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SiC纤维增强TB8复合材料层合板力学性能研究

来源期刊：稀有金属2020年第7期

论文作者：刘文祎侯红亮曲海涛赵冰王耀奇

文章页码：722 - 728

关键词：箔纤维箔法;钛基复合材料;层合板;铺层方式;力学性能;

摘要：通过箔-纤维-箔法制备了SiC纤维增强TB8复合材料,利用光学电子显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和力学性能试验机对SiC纤维增强TB8复合材料层合板的微观组织、断口形貌与力学性能进行表征与分析,研究了铺层方式对SiC纤维增强TB8复合材料层合板力学性能的影响。结果表明:880℃/50 MPa/2 h的热压工艺下,SiC纤维增强TB8复合材料层合板复合效果良好,纤维排布均匀并与设计方向基本一致。通过对单层SiC纤维布铺设角度、铺层顺序的设计可实现对SiC纤维增强TB8复合材料不同方向力学性能的调整与改进。单向SiC纤维增强TB8复合材料的纵向性能最佳,室温抗拉强度达1362.20 MPa,■层合板在部分牺牲复合材料纵向强度的同时,提升了其横向强度。当钛基复合材料多向受力时可考虑采用■层合板;当钛基复合材料构件受力状态确定时,可采用■或根据实际情况确定的其他角度层合板。

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网络首发时间: 2019-03-01 17:32

稀有金属 2020,44(07),722-728 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18110028

SiC纤维增强TB8复合材料层合板力学性能研究

刘文祎侯红亮曲海涛赵冰王耀奇

中国航空制造技术研究院

塑性成形技术航空科技重点实验室

数字化塑性成形技术及装备北京市重点实验室

摘要：

通过箔-纤维-箔法制备了SiC纤维增强TB8复合材料，利用光学电子显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和力学性能试验机对SiC纤维增强TB8复合材料层合板的微观组织、断口形貌与力学性能进行表征与分析，研究了铺层方式对SiC纤维增强TB8复合材料层合板力学性能的影响。结果表明：880℃/50 MPa/2 h的热压工艺下，SiC纤维增强TB8复合材料层合板复合效果良好，纤维排布均匀并与设计方向基本一致。通过对单层SiC纤维布铺设角度、铺层顺序的设计可实现对SiC纤维增强TB8复合材料不同方向力学性能的调整与改进。单向SiC纤维增强TB8复合材料的纵向性能最佳，室温抗拉强度达1362.20 MPa, 层合板在部分牺牲复合材料纵向强度的同时，提升了其横向强度。当钛基复合材料多向受力时可考虑采用层合板；当钛基复合材料构件受力状态确定时，可采用或根据实际情况确定的其他角度层合板。

关键词：

箔纤维箔法;钛基复合材料;层合板;铺层方式;力学性能;

中图分类号： V214.8;TB333

作者简介：刘文祎（1992-），女，辽宁锦州人，硕士，助理工程师，研究方向：金属基复合材料，E-mail:buaaliuwenyi@163.com；;*曲海涛，高级工程师，电话：010-85701237,E-mail:quhaotao526@126.com;

收稿日期：2018-11-26

基金：国家自然科学基金项目(51334006);航空科学基金项目(20163625005)资助;

Mechanical Property of SiC Fiber-Reinforced TB8 Composite Laminates

Liu Wenyi Hou Hongliang Qu Haitao Zhao Bing Wang Yaoqi

AVIC Manufacturing Technology Institute

Aeronautical Key Laboratory for Plastic Forming Technologies

Beijing Key Laboratory for Plastic Technologies and Equipment

Abstract：

SiC fiber-reinforced TB8 composite laminates were prepared by foil-fiber-foil method. The microstructure,fracture morphology and mechanical properties of composite laminates were characterized by optical electron microscopy(OM),scanning electron microscopy(SEM)and mechanical properties testing machine to study the effect of the orientation of laying-up on the mechanical properties of SiC fiber-reinforced TB8 composite laminates. The results showed that high quality SiC fiber-reinforced TB8 composite laminates were able to form under the process parameters of 880 ℃/50 MPa/2 h. The fiber was uniformly arranged and the fiber directions were consistent with the design directions. The adjustment and improvement of the mechanical properties of SiC fiber-reinforced TB8 composites in different directions could be achieved by designing the single-layer SiC fiber laying angle and layup sequence. The unidirectional SiC fiber-reinforced TB8 composite had the best longitudinal performance and the tensile strength at room temperature was1362.20 MPa. The SiC fiber-reinforced TB8 composite laminates increased the lateral strength while partially sacrificing the longitudinal strength. composite laminate might be considered when titanium matrix composites were subjected to multi-directional forces. When the stress state of titanium matrix composite was certain, composite laminates or other orientation of laying-up determined according to the actual situation might be considered.

