三维编织cc复合材料的疲劳行为以及损伤演变研究 124页

摘要三维编织C／C复合材料的疲劳行为以及损伤演变研究c／c复合材料综合了碳材料的高温性能和复合材料优异的力学性能，具有比重轻、高比强度和比刚度、优异的烧蚀性能和摩擦性能、良好的抗热震性能、低蠕变、高温下强度保持率高以及生物相容性好等一系列优异的性能，它既可以作为功能材料、又可以作为高温结构材料使用，是目前唯一可用于2800℃以上高温的复合材料。其中，以碳纤维三维编织物为增强体制得的c／C复合材料，由于其一次编织成型、不需要缝合和机械加工，纤维贯穿材料的长、宽、高三方向形成三维整体网状结构，可更有效地提高厚度方向的强度和抗冲击损伤的性能，从而克服了一维和二维增强体的结构缺陷，因此已成为航天、航空等高科技领域的重要新型材料。作为理想的高温结构材料，三维整体编织c／C复合材料在服役过程中不可避免地涉及疲劳加载的情况，而疲劳损伤的逐步积累会在某一循环次数下导致材料的突然断裂，这种断裂往往无明显征兆，危害性极大，因此对其疲劳行为进行研究具有十分重要的意义。在本论文中，阻C／C复合材料疲劳行为及损伤扩展为核心内容，主要研究分为六部分：弯弯疲劳行为研究、拉拉疲劳行为研究、疲劳损伤演变及强化机制研究、切口试件疲劳行为研究、疲劳加载对断裂韧性的影响、材料热膨胀规律及高温强化机制的研究。’研究了三维整体编织C／c复合材料的弯弯疲劳行为，测定了三维整体编织c／c复合材料的弯弯疲劳寿命(s．N)曲线以及疲劳加载过程中的载荷．挠度回滞曲线，通过试件实物照片和sEM疲劳断口分析，探讨了在不同应力水平下，材料的损伤模式。揭示了纤维与基体界面的滑动磨损在疲劳失效中起重要的作用，应力水平的高低控制着这种滑动磨损的程度和速度。通过夭折实验(实验进行到一定周次中止)以及SEM疲劳断口分析，研究了拉拉疲劳加载对三维整体编织C／C复合材料性能的影响。测定了三维整体编织c／C复合材料的疲劳寿命(s-N)曲线。发现拉拉疲劳加载不但使材料的拉伸强度增强，使其弯曲强度也得以强化，但疲劳强化存在有极限水平。并且，随疲劳循环次数的增加，材料的断裂也由脆性转化为假塑性模式。I 两北T业人掌丁事脾1学位论卫根据三维整体编织C／c复合材料自身的结构特点，选择X—ray衍射以及电阻检测作为无损检测手段，辅以SEM扫描电镜观察，对该材料在疲劳加载过程中的显微结构演化进行了的全面、深入的研究。发现了疲劳加载不但使纤维／基体之间的界面弱化，同时还具有增加碳层面间距、表观微晶尺寸减小以及消除界面残余热应力的功效，这些微观结构的变化都将使c，C复合材料的性能得以提高。提出了低应力作用下的疲劳加载实际上是C／C复合材料“疲劳训练”过程的观点。考察了切口三维整体编织C／C复合材料的静态力学性能以及疲劳行为。发现三维整体编织c／C复合材料在静载以及疲劳加载条件下对切口均无敏感性，而疲劳载荷则会进一步降低材料对切口的敏感性，在断裂过程中，会不断出现应力松弛和应力提高的交替现象。切口材料在静态弯曲时的断裂模式以复合材料的“裂纹扩展模式”为主，虽然在断裂时，材料也表现出界面损伤、纤维拔出的现象，但主要还是由垂直于加载方向的单一裂纹主导的断裂模式，表现出脆性断裂的特征。而切口试件的疲劳断裂，却是表现出多种损伤形式；裂纹扩展方向偏转，基体的松散、基体中的分层裂纹、裂纹尖端的塑性变形等等，材料的断裂模式以复合材料的“总体损伤模式”为主。研究了疲劳加载对C／C复合材料断裂韧性的影响。试验结果发现疲劳加载使C／c复合材料断裂韧性显著提高，提高幅度达4．5倍。全面的考察了三维整体编织C，C复合材料从室温到1300℃温度范围内的热膨胀行为，发现三维整体编织C／C复合材料从室温到100℃的温度范围内，CTE受材料密度和孔隙的制约，呈负膨胀状态；在高于loo℃以后的温度范围内，材料的热膨胀变化规律则由碳纤维和碳基体的热膨胀行为以及界面热应力共同决定的，是纤维和基体相互限制、相互竞争的结果。与常温相比，三维整体编织C／C复合材料在高温下不但材料的承载能力显著提高了，材料的应变能力也有大的增加，但并不会随温度的升高而无限升高，在基体裂纹达到愈合状态时，强度将达到极限值。高温时由于材料内部摩擦阻尼和碳本身的内摩擦行为的共同作用，材料的内摩擦随温度上升而增加，使界面承载能力加大。关键词；三维编织C／C复合材料，界面，热解碳，纤维，疲劳，性能强化，无损检测，损伤 ABSTRACTTheFatigueBehaViorsandDamageEVolutionof3DBraidedC／CCompositesCarbon／carboncomposites(C／Ccomposites)aretheonlymaterialthatcanmaintainhi曲S仃engmandtoughnessuptohi曲temperaturesofmorethan3000K．Thus，ith硒beenco璐idered簦themostpromjsingcarldidateforhi醢tempe豫turestnlcturaImaterialforvariouspll】甲oses．Asprefe玎edhigh．temperamrestnlctumlmaterials，thepoternialapplicatiollsforC／Ccompositesareboundtoinvolvef缸igueloads．There庇Ire，aclearunderstarldingofthebehaviorofthesecompositesunderf．atigueloadsisnecessary．IntIle1．ecentyears’feseafchsmdiesonthe蠡矗g口ebeha“orofC／Ccompositeshavebeenpe—"ornl酣；however．theresultsofthesest：Ildieswere砒ilIinsu街cienttoestablishthedesiP皿criteriaforload_bearings眦ttlres．Inparticul戤tlleiIlflucnceoff乱igueloadingOnmechallicalpropeniesofC／Ccompositesisnotwellllnderstood．Thus，meusaP哆ofC／Ccomposhesisstill“mitedtoheatresistarltcomponentsofspacecra代，rocketnozzlesandnuciearreactors，etc．Thcrefore，inthis邮entstudy，attencionwasmainlyf．0cusedonthefatj舒JebehayiorsaflddaIllageevolutionof3DiIltegmlbraidedC／Ccomposites，andsomenewco艇butio璐aresuI砒r嘶zed鹊follOws：Inthe3Dreim、orcementperfIo舯s，CarbOnfiberswerebraidedintOarectangular向p(witllwidmof6．5mmandthicknessof3．5mm)byaf．our．stepmethodusinglKT-300carbon肋ers，inwhichthebraided肌mewas22。aIldthe6bervol啪e矗佻tionw够45％．Intlle3Dreinforcementpedb仃ns，Carbonfiberswerebraidedintoa∞ctaIlgulars血p(谢mwidthof6．5mmandt11icktlessof3．5mm)byafour．stepmethod璐主nglKT-300cafbonfibers，inwhichtheb蹦dedanglew丛22。8ndthe丘bervol啪e丘actionw船45％．3Dinte盯aIbmidedC／CcompositeshavebeenpreparedbyaIlisoⅡ煳nalchemicaIvaporinfiltra瞳ion(CVI)process，andt11eirnexuralandterlsilefati母lebehaviors、vereex锄inedunderloadcontrolatasinusoidalfbquencyof10Hz．IntlleprcsentsttIdy"出estress一矗acturecycles(S-N)relacionshipsof也esecompositesinbend觚dtensilef敬i譬Ⅳemodewereobtained．Theload-diSplacement刚esandthe行acturesurfhcesofspecimens融v撕ousfni毋lecycleswereobservedinordert0idem啊themic胁d锄ageinducedduringfatigueloading．Finally，memechanismsresponsibIeforstrengthenh8ncementmerf．atigueloadingwasdiscusscdbasedontheexperimentalevidence．FortheflexuraIf缸iP呻ebehaviorstudy，a札entionwasf．ocusedonthee骶ctofappliedstressond锄agemodeof3DinteP皿叫嘲dedC／CcompositesuncIerbend．bendfatigueloading．11lenex啪lfatiguelimitoftheC／c、vasex锄ined．111e行ac眦双Irfacesa11dcross—sectionsoftheo^ginalandfatiP口edC／Ccompositesatv撕ouslevelofappliedstresswereobserved．ItisrevealedthattlleinterfacialslidmgabmsionplayfJI 两北T业人学T学博l学1立论上animponantroleinthef．