Effect and mechanism study of woven density on mechanical behavior of a 2D-SiCf/SiC
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摘要: 编织陶瓷基复合材料逐渐成为提升航空发动机综合性能的热门材料。材料的失效机制分析为材料/结构的性能设计与优化提供着重要的理论与方法支持。本文针对不同编织密度的2D-SiCf/SiC复合材料开展室温拉伸试验，通过对力学行为、损伤演化进行对比分析，研究编织复合材料的力学行为及内在的损伤机制。结果表明：比例极限应力随着横向纤维束编织密度的增加逐渐降低，纵向纤维束编织密度对比例极限应力影响较小；纵向纤维编织密度较小时，拉伸强度较低，随着纵向编织密度的增加，拉伸强度增大并趋于稳定，横向纤维编织密度的增加，对拉伸强度有一定的弱化作用；根据拉伸应力/应变的演化过程，编织SiCf/SiC复合材料的拉伸过程可以划分为4个典型阶段；缝合孔对材料的拉伸强度有一定弱化作用，需要在材料制备、后处理过程中消除缝合孔的不利影响。Abstract: Woven ceramic matrix composites have gradually become a popular material for improving the comprehensive performance of aero-engines. Failure mechanism analysis of materials provides important theoretical and methodological support for material/structure performance design and optimization. In this paper, the tensile tests of 2D-SiCf/SiC composites with different woven densities were carried out at room temperature, and the mechanical behavior and damage mechanism of the woven composites were studied. The results show that: The proportional limit stress decreases gradually with the increase of the transverse fiber bundle woven density, and the longitudinal fiber bundle woven density has little effect on the proportional limit stress. When the density of longitudinal fiber is small, the tensile strength is low. With the increase of longitudinal fiber density, the tensile strength increases and tends to be stable, while the increase of transverse fiber density has a certain weakening effect on the tensile strength. According to the evolution of tensile stress/strain, the tensile process of the woven SiCf/SiC composites can be divided into four typical stages. The stitching hole has a certain weakening effect on the tensile strength of the material, so it is necessary to eliminate the adverse effect of the stitching hole in the material preparation and post-treatment process.
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碳纤维增强聚合物复合材料(CFRP)具有高强、质轻、抗疲劳性能好和施工方便等优点，目前不仅被广泛应用于钢筋混凝土结构的加固中，同时也用在砌体结构的加固中[1-6]。CFRP加固砌体结构是通过CFRP与砌体材料界面间的粘结力，使两种材料组合在一起协同工作并传递荷载。因此，CFRP与砌体材料之间良好的粘结性能是保证CFRP与砌体结构共同受力变形的基础[7-8]。关于CFRP加固砌体结构，国内外学者做了大量研究，而关于CFRP-砌体界面性能只有少部分学者进行了研究并提出不同的界面粘结-滑移模型，这些模型基本上能准确模拟粘结界面的受力情况[9]，但对于冻融环境下界面粘结-滑移模型未见公开报道。在冻融环境中，粘土砖的性能会随着时间的推移有所退化，在一定程度上会影响界面粘结性能，最终引起不可避免的耐久性问题[10-12]。因此，对冻融循环作用下CFRP与粘土砖之间粘结性能进行相应研究具有十分重要的意义。