Keyword：

foil-fiber-foil; titanium matrix composites; composite laminate; orientation of laying-up; mechanical properties;

Received： 2018-11-26

SiC纤维增强钛基（SiC_f/Ti）复合材料具有优良的综合性能，满足耐高温需求的同时，可以实现轻量化，因此成为理想的高超音速飞行器蒙皮结构材料，代表了高超音速飞行器蒙皮结构材料发展的一个方向 ^{[1,2,3,4,5,6,7,8]} 。美国设立了国家空天飞机（NASP）研究计划，用于推动SiC_f/Ti复合材料蒙皮结构制造技术的发展，Textron公司制备了单级入轨器的SiC_f/Ti复合材料耐高温蒙皮和面板并实现了批产 ^[9,10] 。与国外的蓬勃发展相比，国内在对SiC_f/Ti复合材料的研究工作起步较晚，主要在SiC_f/Ti复合材料的制备工艺、界面研究、模拟件制备等方面开展了相关研究 ^{[11,12,13,14,15]} 。

目前，SiC_f/Ti复合材料的研究与应用重点都集中在单向纤维增强复合材料，但单向SiC_f/Ti复合材料虽然在与纤维平行的方向上具有优异的性能，在使用中却难免受到偏离纵向的载荷，使其在达到预期强度前提前失效，这在一定程度上限制了其在高超音速飞行器蒙皮等的应用 ^{[16,17,18,19]} ，因此多角度SiC_f/Ti复合材料层合板的相关研究十分必要 ^[20,21,22] 。本文采用箔纤维箔法制备不同铺层方式的SiC_f/TB8复合材料层合板，探究铺层方式对SiC_f/TB8复合材料层合板力学性能的影响，为SiC_f/Ti复合材料在航空领域的应用提供性能依据和理论技术基础。

1 实验

1.1 SiC纤维布的制备

增强纤维选用国产有C涂层的SiC纤维，纤维直径约为100μm。使用数控纤维缠绕机将SiC纤维以设定的间距进行排布，配制聚甲基丙烯酸甲酯的丙酮溶液作为临时粘结剂固定纤维，将固定好的纤维从纤维缠绕机上取下，裁剪成60 mm×30mm的纤维布。

1.2 SiCf/TB8复合材料层合板的制备

本文中选用的SiC_f/Ti复合材料基体为TB8钛合金（Ti-15Mo-2.7Nb-3Al-0.2Si）。复合材料制备采用箔-纤维-箔法（图1），将厚度为100μm的TB8箔材和SiC纤维布叠放并复合。SiC纤维布与TB8箔材的复合在ZRYS-1700型真空热压炉中进行，热压炉温度精度5℃，真空度可达1×10^-3Pa。热压过程包含除胶与高温复合两个阶段，除胶阶段：3℃·min^-1升温至400℃，并保温2 h，期间加压5MPa，防止纤维移动。高温复合阶段：10℃·min^-1升温至880℃，压力提高到50 MPa，保温2 h。

图1 SiCf/TB8复合材料层合板的箔-纤维-箔法制备示意图

Fig.1 Preparation of SiC_f/TB8 composite laminates by foil-fi-ber-foil method

1.3 层合板组织与性能表征

对SiC_f/TB8复合材料进行切割，镶嵌、打磨、抛光。采用Olympus BX41M型光学显微镜（OM）和Zeiss Supra55型扫描电子显微镜（SEM）观察复合材料的微观组织。拉伸试验在Instron试验机上进行，拉伸速度为0.2 mm·min^-1，拉伸试验采用30 mm长非标拉伸片，拉伸片尺寸如图2所示。拉伸片厚度为热压后的SiC_f/TB8复合材料薄板实际厚度，厚度分布在1.39-1.51 mm范围内。采用扫描电子显微镜（SEM）对拉伸断口形貌进行观察。

2 结果与讨论

2.1 SiCf/TB8复合材料层合板铺层方式设计

在复合层合板的设计中，由于受到制造工艺及制造成本的限制，纤维铺设角度往往不能实现连续的变化，而需从符合工艺制造要求的特定离散角度组合中选取。在工程实际应用中离散的纤维铺设角度（0°，±45°，90°）是常规选项。本文设计3种不同铺层方式的层合板，并与单向SiC_f/TB8复合材料进行对比。各层合板的铺层设计如表1所示。1号材料为单向SiC_f/TB8复合材料，2号材料为0°和30°单层板按一定顺序叠成的层合板，3号材料为0°，45°和90°单层板按一定顺序叠成的层合板，4号材料为0°和90°单层板按一定顺序叠成的层合板。层合板的铺层顺序符合10%约束、平衡约束及对称性约束。

图2 拉伸试件外形尺寸

Fig.2 Dimension of tensile samples(mm)

