譚志勇，王捷冰，張 毅，李彥斌，徐 聰

(1.空間物理重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100076；2.西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院，西安 710072；3. 東南大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，南京 211189)

0 引 言

以C/SiC為代表的陶瓷基復(fù)合材料已廣泛應(yīng)用于高超聲速再入飛行器熱結(jié)構(gòu)[1]以及航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件[2]，并基于這一應(yīng)用需求在材料性能表征、環(huán)境適應(yīng)性等方面開(kāi)展了大量的基礎(chǔ)研究[3-4]。為驗(yàn)證材料在高溫下的長(zhǎng)時(shí)間承載性能，許多學(xué)者進(jìn)行了真空及有氧不同氣氛環(huán)境下的疲勞試驗(yàn)研究。其中采用真空/惰性氣氛條件下的高溫疲勞試驗(yàn)[4-5]方法，主要關(guān)注了高溫對(duì)C/SiC材料內(nèi)部不同組分之間產(chǎn)生的熱應(yīng)力效應(yīng)以及對(duì)疲勞特性的影響，較為一致的得到該材料具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能的結(jié)論。對(duì)于有氧條件下的高溫試驗(yàn)，研究了高溫下不同程度氧化效應(yīng)對(duì)材料疲勞性能產(chǎn)生的影響[6]及氧化時(shí)間對(duì)疲勞性能的影響[7]。一些學(xué)者認(rèn)為C/SiC在高溫有氧條件下仍具有與常溫相當(dāng)?shù)牧W(xué)性能，但也有學(xué)者認(rèn)為其力學(xué)性能會(huì)衰減。而通過(guò)對(duì)此高溫氧化對(duì)材料不同組份的性能影響[8]以及不同溫度[9]和不同氧化氣氛條件[10-11]對(duì)疲勞性能的影響研究，給出了C/SiC材料的不同氧化機(jī)制和轉(zhuǎn)化條件，為氧化行為的模擬和效果評(píng)價(jià)提供依據(jù)。以試驗(yàn)為基礎(chǔ)對(duì)疲勞壽命的預(yù)測(cè)也提出了較多方法，包括經(jīng)典疲勞力學(xué)理論[12]以及面向復(fù)合材料的方法和模型[13]等。

采用C/SiC材料制備的熱結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)高溫服役已具備了較多的基礎(chǔ)成果[14]，但一般采用了相對(duì)恒定的高溫試驗(yàn)條件。雖然在航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件為背景的研究中[15]給出了C/SiC在熱循環(huán)條件下的疲勞承載性能，但考慮的還是發(fā)動(dòng)機(jī)在700 ℃～1200 ℃工作范圍內(nèi)快速循環(huán)變化情況，這與空天往返飛行器在可重復(fù)使用性能評(píng)價(jià)時(shí)需要模擬的服役條件，即在有氧環(huán)境下常溫→高溫→降至常溫的循環(huán)變化歷程具有很大差異，材料性能和涂層效果也不相同。

重復(fù)使用是先進(jìn)國(guó)家高超聲速再入機(jī)動(dòng)飛行器后續(xù)發(fā)展的重要方向[1]，對(duì)目前單次用途熱結(jié)構(gòu)中廣泛選用的陶瓷基C/SiC材料,如何評(píng)價(jià)其可重復(fù)使用性能則是其中的重點(diǎn)問(wèn)題。以國(guó)外典型的X-37B空天飛行器為例[16]，其任務(wù)特點(diǎn)是具有多次往返近空間與地面的能力，入軌和再入速度大于Ma15。從其單次任務(wù)剖面來(lái)看，由于高馬赫數(shù)產(chǎn)生的氣動(dòng)加熱使得飛行器熱結(jié)構(gòu)大面積升溫至800 ℃～1000 ℃,并維持較穩(wěn)定的飛行溫度，當(dāng)返回地面后則降至常溫。因此，這種典型環(huán)境可描述為常溫→高溫→降至常溫的循環(huán)變化歷程，并同時(shí)在長(zhǎng)時(shí)間穩(wěn)定高溫狀態(tài)下承受飛行力載荷。國(guó)外公開(kāi)研究資料中尚未有模擬這種重復(fù)使用的試驗(yàn)考核報(bào)道，給出的仍是滿足單次使用要求的力-熱耦合熱結(jié)構(gòu)試驗(yàn)情況[17]。而在學(xué)術(shù)上盡管已認(rèn)識(shí)到這種變溫有氧條件下的C/SiC材料力學(xué)性能主要依賴于表面抗氧化涂層的防護(hù)，溫度變化會(huì)影響涂層效果，但還缺乏量化分析和判別方法。