通过简单可靠的单剪试验探究了冻融循环作用下CFRP-粘土砖界面在外力作用的破坏过程及破坏形态，得到了界面剥离承载力在循环作用下的变化规律，通过试验测得的应变得到了冻融循环过程中剪应力的发展及分布规律，并给出了考虑冻融循环影响的界面粘结-滑移关系。
1. 实验材料及方法
1.1 试件设计及制作
试验所使用碳纤维增强聚合物复合材料(CFRP)和树脂均为上海滠口实业有限公司生产，其主要性能如表1所示。试验所使用粘土砖的抗压强度平均值为9.28 MPa，吸水率约为17.58%，平均密度约为1 700 kg/m3。试验所用胶粘剂为SKO-碳纤维浸渍胶，其主要性能如表2所示。
表 1 碳纤维增强聚合物复合材料(CFRP)的性能Table 1. Properties of carbon fiber reinforced polymer(CFRP)Sample Tensile
strength/MPaModulus/
GPaElongation/
%Thickness/
mmCFRP ≥3 500 220 1.458 0.111 表 2 粘结树脂的性能Table 2. Properties of impregnation resinTensile shear strength/MPa Tensile strength/GPa Compressive strength/MPa Bending strength/MPa Positive tensile bond strength/MPa Modulus/MPa Elongation/% 24.29 40.12 73.62 72.95 4.44 2 605.7 2.45 本试验选用的粘土砖尺寸为235 mm×115 mm×55 mm，CFRP片材粘贴在粘土砖的一个表面(如图1所示)，CFRP粘贴尺寸设计为6种规格，试件的具体参数如表3所示。
表 3 CFRP-粘土砖单剪试验试件参数Table 3. Specimen parameters of CFRP-clay brick specimens for single shear testCFRP size(Length×width)/mm Number of CFRP-clay brick specimen 0 cycle 20 cycles 40 cycles 60 cycles 80 cycles 80×50 5 5 5 5 5 100×80 5 5 5 5 5 80×80 5 5 5 5 5 100×80 5 5 5 5 5 80×100 5 5 5 5 5 100×100 5 5 5 5 5 参照CECS 146—2003[13]中相关要求将CFRP粘贴在粘土砖表面。为防止粘土砖出现局部拉剪破坏，粘结CFRP时在加载端留出30 mm非粘结区，制作完成的试件如图1所示，标准试件示意图如图2所示。
1.2 实验装置及加载程序
冻融循环试验参照GB/T 2542—2012[14]进行。将试件清理干净，在鼓风干燥箱内烘干达到质量要求后，将其在20℃的水中浸泡24 h后取出拭干水分，在冷冻箱内温度降至−15℃时开始计时。每次冷冻时间为3 h，融化2 h，控制冷冻温度为(−17±2)℃，融化水的温度控制在(15±2)℃。冻融循环次数分别取0次、20次、40次、60次和80次。
所有试件的单剪试验均在济南恒思盛大仪器有限公司生产的WDW-50微机控制电子万能试验机上通过自制单剪试验盒进行(如图3(a)所示)，通过电脑控制加载速度，由荷载传感器输出CFRP与粘土砖的粘结荷载，CFRP的应变值通过江苏东华DH3816静态应变测试系统采集(如图3(b)所示)。为了使CFRP片材在加载过程中受力均匀，在试件加载端片材上下各粘贴一层30 mm长的CFRP加强片，加强片与试件同宽。加载过程采用位移控制，加载速率为0.5 mm/min。在CFRP试件拉伸前，先施加约为破坏荷载5%的预拉荷载(约为0.4 kN)，检查夹具、拉力机和应变采集系统运行是否正常。
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图 3 CFRP-粘土砖试件纵向拉伸试验系统Figure 3. Longitudinal tensile test system for CFRP-brick specimens2. 试验现象
2.1 冻融循环对CFRP-烧结粘土砖界面的作用效果
试验发现，在经过若干次冻融循环后，CFRP-烧结粘土试件界面发生了较为明显的变化，以粘贴长度×宽度为80 mm×50 mm的单剪试件为例，图4为不同冻融循环作用下CFRP-烧结粘土砖界面破坏情况。可知，室温下试件破坏发生后，CFRP片材上粘有大颗粒粘土砖碎屑(如图4(a)所示)；冻融20次和40次的试件破坏后，CFRP片材上粘有的粘土砖颗粒较小(如图4(b)所示)；冻融60次后，其中2个试件破坏面较40次严重，界面上粘有大量粘土砖颗粒(如图4(c)所示)，另1个试件与冻融40次的形态基本相同；冻融80次后，试件破坏发生在粘土砖，界面发生剪切破坏(如图4(d)所示)，说明冻融循环作用对界面粘结性能有不利影响。
