文摘
连续碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料(原文如此f/ SiC)很有前景,因为热结构材料。在这部作品中,微观结构和静态力学性能3 d-sicf/ SiC与佩克,原文如此,佩克/ SiC,没有一个接口准备通过聚合物渗透和热解(PIP)系统地研究了。结果表明,碳化硅的微观结构和静态力学性能f/碳化硅复合材料的界面层是高级没有夹层,和存在的界面脱胶复合没有相间,导致弱界面粘结。介绍了相间时,界面剪切强度提高,可以偏转裂纹和断裂能量可以吸收。同时,复合材料的剪切强度与佩克和佩克/ SiC接口118 MPa和124 MPa,分别显示小弯曲特性的差异。这表明佩克的子层SiC / SiC多层界面限制绑定状态和佩克相间的塑性变形,并有助于提高SiC的机械性能f/ SiC。
1。介绍
原文如此f/ SiC已经成为最有前途的结构在航空航天材料长期高温组件,由于其优良的物理和机械特性包括低密度,较弱的激活,更充分的断裂韧性,更耐热性的表现,更好的抗蠕变性,和更高的耐蚀性比金属材料(1- - - - - -8]。已经认识到,纤维/基体界面具有显著的努力连续纤维增强陶瓷基复合材料的力学性能(CFCMCs),它可以转移矩阵微裂隙传播,使高效纤维和之间的荷载传递矩阵,并保护纤维(9- - - - - -14]。
目前,界面层开发各种界面结构,不同的制备技术,多个组件,具体包括弱边界界面,强大的边界和分层结构间期,一个强大的边界和(X / Y) N交替多层界面,和多孔结构间期(15- - - - - -17]。研究表明,热解碳(佩克)接口是最常用的接口来提高SiC的机械性能f/碳化硅复合材料由于其典型的分层结构和良好的化学兼容性与原文如此,但佩克界面的抗氧化性能较差,限制了其在高温环境中使用。因此,为了提高SiC的综合力学性能f/ SiC、碳化硅或BN接口层通常是沉积表面的佩克接口层(18- - - - - -20.]。周et al。21)准备交替(佩克/ SiC) n多层界面层表面上的碳化硅纤维通过化学气相沉积。发现复合材料的断裂韧性与多层界面层是高出101%,没有接口层,和SiC子层可以有效地防止氧化PyC相间。杨et al。22)的影响研究(佩克/ BN) n机械和氧化性能的3 d原文如此f/碳化硅复合材料,发现BN可以氧化成B2O3在高温下,起自愈作用裂缝和保护佩克接口层免受氧化。可以看出,一个合理的纤维表面引入一个适当的设计和界面层可以充分发挥纤维增强的效果,进一步提高复合材料的性能。然而,由于复杂的机制的影响力学性能的复合材料界面状态,仍缺乏精确的定量分析。特别是,界面相结构的影响的失败行为3 d-sicf/碳化硅复合材料需要进一步研究。
佩克在这工作,三个界面阶段,原文如此,和佩克/ SiC由表面化学汽相淀积碳化硅纤维,分别,然后3 d原文如此f/ SiC与不同界面阶段是聚合物制造的,渗透和热解(PIP)。裂纹扩展和挠度进行了系统地分析结合复合材料的力学性能和断裂形态,复合属性的差异和失败行为测定。与此同时,界面剪切强度之间的关系,研究了复合材料的断裂韧性和抗弯强度的系统。
2。实验程序
2.1。样品制备
在这部作品中,KD-IISiC纤维作为强化和polycarbosilane (pc)是由国防科技大学(中国)。KD-II碳化硅纤维的典型参数如表所示1。3 d碳化硅纤维的纤维体积分数预先形成由宜兴编织Tianniao高科技有限公司,中国约为40%。