對(duì)此，本文對(duì)C/SiC材料試驗(yàn)件進(jìn)行了有氧環(huán)境下的靜強(qiáng)度和疲勞特性研究。通過(guò)常、高溫不同狀態(tài)的靜拉伸試驗(yàn)對(duì)比，分析了不同溫度條件下的性能規(guī)律及影響因素。通過(guò)常→高溫→降溫循環(huán)變化歷程下的拉-拉疲勞試驗(yàn)獲得試驗(yàn)件的性能變化規(guī)律。對(duì)不同過(guò)程后的涂層效果進(jìn)行分析。對(duì)試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行規(guī)律總結(jié)，提出在力-熱-氧耦合條件下考慮常高溫循環(huán)變化歷程影響并考慮試驗(yàn)件氧化暴露程度影響的疲勞壽命分析方法，初步給出采用剩余剛度進(jìn)行疲勞壽命預(yù)測(cè)的中值條件，得到C/SiC材料在模擬空天往返條件下的可重復(fù)使用力學(xué)性能。

1 C/SiC材料試驗(yàn)件制備及試驗(yàn)方法確定

采用同一外形規(guī)格的陶瓷基2D-C/SiC試驗(yàn)件進(jìn)行常、高溫狀態(tài)下的靜強(qiáng)度試驗(yàn)和高溫疲勞試驗(yàn)，加工時(shí)嚴(yán)格控制試驗(yàn)件的面內(nèi)尺寸、在厚度方向留有一定的差異。試驗(yàn)件由西北工業(yè)大學(xué)超高溫復(fù)合材料實(shí)驗(yàn)室采用化學(xué)氣相滲透(Chemical vapor infiltration,CVI)工藝制備，預(yù)制體由1K規(guī)格的T300碳纖維束編織成的二維正交(0°/90°)平紋碳布疊壓形成，纖維體積含量約為40%。試驗(yàn)件表面沉積有平均厚度約為50 μm的多次沉積涂層，其成份為連續(xù)SiC相。試驗(yàn)件規(guī)格及加工實(shí)物如圖1所示，實(shí)測(cè)厚度在3.3～3.8 mm之間，密度嚴(yán)格控制在ρ=1.98 g/cm3以上。

采用Inston8801型液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行常、高溫靜力試驗(yàn)和高溫疲勞試驗(yàn)，采用輻射式加熱爐實(shí)現(xiàn)開(kāi)放大氣環(huán)境下的升溫和保溫，使用標(biāo)距為30 mm的引伸計(jì)進(jìn)行應(yīng)變測(cè)量，如圖2所示。

盡管這種地面試驗(yàn)的有氧環(huán)境與實(shí)際飛行環(huán)境總有一定差異，但考慮到C/SiC材料在低于1000 ℃范圍內(nèi)無(wú)論外壓條件如何變化，其表面SiC涂層發(fā)生的都是同一類型在擴(kuò)散控制下的被動(dòng)氧化反應(yīng)，反應(yīng)產(chǎn)生物均為SiO2，因此可采用這種偏保守且易于實(shí)現(xiàn)的氧化模擬方式。這也與國(guó)外在熱結(jié)構(gòu)力-熱耦合強(qiáng)度試驗(yàn)中的許多做法一致[17]。綜合考慮升溫控制、疲勞加載工裝、高溫測(cè)量的實(shí)現(xiàn)難度以及

圖1 采用CVI工藝制備的C/SiC高溫試驗(yàn)件Fig.1 The C/SiC specimen for high-temperature experiment using chemical vapor infiltration(CVI) technique

圖2 C/SiC試樣進(jìn)行高溫靜力和疲勞試驗(yàn)的安裝情況Fig.2 The device of strength and fatigue tests in high temperature condition for C/SiC specimen

對(duì)大面積熱結(jié)構(gòu)的模擬要求，選擇采用800 ℃的高溫條件。已有研究表明[4]，C/SiC材料性能在低于1250 ℃的溫度范圍內(nèi)的差異性很小，因此試驗(yàn)溫度條件具有代表性。由于在升降溫過(guò)程中并不同時(shí)進(jìn)行加載，在此不過(guò)多考慮升降溫速率的影響，采用較易于實(shí)現(xiàn)的40 ℃/min升溫速率和自然降溫方法。在這里不再進(jìn)行C/SiC材料在穩(wěn)定的高溫空氣環(huán)境下疲勞試驗(yàn)，而是通過(guò)不同工況的常、高溫靜態(tài)拉伸強(qiáng)度試驗(yàn)來(lái)分析和評(píng)價(jià)穩(wěn)態(tài)高溫下的長(zhǎng)時(shí)間持續(xù)性能。