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图 4 不同冻融循环作用下CFRP-烧结粘土砖界面破坏情况Figure 4. Interface failure modes of CFRP-sintered clay brick under different freeze-thaw cycles表4为粘贴长度×宽度为80 mm×50 mm的CFRP-粘土砖单剪试件试验结果。可以看出，随着冻融次数的增加，界面承载力逐渐降低，60次冻融后减小了约12%，表明冻融循环作用对CFRP-粘土砖的界面承载力有着不利影响。因此，当使用CFRP对粘土砖结构进行加固时，如果是在北方寒冷地区应适当考虑界面粘结折减系数。
表 4 CFRP-粘土砖界面承载力平均值和降低幅度Table 4. Average interfacial bearing capacity and reduction of CFRP-brick specimensCFRP size(Length×width)/mm Interfacial baring capacity/kN Decrease of bearing capacity/% 0 cycle 20 cycles 40 cycles 60 cycles 80 cycles 0 cycle 20 cycles 40 cycles 60 cycles 80 cycles 80×50 7.63 7.52 6.85 5.93 5.34 — 1.44 10.22 22.28 30.01 100×50 7.95 7.88 7.07 6.95 6.43 — 0.88 11.07 12.58 19.12 120×50 8.12 8.15 7.26 7.06 6.65 — –0.37 10.59 13.05 18.10 80×80 12.40 12.00 11.40 11.00 10.30 — 3.23 8.06 11.29 16.94 100×80 13.00 12.80 12.30 11.60 10.50 — 1.54 5.38 10.77 19.23 120×80 13.50 13.20 12.50 11.70 11.00 — 2.22 7.41 13.33 18.52 从试验及文献分析可知，造成界面承载力降低的原因主要有两点：(1)冻融作用导致粘土砖自身材料强度降低而引起CFRP-粘土砖试件粘结强度降低；(2) CFRP-粘土砖之间的胶体面层的粘结性能退化。由于CFRP的特殊构造，其聚合物基体的孔径较小，冻融循环作用下，其孔隙中的水不会冻结[15]。因此，可能是胶体吸水后，在冻融作用下，当溶胀和温度应力共同作用时，界面产生微裂纹，从而导致介质水在界面上冻结产生应力。
2.2 CFRP-粘土砖单剪试验破坏形态
由于本次试验在CFRP-粘土砖试件加载端预留了30 mm非粘结区，所有CFRP-粘土砖试件均是CFRP与粘土砖之间发生界面剥离而破坏的，没有发生CFRP布的撕裂破坏，也没有发生粘土砖的拉剪破坏。
所有CFRP-粘土砖试件剥离破坏是由纤维布传递荷载到粘土砖，从而使粘土砖内部产生的微小裂缝逐渐发展导致的。对于没有经过冻融循环的CFRP-粘土砖试件，其破坏过程是初始加载时除了碳纤维布开始绷紧外，试件并无明显变化，加载端的应变基本呈线性增加；当荷载增加至剥离荷载的40%左右时，可以听到“噼啪声”，加载端附近的应变迅速增加，粘土砖内部微裂缝逐渐开展，试件开始发生局部粘结破坏，总的粘结面积开始减少；随着荷载的进一步增大，应变急速增加，剥离深度也在加大，距离加载端较远处应变片的应变也逐渐增大，说明剥离逐渐向自由端发展。当剩余的粘结面积不足以抵抗荷载时，破坏瞬间发生。而在冻融循环作用下，破坏具有相似性，只是由于粘土砖与胶层之间的界面被削弱、粘土砖材料本身强度降低，开裂速度较未经循环试件更迅速，破坏更突然。
3. 结果与分析
3.1 冻融循环作用下粘土砖孔隙结构损伤
粘土砖为多孔材料，在水冻作用下，粘土砖内部孔隙中的水分子会出现冻结现象，造成孔隙体积膨胀，从而使粘土砖内部出现较大的微孔隙损伤和拉应力，使砖体的缝隙和节理出现加深和扩大；当粘土砖处于融化状态时，粘土砖内部微孔隙会出现迁移现象。当粘土砖在不同温度下进行反复冻结和溶解时，张力使孔隙壁的损伤不断加剧，最终造成砖体损伤。这种损伤反映到CFRP-粘土砖的粘结上，便会出现粘结退化现象。
图5为不同冻融循环作用下粘土砖孔隙度变化。图6为不同冻融循环作用下粘土砖弛豫时间T2谱分布。从图5可以看出，随着冻融循环次数的增加，粘土砖的孔隙度逐渐增大。由图6可知，随着冻融循环次数的增加，T2谱的峰值向右移动，说明大孔径比例增加，冻融使冻胀力逐渐大于颗粒间的粘聚力，造成砖样的孔隙发育和扩展程度加剧。
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图 5 不同冻融循环作用下粘土砖孔隙度变化曲线Figure 5. Change curve of clay brick porosity under different freezing-thawing cycles![]()