首先,碳化硅纤维预先形成的退浆在800°C真空30分钟,然后,不同的间期(原文如此,佩克和佩克/ SiC)沉积表面的碳化硅纤维通过化学气相沉积(CVD)。具体的厚度是0.17 ~ 0.35μ米,0.20 ~ 0.45μm和0.53 ~ 0.75μm,分别。最后,碳化硅纤维增强碳化硅矩阵,这是准备使用前体渗入和热解(PIP)方法,是用不同的间期,制作和标记如下:S1(没有接口),S2(原文如此),S3(佩克),分别和S4(佩克/ SiC)。具体的制备过程如图1。
2.2。样品描述
三点弯曲试验和抛光后的断裂表面横截面上的样品是由场发射扫描电子显微镜观察(FE-SEM,日立su - 8000)。英斯特朗5565 - 5 kn的多功能疲劳试验机是用来测试样品的弯曲强度和断裂韧性。设备范围是0 ~ 50 kN, ,和 年代。
3所示。结果与讨论
3.1。SiC / SiC与不同界面的微观结构层
典型的碳化硅纤维与各种界面的微观结构层,如佩克,原文如此,和佩克/ SiC,如图2。数据2 (b)和2 (c)显示碳化硅纤维表面覆盖的致密碳化硅和PyC界面层,分别通过CVD沉积。图2 (d)显示了碳化硅纤维与佩克/ SiC接口层。SiC子层可以清楚的看到它,这是表面沉积PyC接口层,是一个薄层,SiC结节性界面的阶段。主要原因是碳化硅生长主要在孤岛模式在一定厚度范围内。此外,发现SiC界面层的形态碳化硅纤维和热解碳基质表面的明显不同,这可能是由于不同的晶格匹配度,表面能,沉积时间,等等。
(一)
(b)
(c)
(d)
碳化硅的截面形态f/碳化硅复合材料具有不同界面层的特点是扫描电子显微镜,如图3。图3(b)显示了S1复合没有界面的微观结构,它可以发现,有明显的界面脱胶矩阵和纤维。这主要是因为之间的热膨胀系数不匹配矩阵和纤维和基体开裂的体积效应(23]。S3样本密度和均匀PyC接口,如图3(一),材料的整体组织相对完整。S2样本,SiC接口层紧密包围碳化硅纤维的表面上,如图3(c),它可以发现边界稍微仔细观察结节状形态。S4复合,如图3(d)和3(e),可以清楚地看到,纤维表面紧密包裹PyC第一层和碳化硅子层。通过比较SiC的形态f/碳化硅复合材料具有不同的接口,它可以发现,界面层的引入可以有效地缓解纤维和基质之间的应力集中,改善复合材料的显微组织。
3.2。碳化硅的力学性能和失效行为f/ SiC与不同界面阶段
图4显示的界面剪切强度和断裂韧性复合材料具有不同界面层,界面剪切强度的S2(原文如此)> S3(佩克)> S4(佩克/ SiC) > S1(无接口)。结果表明,界面层有利于提高复合材料的界面结合强度。图5显示了单一纤维顶出测试的示意图。S1样本,纤维和基体出现脱胶,如图5(一个),界面剪切强度最弱。由于CVD SiC的高模量特征及其与碳化硅纤维表面化学兼容性高,S2样品界面剪切强度最高。S3和S4样本PyC界面层,这有效地减轻纤维的收缩引起的热应力和矩阵由于冷却。与此同时,佩克具有层状晶体结构,抗剪强度是最大只有当界面厚度是一个临界值(大约220海里)。佩克接口超过临界厚度时,内部滑动概率增加,这将削弱复合的界面剪切强度。佩克在S4示例的界面厚度是2 ~ 3倍的S3样本,但并没有太多不同之处S3和S4样本之间的界面剪切强度,表明S4样本中引入的子层SiC相间有利于改善复合的整体界面结合强度。
(一)
(b)
(c)
(d)
与此同时,复合材料的断裂韧性S4(佩克/ SiC) > S3(佩克)> S2(原文如此)> S1(没有接口),S1显示最低的断裂韧性的只有7.8 MPa1/2。这表明相对裂纹扩展过程是不同的在不同的接口。S1和S2的样本,当矩阵的主要裂缝延伸到纤维,裂纹尖端应力直接作用于纤维表面,导致纤维的破坏,如图6(一)和6 (b)。S3的样本,由于引入PyC接口,其独特的分层结构可以帮助缓解裂纹尖端应力和有效地诱导裂纹偏转产生多个微裂隙和断裂吸收更多的能量,如图6 (c)。S4的样本,间期包括佩克的两相界面层和碳化硅,裂纹更容易偏转,导致较长的传播路径和更高的断裂能量吸收,如图6 (d)。因此,M3断裂韧度最高。