atigue上"anureprocess，andtheextentandspeedofslidingabfasionwerecontrolledbythelevelofappliedslress；forthetensilefatiguebehavior蜘】dy，theresultsshowthatthestren醇hofspecimenswasenhancedwi血increaseintensilefatiguecycIesa11dappliedst冲ss，butthefatigueenhancement、VaSnotbOundless越ld、ⅣouldiIeclinegradually．WimthchelpofmodemnondeStructivetesting(NDT)technology，nlef乱igucdamageaIldfatigueellllancementhavebeeninvestigateddeepIyandemireIy．ConsideringmestnJcturccharacterOf3DintegralbraidedC／Ccomposites，X—mydi丘}actionmethod(XRD)andelectricalresistafIcemonitorin舀aSsistedwithscamlingelectronmicroscopy(SEM)，isseJected疗DmseveraIavailableNDTmeansaRerpractical砸als．ItistestifiedexperimentallythatX．raydiffiactionmethod(XI江))andelectricalresistancemonitoringissui协blefornon—micrOcosmicdefectdetectionduring觚gueloadingprocessofC／Ccomposites．Wit}ImescNDTtechnology"ithasfoundthattheaugmentofinterl锄inardistance，thedeclineofFaphitizatiOndegreeaIldmicrocrvstallinestackandthereleaSeofremainthermalstresshavecontributedtotheen}KmceInentofstren殍hofC／Ccompositesunderf乱igueloading，ThenexllralperfbmlaIlcesoflm—notchandnotchC／Ccompositeshavebeenexpe岫entallystudiedbef．oreandafterf缸igIIeloadiIlg．Thesensitivityofnotchandthedomi∞o丘bct0fnotchhavebeenanalvzed．Inaddition，meea’ectoff．atigueloadingonthefhctllretou星且messaIld舳cturehIhaviofsofa2．5dimensionalti曲tlywovenC／Ccomposites(2．5DC／Ccomposites)wasiIlvesti2atedbyusingthecompacttension(CT)test．The矗acnlresurfacesofCTspecinleIlswereobservedusingascallIlingelectmnmicroscope(SEM)andadigitaIc锄erarespectivelyThecompliancecurvesa11dthecrack掣DwtllresistaIlcecurvesO己．c山、res)showed也atthe岔acturetoughnessofC／℃compositeswasincreasede“dentlyaRerf-atigueloading．TtIefiber．matrixinterf如ewasweakenedduringfatig嘴loadingbyanalyzingthef}acturemorphoIogyofthespecimen．The、veakenedinterfracesrclaxedt11estressconcem豫tionofthetipofcracks，increasedtheresistancesofcrackexpaIlsionprocesseff色ctively"impravedthefractureeneTgyremarkabb，proIongedmedes仃oyingtime，a11dreinforcedthedamagecapacityoft11ematerialsuchthat也e丘a吼耽tougllflessofthecompositcswaseIlllancedbyfatigueloading．Meanwhile，tllenexuralpropertiesaIldda仃lagemocleshavebeeniTlvestigatedatlOOO℃，1300℃，1700℃androomtemperaturerespectively"andthestrengtllilllprovementmechanismatthehigh—temperaturewasdiscussedaccOrdingtothecharacterofthethermalexpansionmlesaIldload—displacementcurvesasweUasme丘actIlremorpholo星，ofC，CcompOsites．TheresultsshowthatnexuralpropeniesatMghtemperaturearesuperior鲈eatIytochese砒roomtempemture．Theemla】∽ementofintenlal衔ctionisthemainre硒onfortheirlcreasingstrengmofC『CathjglltemperatLlre．Keyword：3DbraidedC／Ccomposites，pymcarbon，丘ber’硫erface，f撕gue，strcng出enhancement，modemnondestructivetesting，daIIlage 西北工业大学学位论文知识产权声明书本人完全了解学校有关保护知识产权的规定，即：研究生在校攻读学位期间论文工作的知识产权单位属于西北工业大学。学校有权保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版。本人允许论文被查阅和借阅。学校可以将本学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。同时本人保证，毕业后结合学位论文研究课题再撰写的文章一律注明作者单位为西北工业大学。保密论文待解密后适用本声明。学位论文作者签名：趣指导教师签名：越伽“年I口月1日1广。z年fo月f7日学位论文原创性声明秉承学校严谨的学风和优良的科学道德，本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下进行研究工作所取得的成果。尽我所知，除文中已经注明引用的内容和致谢的地方外，本论文不包含任何其他个人或集体已经公开发表或撰写过的研究成果，不包含本人或他人已申请学位或其它用途使用过的成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人学位论文与资料若有不实，愿意承担一切相关的法律责任。学位论文作者签名：趣知。≤年『D月『7日 1．1引言第一章绪论材料、能源和信息已经成为现代文明的三大支柱，而材料则是其中的物质基础11．2J。进入2l世纪以来，信息、新材料、生物技术被视为2l世纪新技术的主要标志IMj。材料科学水平已经成为衡量一个国家科学水平、国民经济水平及综合国力的重要标志，许多国家都把新材料的研究开发放在了优先发展的地位【5-8l。碳纤维增强碳基复合材料(简称c／c复合材料)综合了碳材料的高温性能和复合材料优异的力学性能【9。们，具有高的比强度和比刚度、优异的烧蚀性能和摩擦性能、良好的抗热震性能、低蠕变、高温下强度保持率高以及生物相容性好等一系列优异的性能，它既可以作为功能材料、又可以作为高温结构材料使用，是目前唯一可用于2800℃高温的复合材料【Il】。迄今为止，c／C复合材料已成功地应用于导弹的再入头锥、固体发动机喷管、航天飞机结构件、刹车盘、热交换器、高功率电子装置的散热装置和人工骨骼、关节、牙齿等诸多领域【I。”】，其发展潜力很大。而将C／C用于航空发动机热端部件，作为高温长时间使用的结构材料是目前世界先进国家研究和发展的重要方向，世界先进国家在研究新一代高推比航空发动机时无一不是把C／C复合材料作为高温关键材料考虑的㈣。目前，c／C复合材料研究的焦点主要集中在作为高温长时间使用的结构材料方面Il“”J。然而，阻碍C／C复合材料作为高温结构材料应用的关键是高温氧化、材料性能和稳定性问题，其中对于结构材料而言，最重要的问题是性能可靠性【19．211。1．2C／c复合材料力学性畿特点c佗复合材料是二十世纪60年代后期发展起来的一种新型高温结构材料，它和其它高性能复合材料相同，是由纤维增强相和基体提组成的一种复合结构，不同之处是增强相和基体相均由具有特殊性能的纯碳组成【22之61。在承受高温的结构中，C／C复合材料足最轻的材料(密度小于2．O∥cm3)，由于整个体系均由碳元素构成，C，c复合材料无论在高温还是在低温下都有很好的化学稳定性 两北T业人学T学}霹|学1“芭垃口7。”J。同时，碳素材料的高熔点赋予了陔材料优异的耐热性，是目前在惰性气氛中高温力学性能最好的材料”“J。并且这种材料随着温度的升高其强度不降低，甚至比室温时高，这是其它结构材料所无法比拟的川。C／C复合材料的未束发展取决于对材料性能的继续改进、成本的降低以及部件从设计到应用的方案等【42】，另一方面，结构件的成本高、缺乏材料性能的全面数据、对零件损伤特性的研究不足等也阻碍了材料在航空结构及其它工业领域的进一步扩大应用。因此，作为结构材料使用，对c／C的力学性能及损伤演变的了勰是必不可少的【32】。