图 6 不同冻融循环作用下粘土砖的弛豫时间T2谱分布Figure 6. Relaxztion time T2 distribution of clay bricks under different freezing-thawing cycles由CFRP-粘土砖单剪试验结果分析可知，冻融作用下，粘结界面破坏模式的变化与粘土砖微观变化是相统一的(如图4所示)。从单剪试件的破坏过程可以看出，不同冻融次数下，CFRP-粘土砖试件破坏后，粘土砖的表层破坏模式不尽相同。未经冻融的CFRP-粘土砖试件以CFRP粘结区域内靠近加载端部位的粘土砖剪切破坏为主。剪切破坏面被拉出的近似三角形粘土砖块与CFRP粘结较好，其余部位CFRP粘有大量被拉下的粘土砖碎屑与颗粒，破坏面一般在粘土砖基层一侧，深度约为2~5 mm。经过冻融循环的CFRP-粘土砖试件在冻融次数较低时，破坏模式与未受冻融的CFRP-粘土砖试件基本一致，冻融达到40次后，在加载端出现三角破坏区的概率随之减小，破坏以界面剥离破坏为主；当冻融时间达到60次时，所有试件均为剥离破坏，加载端不再出现三角破坏区，在CFRP上粘下的粘土砖层越来越均匀；当冻融时间达到80次时，在加载端出现类似三角区域的破坏情况，说明粘土砖的强度减弱。
3.2 CFRP-粘土砖界面承载力及平均粘结强度
图7为CFRP-粘土砖界面承载力随冻融循环次数的变化曲线。由表4和图7可知，随着冻融循环次数的增加，CFRP-粘土砖界面承载力总体呈下降趋势，而后期的下降速度要快于前期。同时，还可以看到，在CFRP的粘结宽度及冻融循环次数相同的情况下，当粘结长度从80 mm增加至120 mm时，CFRP-粘土砖界面承载力增加的幅度并不大，但当粘结宽度从50 mm增加到80 mm时，CFRP-粘土砖界面承载力却提高了60%~70%，说明CFRP的粘结宽度是影响界面承载力的主要因素之一，与以混凝土为基材的复合材料结果相似[16-18]。
在不考虑相关几何参数因素对试件界面粘结性能的影响下，通过界面粘结强度平均值来考察界面在冻融循环作用下的劣化情况，界面粘结强度平均值计算如下：
τf=PuA (1) 式中：
τf 为试件平均粘结强度(MPa)；Pu为CFRP-粘土砖界面承载力(kN)；A为粘结面积(mm2)。图8为CFRP-粘土砖界面平均粘结强度曲线。可知，平均粘结强度曲线根据长度和宽度组合分为三组，同一长度不同宽度的图形在位置上比较接近，再次证明粘结宽度对承载力的贡献较大，即只要保证粘结长度足够，CFRP-粘土砖试件的平均粘结强度基本和粘结宽度呈正相关关系。
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图 8 CFRP-粘土砖界面平均粘结强度曲线Figure 8. Average bonding strength curves of CFRP-clay brick interface3.3 CFRP-粘土砖界面剪应力的分布规律
由于试验无法得到粘结界面上任意点的应变值，因此在计算中以两个相邻应变片之间的平均剪应力作为界面剪应力。由于CFRP非常薄，可以假定CFRP在轴向力方向上的应力
σf 在横截面内是均匀分布的，并假定相邻两应变片间的应变线性分布，现取长度为微元长度dx的CFRP单元作为对象进行研究，CFRP-烧结粘土砖界面单元体剪应力分布如图9所示。![]()
图 9 CFRP-粘土砖界面单元体剪应力分布Figure 9. Shear stress distribution of CFRP-clay brick interface由力的平衡条件可以得到粘结剪应力的计算公式为
τ(x)=dFbfdx=dσfdxtf=Eftfdεxdx=Eftfεi+1−εiΔxi (2) 式中：F为界面承载力；
bf 、tf 、Ef 和εi 分别为CFRP片材的宽度、厚度、弹性模量和应变。由于各个试件剪应力的分布具有一定相似性，因此以粘贴长度×宽度为80 mm×50 mm的单剪试件为例，其不同冻融循环作用下的剪应力分布如图10所示。可知，当荷载较小时，剪应力的峰值出现在加载端，而粘结剪应力只分布在距加载端20 mm左右的范围内；当荷载逐渐增加时，加载端附近的剪应力也随之逐渐增加，增加到峰值后剪应力开始向远端传递，此时的剪应力集中分布在一定区域内，区域外剪应力几乎为零，这一区域即为有效粘结区域，该区域的长度称为“有效粘结长度”，本试验中有效粘结长度基本保持不变，大约为60~80 mm，且其不随CFRP粘结尺寸及冻融循环次数而变化，说明随着荷载的增加，有效粘结区域在破坏过程中会以近似不变的长度由加载端向自由端平行移动，从而使剥离区域逐渐增加，直至试件破坏，与CFRP-混凝土试件的研究结果一致[19-20]。
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图 10 不同冻融循环作用下CFRP-粘土砖界面剪应力分布Figure 10. Shear stress distribution of CFRP-clay brick under different freeze-thaw cycles3.4 CFRP-粘土砖界面粘结-滑移本构关系
为建立准确可靠的粘结-滑移曲线，需要进一步了解界面剥离机制及破坏过程中粘结剪应力与滑移值的变化情况，即
ττmax−ss0 曲线。其中，滑移值为CFRP与粘土砖的位移差，计算如下：s(x)=s(0)+∫x0ε(u)du (3) 式中：
