0℃出现了最大值 ;而弯曲应变在低于 15 0 0℃基本保持不变 ,高于 15 0 0℃不断升高 ,出现了明显的不可逆变性。试样 180 0℃真空保温 1小时后处理 ,弯曲模量明显降低和强度降低 ,而变形能力明显升高。激光拉曼分析得出 :制备的 3D C SiC碳纤维存在残余压应力 ,13 0 0℃处理后碳纤维存在残余拉应力 ,而 2 0 5 0℃处理后碳纤维没有残余应力。高温下因基体和纤维膨胀系数不同 ,易产生界面脱粘和分离 ,使得基体中的裂纹不易扩展到纤维中 ,保持了纤维强度 ,同时纤维易于滑动。这是很高温度下弯曲模量降低、变形能力增加和弯曲强度略增加的原因。

2.5D-C/SiC复合材料的拉伸损伤研究

通过2.5D—C/SiC陶瓷基复合材料的面内拉伸试验,研究了材料在拉伸载荷作用下的力学性能和损伤演化过程,建立了2.5D—C/SiC复合材料的应力型和应变型拉伸损伤演化模型.结果表明,材料沿纵向和横向的拉伸应力-应变曲线相似,损伤过程基本相同.对应于拉伸应力应变曲线的三个特征切线模量,面内拉伸的损伤演化过程可以分为三个阶段:初始损伤阶段、损伤加速阶段和损伤减缓阶段.由应力型损伤演化模型可以推导出三个损伤阶段的两个特征应力,其中第一特征应力可以作为工程比例极限的参考值.

2D-C/SiC缺口试样的拉-拉疲劳损伤

研究了二维正交编织C/SiC双边对称圆弧缺口试样室温和高温真空的拉拉疲劳行为,正弦波疲劳应力比R=0.1,频率60Hz,循环基数106次.循环到规定周次停机,测量试样的共振频率、电阻,并进行SEM观察.结果表明,2D-C/SiC复合材料缺口试样拉-拉疲劳的S-N曲线非常平坦,其疲劳极限是同温度下缺口试样拉伸强度的80%～90%,光滑试样和缺口试样的疲劳极限比值与理论应力集中系数基本相同.缺口试样在疲劳过程中,电阻表征损伤与模量表征损伤的规律基本一致.在疲劳试验初期阶段,缺口附近损伤发展很快,主要表现为产生大量与加载方向垂直的裂纹,随着疲劳次数的增加,损伤发展减缓,但损伤形式逐渐增多,缺口附近与加载方向垂直的裂纹数量明显多于平行加载方向的裂纹数.讨论了电阻表征损伤和模量表征损伤之间的关系.

2D-C/SiC复合材料偏轴拉伸力学行为研究

通过对2D-C/SiC复合材料试件进行不同偏轴角度的拉伸实验,研究了偏轴角度对材料拉伸力学特性的影响。通过应变片分别测得了材料加载方向和纤维束方向上的应力-应变行为,对比分析了偏轴角度对上述应力-应变行为的影响;并结合试件断口扫描电镜照片,阐释了纤维束方向上拉伸和剪切损伤间的相互耦合效应。实验结果表明,材料的拉伸模量和强度随偏轴角度的增大出现明显下降;材料纤维束方向上的拉伸损伤和剪切损伤具有显著的相互促进作用。最后,以材料0°拉伸和45°拉伸实验数据为基础,建立了材料的偏轴拉伸应力-应变行为预测模型,模型预测结果与实验结果吻合较好。

分形维数和弹性模量衰减表征2D-C/SiC的拉伸蠕变损伤

真空条件对2D—C／SiC复合材料在1300℃和1500℃进行了高温拉伸蠕变试验，蠕变进行到0、0．5h、2h、10h、25h、50h中断试验，用SEM观察表面形貌，用盒维数法计算试样表面裂纹的分形维数；同时测量试样的弹性模量。结果表明，由于2D—C／SiC特有的蠕变损伤形式，所形成的损伤尺度都较短，其分形维数介于0～1之间。用分形维数和弹性模量衰减都可表征2D—C／SiC的蠕变损伤，两种损伤参量所描述的蠕变损伤总的发展趋势基本一致，即蠕变开始阶段损伤发展较快，随后进入缓慢发展的第二阶段。在第二阶段中，分形维数表征的损伤持续单调增加；而用弹性模量衰减表征的损伤在该阶段出现先下降随后升高的现象。以基体裂纹为主要损伤形式的条件下。分形维数主要反映蠕变试样局部的损伤，而弹性模量衰减反映的是蠕变试样整体的损伤。