1。2．1影响C，C复合材料力学性能的因素C／C复合材料的宏观力学性能主要取决于纤维预制体的编织结构、纤维束与基体材料的类型、纤维束与基体闻界面的结合状况等因素。(1)纤维预制体的影响表1．1【=，2l为不同碳纤维增强C，c复合材料的弯曲性能对比，可以清楚地看出，纤维预制体类型改变，材料性能随之变化，3D整体编织结构c，C复合材料的弯曲性能优于2D层压结构。同样采用T300碳纤维增强，但3Dc／c的弯曲强度、弯曲模量分别是2DC／C的1．24倍和2倍。同时，对于同样的增强体结构，纤维类型的不同也会影响材料的性能，M40C，C的弯曲强度、模量均大于T300c／c。表1．1不同碳纤维增强C／c复合材料的弯曲性能Tablel·lthe们exuraIpropeniesofC／ccompositeswiIhvarious纳ers2DC／C的弯曲破坏以层|’日J剪切导致的基体碳分层为主要破坏形式，所以材料在很大程度上取决于碳基体。而3Dc／C则主要以纤维断裂方式破坏，因而材料的强度在很大程度上由纤维决定，性能大大优于2Dc／C。(2)组织结构的影响C，C复合材料中的碳基体随丽驱体、制备方法、工艺参数的不同，变化幅度很大，从玻璃态的树腊碳到易石墨化的沥青碳，从具有很高结构规整性的粗糙 m●啃沦层组织到结构规整性很低的备向附眭碳，这种组织和结构的大跨度性，造成c，C复合材料的性能也千差万别。石荣【26J对cVI致密C／C复合材料的静念力学性能与组织的关系进行了研究，发现不同组织结构的碳基体以及界面结构的C／C具有不同的应力应变曲线，其中密度较低、结构疏松的光滑层以及各向同性热解碳基体的c，c均表现出较高的假塑性，而密度较高，热解碳组织结构以粗糙层和光滑层交织的c，C具有较高的断裂强度，断裂模式以脆性断裂为主。Kimum等p¨通过C／C的三点弯曲性能测试后则发现，各向同性与粗糙层交织的热解碳组织结构会引发材料的脆性断裂。(3)密度的影响密度是影响C／C复合材料力学性能的主要因素之一，所以在C／C复合材料致密化工艺中，常把密度作为判断制品是否合乎要求、考察致密化工艺是否先进的重要指标。研究发现，c／C复合材料的力学性能与材料的表观物理密度之间存在定量关系【28】：Y—口·∥(1一1)式中Y代表材料的力学性能，d代表材料的表观密度，口，月为常数，具体数据取决于试验方法及材料。随密度的提高，C，C复合材料的力学性能将会随之提商。(4)界面的影响界面的作用是将施于C／C复合材料的外加应力从基体传递到作为增强体的碳纤维，界面状念的改变会影响到材料的损伤模式。如果界面结合强度高于基体强度本身，基体中产生的裂纹会因裂纹尖端应力集中而引发材料的整体脆性断裂，断裂断口平整。而过弱的界面结合，会因外加载荷不能有效进行传递而引发假塑性断裂，导致材料的失效模式为纤维的拔出，无基体粘附其上。但是，C／C复合材料在这两种界面结合情况下的力学性能往往不是最好的，人们研究发现，只有中间结合强度的界面较合适，C／c复合材料的力学性能发挥／j。是最好的，表现为多台阶的假塑性断裂模式。单一的碳素材料本身属脆性材料，受载时表现出脆性断裂，而c，C复合材料在一定载荷下，却可以呈现假塑性的破坏行为，在高温下尤为明显122】。这是因为在C／C复合体系内，碳纤维的引入改变了材料的破坏及断裂模式，使其断裂韧性和断裂应变大大增加了。c／C复合材料在承受载荷时，细观结构中可能会出现一些纤维脱粘、滑移、微裂纹扩展等现象，但却不涉及材料、构件的破坏，只使材料表现出非线性的力学行为，因此对c／c材料不能单纯地用屈服或断裂作为其破坏准则。根据受力状念的不同，其破坏准则至少部分或全部涉及以下几个方面脚。J：基体的多处丌裂、环纤维或沿纤维的裂纹偏转、纤维的多处断裂、纤维的涝移及拔出、裂纹尾逊区的桥接效应等。这些多重的损伤形式均增 大了C／c的损伤容限及假塑性。1．2．2c，c复合材料力学性能研究现状C／C是一种先进复合材料，而本质上又是～种特种新型碳质材料。由于碳质材料的化学结合和基本结构的多样性导致了C／C复合材料在宏观性能响应上的差异性，因此，研究C／C复合材料的性能及损伤是一个相当复杂的问题Ⅲ“J。其复杂性主要表现在碳基体种类及其组织结构的纷繁多样性，增强预制体纤维的体积分数、类型、表面处理情况以及预制体空问结构的差异性，C，C复合材料致密化工艺及其工艺参数的多重性等等m4”。同时，C，C复合材料的制备方法决定了其内部必然存在孔隙、纤维损伤、热应力裂纹等缺陷，在长时载荷或周期性循环载荷作用下，这些缺陷必然会不断扩展和合并，最终导致构件的断裂破坏，而且复合材料中损伤的扩展、传播也不会像金属材料那样以预想的方式发生，总是变向进行的p“。因此，相对于金属材料而言，C，C复合材料的损伤问题更加严重，研究也更加困难。从目前c／C复合材料的性能研究情况来看，多是集中在常温下的静态力学性能及损伤的考察上，针对C／C复合材料在动态载荷条件下的性能变化及其微观结构损伤演变的研究很少1434”。作为理想的高温结构材料，c／C复合材料在服役过程中不可避免地涉及疲劳加载的情况，而疲劳损伤的逐步积累会在某一循环次数下导致材料的突然断裂，这种断裂往往无明显征兆，危害性极大；而且对于航空工业上所使用的材料，疲劳寿命更是一个关键指标，在发动机结构件中尤为如此。例如，军用燃气涡轮喷气发动机构件的主要失效原因是高周疲劳，疲劳失效占喷气发动机构件损伤的49％【32】。因此，随着将C／C复合材料应用于航空发动机构件，其疲劳损伤的机理及疲劳寿命的评价就成为一个关键问题。但是，目前我们对C／C复合材料疲劳性能的了解还极为有限，再加上C／C复合材料的应用背景目前主要是军用领域，因此这方面的信息交流受到严格限制，在国际学术刊物及学术交流中有关c／c复合材料的疲劳性能、寿命以及疲劳损伤的具体研究内容设计极少，所以，对C／C复合材料的疲劳行为及其微观结构的损伤演变规律进行研究具有十分重要的意义。另一方面，c，C复合材料整个体系均由碳元素构成，碳原子彼此间具有极强的亲合力，使碳素材料无论在低温或高温下，都有很好的稳定性。碳素材料高熔点的本质属性，赋予了C／C复合材料优异的耐热性，是目日口在惰性气氛中高温力学性能最好的材料。常温下C伦复合材料的强度可能没有其它结构材料高，但在高温下C／C复合材料的强度保持率很离，比强度和比模量都远优于其它耐4 吼节埔l￡热结构材料【20-2“，更重要的是这种材料随着温度的升高其强度不降低，甚至比室温时还高，这是其它结构材料所无法比拟的⋯l。虽然高温力学性能在其应用与发展中占有特殊地位，应给予足够的重视，但从已报道的C／C复合材料力学性能研究来看，对于高温性能强化机制的深入研究报道很少，这可能与该项研究具有强烈的军事背景有关。因此，基于以上分析，本论文的研究目的与重点将主要放在C／C复合材料的疲劳行为及其微观结构损伤演变的规律考察和分析上；同时，从考察复合材料热膨胀的规律出发，对C／C复合材料的高温性能强化机制也做了分析和探讨，为C／C复合材料尽快走向工程应用提供依据。1．3C，C复合材料的疲劳行为及损伤演变研究情况1．3．1C，C复合材料的疲劳行为疲劳失效是发生在工程领域中的一类十分普遍的物理现象，工程中很多机件和构件都是在变动载荷下工作的，如曲轴、连杆、齿轮、弹簧、叶片及桥梁等，其失效形式主要是疲劳断裂【48-5”。据统计，疲劳破坏在整个失效件中约占80％左右，极易造成人身事故和经济损失，危害性极大。因此，工程技术界对其极为重视，从力学、设计、材料及工艺方面开展疲劳研究，寻求有效对策，至今有百余年历史I’2删。公开文献中报导的疲劳研究大多数针对会属材料f6“。复合材料具备传统金属不可能具备的力学性能、热学性能和抗环境作用性能，因此最近几年人们对其表现出浓厚的兴趣，与此相应对复合材料疲劳行为的研究兴趣也只益增长【62彻。研究发现复合材料具有优异的疲劳性能，例如，多数会属材料的疲劳极限是拉伸强度的40～50％，而碳纤维／环氧树脂复合材料则可达90％13⋯，这是由于复合材料独特的结构使其对疲劳载荷的响应在本质上不同于金属材料，表现出不同的疲劳损伤机理i6“”j。对于大多数各向同性材料，在受交变载荷作用时，往往出现一个单一的疲劳主裂纹并控制其最终的疲劳破坏【32】：而对于复合材料，往往在高应力区出现较大规模的损伤，如界面脱胶、基体丌裂、分层和纤维断裂等，这些损伤还会相互影响和组合，表现出非常复杂的疲劳破坏行为，很少出现由单一裂纹控制的破坏机理。图l—l【551反映了两者之『日J的特点，从图中可以看出，尽管复合材料初始阶段损伤尺寸比会属材料大，但多种损伤形式和增强纤维的牵制作用使复合材料具有良好的断裂韧性和低的缺口敏感性，因此疲劳寿命比令属材料长， 两北T业J、学丁学博【J节位论上具有较大的』临界损伤尺寸。此外．复合材料疲劳损伤是积累的，而令属材料的疲劳损伤破坏是突发性的。总的来说，复合材料的抗疲劳破坏性能比会属材料好得多。p世迟辎起始阶段卜扩展阶段一裁荷循环周次鹫l一1复合材料与金属材料的疲劳性能比较F弛1-1Thedi仃erencesinfatigueprope—tybe铆eencompositesaIldme伽maleriaI对于c／C复合材料而言，由于其最初主要是作为功能材料使用，如高温抗烧蚀材料、耐磨材料等，以结构应用为目的的研究开展的相对较晚；同时，又由于C／C复合材料制备的高成本以及强烈的军事背景，有关该材料疲劳行为以及损伤演变的研究报导就很少。因此，到目前为止对C／C复合材料疲劳行为的了解还极为有限，在国外只有少数关于层压结构2DC／C复合材料疲劳行为的研究岬“，在国内仅有本课题组的韩红梅【32】对三维整体编织C／c复合材料的拉拉疲劳行为做了一些探索性研究工作。但就是这些仅有的研究成果，已经使人们认识到C／C复合材料优异的疲劳性能。疲劳试验结果显示，C／C复合材料的疲劳极限则可达静强度的80％以上177硼，如K吼Goto等人pⅥ在2DC／C复合材料的拉拉疲劳实验中测得材料的疲劳极限为2lOMPa，是其静态拉伸强度的91％；№ullimTanabe等人【80】认为C／C复合材料的弯弯疲劳极限为静弯曲强度的80％以上。这些现象充分表明了c／C复合材料具有强的抗疲劳性能，而强的抗疲劳性能又标志着材料高的使用寿命，这也是C／C复合材料倍受青睐的一大原因。