s(0) 为最大剪应力对应的滑移值；s(x) 为CFRP上任一点滑移值；ε 为应变值。关于粘结-滑移关系，目前国内外学者对纤维增强聚合物复合材料(FRP)-混凝土界面深入研究较多，而对于FRP-粘土砖的研究鲜见报道。粘结-滑移模型的提出有试验方法、有限元模拟方法、理论推导方法等，图11为几种典型粘结-滑移关系模型曲线。由图11(a)可以看到，直角三角形模型属于早期模型，把界面近似看做弹性体，缺点是忽略了界面在加载后期的软化行为；由图11(b)~11(d)可知，粘结-滑移关系模型均为两阶段曲线模型，曲线由上升段和下降段组成，目前对CFRP-混凝土界面的研究大多采用该类型曲线模型。通过对比发现，图11(d)的Popovics模型比较适合本试验数据，如下式：
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图 11 几种典型粘结-滑移关系模型曲线Figure 11. Typical bond-slip relationship curves of CFRP-clay brick interfaceττmax (4) 通过式(4)拟合效果较好(拟合系数n=3.032)，可以较准确地表示CFRP-粘土砖面粘结-滑移的有关特征，如图12所示。可以看出，CFRP-粘土砖界面粘结-滑移曲线分为上升段和下降段，上升段为强化阶段，下降段为软化阶段。开始加载时，界面粘结剪应力和滑移均不大，粘结-滑移曲线近似呈线性关系，试件处于弹性状态；随着粘结剪应力逐步增大，粘结-滑移曲线表现出非线性，此时滑移量增加速度较剪应力增加速度要快，当界面逐渐达到最大剪应力，界面的粘结不足以抵抗剪应力时，试件开始出现滑移；当粘结剪应力增大至最大后，曲线进入下降段，此时剪应力下降速度和滑移量增加的速度均较快，且滑移量增加的速度越来越大，当粘结应力几乎为零时，滑移量达到最大值，此时CFRP和粘土砖在界面处完全剥离。对比Popovics曲线和实验数据可以发现，Popovics模型可以较好地描述CFRP-粘土砖界面粘结-滑移关系，上升段试验数据点几乎与Popovics模型曲线重合，下降段的试验数据分布于Popovics模型曲线两侧，但偏差较小，表明采用Popovics模型来描述CFRP-粘土砖界面的粘结-滑移本构关系是较准确的。
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图 12 CFRP-粘土砖界面粘结-滑移关系Figure 12. Bond-slip relationship curves of CFRP-clay brick interface4. 结 论
分析了冻融循环作用和粘结尺寸对CFRP-粘土砖界面承载力及粘结强度的影响，通过试验数据和理论比较，建立了考虑冻融循环影响下的CFRP-粘土砖界面粘结-滑移模型。
(1)在冻融循环作用下，CFRP-粘土砖界面的破坏模式是由剪切破坏转变为粘结剥离破坏，剥离是从CFRP加载端开始逐渐向自由端发展。相对于长度，CFRP的宽度对试件界面承载力影响更为显著。
(2)随着冻融循环次数的增加，CFRP-粘土砖界面承载力总体呈下降趋势，而后期的下降速度要快于前期。
(3) CFRP-粘土砖界面粘结剪应力分布曲线具有相似性，当荷载水平逐渐增加，剪应力也随之逐渐增大，并从加载端向自由端传递，且所有剪应力集中分布在一定的“有效粘结区域”内，而区域外的剪应力几乎为零，有效粘结区域的长度约为60~80 mm，且与冻融循环次数无关。
(4) CFRP-粘土砖界面粘结-滑移关系有明显的上升段和下降段，上升段为强化阶段，下降段为软化阶段，Popovics模型可以很好地描述CFRP-粘土砖的界面粘结-滑移关系。
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图 1 2D-SiCf/SiC复合材料拉伸试样型式与尺寸
Figure 1. Type and standard dimension of tensile specimen of2D-SiCf/SiC composite
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图 2 SiCf/SiC细观编织纤维束无损检测图像
Figure 2. Non-destructive testing images of SiCf/SiC fiber bundle woven architecture
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图 3 SiCf/SiC试样室温拉伸及数字图像相关(DIC)装置示意图
Figure 3. Schematic diagram of SiCf/SiC tension and digital image correlation (DIC) setup at room temperature
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图 4 SiCf/SiC室温拉伸模量(a)、比例极限(b)、断裂强度分布(c)(“√”表示断口存在缝合孔)
Figure 4. Tensile modulus (a), proportional limit stress (b) and fracture strength distribution (c) of SiCf/SiC at room temperature ("√" indicates that there is a suture hole on the fracture)
