2.3　纤维种类与复合材料的强韧化

不同种类的纤维具有不同的热膨胀性能和模量，导致其与基体的匹配程度不同。SiC纤维与SiC基体的热膨胀和模量匹配程度优于C纤维，表现出更好的强韧化作用，在纤维束复合材料和编织结构复合材料中都有体现。

2.3.1　纤维束复合材料的强韧性

通常，纤维束复合材料也称作Mini复合材料。1k Mini-C/SiC和0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸性能如表2-1所示。表中C.V代表变异系数，是衡量数据分散性的参数。还需要说明的是，这两种纤维束复合材料所用纤维分别是日本Toray公司的1k T-300 C纤维和日本碳素公司生产的0.5k Hi-Nicalon SiC纤维。制备这两种纤维束复合材料PyC界面相和SiC基体的工艺相同。此外，对1k Mini-C/SiC复合材料在沉积基体前先对纤维预制体进行了热处理，其与0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的纤维体积分数分别为44%和26%。未考虑纤维体积分数的影响时，对比这两种纤维束复合材料的强韧性（表2-1）可知，0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸性能低于1k Mini-C/SiC复合材料的拉伸性能，其拉伸强度、延伸率以及断裂功分别比1k Mini-C/SiC复合材料的低42%、10%和45%。纤维体积分数是影响复合材料拉伸性能的重要因素，因此对比复合材料拉伸性能时应考虑纤维体积分数对拉伸性能的影响。

纤维体积分数对复合材料拉伸性能的影响如图2-3所示。从图中可见，1k Mini-C/SiC和0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸强度、延伸率以及断裂功几乎均与纤维体积分数呈线性关系。根据图中拟合表达式，即可对纤维体积分数不同复合材料的拉伸性能进行预测。对于纤维体积分数为44%的1k Mini-C/SiC复合材料，其拉伸强度、延伸率和断裂功的预测值分别为533.87MPa、0.75%和2.47MJ/m3；对于纤维体积分数为26%的0.5k Mini-SiC/SiC复合材料，其拉伸强度、延伸率和断裂功的预测值分别为348.60MPa、0.78%和1.95MJ/m3。比较发现，预测值与实测值（见表2-1）之间存在误差。修正后的表达式列于表2-2，其中，预测公式等号右边的系数即修正系数，是由实测值和预测值的比值得到的。

根据修正公式对比纤维体积分数对1k Mini-C/SiC和0.5k Mini-SiC/SiC拉伸性能的影响如图2-4所示。从图2-4（a）中可以看到，当纤维体积分数小于47.77%时，0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸强度高于1k Mini-C/SiC复合材料；当纤维体积分数大于47.77%时，0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸强度低于1k Mini-C/SiC复合材料。由图2-4（b）和图2-4（c）可知，在预测值合理的范围内（即延伸率和断裂功均大于零），0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的延伸率和断裂功均高于1k Mini-C/SiC复合材料，而不受纤维体积分数的影响。由此可见，纤维种类对复合材料强韧性的影响与纤维体积分数有关，并且纤维体积分数存在临界值。

图2-5为1k Mini-C/SiC和0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的典型拉伸应力-位移曲线。可以看到，这两种纤维束复合材料的拉伸行为均表现为脆性断裂特征。1k Mini-C/SiC复合材料的拉伸曲线可分为四个阶段，0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸曲线可分为三个阶段，并且两者在第一到第三阶段具有相似变形行为。第一阶段为加载的初始阶段，该阶段主要表现为拉伸曲线存在左尾迹。对于纤维束复合材料而言，左尾迹的存在与实验机夹头与试样相对滑移和复合材料与其黏结处的互相调整有关。左尾迹结束之后，复合材料进入变形的第二阶段。复合材料在该阶段发生线性变形，拉伸曲线斜率保持恒定。1k Mini-C/SiC和0.5k Mini-SiC/SiC复合材料大约分别在210MPa和180MPa结束了第二阶段而进入拉伸变形的第三阶段。复合材料在该阶段发生非线性变形，拉伸曲线斜率在该阶段逐渐减小，且基体在该阶段产生新裂纹，并随应力增加而增殖。对于0.5k Mini-SiC/SiC复合材料，当基体裂纹达饱和状态，应力也达最大值，复合材料此时发生断裂。而1k Mini-C/SiC，当基体裂纹达饱和状态时，未断的纤维开始承担几乎所有外加载荷，复合材料进入拉伸变形的第四阶段。第三阶段和第四阶段拐点对应的应力称为基体裂纹饱和应力，1k Mini-C/SiC复合材料的基体裂纹饱和应力约为300MPa。由图2-5可知，第四阶段是一个伪线性硬化阶段，1k Mini-C/SiC复合材料在应力达到最大值时发生断裂。