6 1．3．2疲劳强化现象疲劳问题的研究丌始是针对会属材料的，研究结果证明：在交变载荷作用下，局部塑性应变集中引发疲劳裂纹的萌生，随疲劳加载的进行，裂纹会缓慢扩展，使材料性能下降，其作用是有害的。当裂纹长度扩展到临界尺寸时，材料就会发生失稳疲劳断裂，造成极大的损失。因而，疲劳引发材料性能退化是人们一贯的思维定式。然而，在C／C复合材料的疲劳行为研究过程中，人们除了发现其具有高的疲劳极限外，还发现了更加奇异的试验现象：周期性循环的疲劳载荷不但没有降低C／C复合材料的强度，反而随循坏次数的增加逐渐提高了强度，对材料有显著强化作用。这是其它传统材料所没有的，这一新现象用原有的疲劳损伤理论根本无法解释。同时，也正是由于c／C复合材料的这种奇特的疲劳强化作用，才使其具有较高的疲劳极限。●舯哺n博115蚴B巧慵心哪O篇Di●pI蝴。口t●-图l-2疲j，循环对拉伸曲线的影响l：原始拉伸；2：3×104次循环后静拉伸：3：6×104次循环后静拉伸Fig．1．2E仃ectOftension—tensiOncyclicloading0ntensiIeload_displacementcun，eof3DC，cCurvel：s诅tictcnsionofo蟛nals圳p【e；CuⅣe2：statictensiona船f3xl04；Curve3：statictensionafter6×104韩红梅【32】在研究三维整体编织C，C复合材料的拉拉疲劳行为时，采用疲劳循环加载一静拉伸相互交替的试验方法，考察了该材料在疲劳循环前6×104次的拉705O5O5OSO50S432Z，1O 扎1tI业人毕r掌饵l掌址论艾伸强度变化情况，对比了疲劳循』=i=加载前后试样的静拉伸载荷一位移曲线，如图1．2所示。发现在拉拉疲劳循环过程中，C，C复合材料的静拉仲强度在逐渐提高，当循环周次到6×104次时，其试样的剩余强度竟是原静念强度的1．5倍以上，说明疲劳载荷的作用使得材料的静强度提高了50％；但同时发现，随疲劳循环次数的增加，强度的提高幅度呈下降趋势，意味着强度不会无限地提高，存在极限水平。AKRoyA【8I】、Ozturk【82—83】以及KenGoto【85】等人在2DC／C复合材料的拉拉疲劳实验中也发现了同样的疲劳强化现象，并测得C／C复合材料在经历106次疲劳循环后，其剩余拉伸强度能增至其静强度的117％。‰uhiroTaDabe吲等人在C把复合材料的弯弯疲劳实验中，对比了应力比R分别为O．8、O．9时材料在疲劳循环过程中的剩余强度变化，发现在Ri0．8的较低应力比条件下，其弯弯疲劳具有强化现象，弯曲强度由原来的235MPa增至250MPa，增幅为6％。并且，A．Oznlrk182l还发现如果疲劳加载循环到104次没有发生断裂，则在此应力水平下材料不会发生疲劳断裂。1．3．3疲劳损伤及强化的机理研究实际结构在加工制造及投入使用的过程中，其材料内部总要不可避免地出现各种类型的分布缺陷。这些缺陷的存在和演化会对材料的刚度、密度、强度及屈服极限等产生影响，最终导致材料的失效破坏。对材料从变形、损伤至失效的全过程渐变机理和宏微观力学理论的深入研究将有助于促进力学、材料科学、物理学、化学领域的学科交叉与深化，为我国在下一个世纪降低破坏现象导致的经济损失及显著减少劳动事故奠定基础，直接或间接导致巨大的经济和社会效益。近年来，迅速发展起来的连续介质损伤力学(cDM)充分认识到材料在服役条件下宏观裂纹萌生以前即存在结构劣化现象，并称之为损伤。目前，固体缅观力学与材料科学的结合，已歼始将材料的宏观力学行为与其内部的细、微观结构联系起来，人们用固体力学的观点与方法研究微结构的运动规律，又将微结构的研究成果反过来推动固体力学的深入发展。这种宏观与微观相结合的研究方法深为人们所重视，必将有很大的发展。损伤力学的一个核心问题是连续损伤的演化律，但是现在还没有现成的损伤演化的物理力学规律。于是，人们引入经验的损伤演化律以解决紧迫的工程问题，同时一直在探索基于微损伤演化的物理规律的连续损伤演化律和破坏理论。外力作用于材料，引起材料结构的变化，使材料有不同的性能表现，即材料 馋辛绪论内部微观结构是c／C复合材料宏观性能的决定区|素，因此为了更深层次的研究C／C复合材料的疲劳行为，就必须进行损伤机理的研究，考察C／C复合材料在疲劳加载过程中的微观结构演化。A．0z咖．k【82—831、KenGoto【85】等人在实验中发现：C／C复合材料随着疲劳载荷循环周期数的增加，其基体中会产生裂纹，纤维与基体问的界面会出现纵向开裂以及与纤维脱粘行为，即产生了界面弱化现象，纤维会出现拔出现象。KenGoto等人通过对比疲劳加载前后C／C复合材料的断口形貌，发现材料的断裂模式由疲劳前的脆性断裂转化为疲劳后的假塑性断裂，认为疲劳加载导致界面弱化，使基体裂纹的应力集中在此得到松弛，裂纹扩展速度得到减缓或停止扩展，甚至其扩展方向发生偏转，这样就保护了纤维，更有效地发挥了增强纤维的承载能力，提高了材料的强度，从而延长了c／C复合材料的疲劳寿命，界面弱化导致疲劳强化的机理示意图如图1．3所示；他们认为在这些损伤形式中，纤维的断裂是瞬间的，而基体和界面的损伤则是渐进的，有累积的过程，这些损伤还会相互影响和组合，表现出非常复杂的疲劳破坏机理。●-App}IedMatri×Mat—xCrack(b)Fatiguedspeci『nen图1—3导致疲劳强化的界面弱化机理示意图Fig．1．3Schematicofthestren舀h-cnhancementmechanisminvolv；ngthenber-matrixinterf缸ecracj(sgeneratedbyf址jgueloading韩红梅【321认为拉拉疲劳循环载荷对C／C复合材料结构所产生的影响是多方面的，材料的基体、界面以及纤维的结构都发生了变化：给试样施加周期性的循环载荷，碳层之问就不停地产生微摩擦，这种微摩擦作用吸收、耗散掉了试9 两北丁业凡学丁学媾I学{j论上验机传递给试样的机械能，同时摩擦产生热量，引起了材料温升，形成高温微区，高温使碳微粒热运动加快而相互靠近，总体上在碳纤维与基体碳沉积层之问、基体碳层与碳层之间形成一个相对稳定的弥散性碳分子耦合区，这个耦合区可以大幅度增加碳层的结合度，使界面强化，从而提高了测试试样整体的结合强度，使试样基体的抗拉强度增加：同时，在高温微区的碳层表面分子会发生再结晶现象，这时由于循环载荷轴向的拉伸作用使结晶沿拉力方向进行，定向凝聚，形成沿纤维轴向的结晶凝聚趋势，有利于基体热解碳承受此方向的拉伸载荷；另外通过医用cT对三维整体编织c／C复合材料在疲劳前后的试件进行无损检测，发现周期载荷的定向震动对纤维具有梳理作用，使纤维受力更均匀，可以承受更高的载荷，从而更有效地发挥增强纤维的承载能力，从宏观上表现出材料的强度提高。上述疲劳损伤机理都是对各自的实验结果从定性角度的描述，可以看出相互之间也有很大的差异，甚至有相反的论点，这充分说明了我们对c／C复合材料疲劳机理认识的片面性和不成熟性。因此，非常有必要建立疲劳行为与微观结构演化之间的关系，从而深入理解C，C复合材料的疲劳机理，进而为尽快使C／C复合材料走出实验室和扩大应用提供可靠依据。1．4本论文的主要研究目的、内容及创新成果1．4．1研究目的三维编织技术是20世纪80年代为适应对结构和多功能复合材料的需要而发展起来的一种高新纺织技术。三维编织复合材料是三维编织技术和现代复合技术相结合的产物，它与传统复合材料有较大的区别。层合复合材料因存在“层”而带来力学性能的弱点：如分层、丌裂敏感和损伤扩展快、沿厚度方向的刚度和强度低、冲击韧性和损伤容限水平低、层间剪切强度低等p”。为了消除复合材料的“层”，三维织物增强体系随之出现，纤维束或纱线贯穿材料的长、宽、高三个方向形成一个不分层的三维整体网状结构，这样从根本上解决了传统复合材料的缺陷，为复合材料应用于结构件提供了广阔的前景译。””。其中，以碳纤维三维编织物为增强体制得的c／C复合材料，即三维整体编织c／c复合材料，由于其一次编织成型、不需要缝合和机械加工，纤维贯穿材料的长、宽、高三方向形成三维整体网状结构，具有比强度高、比刚度大、耐疲劳、抗冲击等特点，能够满足航天工业中抗瞬时高温热蚀的要求，因此已成为航天、航空等高科技领域的重要新型材料【”聊一01】，航空用部件的多数都需要采用三维0 辩一’节黹论编织结构，故被称作第三代纤维增强复合材料【I”“。CvI工艺以其致密化程度高、不损伤纤维、适用范围广等优点成为C／C复合材料最常用的制备手段，CvI致密C／C复合材料在许多领域广泛使用。但是，相比于液相浸渍以及树脂碳化工艺制备的C／c复合材料，cVI致密C／C复合材料的性能研究并不广泛【2“。另外，复合材料三维整体编织结构出现的时I．日J不长，关于其疲劳行为的研究还不成熟，是感性多于理性。因此，为了能使C／C复合材料尽快从实验室走出去，为国防科技服务，我们有责任和义务对c／C复合材料的疲劳行为和疲劳机理进行全面深入的研究，特别是CVI致密三维整体编织C／C复合材料疲劳行为的研究。1．4．2主要研究内容本论文从材料科学角度研究C，C复合材料疲劳的一般规律、疲劳破坏过程及机理、疲劳力学性能及影响因素等，以便为C／C复合材料的疲劳强度设计和改进工艺提供基础知识。C／c复合材料的制备方法决定了其内部必然存在孔隙、纤维损伤、甚至裂纹等缺陷，在高温条件或周期性循环载荷作用下，这些缺陷必然会不断扩展和合并，最终导致构件的断裂破坏。目f；{『，针对c／C复合材料疲劳行为、高温力学行为与微观结构演变的深化研究并不多见。基于以上分析，在本论文中，以CVI致密三维整体编织C／C复合材料的疲劳行为及其微观结构演化为研究对象，对三维整体编织C，C复合材料在拉伸、弯曲疲劳载荷条件下的剩余强度、断裂模式以及微观结构变化做了考察和分析，并结合C／c复合材料的热膨胀行为，研究了高温强化机制。这些研究将为C／C·复合材料应用于航空发动机热结构件提供依据，具有很大的实用价值。主要内容如下：1．以三维整体编织c／C复合材料弯弯疲劳损伤为研究目的，考察了在不同应力水平下，材料的疲劳寿命和疲劳断裂模式，以及在不同疲劳加载循环周期下，材料剩余弯曲强度和断裂模式的变化。