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图 5 SiCf/SiC室温拉伸应力-应变曲线
Figure 5. Tensile stress-strain curves of SiCf/SiC at room temperature
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图 6 SiCf/SiC室温拉伸应力-应变曲线及DIC应变演化特征
Figure 6. Tensile stress-strain curve of SiCf/SiC and evolution of DIC strain at room temperature
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图 7 试样8×4-2拉伸应力/应变-时间曲线及应力-应变曲线
Figure 7. Tensile stress/strain-time curve and stress-strain curve of specimen 8×4-2
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图 8 SiCf/SiC试样拉伸阶段Ⅱ、阶段Ⅲ基体损伤演化示意图
Figure 8. Matrix damage evolution diagram of SiCf/SiC specimen at tensile stage II and stage III
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图 9 SiCf/SiC室温拉伸断裂破坏：(a) 4b；(b) 6b；(c) 8b(圆圈表示该断口截面存在缝合孔)
Figure 9. SiCf/SiC tensile fracture at room temperature: (a) 4b; (b) 6b; (c) 8b (The circle indicates the presence of suture holes in the section of the fracture)
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图 10 SiCf/SiC室温拉伸断口形貌
Figure 10. SiCf/SiC tensile fracture morphology at room temperature
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图 11 SiCf/SiC室温拉伸断口形貌局部放大
Figure 11. Enlarged SiCf/SiC fracture morphology at room temperature
表 1 不同编织密度2D-SiC平纹布面密度及SiCf/SiC试样纤维体积分数
Table 1 2D-SiC plain fabric surface density and fiber volume fraction of SiCf/SiC specimen with different woven densities
0° 90° 4 bundles/cm 6 bundles/cm 8 bundles/cm 4 bundles/cm 114 g/m2 180 g/m2 216 g/m2 6 bundles/cm 180 g/m2 216 g/m2 252 g/m2 8 bundles/cm 216 g/m2 252 g/m2 288 g/m2 4 bundles/cm 17.8vol% 28.1vol% 33.7vol% 6 bundles/cm 28.1vol% 33.7vol% 39.3vol% 8 bundles/cm 33.7vol% 39.3vol% 45.0vol% 
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表 2 SiCf/SiC室温拉伸力学性能汇总
Table 2 Summary of tensile mechanical properties of SiCf/SiC at room temperature
Specimen type Modulus/GPa PLS/MPa Strength/MPa 4×4 249.0 149.4 232.6 4×6 258.4 123.0 228.3 4×8 237.2 97.9 170.4 6×4 273.2 144.9 309.0 6×6 258.6 128.6 307.6 6×8 237.7 111.6 311.4 8×4 249.8 153.3 376.4 8×6 244.2 127.3 302.2 8×8 245.7 112.6 271.5 Notes: a×b, a and b represent the number of fiber bundles per unit length (Unit: bundles/cm); a for longitudinal direction; b for transverse direction; PLS—Proportional limit stress.