采用?！邷匮h(huán)歷程下的拉-拉疲勞試驗(yàn)?zāi)M材料可重復(fù)使用力學(xué)性能的具體流程為：將試樣安裝完成后按設(shè)定的升溫速率從室溫升至800 ℃；在保持恒溫3400 s的過(guò)程中進(jìn)行疲勞加載，加載頻率1 Hz、應(yīng)力比R=0.1；加載過(guò)程中若發(fā)生疲勞破壞則終止試驗(yàn)。否則在完成一次加載周期后暫停加載并自然降溫至室溫；再重復(fù)上述升降溫以及疲勞加載循環(huán)過(guò)程，直至試樣疲勞破壞。

2 常、高溫靜拉伸強(qiáng)度試驗(yàn)結(jié)果和分析

首先通過(guò)常、高溫靜態(tài)拉伸強(qiáng)度試驗(yàn)來(lái)分析評(píng)價(jià)穩(wěn)態(tài)高溫下C/SiC材料的力學(xué)性能。常溫拉伸試驗(yàn)的加載速率為0.5 mm/min，獲得的應(yīng)力-應(yīng)變結(jié)果如圖3所示，正常的拉伸強(qiáng)度約為212 MPa。

圖3 C/SiC常溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線及宏觀破壞形貌Fig.3 The stress-strain curve of tension strength test and fracture surface at room temperature for C/SiC specimen

常溫下C/SiC的應(yīng)力-應(yīng)變曲線可分為I階段的低應(yīng)力彈性段和Ⅱ階段的非線性段。在I階段認(rèn)為材料內(nèi)部未發(fā)生明顯的不可逆損傷，SiC基體微裂紋的擴(kuò)展在應(yīng)力-應(yīng)變曲線中沒(méi)有反映出來(lái)；隨著加載繼續(xù)，材料內(nèi)部的微裂紋逐漸累積并達(dá)到飽和，應(yīng)變進(jìn)入Ⅱ階段的非線性段，并進(jìn)一步出現(xiàn)界面脫粘、纖維斷裂等損傷模式，直至試驗(yàn)件強(qiáng)度被破壞。由I階段到Ⅱ階段轉(zhuǎn)變的C/SiC彈性強(qiáng)度為σpl=70 MPa，約為極限強(qiáng)度σb的1/3左右。破壞斷口的縱向纖維具有一定的拔出長(zhǎng)度，且發(fā)生了基體以層間為主的開(kāi)裂。

高溫拉伸采用與拉-拉疲勞試驗(yàn)相同的升溫速率，包括兩種試驗(yàn)狀態(tài)：1) 當(dāng)溫度達(dá)到800 ℃穩(wěn)定后直接拉斷；2) 升溫到800 ℃之后，預(yù)加至常溫下σpl=70 MPa的載荷水平并保溫3400 s，然后拉斷。通過(guò)兩種高溫拉伸強(qiáng)度的對(duì)比，評(píng)價(jià)材料表面抗氧化涂層的效果并分析材料在穩(wěn)態(tài)高溫條件下是否具備長(zhǎng)時(shí)間工作性能。

得到的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖4所示，可以得出C/SiC的高溫拉伸性能具有如下特點(diǎn)：

1)高溫下直接拉斷與預(yù)載荷保溫條件下拉斷的兩種試驗(yàn)曲線無(wú)明顯差別，強(qiáng)度性能均為245 MPa左右，高于常溫強(qiáng)度性能。高溫下兩種試驗(yàn)的一致性說(shuō)明恒定溫度條件下的抗氧化涂層對(duì)于承受準(zhǔn)靜態(tài)預(yù)應(yīng)力的材料防護(hù)效果良好，在較長(zhǎng)時(shí)間內(nèi)未產(chǎn)生明顯的氧化損傷。同時(shí)由于預(yù)應(yīng)力不超過(guò)材料的彈性強(qiáng)度，在較長(zhǎng)時(shí)間的加載條件下也未發(fā)生損傷擴(kuò)展。圖5給出了高溫預(yù)應(yīng)力保載后拉伸破壞斷口微結(jié)構(gòu)形貌，可以看出斷口處具有一定的縱向纖維拔出及基體開(kāi)裂，其與常溫試驗(yàn)狀態(tài)的一致性也印證了上述特點(diǎn)。