表1 SiC_f/TB8复合材料层合板铺层顺序设计下载原图

Table 1 Design of stacking sequence of SiC_f/TB8 compos-ite laminates

2.2 SiCf/TB8复合材料层合板微观组织

实际制备出的SiC_f/TB8复合材料微观组织如图3所示。图3(a～d）分别为单向SiC_f/TB8复合材料，层合板和层合板微观形貌。从图中可以看出层合板由9层单层板组成，图中与截面方向相垂直的0°SiC纤维在横截面上显示为正圆形，30°，45°纤维在横截面组织的显示为椭圆形，90°SiC纤维显示为沿纤维纵向切断的长方形，纤维排布较为均匀且实际纤维方向与表1中设计方向基本一致。部分90°纤维在图片中无法显示是由于制样时截到的截面恰好无90°纤维经过。TB8箔材之间完全扩散连接在一起，不存在未完全复合而留下的孔洞等缺陷。由此可知，在热压工艺参数为880℃/50 MPa/2 h的条件下，取得了良好的复合效果。

图3 钛基复合材料层合板微观组织

Fig.3 Orientation of laying-up in of SiC_f/TB8 composite lami-nates

图4为SiC纤维与TB8基体界面的形貌图。从图中可以看出SiC纤维与TB8基体结合良好，SiC纤维周围无热残余应力产生的裂纹。从纤维到基体分别为SiC纤维、C涂层、TiC反应层、Ti基体，TiC反应层厚度显著影响SiC_f/TB8复合材料的力学性能 ^[6] ，本文中所制备的SiC_f/TB8复合材料层合板反应层厚度小于2μm，不会对复合材料性能造成较大影响。由纤维周边裂纹萌生情况及纤维与基体界面反应层厚度，可再次验证880℃/50 MPa/2 h的热压工艺较为适宜，可以制备高质量SiC_f/TB8复合材料。

2.3 SiCf/TB8复合材料层合板室温力学性能及断裂机制

室温拉伸性能测试是评价复合材料力学性能的基本手段之一，本文对制备出的SiC_f/TB8复合材料层合板室温拉伸性能进行了评价。图5为SiC_f/TB8复合材料室温拉伸典型应力应变曲线。从图5中可以看出无论是单向纤维增强SiC_f/TB8复合材料还是复合材料层合板，在室温拉伸过程中始终表现为弹性变形，随着应变的增加，应力迅速升高，当达到断裂应变时，复合材料发生失效，没有屈服，属于脆性断裂。SiC_f/TB8复合材料由于在塑性良好的TB8合金基体中加入了SiC纤维，室温拉伸明显表现出脆性材料断裂特征，断裂应变一般在1%以内，延伸率极低。复合材料层合板相对于单向纤维增强SiC_f/TB8复合材料抗拉强度和模量都有所下降。

图4 SiC纤维与TB8基体界面形貌

Fig.4 Microstructures of the interface of Si C fiber and matrix

(a)Low magnification;(b)High mqgnification

图5 SiCf/TB8复合材料室温拉伸应力应变曲线

Fig.5 Tensile stress-strain curves at room temperaturre of SiC_f/TB8 composite materials

SiC_f/TB8复合材料层合板室温纵向与横向抗拉强度如表2所示，每组拉伸数据为5次测试所取平均值，5个拉伸片测试结果均在平均值+50 MPa范围内。单向SiC_f/TB8复合材料室温拉伸抗拉强度为1362.20 MPa, 层合板的纵向抗拉强度分别为1084.15 MPa,940.98 MPa和1059.30 MPa，相比单向SiC_f/TB8复合材料，纵向性能有所下降，对应的横向抗拉强度分别为674.14,920.62和963.48MPa。随着纤维与纵向之间夹角的增加，层合板横向抗拉强度随之增加。

单向SiC_f/TB8复合材料纵向室温抗拉强度可以用如式（1）混合定律来进行估算，

式中，σ_c，σ_f和σ_m分别为SiC_f/TB8复合材料，SiC纤维和TB8基体的抗拉强度，V_f为复合材料中的纤维体积分数。本文所使用SiC纤维平均室温抗拉强度为3200 MPa,TB8基体平均室温抗拉强度为1100 MPa。本文中SiC_f/TB8复合材料的SiC纤维间距为0.2 mm,SiC纤维直径0.1 mm,TB8箔材厚度0.1 mm，每块复合材料由9片纤维布和11片TB8箔材叠加而成。经计算，本文中所制备复合材料的纤维体积分数为26%，对应单方向纤维增强SiC_f/TB8复合材料的室温抗拉强度理论值为1520 MPa。在制备复合材料过程中，纤维的强度存在一定的分散度、界面结合状态不同、应力集中情况不同等，所以实际的强度往往要低于理论计算的数值。3号和4号层合板横纵向抗拉强度相近，由于材料纵向是基体TB8箔材的轧制方向且0°纤维布比90°纤维布多一层，因而纵向抗拉强度相比其横向抗拉强度更高。单向SiC_f/TB8复合材料的纵向性能最佳，层合板在部分牺牲纵向强度的同时，提升了其横向强度。