(一)
(b)
(c)
(d)
图7显示了复合材料的抗弯stress-displacement曲线具有不同界面层。可以看出,S1骨折显示非常低的弯曲荷载和位移,和断裂表面相对平坦。这表明S1复合吸收小断裂能量在断裂过程中,纤维的增强和增韧效果不是有效地发挥。S3弯曲强度最高,显著的纤维拉拔力。同时,少量的碎片仍然在纤维表面,表明有效分岔和偏转时发生的裂纹扩展到界面层和吸收大量的断裂能量。S2的失败行为显示了小变形和弯曲强度明显降低,但它是高于S1,拿出少量的短纤维。这主要与过度造成的纤维和基体之间的结合SiC接口,和裂纹尖端的应力场不能有效地发布接口,导致脆性断裂。S4,其弯曲行为几乎一样S3,它显示了一个高抗弯强度和大断裂位移。米勒等人发现的厚度PyC的抗弯强度有显著影响碳化硅/ SiC [24]。当佩克是0.13的厚度μ米,420 MPa的弯曲强度达到最大,当佩克是0.58的厚度μ米,弯曲强度急剧下降到275 MPa。这主要是由于增加的缺陷增加PyC的界面层厚度。然而,抗弯强度和断裂韧性的S3和S4样本相似。结果表明,与单一PyC接口相比,次层SiC接口起一定的约束作用在PyC接口层,从而有效地减少整个内部滑动和佩克/ SiC多层界面的缺陷,从而提高了复合材料的性能。
图8显示界面剪切强度和断裂韧性的关系,复合材料的抗弯强度与不同的界面层。结果表明,复合材料的断裂韧性和抗弯强度先增加然后减少与界面剪切强度的增加,表明适度的界面粘结强度可以有效改善复合材料的断裂韧性和力学性能,这与文献报道一致。同时,发现复合材料的断裂韧性和抗弯强度降低界面结合强度的增加而增加,温和的界面结合强度。总之,复合材料的弯曲性能可以进一步通过优化界面改进阶段和调整界面结合强度和断裂韧性。同时,结合界面的微观结构阶段,可以推断,复合材料的力学性能不仅影响界面粘结强度和断裂韧性也密切相关的表面粗糙度和界面相本身的抗剪强度。因此,为了获得复合材料具有优良的机械性能,除了改善fiber-interfacial相之间的界面结合强度和界面相矩阵,一个适当的界面设计阶段应以提高其抗剪强度,吸收更高的断裂能量,以提高断裂韧性。
4所示。结论
(1)断裂韧性的顺序不同的三维编织原文如此f/ SiC S4(佩克/ SiC) > S3(佩克)> S2(原文如此)> S1(没有间期),界面剪切强度的顺序是S2(原文如此)> S3(佩克)> S4(佩克/ SiC) > S1(没有相间)。界面抗剪强度不仅取决于fiber-interfacial阶段的状态和交互和界面相矩阵也是密切相关的属性界面相材料,包括表面粗糙度和抗剪强度(2)佩克和佩克/ SiC界面层的引入有利于提高复合材料的界面结合状态和从脆性断裂模式过渡到韧性断裂模式(3)结合微观结构和力学性能,发现的厚度佩克佩克/ SiC多层界面的2 - 3倍,单一PyC界面层。然而,两个接口的剪切强度118 MPa和124 MPa,分别显示小弯曲特性的差异。这表明磷层SiC有利于提高界面结合强度的佩克/ SiC多层界面和提高材料的力学性能。
数据可用性
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确认
这项工作得到了国家自然科学基金项目(没有。U19A2099)和设备研究基金会(6142906190101)。