圖4 C/SiC材料的高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 The stress-strain curve of tension strength test at high temperature for C/SiC specimen

圖5 預(yù)應(yīng)力保載3400 s后的高溫拉伸破壞斷口微結(jié)構(gòu)Fig.5 Fracture microsection of tension strength test for pre-loading 3400 s at high temperature

2)高溫應(yīng)力-應(yīng)變曲線在70～100 MPa之間出現(xiàn)拐點(diǎn)，使得材料的準(zhǔn)靜態(tài)高溫拉伸可分為兩個(gè)階段，表現(xiàn)出與常溫拉伸的一定差異：高溫拉伸與常溫在I階段基本相同、仍保持著低應(yīng)力彈性段，Ⅱ階段則由常溫的非線性段變化為準(zhǔn)彈性段，且I→II轉(zhuǎn)變不是一個(gè)確定值，而存在一個(gè)過(guò)渡階段，該過(guò)渡階段以常溫彈性強(qiáng)度σpl=70 MPa為初值。這說(shuō)明在具備良好的表面涂層效果條件下，高溫對(duì)材料內(nèi)部的制備微裂紋起到一定的愈合作用，并減弱了SiC基體與碳纖維之間的內(nèi)應(yīng)力、改善了兩者間的界面特性，使得碳纖維發(fā)揮出更好的承載性能。

3 變溫循環(huán)歷程下疲勞試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 變溫循環(huán)歷程下的疲勞試驗(yàn)描述

常溫→800 ℃高溫→降至常溫的變溫循環(huán)歷程下的拉-拉疲勞依據(jù)材料靜強(qiáng)度水平，疲勞應(yīng)力水平分別取70 MPa、100 MPa和140 MPa，即位于800 ℃靜拉伸強(qiáng)度I→II階段過(guò)渡區(qū)域的下限、上限和準(zhǔn)彈性段。

試樣在800 ℃疲勞加載過(guò)程中發(fā)生破壞，卸載、冷卻后的典型形貌見(jiàn)圖6所示。斷口靠近加載工作段一側(cè)，斷口處纖維的拔出較同一高溫的靜態(tài)拉伸試驗(yàn)要長(zhǎng)很多并且纖細(xì)一些，拔出的纖維主要集中于破壞截面的外表層。試樣破壞后產(chǎn)生了明顯的碎屑，表明在疲勞加載時(shí)SiC基體發(fā)生了磨損。

圖6 變溫-疲勞循環(huán)歷程下的C/SiC試樣破壞形貌Fig.6 Fracture surface of C/SiC specimen under variable temperature-fatigue cycle

破壞后的斷口細(xì)觀如圖7所示，觀察到材料內(nèi)部發(fā)生了基體開(kāi)裂、縱向纖維拔出/斷裂、橫向纖維開(kāi)裂、界面脫粘、分層等復(fù)雜的損傷破壞模式。越靠近外表層纖維的氧化程度越高，拔出的纖維越長(zhǎng)且越纖細(xì)。對(duì)應(yīng)地，可觀察到被氧化成針狀的碳纖維以及纖維束被拔出后剩下的SiC基體空洞。

圖7 變溫-疲勞循環(huán)歷程下C/SiC試樣破壞斷口微結(jié)構(gòu)Fig.7 Fracture microstructure of C/SiC specimen under variable temperature-fatigue cycle

比較宏微觀斷口形貌可知，?！邷匮h(huán)變化與疲勞加載作用后的破壞與高溫靜拉伸破壞兩者間具有較明顯的差異：變溫與疲勞加載的聯(lián)合作用下，C/SiC材料內(nèi)部的碳纖維受到了不同程度的氧化，并且出現(xiàn)SiC基體的破裂、疏松;而穩(wěn)態(tài)高溫下即使經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間保載后的靜拉伸破壞也不會(huì)出現(xiàn)纖維和基體的這兩種破壞現(xiàn)象。

內(nèi)部碳纖維氧化則是由于表面涂層的失效。取140 MPa疲勞應(yīng)力水平的典型試樣，分別給出初始狀態(tài)、1個(gè)周期的變溫-疲勞歷程后、4個(gè)周期的變溫-疲勞歷程后表面涂層的電子顯微鏡(SEM)微觀形貌觀測(cè)，如圖8至圖10所示。觀察發(fā)現(xiàn)，在每經(jīng)歷一次?！邷匮h(huán)變化與疲勞加載的歷程后，試驗(yàn)件表面涂層都會(huì)產(chǎn)生明顯的破損加劇現(xiàn)象。