综上所述，1k Mini-C/SiC和0.5k Mini-SiC/SiC复合材料的拉伸变形行为主要区别在于，当基体裂纹达到饱和状态之后，1k Mini-C/SiC复合材料的外加载荷几乎全部由未断的纤维承担，而0.5k Mini-SiC/SiC复合材料在基体裂纹达到饱和状态时随即发生断裂。

2.3.2　编织结构复合材料的强韧性

由3D-C/SiC和3D-SiC/SiC的微观形貌（图2-6）可以看出，这两种复合材料在纤维束间的CVI-SiC基体中存在残余孔隙，而3D-C/SiC中纤维束间孔洞较3D-SiC/SiC的略大，这与两种复合材料的孔隙率测试结果一致（3D-C/SiC密度和气孔率分别为1.8g/m3和18%，3D-SiC/SiC的密度和气孔率分别为2.5g/m3和13.5%）。在3D-C/SiC中，受纤维表面沟槽的影响，热解碳界面相较为皱褶，界面相和纤维紧密结合在一起，但在热解碳界面相和SiC基体之间存在间隙。同时可明显观察到，SiC基体内部存在垂直于纤维且间距分布均匀的微裂纹。在3D-SiC/SiC中，热解碳界面相比较平整，界面相与纤维和基体紧密地结合在一起，三者之间观察不到间隙，而且在CVI-SiC基体内部观察不到垂直于纤维方向的微裂纹。这与1000℃采用CVI制备的Hi-Nicalon/PyC/SiC复合材料在室温时纤维径向承受的残余热压应力［15］相一致，表明SiC/SiC各结构单元间的热匹配较好。因此，室温下Hi-Nicalon/PyC/SiC中的Hi-Nicalon纤维比C/SiC中的碳纤维更难滑移拔出。

纤维种类不同造成复合材料的热膨胀性能也有差别，图2-7是3D-C/SiC、3D-SiC/SiC和CVD-SiC热膨胀系数与温度的关系。在25～1400℃，三者的热膨胀系数变化趋势一致，两种复合材料的热膨胀系数均低于CVD-SiC的热膨胀系数，而CVD-SiC的热膨胀系数与3D-SiC/SiC的接近，但远高于3D-C/SiC的热膨胀系数，其数值约为3D-C/SiC的2倍。同时，在低于750℃时，三者的热膨胀系数均随温度升高而增加。此外，在750～900℃时，三者的热膨胀系数随温度变化出现平台，并在880℃左右出现整个温度区间的极大值点。在900℃以上时，三者热膨胀系数均随温度的升高而减小。

纤维增韧复合材料的热膨胀系数可采用下式描述［16，17］：

　　（2-5）

式中，α、V和E分别代表热膨胀系数、体积分数及弹性模量，下标com、f和m分别指代复合材料、纤维和基体。

在25～1000℃，SiC基体的平均热膨胀系数和弹性模量分别为4.6×10-6℃-1和420GPa［15，18］，Hi-Nicalon SiC纤维的分别为3.1×10-6～3.5×10-6℃-1和270GPa，T300碳纤维的则分别为-0.7×10-6℃-1（纤维长度方向）和230GPa［18～21］。由图（2-7）可知，CVD-SiC的热膨胀系数与3D-SiC/SiC的很接近，但远远高于3D-C/SiC的热膨胀系数。此外，由于纤维种类不同，两种复合材料内部的残余热应力不同，C/SiC由于纤维和基体的热失配，从制备温度冷却至室温后，基体内部在垂直于纤维束方向上存在大量微裂纹，而SiC/SiC几乎没有热失配，室温时基体在垂直于纤维束的方向上基本无微裂纹。