2．检测了三维整体编织C，C复合材料的拉拉疲劳极限，适时监测了拉拉疲劳循环次数在101～105+106次之『日J，疲劳加载对材料静态弯曲、拉伸性能以及断裂模式的影响。3．材料的微观结构演变过程、机理的研究离不开无损检测技术。在本论文中，基于现代无损检测技术的理论分析，根据三维整体编织C／C复合材料的结构特点，选择X—my衍射、电阻测量作为无损检测手段，并结合电子扫描显微镜、金 PqIET业人掌r掌肆1宰1￡沦上相显微镜等材料分析技术较全面地考察了三维整体编织c／C复合材料在疲劳载荷作用下的表观以及内部微观结构变化，研究了该材料的疲劳损伤特征以及强化机制。4．为了发挥每个实际构件的承载功能和通过力矩传递能量，大部分工程构件都不是等截面的，不可避免地存在几何尺寸的非连续性，任何截面变化都可以等效相应的切口。因此，有必要对复合材料的切口强度与切口敏感性进行理论和试验研究。三维整体编织C／C复合材料作为新型的宇航结构材料，有关其切口试件的断裂行为方面的研究还未见报道，为使三维整体编织C／C复合材料能安全可靠的应用，对该材料切口试件的静态性能与疲劳行为做了探索性的研究。5．以疲劳加载对c／c复合材料的断裂韧性影响为研究对象，采用CT试件静态和疲劳拉伸试验，针对其断裂特征以及载荷位移曲线，运用能量表征方法，对疲劳增韧机制进行了探讨。6，C／C是目前唯一可用于2800℃以上高温的复合材料，将C／C复合材料用于航空发动机热端部件，作为高温长时间使用的结构材料是目前世界上先进国家研究和发展的方向，世界先进国家在研究新一代高推比航空发动机时无一不是把C圮复合材料作为高温关键材料考虑的。显然，研究其热学性能与高温力学性能在C／C复合材料的应用与发展中占有特殊地位，应给予充分重视。然而，关于c，C复合材料的热学行为以及高温性能强化机理研究少之又少，因此，在本论文中，对于三维整体编织c，C复合材料热膨胀行为和高温强化机理进行了深入考察和探讨，为c／c复合材料的进一步研究和应用提供了依据。1．4．3主要创新成果本论文通过宏观的试验测试，结合无损检测技术和扫描电子显微镜的微观分析，借助于现代损伤力学、断裂力学等理论研究手段，在c／C复合材料的疲劳行为以及微观结构演变的研究方面取得了如下主要创新成果：1．检测了三维蹩体编织C，C复合材料的弯弯以及拉拉疲劳极限。发现疲劳加载对材料弯曲以及拉伸性能的提高不是无限的，应力水平以及疲劳循环次数等测试条件影响着c／c复合材料性能的变化。2．应用x．ray衍射以及电阻检测等无损检测手段I司接地监测了三维整体编织dC复合材料在疲劳加载过程中的显微结构演化，较为深入全面的研究了c／c复合材料的疲劳强化机理。提出了低应力作用下的疲劳加载过程实际上是C／C复合材料的“疲劳训练”过程的观点。3．三维整体编织C／C复合材料在静载以及疲劳加载条件下对切口均无敏感2 ：f；争埔论性，而疲劳载荷则会进一步降低材料对切rJ的敏感性．在断裂过程中，会不断出现应力松弛和应力提高的交替现象。4．发现疲劳加载使C，C复台材料的断裂能显著提高了，约为疲劳加载前的的4．5倍。5．通过考察三维整体编织C／C复合材料的热膨胀规律，认为材料在高温情况下的界面裂纹宽度足够小，而使裂纹钝化，裂纹的钝化提高了三维整体编织C／c复合材料抗裂纹扩展的能力以及界面相对滑动摩擦力，使材料承载能力加大。参考文献【1】曹晓明，武建军，温鸣编著．先进结构材料．化学工业出版社，北京，2005【2】方李莉．新工艺文化论．清华大学出版社，1995：93【3】北京科技情报所编．世界新技术的今天与明天．学术期刊出版社，1989：1【4】堂三昌南，山本良一编，邝心湖译．尖端材料．电子工业出版社，1987：2【5】乔松楼，乐俊淮，苏雨生．新材料技术冲国科学技术出版社，1994：lf6】李继宗，现代科学技术概论．复旦大学出版社，1994：365【7】王克秀周体火箭发动机复合材料基础．宇航出版社，1994：9[8】师昌绪．新型材料与材料科学．科学出版社，1988：1l【9】贺福，王茂章．碳纤维及其复合材料．科学出版社，1995：200【lO】李贺军．碳／碳复合材料．新型碳材料，2001，16(2)：79．80【1l】韩红梅，张秀莲，李贺军等．碳／碳复合材料高温力学行为研究．新型碳材料，2003，18(1)：20·24【12】陈强，李贺军，李爱军等．人工神经网络建模在抗烧蚀碳／碳复合材料基体改性研究中的应用．新型碳材料，2004，19(4)：275．281[13】薛辉，李贺军，侯向辉等．压力梯度CvI工艺制备2D碳／碳复合材料的弯曲断裂行为．新型碳材料，2004，19(4)：289—293【14】JNeumeis6％SJansson，FLeckie．Thee觚cof邱erarchiccctureonthemechaIlicalpropeniesofcarboI儿arbonfibercomposites．ActaMater，l996，44(2)：573【15】RShi，HJLi，ZYan＆MKKang．T色xtIlres，imerfaceand矗actureofa1D·C／C 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2．1前言第二章C／C复合材料的弯弯疲劳行为大多数结构件要承受多向载荷的作用，要求足够的多向强度，因此对通用的结构材料来说三向增强是比较理想的，航空用的部件多数都需要采用增强纤维三维整体编织的结构【¨l。作为理想的高温结构材料，三维整体编织C／C复合材料在服役过程中不可避免地涉及疲劳加载的情况，而疲劳损伤的逐步积累会在某一循环次数下导致材料的突然断裂，这种断裂往往无明显征兆，危害性极大，因此对其疲劳行为进行研究具有十分重要的意义144J。然而，从C／C复合材料的发展历程可知，该材料最初主要是作为耐烧蚀材料应用的，以结构应用为目的的研究丌展的相对较晚，有关材料破坏机理、理论、表征方法及影响因素的研究还很不成熟。近年来，C／C复合材料结构应用方面的研究主要集中在考察其静态力学性能，而对其动态力学性能的研究相对较少，在循环疲劳作用下的行为长期以来一直被忽视【9J。因此，到目前为止对C／C复合材料疲劳行为的了解还极为有限，只有少数关于层压结构2DC／C复合材料疲劳行为的研究㈣，而且也是针对沿增强纤维方向的拉伸疲劳行为的研究。仅有Yasuhir0Tanabe【⋯考察了2DC，C复合材料在空气、水以及油中的弯曲疲劳行为，发现在高应力比下，材料有疲劳退化现象，但随应力比的减小，材料的剩余弯曲性能有被强化的趋势。本章即是以三维整体编织C／C复合材料弯弯疲劳行为为研究目的，考察了在不同应力水平下的三维整体编织C／C复合材料的疲劳寿命和疲劳加载过程中材料的载荷。挠度回滞曲线的变化，以及在不同疲劳加载循环周期下，材料剩余弯曲强度和断裂模式的变化。2．2试验2．2．1材料的制备采用三维四步法编织的方法，制备宽为6．5mm、厚为3．5mm的长条状碳纤维预制体，编织角为220，预制体中碳纤维的体积分数为45％，所用纤维为同本Toray公司生产的T一300lK碳纤维，试验中以丙烯为有机前驱体气体，氮气为9 两北T业人学T学晦l学位论上保护载气，在900～1200℃、低真空上不境(104Pa)经等温化学气相沉积(cVI)工艺多次沉积制得密度为1．73土O．02∥cm3的三维整体编织C／C复合材料。2．2．2静态弯曲和疲劳试验方法静态弯曲以及疲劳实验均在Instmn8871液压伺服试验机上进行，试验机最大载荷10KN，精确度误差小于土0．10％，可重复性误差小于士O．10％。疲劳试验采用载荷控制，具体试验条件列于表2．1，试样失效形式以试样断裂为准，循环到106未断的应力定为疲劳极限，所有的试样都是沿横向即垂直于纤维方向加载，跨距￡为30咖，其跨厚比约为8．6。为了考察疲劳期间的结构损伤，将越出试件(循环至106未断)进行静态弯曲破坏试验。表2。1疲劳试验条件Table2·1Thecondjtionoffatjguetest静态弯曲力学性能按航天工业总公司第四研究院的企业标准(Q／Gb95-92)测试材料的弯曲性能，测得疲劳前该复合材料的横向平均弯曲强度为214MPa。试验加载速率控制在l删州min，上压头半径R为3mm，下支座半径R为2mm，材料的弯曲强度按下式计算：3P￡盯，2丽其中：盯，一弯曲强度(MPa)，P一最大破坏载荷(N)，L—跨距(mm)，．Il一试样厚度(mm)，6一试样宽度(mm)。2．2．3损伤检测及微观形貌观察借助C触订BRJDGE．S360扫描电子显微镜、SONYDsC_-P93数码照相机，对疲劳试样的外观形貌以及弯曲断裂面的微观结构进行观察。用环氧树脂及固化剂对试样进行固化、包埋，试样经粗磨、细磨、抛光后置于Nct-hot—I型卧式光学显微镜上用正交偏光进行材料的显微组织观察。 筘一幸(，L复：i"ff的7777址Z仃力2．3结果与讨论2．3．1疲劳寿命(S．N)曲线在传统机械设计中，疲劳应力判据是疲劳设计的基本理论，其中作为材料基本疲劳力学性能指标的有疲劳极限(疲劳强度)、抗过载能力及疲劳切口敏感性等112-17】。长期以来，各国科学技术工作者在研究它们与材料及工艺怕J关系中，积累了大量数据和规律，促进了疲劳设计工作【l“2UJ。因此，认识、应用和改进这些疲劳性能、对选用材料、优化工艺及改进设计都是很重要的。疲劳曲线是疲劳应力与疲劳寿命的关系曲线，即s．N曲线，它是确定疲劳极限、建立疲劳应力判据的基础。1860年维勒(w6}ller)在解决火车轴断裂时，首先提出疲劳曲线和疲劳极限的概念，所以后人也称该曲线为维勒曲线II⋯。CycIestofa¨u悖幽2．1c，c复合材料的最人应力水平与弯曲疲劳寿命图Fig．2一lTheS．NdiagramundernexumlfatigueofC，ccomposites多数金属材料的疲劳极限是静强度的40～50％，而复合材料的疲劳极限则可达静强度的80％以上㈣“J。这是由于复合材料独特的结构使其对疲劳载荷的响应在本质上不同于余属材料，复合材料由高性能的纤维与弱的基体复合组成，这种结构可以通过基体裂纹、纤维与基体界面脱粘以及随机的纤维断裂，使应力集中得以缓解，从而使材料具有高的疲劳损伤容限【24副j。