圖8 表面涂層在初始狀態(tài)的微觀形貌Fig.8 The micrograms of surface coating in initial condition

圖9 表面涂層在1次變溫循環(huán)-疲勞歷程后的微觀形貌Fig.9 The micrograms of surface coating after one variable temperature-fatigue cycle

圖10 表面涂層在4次歷程后不同尺度下的微觀形貌Fig.10 The micrograms of surface coating after four cycles at different scales

在初始狀態(tài)下，試驗(yàn)件的表面制備涂層平均厚度約為50 μm，其成份是以連續(xù)SiC相為主。涂層自身以及與C/SiC內(nèi)部基材結(jié)合緊密，但由于制備溫差引起的熱適配效應(yīng)，涂層表面的微裂紋呈分布狀態(tài)，最大寬度一般不大于5 μm。

在經(jīng)過(guò)單次的常溫→800 ℃高溫疲勞加載→降至常溫的循環(huán)歷程后，在溫度變化和外載荷應(yīng)力的聯(lián)合作用下，不僅擴(kuò)大了涂層中原有的分布微裂紋同時(shí)還產(chǎn)生新的裂紋，使得涂層表面裂紋的數(shù)量和尺寸均明顯增大。另外，在試驗(yàn)溫度下涂層表面發(fā)生被動(dòng)氧化,生成SiO2的氧化方程為：

SiC+O2=SiO2+CO2

(1)

SiC理想涂層設(shè)計(jì)[18]是依靠高溫狀態(tài)下生成的SiO2具有一定流動(dòng)保護(hù)膜特征，可以對(duì)裂紋起到填充作用。但可以看出SiO2在降溫后發(fā)生了重新析晶，這種化學(xué)過(guò)程對(duì)于涂層完整性具有顯著損害。隨著后續(xù)的?！邷匮h(huán)與疲勞加載，涂層的裂紋和疏松進(jìn)一步加劇。一些連續(xù)相中的析晶夾雜顆粒在疲勞加載過(guò)程中掉落，使得在涂層表面出現(xiàn)了大量的坑洞，且形成的孔洞又延伸到材料內(nèi)部。試驗(yàn)得出，在循環(huán)過(guò)程中涂層的破壞顯著降低了對(duì)C/SiC材料的抗氧化防護(hù)效果，且涂層破壞隨循環(huán)歷程數(shù)的增加具有明顯的加速趨勢(shì)。

綜合分析可知，升→降溫的循環(huán)過(guò)程尤其是降溫對(duì)于涂層具有很大的損傷，而疲勞加載進(jìn)一步加劇了損傷的程度。

3.2 C/SiC疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)及規(guī)律總結(jié)

對(duì)常溫→800 ℃循環(huán)變化與疲勞加載歷程的試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)：在70 MPa、100 MPa和140 MPa應(yīng)力水平下各組試樣的力熱耦合加載平均次數(shù)分別為5.5、4.5和3.5個(gè)循環(huán)，疲勞壽命隨應(yīng)力水平的增大而降低。而在相同應(yīng)力水平下，各試樣的疲勞壽命與厚度有非常直接的相關(guān)性：厚度越薄、試驗(yàn)件受到的氧化作用越明顯，疲勞壽命相應(yīng)越低。

選擇有效的試驗(yàn)子樣結(jié)果，繪制變溫循環(huán)-疲勞加載各次歷程的疲勞滯回曲線，并計(jì)算滯回曲線的對(duì)角線斜率K(n)。在疲勞拉-拉加載過(guò)程中，K(n)與試驗(yàn)件的材料彈性模量E(n)具有如下關(guān)系：

E(n)=K(n)φ

(2)

式中:n為疲勞加載的次數(shù);φ是圖1中試驗(yàn)件的幾何尺寸系數(shù)，有：

(3)

即通過(guò)測(cè)試K(n)值可以得到對(duì)應(yīng)的彈性模量E(n)，進(jìn)行疲勞過(guò)程的剛度表征。

對(duì)不同子樣在變溫循環(huán)-疲勞試驗(yàn)過(guò)程的彈性模量值按最大厚度3.8 mm進(jìn)行歸一化修正，得到的變化規(guī)律如圖11所示，反映出試驗(yàn)件受到不同氧化暴露程度的影響特點(diǎn)。進(jìn)行厚度參數(shù)的歸一化修正后，各試樣在疲勞破壞時(shí)當(dāng)量化最終模量的標(biāo)準(zhǔn)差由7.97 GPa降低至5.71 GPa，離散度減小了28.4%。