2D-C/SiC复合材料的拉伸损伤研究

通过单调拉伸和循环加卸载试验,研究了2D-C/SiC复合材料的力学性能及损伤演化过程。结果表明,残余应变、卸载模量和应力的关系曲线与拉伸应力应变曲线具有类似的形状。基于细观力学建立了材料的损伤本构关系和强度模型,分析计算表明,残余应变主要由裂纹张开位移和裂纹间距决定,而卸载模量主要由界面脱粘率决定;材料的单轴拉伸行为主要由纵向纤维束决定,横向纤维束对材料的整体模量和强度贡献较小。理论模拟结果与试验值吻合较好。

高温热曝露对3D-C/SiC复合材料弯曲性能的影响(英文)

3D-C/SiC复合材料试样在空气介质中600℃、900℃和1300℃热曝露不同时间后,采用三点弯曲法测试了以室温弯曲弹性模量表征的损伤变化规律,并进行了SEM和EDS分析。结果表明:3D-C/SiC在热曝露15h后,损伤变化可分为急剧上升(阶段Ⅰ)和平稳上升(阶段Ⅱ)两个阶段。阶段Ⅰ归因于炭纤维和炭层界面在空气中的直接氧化,阶段Ⅱ由复合材料内部氧的扩散所致。在复合材料制备过程的冷却阶段,因基体和炭纤维热膨胀系数不同所产生的基体微裂纹提供了氧化反应的表面与氧扩散的途径。在同一热曝露时间下,损伤随温度的上升而减少的原由可能是由于高温下裂纹收缩导致氧化表面减少,并降低氧向复合材料内扩散所致。

2D-C/SiC缺口试样的拉伸行为

研究了具有双边对称圆弧缺口(试样厚3 mm宽4 mm,缺口半径2 mm,缺口深0.6 mm)的二维正交编织C/SiC试样在室温空气中与高温真空下拉伸行;测量了拉伸过程中的应力、应变、初始模量和电阻;并用SEM观察断口。结果表明,2D-C/SiC材料除室温下缺口试样的拉伸强度低于光滑试样外,高温下两者基本相当,两者都随温度的升高变化也基本一致。高温下缺口试样拉伸强度与光滑试样相当说明,该材料对应力集中不敏感;室温时对应力集中敏感。缺口试样的断裂应变要远小于光滑试样的断裂应变。2D-C/SiC材料缺口试样基体裂纹开裂应力随着试验温度的上升逐渐增加。缺口试样的相当模量高于同一温度下光滑试样的弹性模量,两者都随着试验温度上升而增加,在1 100℃达最大值,然后开始下降。电阻表征的损伤大体上随载荷增加而增加,1 300℃和1 500℃条件下,较小载荷范围内有下降现象。从室温到1 500℃,所有断口中与载荷方向垂直的纤维束断裂面平整,平行于载荷方向的纤维束断面参差不齐。2D-C/SiC复合材料总体上仍属于脆性断裂,局部上有纤维或纤维束内小的纤维集团拔出,吸收了较多的能量,存在增韧机制。

2D-C/SiC复合材料面内剪切性能统计及强度B基准值

针对2D-C/SiC复合材料进行大子样面内剪切实验,研究材料面内剪切模量和强度的分布规律及强度B基准值。运用线性回归结合假设检验的方法,确定2D-C/SiC复合材料面内剪切力学性能的分布规律及参数,对比两种不同经验失效概率得到统计结果;通过观察试样最窄净截面微CT照片及断口电镜扫描照片,解释材料面内剪切强度分散性微观机制,基于分布规律,最终计算得到2D-C/SiC复合材料面内剪切强度威布尔B基准值。结果表明:强度和模量均同时服从威布尔、正态和对数正态分布,且理论模型与实验结果吻合良好,两种经验失效概率不影响力学性能分布规律;面内剪切强度分散性与最窄净截面致密度和界面脱粘长度有关;2D-C/SiC复合材料面内剪切强度威布尔B基准值为80.41MPa。