由3D-C/SiC和3D-SiC/SiC复合材料室温力学性能（表2-3）和室温弯曲载荷位移曲线（图2-8）可知，3D-SiC/SiC比3D-C/SiC具有更好的强度和弯曲断裂韧性。图2-9是这两种复合材料室温弯曲断口形貌。通常，断口形貌可以通过纤维的聚集程度来描述。纤维的聚集程度主要以“单丝”“束”和“簇”计。单丝（filament）是纤维的最小聚集单位；束（bundle或tow）是纤维成品和预制体编织时的最小聚集单位，通常由几千根单丝纤维组成；簇（cluster）则是纤维束内介于单丝和束之间的纤维聚集单位。关于“簇”的概念虽早有报道，但一直没有得到更多关注，直到近年来才又提出“簇”的概念［22］，并将其作为一种重要的纤维聚集单位来分析CMC的断裂机制。对于连续纤维增强复合材料而言，完全以单丝纤维或完全以单束纤维聚集拔出的情况很少见，往往是单丝、不同聚集程度的簇和束拔出共存。这三者在断口形貌中所占比例多少往往可反映复合材料界面结合的强弱程度，进而反映复合材料综合力学性能的优劣。由图2-9可见，这两种复合材料均有大量纤维拔出，并以纤维簇形式拔出为主。但与3D-C/SiC相比，3D-SiC/SiC纤维拔出更明显，拔出长度更长，断裂纤维长度也更参差不齐。CMC的弯曲（拉伸）损伤破坏过程涉及分层、界面脱粘、基体开裂、裂纹扩展以及纤维断裂拔出等，其中界面脱粘和纤维拔出是最主要能量吸收机制，决定了CMC的断裂行为［23，24］。由于Hi-Nicalon SiC纤维的直径（约14μm）比T300C纤维（约7μm）的大，CVI过程中SiC基体更容易填充纤维束间和束内孔隙，SiC/SiC中的纤维束和束内纤维受CVI-SiC约束更强；同时，SiC/SiC中热物理匹配性较好，热残余应力小，基体在垂直于纤维束方向基本无微裂纹，因而受载时纤维能较好承载，复合材料可发生明显界面滑移、脱粘和纤维断裂。与SiC纤维相比，在界面结合强度相同情况下，C/SiC复合材料由于存在较大热失配应力，C纤维不能有效发挥承载作用，并且基体内部在垂直于纤维束方向存在大量微裂纹，导致纤维受载时更易损伤断裂。

纤维增韧复合材料发生破坏瞬间的纤维滑移量可表示为：

　

　（2-6）

式中，Гi和Гf分别是开始出现界面脱粘和纤维断裂的能量；Gf是纤维剪切模量；Gm是基体剪切模量；rf是纤维半径；Ef是纤维模量；R是所讨论的单向复合材料中纤维周围的基体厚度（假设这两种复合材料中纤维束内R值相同）。结合Hi-Nicalon SiC纤维与T300 C纤维自身性能参数［18，20，26～32］和图2-6所示两种复合材料的界面状况可知，3D-SiC/SiC在室温破坏后纤维拔出长度将大于3D-C/SiC的拔出长度，这也定性说明在同等实验条件（试样尺寸、试样中纤维分布、界面相厚度及相同测试手段）下，3D-SiC/SiC比3D-C/SiC具有更大的弯曲位移。

由此可见，不同纤维种类的物理性能决定了复合材料中残余热应力及应力再分布情况的不同，从而导致了复合材料的强韧性差异。