圖11 試樣在變溫-疲勞試驗(yàn)中的彈性模量變化情況Fig.11 The elastic modulus change of C/SiC specimen in temperature-fatigue tests

分別選擇70 MPa、100 MPa應(yīng)力水平的典型試件，給出兩個(gè)試樣在第1次變溫-疲勞循環(huán)歷程以及最后一次變溫-疲勞循環(huán)歷程的疲勞-位移(滯回)曲線分別如圖12所示?？紤]每個(gè)循環(huán)中的數(shù)據(jù)較多，圖中僅代表性給出第10、100、1000、2000、3000次的疲勞加載過(guò)程。

圖12 不同試樣的變溫-疲勞試驗(yàn)載荷-位移滯回曲線Fig.12 The load-displacement hysteresis loops for typical specimen during temperature-fatigue tests

可以看出試樣在加載與卸載過(guò)程的載荷-位移曲線基本呈線性變化，且加卸載曲線基本重合，滯回面積很小。由于滯回面積(即遲滯耗散能)反映了復(fù)合材料的疲勞損傷程度，主要是碳纖維相對(duì)于SiC基體的界面脫粘和發(fā)生滑移的情況，由加卸載過(guò)程中的滯回面積數(shù)據(jù)可以說(shuō)明：在每次循環(huán)的高溫穩(wěn)定狀態(tài)下，單次疲勞加卸載過(guò)程產(chǎn)生的材料耗散能很小，疲勞載荷對(duì)材料損傷影響相對(duì)較小，這一規(guī)律與已有資料[6,8]的結(jié)果相同。

圖13分別給出了典型試樣在70 MPa、100 MPa和140 MPa應(yīng)力水平下各階段加載滯回曲線對(duì)角線斜率K(n)的變化情況。可以看出K(n)即疲勞加載剛度在不同次變溫-疲勞循環(huán)歷程之間明顯下降，且隨著歷程次數(shù)呈現(xiàn)剛度下降明顯加速的趨勢(shì)。分析數(shù)據(jù)趨勢(shì)，當(dāng)疲勞載荷峰值不大于高溫靜拉伸(圖4)I→Ⅱ階段過(guò)渡區(qū)上限時(shí)，涂層在首次高溫使用時(shí)可以保持相對(duì)完好，在初始第1次循環(huán)中剛度無(wú)明顯下降并且還可能出現(xiàn)升高，這是由于碳纖維表面在高溫下可能產(chǎn)生自我修復(fù)、碳纖維與SiC基體之間界面化學(xué)反應(yīng)效果以及基體磨損產(chǎn)生的碎粒增大了界面或裂紋的摩擦效應(yīng)等綜合影響。在隨后的各次變溫-疲勞循環(huán)中出現(xiàn)有規(guī)律下降，是由于涂層在反復(fù)升-降溫過(guò)程中的完整性加劇下降、導(dǎo)致材料內(nèi)部的氧化和損傷同步加劇，并最終發(fā)生疲勞破壞。

當(dāng)疲勞載荷峰值處于高溫靜拉伸Ⅱ階段的準(zhǔn)彈性段內(nèi)，涂層表面初始狀態(tài)固有的微裂紋會(huì)在應(yīng)力作用下發(fā)生明顯擴(kuò)展，材料在第1次循環(huán)歷程中由于氧化損傷就出現(xiàn)了剛度明顯下降的情況。

圖13 不同應(yīng)力水平下滯回曲線對(duì)角線斜率的變化情況Fig.13 The diagonal slope of hysteresis loops with different stress levels

綜合試驗(yàn)現(xiàn)象及規(guī)律可知：在以800 ℃為代表的被動(dòng)氧化、開(kāi)放大氣的模擬環(huán)境下，每次?！邷匮h(huán)的變溫過(guò)程、尤其是降至常溫的過(guò)程將不斷對(duì)涂層產(chǎn)生嚴(yán)重?fù)p壞，使C/SiC材料氧化損傷呈現(xiàn)出由外到內(nèi)不斷加劇的趨勢(shì)，這種模擬高超聲速空天往返條件下重復(fù)使用的疲勞力學(xué)性能與較穩(wěn)定高溫條件下力學(xué)持久性能具有明顯差異。在后者條件下C/SiC材料具備良好的涂層保護(hù)效果，可以體現(xiàn)出以往資料[14]給出的優(yōu)良高溫力學(xué)性能。而在模擬空天往返重復(fù)使用條件下的疲勞力學(xué)性能除與高溫應(yīng)力條件和持續(xù)時(shí)間相關(guān)外，更重要還與變溫循環(huán)次數(shù)、試驗(yàn)件表面氧化暴露程度等新因素相關(guān)，需要對(duì)現(xiàn)有的疲勞壽命公式進(jìn)行修正。