加载速率对3D-C/SiC不同温度拉伸性能的影响

研究了在室温、1100和1500℃夹头位移速率分别为0.008,0.06和5.82mm/min对CVI工艺制备的3D-C/SiC拉伸性能的影响。拉伸中用钨-铼热电偶测温,真空度为10-3Pa,LVDT测量变形。结果表明,室温条件下材料的断裂应力随夹头位移速率的增大而增加;1500℃断裂应力随夹头位移速率的增大而减小;1100℃条件下断裂应力基本不随变形速率而改变。随着夹头位移速率的提高,断裂应变减小,初始弹性模量增加。分析了可能造成以上现象的因素。

基于弹性模量变化的3D-C/SiC复合材料疲劳损伤演化

三维碳纤维编织体增强碳化硅陶瓷基复合材料(简称3D-C/SiC)是一种新型的超高温结构材料,但对其疲劳损伤演化规律尚不清楚。采用应力比为0.1、频率为60 Hz的正弦波,在室温下对3D-C/SiC复合材料进行拉—拉疲劳试验,用共振法测试试样在疲劳过程中的弹性模量,并以En/E0为损伤参量,对3D-C/SiC复合材料的疲劳损伤进行表征。结果表明,En/E0随循环周次的变化可分为迅速降低、缓慢降低和陡然下降三个阶段,弹性模量的大部分衰减发生在第一阶段。不同疲劳应力下,以En/E0表征的损伤临界值约为0.72。提出以En/E0表征的疲劳损伤演化模型及疲劳寿命表达式,同时得到实验验证。

强噪声载荷下2D-C/SiC复合材料平板失效机理

2D-C/SiC复合材料壁板结构是高超声速飞行器热防护系统的发展方向,高超声速飞行器面临着严酷的力、热、噪声等复杂环境对结构材料性能、结构动力学特性、自动控制等都产生了严重影响。基于自行研制的热噪声试验系统,选取C/SiC薄壁结构试验件,开展噪声为156~165dB的噪声试验,试验后通过红外热成像检测观察整体形貌,采用SEM对裂纹的起始位置和扩展位置的断面进行分析,揭示出强噪声激励下2D-C/SiC平板的失效机理。

3D-C/SiC复合材料断裂韧性的研究

针对 C/ Si C复合材料的结构特征和断裂行为与单一陶瓷材料线弹性断裂不同的特点 ,采用三点弯曲加载试验对 3 D- C/ Si C复合材料室温的加载—卸载行为进行了实验研究。通过对滞回曲线的分析 ,运用能量表征方法定量研究了裂纹扩展过程中弹性变形能、塑性变形能及裂纹扩展形成新表面所需的能量 ,获得了裂纹扩展阻力曲线。结果表明 :3 D- C/ Si C复合材料在加载卸载过程中载荷—加载点位移呈现典型的滞回曲线 ,能量法分析表明 。

COMPARISON OF FATIGUE AND CREEP BEHAVIOR BETWEEN 2D AND 3D-C/SiC COMPOSITES

The differences of tension-tension fatigue and tensile creep characters of 2D-C/SiC and 3D-C/SiC composites have been scrutinized to meet the engineering needs. Experiments of tension-tension fatigue and tensile creep are carried out under vacuum high temperature condition. All of the high temperature fatigue curves are flat; the fatigue curves of the 2D-C/SiC are flatter and even parallel to the horizontal axis. While the tension-tension fatigue limit of the 3D-C/SiC is higher than that of the 2D-C/SiC, the fiber pullout length of the fatigue fracture surface of the 3D-C/SiC is longer than that of the 2D-C/SiC, and fracture morphology of the 3D-C/SiC is rougher, and pullout length of the fiber tows is longer. At the same time the 3D-C/SiC has higher tensile creep resistance. The tensile curve and the tensile creep curve of both materials consist of a series of flat step. These phenomena can be explained by the non-continuity of the damage.