表2 SiC_f/TB8复合材料层合板抗拉强度（室温）下载原图

Table 2 Tensile strength of SiC_f/TB8 composite laminates(room temperature)

图6为单向SiC纤维增强TB8复合材料室温拉伸断口形貌，从图6中可以看出SiC纤维断面较平整，呈脆性断裂。TB8基体上存在大量韧窝和撕裂棱，为韧性断裂。部分SiC纤维存在轻微拔出现象。SiC_f/TB8复合材料的室温拉伸性能受SiC纤维与基体的界面强度影响较大。在室温拉伸过程中，外部载荷由基体传递至SiC纤维与基体界面处，当扩展裂纹扩展到纤维基体界面上时，由于纤维具有很高的强度，对裂纹的扩展起到很好的阻碍作用，在弱界面结合时，裂纹会发生偏转，延缓了材料的失效。在强界面结合时，当载荷超过一定值，会发生纤维的断裂，但纤维的存在延缓了裂纹扩展的速度，仍然起到良好的增强效果 ^[23] 。图6断口中的SiC纤维拔出距离适中，可见纤维/基体界面结合强度适中。随着载荷的增加，薄弱的纤维会首先发生断裂，最初由断裂纤维及其与基体之间的滑移所承担的载荷被其它未损伤纤维所分摊。随着载荷的进一步增加，未断裂纤维所承担的载荷增加，复合材料的内部损伤也增加，会发生纤维簇的断裂。当达到某一临界载荷，当某一个纤维簇发生断裂后，会引起整个复合材料的断裂。

图6 单向SiC纤维增强TB8复合材料室温拉伸断口形貌

Fig.6 Fracture morphology of Si C_f/TB8 composite laminate

(a)High magnification;(b)Low magnification

图7为SiC_f/TB8复合材料层合板室温拉伸断口形貌。图7(a,b）分别为层合板纵向、横向拉伸断口，图7(c,d）分别为层合板纵向和横向拉伸断口，图7(e,f）分别为层合板纵向与横向拉伸断口。从图中可以看出SiC纤维与载荷施加方向的角度越大，与基体分离和拔出程度越高。层合板整个破坏过程是一个逐层破坏到总体破坏的过程。层合板强度是以构成层合板的每个单层的强度为基础的，层合板在施加载荷作用下，破坏先由某一单层最先失效开始，随后在其他单层相继发生失效，直至总体破坏。对于SiC_f/TB8复合材料多角度层合板而言，在外加载荷的作用下，纤维与基体的界面结合处为薄弱环节，在受偏离纤维方向拉力时，界面粘脱先于复合材料的断裂，而粘脱后的外加载荷由基体承担。由于与载荷方向所成角度越大的单层板所受到的垂直于纤维方向的载荷越大，与载荷方向所成角度最大的单层板会首先发生纤维与基体的界面粘脱，而后其他单层板依次失效，纤维方向与载荷方向相同的单层板最后失效，纤维断裂，最终基体撕裂。

通过对SiC_f/TB8复合材料层合板中SiC纤维铺设角度、铺层顺序的设计可实现对SiC_f/TB8复合材料不同方向力学性能的调整和改进。传统的单向SiC_f/TB8复合材料沿纤维方向具有优异的拉伸性能，但当所受载荷偏离纤维方向时，材料会提前失效，其横向力学性能十分薄弱；SiC_f/TB8复合材料[0/90/0/90/0^-]_S层合板横纵两个方向性能相近，但强度相对较弱，当钛基复合材料多向受力时可考虑采用；当钛基复合材料构件受力状态确定时，可采用30°等角度或根据实际情况确定的其他角度层合板，在牺牲主受力方向强度的同时，提升其他方向强度。

3 结论

1.880℃/50 MPa/2 h的复合工艺下，SiC_f/TB8复合材料层合板复合效果良好，基体无孔洞等缺陷，SiC纤维排布均匀并与设计方向基本一致，纤维与基体界面反应层厚度小于2μm。

2.通过对单层SiC纤维铺设角度、铺层顺序的设计可实现对SiC_f/TB8复合材料不同方向力学性能的调整和改进。单向SiC_f/TB8复合材料室温拉伸抗拉强度为1362.20 MPa, 层合板在部分牺牲纵向强度的同时，提升了其横向强度，纵向抗拉强度分别为1084.15,940.98和1059.30 MPa，横向抗拉强度分别为674.14,920.62和963.48 MPa。