Ia蟊一∞∞aJ苗≈m=cI△日E=EIx日王 厢．IEl业J、’≯I掌似l‘#垃沦t上为了考察三维整体编织C／C复合材料的夸弯疲劳极限，测定了s—N曲线，结果如图2，l所示。经测定，该复合材料的疲劳极限为203MPa左右，应力水平为平均静态弯曲强度的92％，远高于2DC／C复合材料疲劳极限⋯j。2D与三维整体编织C／c复合材料的差别源于两者纤维预制体的差异，2DC，c复合材料为层压结构，其层与层之间没有纤维的存在，在疲劳加载过程中，常以层间基体的破坏形式出现；而三维整体编织C／C复合材料的预制体为纤维贯穿材料的长、宽、高三方向形成三维整体网状结构，在厚度方向上有纤维支撑，它不存在“层”，是一个整体结构，那么基体的轴向疲劳裂纹的扩展就会受到厚度方向的编织碳纤维的限制【2】，因而，三维整体编织C／c复合材料较2DC，C复合材料具有更强的抗疲劳性能。2．3．2不同应力水平下的疲劳行为2．3．2．1应力水平对载荷．挠度回滞曲线的影响图2，2给出了在不同应力水平下，三维整体编织C／c复合材料的疲劳载荷．挠度回滞曲线，其中图2．2(a)、(b)、(c)的最大应力水平分别为试样平均静态弯曲强度的98％、90％、80％。由该图可以看出，在98％的高应力水平下，回滞环具有类似金属材料在交变加载中的非弹性(塑性)滞后环的特征；在80％的应力水平下，回滞环具有类似盒属材料在交变加载中的弹性滞后环的特征；而在90％应力水平下，回滞环则兼有以上两种滞后环的特点。在应力水平为98％时，出现非弹性滞后环，说明交变载荷中最大应力超过宏观弹性极限，存在位移滞后现象，加载时消耗于复合材料的变形功大于卸载时材料恢复变形放出的交形功，有一部分变形功为材料所吸收，形成不可逆形变，暗示着试件中的损伤在增加。随疲劳周期的增加，卸载加载曲线的斜率在变小，表明试件的刚度在下降。同时，从图2．2(a)还能看出，试件所能承载的载荷也在不断衰减，曲线呈现出典型的非线性非弹性材料特征，卸载后出现大的残余位移，材料从刚开始加载到最后断裂，其挠度变化范围为0～6咖。在80％的应力水平下，出现弹性滞后环，说明交变载荷中最大应力远低于宏观弹性极限，加载时消耗于复合材料的变形功等于卸载时材料恢复变形放出的变形功，为弹性形变。从图2-20．344nm《a)矗∞2=0．3354nm(b)图4-4碳的乱层结构(a)与3D午i墨品格(b)的比较J-Fig．4．41．urbostraticstructureofcarbon(a)a11d3Dgraphitec叮sta|Iattice(b)六角网平面是大多数碳材料的基本结构单位，网面的大小，完整性以及堆积方式和厚度等均影响到基体结构的多样性。单晶石墨六角网平面可按ABABAB⋯和ABCABc⋯两种规则堆积。前者为六方晶系，后者为菱面体晶系，属亚稳相，不易得到【2卜221。对于六方石墨晶胞，平面内C原子以。键相结合，结合能约为52Ⅺ／Inol，而网面之间以范德华力相结合，结合能仅7Ⅺ／mol，网面之间的结合强度远没有面内高【201。据文献记载【6l，在应力比为0．1，频率为10Hz的条件下，周期性疲劳加载每秒提供给C／C复合材料的能量约为6焦耳左右， 第pq辛c，‘【豆0十{}l的址筲{}!协i一化以^乏强化"L：b0由于热解碳与材料中气体孔隙热导率的差异，这些能量不能很好的传递出去，这些能量就会集结。由于碳层问结合能相对较低，这些集结的能量将能导致碳材料中网状平面的面『自J距增大以及其它的微观结构变化。图4．4为石墨晶体和碳材料乱层结构示意图【玎J，图中3．440和3．354分别为乱层结构的最小面间距和理想石墨晶体的面问距(A)。从表4一l的d锄数据可看出，C／C复合材料的面|’丑J距数据随疲劳加载次数的增加而增加，依掘图4-4中乱层与理想石墨的面间距特征，说明疲劳加载使C／C复合材料从基本有序堆聚的石墨准微晶结构逐渐向乱层结构转化，使微晶的取向度下降，碳层面有序性减弱，导致表观微晶尺寸k以及石墨化度g的下降：同时，可以看到C／C复合材料在经历疲劳加载后，原始的(002)衍射峰向低角度方向移动，这是因为疲劳加载增大了石墨微晶的层间距，根据Bragg衍射条件，发生衍射的(002)和(004)面要向低角度方向移动。总之，疲劳加载使C／C复合材料的基本结构逐渐向乱层结构、石墨化度以及表观微晶尺寸减小的趋势发展。从这些现象上来看，疲劳加载和石墨化处理对c／C复合材料的影响似乎是两个相反的作用过程。，4．3．2疲劳加载对C／C复合材料电阻的影响碳基体虽然在高温下强度保持率高于一般高聚体物质，但其脆性使C／C复合材料易于产生基体裂纹，因此，对c／C复合材料在实际应用过程中的微观结构变化，需要进行有效的监控，以保证材料的安全使用。本节尝试应用电阻检测法适时监控三维整体编织c，C复合材料在疲劳加载过程中的微观结构变化情况。物质的电导是载流子在电场作用下在物质内部的定向迁移，载流子可以是电子、空穴，也可以是离子。在讨论材料的电导性时，必须考虑传导电流的载流子是什么，它们的数目以及它们以何种方式在材料中运动的。固体物质的导电状态或不导电状态可以用能带模型∞-25l来解释。在导体中，最上面的能带叫导带，电子只是部分地充满着导带，因而外加电压可以把某些电子激发到较高的能级或能带上去。而在绝缘体或半导体材料中，导带是空的，在导带下面的所有价带中却完全充满着电子，要把电子由最高的价带越过能量间隙(禁带)，则需要一定的能量，所需要能量的大小取决于禁带的宽度。当电子产生跃迁时，在价带中留下一个空穴，这时如果在固体上加一电场，则导带中的电子和价带中的空穴将沿相反的方向移动，由于所带电荷相反，所以两者都将对导电做出贡献，导带中的电子和价带中的空穴统称为载流子。 两1ET业』、．≠T芋啤l学位论Z对于碳材料而苦，其组成元素为碳，碳原子的序数为6。其2P轨道上有4个电子，通过杂化的方式可以形成3种杂化轨道，即sp3、sp2、sp杂化轨道。根据贝拉尔【26I所提供的理想石墨晶体样品，石墨的结构是由许多平行于基面的层面连续迭合而成，碳原子为典型的sp2杂化轨道形式，碳层面中间存在相对自由的电子，因此，石墨是电的良导体。而C／C复合材料是由无数微小石墨晶体构成的多晶石墨，其空间基本结构介于图4-4中的石墨晶体和乱层结构之间，它的导电性能就如其禁带宽度一样介于导体和半导体之间【2“。根据能带模型，C／C复合材料的电阻率与材料状态的关系可用下式表达ⅢJ：p=[∥r+∥+，(T)1／(，+P。“72盯)(4—5)式中口．因晶格振动而产生的紊乱；∥．晶界的紊乱：，(T)一接触电阻的部分；r．一定数量的游离空穴：△县禁带宽度；T．绝对温度：K．玻尔兹曼常数。在室温时，公式中影响电阻的主要因素是晶界的散射作用p项及载流子的浓度P一蚓2“项。文献指出∞’：禁带宽度△占的大小是与碳材料的面间距而∞相关的，随如d2的减小而减小。在从无定形碳向石墨晶体结构转变的石墨化过程中，随着而。2的变小，△E变小，g一⋯2“项变大，即载流子浓度增大，电阻率降低。与此同时，在石墨化过程中，随着石墨化度的升高，微晶尺寸增大，晶界的散射作用减弱，口项减小，这也会对电阻率的降低做出贡献。载流子浓度的增大和晶界散射作用的减弱两者的共同作用导致C／C复合材料的电阻率随石墨化度的升高而下降。由x-ray衍射结果分析得知，三维整体编织c／C复合材料在疲劳加载作用下的面间距将随疲劳循环周期数的增大而增大。随着碳层面间距d锄的变大，禁带宽度△E将变大，P一蚯”“项变小，即载流子浓度降低，导致C／C材料的电阻随疲劳加载次数的增加而增大；与此同时，在疲劳加载过程中，随着疲劳循环次数的升高，碳微晶尺寸减小，晶界的散射作用增强，即∥项增大，C，C复合材料的导电能力下降。因此，在疲劳加载作用下，碳层面间距的增大以及微晶尺寸的减小都将降低C／c复合材料的导电性能，使材料的电阻增加。图4．5、6分别是在不同应力水平下，弯弯、拉拉疲劳载荷对C／C复合材料电阻的影响。可以看出，无论应力水平的高低，试件的电阻总是随着疲劳加载次数的增加而增加，但对电阻变化的影响程度显然不同，电阻的变化率与应力水平成正比关系。如果忽略孔隙对材料导电性能的影响，可以将c／C复合材料简化成一个并联电路模型，其总电阻R可以认为是纤维、基体、界面三相电阻的并联，根据并联定律，有： 第旧帝c，C复台村#}的址并{j!仇7刚艺以段强化目【制去一击+去+去∽s，RRIR。R．其中R，、R。、月，分别是C／C复合材料中纤维、基体以及界面的电阻。在疲劳加载过程中，R，、五。、R。均因其结构的变化而发生变化，从而引起材料总电阻的变化。在高应力水平98％的条件下，拉拉或弯弯疲劳试件的电阻变化率与疲劳加载次数呈线性急剧增加，说明该疲劳载荷使材料的结构发生大范围的不可逆损伤，出现如基体横向裂纹宏观化、基体破碎、界面大面积脱粘等损伤现象，造成基体电阻与界面电阻的升高，甚至还存在个别纤维断裂的损伤方式，这种损伤是突然发生，造成纤维电阻的急速升高，因此，导致C／C复合材料的导电性能急剧下降。在应力水平分别为90％、80％时，C／C复合材料的电阻变化曲线均较为平坦，说明基体、界面以及纤维的宏观结构变化不显著。当疲劳加载次数在104之前，这两种应力水平下的试件电阻变化趋势相同，电阻变化率在整个疲劳加载过程中增幅最大，说明在合适的应力水平下，疲劳损伤主要发生在前104次内。器一叱：叱一m∞a-FatiguecycIes闰4．5不同应力水平卜．弯弯疲劳加载对电阻的影响Fig．4-5nee脆ct0fbend_bcndfatigIleloadingoneIectricaImsistivityusedV盯jousappIiedsn℃ss 零≮《—苦叱比一jC∞正Fatiguecycles图4-6不I司应力水平F拉拉疲劳加载对电阻的影响F培．4．6111ee旋ctof蜘s峙tensilefatigueloading0nelectricalfesistjV时IlsedVarious印pliedsn．css对于80％的应力水平来说，在疲劳循环超过104次以后，电阻的变化不大，很平稳，说明材料的结构未发生多大的变化，材料在前104次的疲劳加载过程中所做出的结构调整已完全可以应付这种疲劳加载，如同动物被接种某种疫苗后，它就具有该种病毒的抵抗能力一样。