進(jìn)一步繪制出C/SiC材料在變溫-疲勞循環(huán)歷程下彈性模量的變化曲線如圖14所示，基于本文的有限試驗(yàn)子樣可初步提出：若采用剩余剛度衰減模型預(yù)測(cè)C/SiC可重復(fù)使用的疲勞性能，暫定可以用60%的初始彈性模量作為材料的中值疲勞極限。

圖14 C/SiC材料在變溫-疲勞歷程下的彈性模量變化Fig.14 The elastic modulus of C/SiC material under temperature-fatigue cyclic process

4 變溫-疲勞循環(huán)下的疲勞壽命計(jì)算方法修正

復(fù)合材料的疲勞壽命預(yù)測(cè)已具有多種方法及模型[12]，較常用的如剩余強(qiáng)度衰減模型、剛度衰減模型和實(shí)際損傷狀態(tài)理論等。根據(jù)材料本構(gòu)關(guān)系，剩余強(qiáng)度模型與剛度模型可以在一定條件下相互轉(zhuǎn)換。資料表明[13]，對(duì)于經(jīng)典的高周疲勞問(wèn)題，這兩種模型針對(duì)具有線性應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系的纖維增強(qiáng)型復(fù)合材料都是較成功的。但由于剩余強(qiáng)度衰減模型不易在疲勞歷程中進(jìn)行無(wú)損測(cè)試和評(píng)估，因而剛度衰減模型的實(shí)際應(yīng)用更為廣泛。

從圖4所示的C/SiC高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線看出，在低應(yīng)力彈性段和準(zhǔn)彈性段均符合線性的應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系，可以推斷原有的剛度衰減模型仍是適用的，只需要根據(jù)試驗(yàn)所處的溫循變化歷程進(jìn)行修正。

基于Yang等[19]提出的標(biāo)準(zhǔn)無(wú)缺口試樣剩余剛度退化公式，在常溫和穩(wěn)態(tài)高溫下的剩余剛度退化公式均可以表達(dá)為：

(4)

式中:E(0)為試驗(yàn)件的初始彈性模量；Q和ν是隨機(jī)變量，其值取決于施加的應(yīng)力水平σ、加載頻率ω、應(yīng)力比R以及溫度條件。常溫和穩(wěn)態(tài)高溫下具體的Q、ν值有所差異。式(4)中的Q是ν的線性函數(shù)，而ν的值則是以試驗(yàn)數(shù)據(jù)為基礎(chǔ)、根據(jù)置信度由概率統(tǒng)計(jì)得到。

因?yàn)镋(n)是減函數(shù)，式(4)的左端<0，則可以得出Qν>0。對(duì)式(4)從n1到n2進(jìn)行定積分，當(dāng)n1=0、n2=n時(shí)有：

E(n)=E(0)·[1-Qnν]

(5)

當(dāng)n=N時(shí)(N為疲勞壽命)，式(5)為：

E(N)=E(0)·[1-QNν]

(6)

考慮上述常溫→高溫疲勞加載→降至常溫的變溫-疲勞加載循環(huán)試驗(yàn)中相關(guān)因素對(duì)疲勞特性的影響，提出對(duì)式(6)的合理修正為：

E(N)=H·E(0)·[1-QNν]·e-λ(m-1)

(7)

式中:H是反映試驗(yàn)件高溫工作段表面氧化暴露程度的外形修正系數(shù)，與工作段截面積的面積/周長(zhǎng)比相關(guān)；e-λ(m-1)為反映循環(huán)歷程變化的修正項(xiàng);m為常溫→高溫→降至常溫的循環(huán)次數(shù);λ是與具體溫度值、氧化條件相關(guān)的系數(shù)。