因此，可以这样认为，虽然我们为服役构件选择最佳的显微结构，但是这种组织结构往往不是最稳定的，在服役环境中获得了外界提供的能量后，就会向更稳定的状态转化。也即是说，这种因疲劳加载而调整后的结构应是三维整体编织C／C复合材料的最佳结构，因此，在低应力水平下，与其说C／c复合材料的疲劳损伤过程还不如说是C／C复合材料的“疲劳训练”过程。如前所述，基体中碳层面间距的增大以及碳微晶尺寸的减小都将降低c／C复合材料的导电性能，使材料的电阻增加，这一作用贯穿整个疲劳加载过程，但由于其在各个阶段的增幅不同，对材料电阻的影响程度有所不同。在疲劳加载初期，即104次之前，电阻呈台阶式上升趋势，是因为无论是弯弯还是拉拉疲劳加载在此区间对材料的损伤形式以基体横向裂纹为主，如图3．8以及图4．7a所示。这些裂纹的宽度一般在200啪左右，属于微小银纹，但会严重影响基体的导电性能，使基体电阻显著升高；并且，从表4．1可以看出，在疲劳循环初期(即104次以前)，碳网面问距的增幅以及碳晶粒尺寸减幅在此区问最大。横向裂纹 弟川节C，C复岔¨f}们址耳埘1儿涮化以发强{C捌L剖的出现、面间距的急剧增大以及碳微晶尺寸的大幅减小，共同导致了材料导电性能的急剧下降；当疲劳循环至104次以后，随着疲劳次数的增加，电阻变化率曲线比较平稳，仅有轻微缓慢上升念势。在此期间，基体中不再形成新的横向裂纹，层间距以及晶粒尺寸变化幅度不大，C／C复合材料在此期11日J出现的主要结构变化为纤维／基体之间的界面损伤，以沿纤维柬扩展的纵向裂纹出现为特征，如图3．8以及4．7b所示，这些裂纹的宽度随疲劳加载次数的增加而增加，从纳米级到微米级，使界面电阻增加。同时，文献【29”】认为，复合材料中碳纤维的电阻率与碳纤维在基体中的平直程度和应力状态有关，外加循环加载使得纤维(束1取向度提高，纤维得以伸展，纤维以及纤维束的电阻将降低，从而抑制了材料电阻的增加。因此，界面与纤维的状念变化对c／C复合材料导电性能变化分别起到抑制和增强两种相反作用。这两种作用相互影响，导致了材料整体电阻在此加载区间的变化微弱现象；当疲劳循环加载继续进行到106次以后，材料的电阻呈突然上升的态势，表明材料的损伤形式以裂纹的宏观化、桥接纤维的滑动磨损以及个别纤维的突然断裂方式进行，因而电阻会快速上升。a．疲劳循环N=103，出现横向裂纹b废劳循环N=105，出现的纵向裂纹图4．7不同疲劳循环周期卜r弯弯疲劳试件出现的裂纹Fig．4—7ThecraclcsorbendsampIcsafterfatigueIoading由此可见，材料电阻变化率的变化规律基本反映了三维编织C／C复合材料在疲劳加载过程中的破坏程度和损伤形式，对于C／C复合材料而言，是一种很好的疲劳探伤方法。但必须指出：影响C／C复合材料导电性能的因素是复杂多样的，除了结构外，还随表观密度的升高而提高口们。表观密度升高时，单位体积中的碳原子数量增加，可供产生跃迁的电子及空穴的数量增加，即载流子的密度增加，从而导电 两北1业人学T聿博f学位论上性能提高。此外，表观密度升高时，复合材料中隧道导电效应的增强也可能是导致其导电性能提高的原因之一f2”。同时，C／C复合材料的导电性能还存在各向异性，在应用此方法时要注意这一点。4．3．3微观结构变化与疲劳强化机制一直以来，在对c／C复合材料力学性能与破坏模式的研究中，往往用纤维／基体之间的界面结合强弱来评论，即强界面导致脆性断裂，弱界面导致韧性断裂，而适当的界面结合则使复合材料表现出高的断裂强度，引发假塑性断裂。目前，有关针对c，C复合材料疲劳强化机理的探讨，也是毫不例外的集中在疲劳加载对纤维／基体之间界面的影响上13l】。但事实上，正如我们所知道的，C／c复合材料的微观结构很复杂，是由纤维、基体、界面以及孔隙构成的复合体。根据结构决定性能这一经典的材料分析方法论，我们认为在疲劳加载过程中，C／C复合材料的纤维、基体、界面以及材料中原有缺陷都会不可避免的发生相应的结构变化，这些结构变化必然对材料的性能产生很大的影响，使C／c复合材料表现出不同的性能特征，即复合材料的疲劳行为与循环载荷作用下微观结构的变化之间有着必然的联系【3“。因此，本节首先考察了CVI致密三维整体编织c／C复合材料本身的原始结构特点，然后结合前面的无损检测结果，并借助C／C试件在疲劳加载过程中的SEM照片。分析在疲劳加载作用下材料微观结构的变化，分析各种微观结构的变化对疲劳强化所做出的贡献，力求阐明C，C复合材料的疲劳强化机制。4．3．3．1cⅥC，c复合材料的微观结构纤维增强c／C复合材料的结构主要包括纤维、基体和界面p引。在制备过程中，由于工艺条件、碳基体的来源以及纤维编排方式的不同，c／C复合材料的微观结构可以在很大范围内变化。以下我们从纤维、基体和界面三方面了解CvI致密三维整体编织C／C复合材料的微观结构特征。(I)碳纤维PAN基碳纤维属于有机物聚丙烯腈经过聚合、氧化、高温处理等工序后转化丽成的过渡态碳，根据X．ray衍射分析研究表明，碳纤维具有乱层石墨结构，其拉伸强度与试样的直径和长度直接相关口31。根据碳纤维单丝横截面形貌，其结构可分为辐射型、洋葱型、随机型、平面层状型和辐射折叠型等【3”，图4—8为本文试验所用的“洋葱型’’PAN基T300碳纤维的横截面形貌，可以看见纤维内部存在孔隙和层面之间的间隙，导致碳纤 第删节C／C复合"}}的址符坝{’，湃化以及强化爿L驯维的密度比较低(与理想石墨比)，一般为I．76～I．789／cm3刚。图4．9为本试验所用碳纤维的表面形貌，显示出碳纤维表面相当粗糙，其上密布沿纤维轴向起伏的沟槽，说明微晶沿纤维轴向平行排御，显然这种表面会对纤维与基体的粘结起有益的作用，易产生强界面结合。图4-8碳纤维的横断面结构Fig．4_8Mic∞struccureOfcarbonnbercro锚section图4．9碳纤维的外表形貌Fig．4-9OutersurfkemorphoIo鲥ofcarbOn肋er碳纤维丝束的拉伸强度可高达3．2GPa，是热解碳基体强度的一千倍左右；碳纤维的模量在2lO～220GPa，而热解碳基体本身的模量为25GPa左右，仅为碳纤维模量的1门O№381。当纤维与基体结合成C，C复合材料后，材料的性能处于纤维与基体性能之间，仅有几百兆帕(MPa)，远远低于碳纤维的强度，因此可以说决定C／C复合材料的性能因素是碳纤维的体积分数及碳纤维的利用率，6 pq北T业人掌T羊博I．}位|￡卫碳纤维的利用率越高，材料的性能就发挥的越好，而纤维的平直程度强烈的影响着纤维性能的发挥，在相同条件下，纤维的平直程度与材料性能成萨比，如单向1DC／C复合材料的强度就高于2D、3D或其它任何编织C／C复合材料的强度【381。对于本试验所用的三维整体编织C／C复合材料而言，纤维预制体的四步法编织结构如图4．10所示研J，编织结构使纤维在交织处屈曲、弯折，很显然，碳纤维的性能远未得到充分发挥。图4一IO三维整体编织的预制体模拟图Fig．4-10SimuIa士ionofthe3DintegraIbraidedprefom(II)热解碳基体热解碳基体是采用cVI工艺，以气态烃类为前驱气体，经极其复杂的热解和沉积反应而获得的，由此工艺制得的C／C复合材料具有最佳的综合性能f33】。CVI的本质是在真空、高温环境下，有机气体发生热解，通过气．固表面多相化学反应生成基体热解碳，热解碳在沉积初始阶段，纤维预制体内部的孔隙全部呈开口的通孔，能保证反应气体传输通道的畅通，并在纤维表面发生沉积得到热解碳基体，但随着沉积过程的进行，在预制体内部则会出现一些一端封闭的盲孔，出现瓶颈效应，从而使得气体的传输通道受阻，沉积过程受到限制。因此，由于受CVl方法本身的制约，在热解碳基c／C复合材料内部，残留孔隙的存在总是不可避免的。孔隙在纤维束间、束内以及交叉处等处几乎随处可见，碳纤维预制体的形状越复杂，越易形成大的闭孔。残留孔隙尺寸一般在数微米至数百微米之内，其内部的孔隙主要分为两类【26】：一类是纤维束内部纤维与纤维之间的孔隙，尺寸为微米级；另类是纤维束间的孔隙，尺寸为亚毫米级。如图2．6所示的C／C复合材料金相偏光照片，我们可以看见纤维束内以及束间存在的孔隙情况，很明显束间孔隙尺寸大于束内。 旃川节ac复台"fl的址苗j并仇濒化以技强化机制图4．11围绕碳纤维和纤维柬生跃的层状热解碳Fig．4一ll11lel踟inarpyroI”iccarbonlaye倦amundcarbonfiber卸dbundles．nC／ccomposit％同时，在CVI过程中，碳基体总是先沉积在纤维束内部纤维的表面然后逐渐向外沉积，使得纤维束与纤维束之『自J连接成为一个整体，因而在热解碳沉积过程中，常以同心圆层的形式围绕在纤维和纤维束的周围层状生长，如图4．1l所示。层状热解碳的纵向截面形貌如图4．12所示，可以看出层状碳的层厚度以及层间距大小并不是均匀的，并且碳层与层中间的缝隙并不是直线的、连续的。图4．12层状热解碳的纵截面结构特征Fig．4一12ThestnIcturecharacteroflognitudinallaminarpyrol”iccarbon(Ⅲ)界面复合材料中增强体与基体接触构成的界面，是一层具有一定厚度(纳米以 两北T业人学r学博I学位论义上)、结构随基体和增强体面异的、与基体有明显差别的新相一界面相(界面层)。图4．13为C／C复合材料中碳纤维与热解碳PyC界面的TEM精细结构，由图可以看出，受碳纤维表面结构的诱导，在纤维周围形成了一个大致平行于纤维表面并且其结构不同于基体和纤维的界面相【39-4们，它是C／C复合材料的重要组成部分。C，C是一类特殊的复合材料，其中存在不同层次的界面，如束内及柬间的纤维／基体界面、基体内不同微观结构之间的界面，不同基体之J．自J的界面，以及基体和孔隙之间的界面等。热解碳基c／c复合材料同样具有这些层次的界面，其中纤维／基体界面是最基本和最重要的一类界面p⋯。图4．13碳纤维与热解碳Pyc界面的TEM精细结构Fig．4一13TEMphotog呷hofinter‰ebe似∞ncarbon助erandpyr01”iccarbonmatrixofC，ccomposites复合材料的性能不仅取决于各组分本身的结构和性能，而且在很大程度上受到界面状态特征的影响，使材料表现出不同的断裂特征mJ。