采用e-λ(m-1)進(jìn)行變溫循環(huán)歷程的影響修正是基于圖13的試驗(yàn)結(jié)果規(guī)律?？梢钥闯霾煌螠匮瓕?dǎo)致剩余剛度的斜率變化，但相同應(yīng)力水平下剩余剛度是與循環(huán)次數(shù)相關(guān)的連續(xù)函數(shù)，因此可以采用適當(dāng)?shù)暮瘮?shù)形式來(lái)進(jìn)行描述。以100 MPa應(yīng)力水平為例，當(dāng)?shù)?次循環(huán)時(shí)該修正項(xiàng)為1.0；而從第2次循環(huán)開(kāi)始，該修正項(xiàng)反映了與上一循環(huán)擬合之間的斜率夾角α。從本文試驗(yàn)數(shù)據(jù)可擬合出λ≈0.06～0.1。

此外，后續(xù)考慮可采用如下試驗(yàn)測(cè)試更詳細(xì)地獲取變溫循環(huán)修正項(xiàng)系數(shù)：將試驗(yàn)件靜置于同樣溫度、氧化氛圍和持續(xù)時(shí)間條件下，在進(jìn)行無(wú)載狀態(tài)的溫循變化歷程后，再進(jìn)行常溫下無(wú)損的應(yīng)力-應(yīng)變曲線測(cè)量，獲得各次無(wú)載溫循后試驗(yàn)件剛度衰減變化，由擬合數(shù)據(jù)得到e-λ(m-1)項(xiàng)以及λ值。

由式(7)可以得到變量Q的表達(dá)式：

(8)

將式(8)代入式(5)，可得：

(9)

式(9)即為經(jīng)過(guò)m次溫循歷程、共承受n次疲勞加載后的C/SiC剩余力學(xué)性能計(jì)算公式。而根據(jù)圖17試驗(yàn)結(jié)果，該模擬條件下E(N)約在60%的E(0)區(qū)間。

5 結(jié) 論

本文對(duì)C/SiC陶瓷基復(fù)合材料采用常溫→高溫→降至常溫的循環(huán)變化歷程來(lái)模擬空天往返高超聲速飛行中最主要的溫度影響因素，開(kāi)展了常溫和不同高溫狀態(tài)的靜拉伸試驗(yàn)對(duì)比、以及變溫循環(huán)歷程下疲勞試驗(yàn)。按照800 ℃試驗(yàn)溫度條件，獲得了穩(wěn)定高溫與變溫循環(huán)下不同的力學(xué)性能規(guī)律，給出了兩種不同條件對(duì)材料表面涂層完整性的影響并分析了控制因素。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果規(guī)律，提出了在大氣有氧環(huán)境下考慮變溫循環(huán)-疲勞加載影響因素的疲勞壽命計(jì)算方法。結(jié)果表明：

1)穩(wěn)定高溫下C/SiC靜載荷性能和一定載荷量級(jí)下的疲勞性能均未發(fā)生明顯衰減；而在變溫循環(huán)條件下，降至常溫的過(guò)程是材料表面抗氧化涂層損傷最主要的因素，后續(xù)的疲勞加載又進(jìn)一步加劇了涂層損傷。材料在氧化作用下的疲勞力學(xué)性能發(fā)生明顯的降低，破壞前的變溫循環(huán)次數(shù)小于10次、疲勞加載次數(shù)在104量級(jí)內(nèi)；

2)通過(guò)引入變溫循環(huán)歷程的影響修正項(xiàng)以及氧化暴露程度影響的外形修正系數(shù)可有效修正原有的疲勞剩余剛度衰減模型。修正模型中C/SiC材料的中值疲勞極限約為60%初始彈性模量；

3)考慮到C/SiC材料批次、試驗(yàn)子樣離散性等因素。本文相關(guān)的研究工作是基礎(chǔ)性的,注重于規(guī)律的發(fā)現(xiàn)認(rèn)識(shí)。而地面力學(xué)試驗(yàn)對(duì)于高超聲速空天往返飛行的真實(shí)環(huán)境模擬不可避免存在一定的局限性，尚難以兼顧原子氧、稀薄大氣、高速邊界層流動(dòng)等更精細(xì)的影響效應(yīng)。要獲得用于工程設(shè)計(jì)的數(shù)據(jù)還需要開(kāi)展深入的研究；

4)后續(xù)可進(jìn)一步開(kāi)展每次變溫循環(huán)時(shí)長(zhǎng)不等的復(fù)雜試驗(yàn)工況和相應(yīng)的計(jì)算方法研究；

5)若直接將C/SiC材料用于空天往返使用條件下的飛行器熱結(jié)構(gòu)，其可重復(fù)使用的力學(xué)潛力有限。后續(xù)應(yīng)加速新材料的研發(fā)，包括滿足溫循變化使用要求的更優(yōu)良涂層和材料體系。