根据Rosenp引提出的应力传递剪滞理论(shearlagtheory)，认为复合材料受力时，基体是通过纤维与基体间界面上的剪应力把载荷传递到纤维上的，它是增强体和基体相连接的“纽带”，也是应力及其他信息传递的桥梁。因此，界面是复合材料极为重要的微结构，其结构与性能直接影响复合材料的性能。其界面结合不能太强也不能太弱，强结合将导致材料受外加载荷时发生脆性断裂；弱结合则材料受较低的载荷时就有大量的纤维脱粘和拔出。因此实现界面的最佳结合，对发挥材料的综合性能有重大意义【40J。同时，在C／C复合材料的制备过程中，由于碳纤维与基体的热膨胀系数不 销叫节c／C复0利丰}的址耳坝协洲化以及强化"L制匹配以及层状基体的各相异性，在基体片层之间、基体与纤维之I’日J的界面内会产生热应力裂纹【”l，这些微裂纹在材料的较大范围内存在，起着保持材料内部结构平衡的作用【4“，但同时也在材料中产生了很大的残余热应力，降低了材料的力学性能。4．3．3．2疲劳强化机理根据前面的研究结果，我们知道疲劳加载使材料的性能得以不同程度的强化，但强化作用不是无限的，存在极限水平。通过对比疲劳加载过程中材料的SEM照片、x．ray衍射图谱、电阻值变化，发现随疲劳加载次数的增加，C，C复合材料出现界面弱化、面间距增大、表观微晶尺寸以及石墨化度减小等微观结构的变化，而结构的变化必然会引起C／C复合材料疲劳行为的一系列改变，也正是因为这些变化，C，C复合材料才表现出优异的抗疲劳性能。(I)孔隙的演化与界面的弱化由于其制备工艺的限制以及碳纤维预制体的多样性，热解碳基C／C复合材料中的孔隙是不可避免的，可以认为C，C复合材料是由碳纤维、碳基体、界面、孔隙组成的复合相。孔隙的存在对c／C复合材料性能的发挥有积极的贡献p”，不能简单地将C／C复合材料内的孔隙视作缺陷，可以将其视为材料中的一类特殊相【39l。在载荷的循环加载作用下，由于尖端应力集中，这些孔隙会产生一系列演变，使材料内应力得以重新分配。因此，在研究C／C复合材料的疲劳机理时，分析材料中孔隙的变化是必不可少的。如图3．8以及图4．7所示，无论是弯弯还是拉拉疲劳加载，三维编织c／C复合材料在疲劳加载初期，即l04次之lji『，对材料的损伤形式以基体横向裂纹为主；而当疲劳循环至104次以后，c／C复合材料在此期I．日J出现的主要结构变化为纤维，基体之间的界面损伤，以沿纤维束扩展的纵向裂纹出现为特征，这些裂纹的宽度髓疲劳加载次数的增加而增加，从纳米级到微米级。因此，可以认为三维编织C／C复合材料在循环加载作用下，材料中的孔隙主要发生以下两类变化：一类是材料中垂直于加载方向的孔隙和微裂纹由于裂纹尖端应力集中，逐渐形成宏观尺度的“张丌”型裂纹，并向纤维扩展：另～类是加载使材料中产生层问和面内剪应力，材料中平行于加载方向的孑L隙会逐渐形成宏观尺度的“滑开”型裂纹在层间和面内扩展，其他方向的孔隙根据受力情况也会发生相应的变形，形成新的裂纹。疲劳加载过程中，材料中孔隙的变化是分阶段的：在加载初期，孔隙的两类 矾北T业人学T掌博『字恤论义变化是同时发生的，当基体中第一类“张丌”型裂纹扩展到界面时，若界面结合强，裂纹不改变扩展方向，直接穿过界面进攻纤维，可能导致纤维突然脆断：若界面结合弱，界面内存在一些平行于纤维的裂纹缺陷，裂纹扩展遇到此类缺陷会产生能量释放而停止扩展，或者由这些缺陷诱导，在界面剪切应力作用下，裂纹改变扩展方向，在界面内呈“滑开”型裂纹沿纤维方向扩展，导致界面纵向分层、纤维与基体脱胶现象出现；随着加载的继续进行，即在材料疲劳寿命的中期，孔隙的第一类变化会逐渐减少，主要发生第二类变化，裂纹在剪应力的作用下，继续长大、扩展并且相互融并、连接，界面会进一步弱化，在这一阶段，由于材料纤维束间的孔隙远大于束内孔隙，因而束间的裂纹扩展会更便利，从而在纤维柬间会表现出明显的裂纹；在最后阶段，随着界面的进一步弱化、损坏，材料中的界面损坏不仅表现在柬间，而且在纤维束内纤维与基体的结合也变弱，如图4．14所示。Befo∞f撕斛edA船rfatigued图4．14疲∞加载后界面的弱化F．g．4-14111eweaJ(∞inte渤cea胁fatiguedloadjng总之，疲劳载荷对孔隙影响的最终结果是导致了材料中界面的弱化。在疲劳载荷的作用下，随纤维／基体界面结合的减弱，纤维沿编织方向的取向度逐渐提高，致使纤维在编织方向的承载能力增强。由于裂纹捕捉机制，横向裂纹在此得以捕捉或改向，使纤维得以保护，较好的发挥了纤维的补强增韧作用，实现了材料的塑性行为，使材料具有较好的力学性能。同时，由于界面的弱化，基体对纤维缺乏束缚，在疲劳裂纹扩展过程中，弥散于基体中的纤维，会通过其自身的塑性变形，使裂纹尖端区域高度集中的应力得以部分松弛的作用，起着吸收能量的作用。因此，裂纹扩展所需的能量，将超过为形成新裂纹面所需的 蚺删章C，c复合利}l的址并}“仇7衍化以故强化{=l【制表面能，从而提高了材料对裂纹扩展的抗力，改善了材料的韧性。另外，在纤维断裂时，因为界面的弱化而出现纤维的拔出现象，而纤维拔出功对断裂功的贡献很大，使材料表现出假塑性断裂的特征。同时，纤维／基体之间界面的弱化也导致了界面内摩擦力增大，从而提高了界面剪应力，使c／C复合材料的承载能力增强，有关界面剪应力与复合材料承载能力的关系将在7．3．3节中具体分析。(II)面间距的增大以及结构的乱层化Before髓igIleA位rfatigue图4．I5疲劳加载后碳层的膨胀Fig．4—15TheexpandedcarbonlayersaRerfatiguedlOading疲劳加载能为C／c复合材料碳层面间距的增大提供所需的能量，使面间距随疲劳循环次数的增加而加大，从而直接导致了碳层体积的膨胀，如图4．15所示。由图可以看出，在疲劳加载之酊，热解碳碳层之l"日J结合紧密，当有裂纹产生时，很容易因为裂纹尖端应力集中而使材料发生快速脆断；疲劳加载过后，碳层体积的膨胀很显然可松弛裂纹尖端的应力集中，在一定程度上阻止了裂纹的扩展，从而提高了材料对裂纹的抵抗能力。同时，由于面问距的增大，在应力作用下更容易发生碳层面间的滑移，成为一种能量吸收机制。图4．16a为C／C复合材料疲劳试件基体的破坏形貌，可以发现基体沿热解碳层面作台阶状形式剥离的内聚破坏，裂纹并不沿直线扩展。在前面的试验中，我们发现在疲劳加载初期形成的横向裂纹的宽度在以后的疲劳加载过程中并不加大，但是随着疲劳加载次数的增加，在该种裂纹内面却发生着一些变化。图4．16b为C／C复合材料疲劳试件在疲劳循环次数为106时基体横向裂纹的形貌，可以发现此疲劳裂纹只是横向贯穿试件表面，在碳基体上形成了一个比较规整67 l玛北丁业人学丁学坼l学位论上的凹槽，并在槽面上产生了更微小的不规则裂纹，为裂纹中的裂纹，这一现象更说明了基体内部的台阶式分层破坏特征，这种破坏方式的产生J下是碳层面间距增加所导致的。发生台阶式分离破坏的层面可以视为是一种“二次界面”，“二次界面”的破坏可以成为一种能量吸收机制““。“二次界面”的能量吸收机理与复合材料中纤维／基体界面损伤的能量吸收机理相似，都可使材料具有较高的断裂韧性，因此C／C基体的这种层面破坏方式，使碳层面在一定程度上起到了纤维／基体界面的作用。同时，碳材料的逐渐乱层化，使石墨微晶的取向度下降，有序性减弱，导致裂纹穿过层面时有转折，对裂纹扩展有阻碍作用，这样就增加了材料的失效能量，延缓了材料的失效时间。图4-16基体的内聚破坏Fig．4一16Cohesiondafnageofcarbonmatrix(Ⅲ)残余热应力的消除在制备C／c复合材料过程中，由于纤维与基体热膨胀系数的差异，会使室温状态下的C／C复合材料中不可避免的产生热应力裂纹，使材料存在沿纤维轴向的残余拉应力，因此应正视残余热应力对疲劳强度的影响。残余热应力对材料性能的影响以及疲劳裂纹在残余热应力场中的扩展行为已进行了较多的工作，但主要是针对会属材料的。大多数研究者按平均应力的概念，通过计算其残余应力场中的应力强度因子束进行材料疲劳断裂力学的分析，材料的总应力强度因子与残余应力强度因子、外载应力强度因子有如下关系【411：K之=K二。+巧(4_8) 第pU节C／C复合村}}的救芹捌仇新化以及强化机制‘K。。卡K?k=．{Lo厄，。+坼≥OK。?寸K嫡△量’=K纛一K：。F=聪。。／K纛(4—9)(4一lo)(4—11)其中从‰及^■分别为残余应力、最大外载和最小外载对应的应力强度因子，则裂纹的扩展速率为：丝：g些：2：胡＼，(1一R’)K。一△∥(4·12)其中心为材料的临界应力强度因子。这种处理方法对残余拉应力无疑是有用的，在处理残余压应力时则认为，残余应力强度因子与外载应力强度因子叠加，当‰矿厨20时，残余压应力通过降低有效应力比而起作用，^0矿厨1．O，表示材料对切口不敏感，或者可以解释为材料是切口韧性的；如果Ⅳ奴曼1．O，则材料对切口敏感，材料是切口脆性的。材料在交变载荷作用下的切口敏感性，常用疲劳切口敏感度口，来评定[13】：q，：型(5．2)叫K．一l式中墨为理论应力集中系数，为切口周围最大应力与名义应力(平均应力)之比，一般来说，K>l；K，为疲劳缺口系数，为光滑试件与缺口试件疲劳极限之比，口，值能反映在疲劳过程中材料发生应力的重新分布，降低应力集中的能力。如果足，=l，即切口不降低试件的疲劳极限，说明疲劳加载过程中应力产生了很大程度的重分布现象，应力集中效应被完全消除，这时，g，=0，材料对疲劳缺口敏感性最小；如果丘，>l，叮，值在O～l范围内变化，材料对缺口具有敏感性；如果K，=K，即切口试样疲劳加载过程中应力分布与弹性状态完全一样，没有发生应力重新分布，这时，g，=l，切口降低疲劳极限最严重，材料的疲劳切口敏感性最大。76 笫五节训uC盯复：?¨}lfnjJ上另仃为川，‘为考察三维整体编织c／c复合材料的切口敏感性，对比了三种形式的切口和光滑试件的静弯曲性能和疲劳极限，具体数据如表5．1所示。从表5—1可以看出，在静弯曲试验中，三种切口试件的J)、‘朔值均大于1，说明三维整体编织C／C复合材料在静态弯曲时对切口不敏感；在弯曲疲劳试验中，带缺口试件的疲劳极限反而高于光滑件，三种切口的K，均小于l，即g，