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表 3 试样拉伸各阶段应变速率特征及内在机制
Table 3 Strain rate characteristics and internal mechanism of specimens at different tensile stages
Stage Strain-time curve slope Mechanism Stage I Low slope, low deformation rate Under the same tensile displacement increment, the matrix and fiber bundle deform together, the matrix and fiber bundle accumulate strain energy, and the macroscopic strain increment of the specimen is small. Stage II and stage III High slope, high deformation rate Under the same tensile displacement increment, the matrix is damaged, and the matrix gradually releases strain energy (the matrix gradually releases the strain energy generated in stage I and the deformation constraint of the matrix on the fiber bundle), and the deformation of the fiber bundle superimposes the deformation release of the matrix, resulting in a large macroscopic strain increment of the specimen. Stage IV Medium slope, medium deformation rate Under the same tensile displacement increment, the fiber bundle deforms independently, no matrix releases strain energy, and the macroscopic strain increment of the specimen is moderate.
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[1] 刘大响. 一代新材料, 一代新型发动机: 航空发动机的发展趋势及其对材料的需求[J]. 材料工程, 2017, 45(10): 1-5. DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2017.100001 LIU Daxiang. One generation of new material, one generation of new type engine: Development trend of aero-engine and its requirements for materials[J]. Journal of Materials Engineering, 2017, 45(10): 1-5(in Chinese). DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2017.100001
[2] ZOK F W. Ceramic-matrix composites enable revolutionary gains in turbine engine efficiency[J]. American Ceramic Society Bulletin, 2016, 95(5): 22-28.
[3] 焦健, 陈明伟. 新一代发动机高温材料—陶瓷基复合材料的制备、性能及应用[J]. 航空制造技术, 2014, 57(7): 62-69. DOI: 10.3969/j.issn.1671-833X.2014.07.007 JIAO Jian, CHEN Mingwei. New generation of high-temperature material for engine—Preparation, property and application of ceramic matrix composites[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2014, 57(7): 62-69(in Chinese). DOI: 10.3969/j.issn.1671-833X.2014.07.007
[4] 焦健, 孙世杰, 焦春荣, 等. SiCf/SiC复合材料涡轮导向叶片研究进展[J]. 复合材料学报, 2023, 40(8): 4342-4354. JIAO Jian, SUN Shijie, JIAO Chunrong, et al. Research progress of SiCf/SiC turbine guide vanes: A review[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2023, 40(8): 4342-4354(in Chinese).
[5] 杜昆, 陈麒好, 孟宪龙, 等. 陶瓷基复合材料在航空发动机热端部件应用及热分析研究进展[J]. 推进技术, 2022, 43(2): 113-131. DU Kun, CHEN Qihao, MENG Xianlong, et al. Advancement in application and thermal analysis of ceramic matrix composites in aeroengine hot components[J]. Journal of Propulsion Technology, 2022, 43(2): 113-131(in Chinese).
[6] 刘小冲, 徐友良, 李坚, 等. 陶瓷基复合材料涡轮叶盘设计、制备与考核验证[J]. 复合材料学报, 2023, 40(3): 1696-1706. LIU Xiaochong, XU Youliang, LI Jian, et al. Design, fabrication and testing of ceramic-matrix composite turbine blisk[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2023, 40(3): 1696-1706(in Chinese).
[7] 罗潇, 李坚, 李敏, 等. 蛛网式骨架增强陶瓷基复合材料涡轮叶盘设计及验证[J]. 航空动力, 2021(1): 54-56. LUO Xiao, LI Jian, LI Min, et al. Design and test of the CMC blisk reinforced by spider-web-like framework[J]. Aerospace Power, 2021(1): 54-56(in Chinese).
[8] CAI H X, QIAN Z, LI L, et al. Tensile behaviors of nanoporous phenolic composites reinforced by 3D needle-punched preforms with different weave patterns[J]. Composites Communications, 2023, 43: 101700.
[9] KIASAT M S, SANGTABI M R. Effects of fiber bundle size and weave density on stiffness degradation and final failure of fabric laminates[J]. Composites Science and Technology, 2015, 111: 23-31. DOI: 10.1016/j.compscitech.2015.02.016
[10] DIXIT A, MALI H S. Modeling techniques for predicting the mechanical properties of woven fabric textile composites—A review[J]. Mechanics of Composite Materials, 2013, 49(1): 1-20. DOI: 10.1007/s11029-013-9316-8
[11] 惠新育, 许英杰, 张卫红, 等. 平纹编织SiC/SiC复合材料多尺度建模及强度预测[J]. 复合材料学报, 2019, 36(10): 2380-2388. DOI: 10.13801/j.cnki.fhclxb.20181112.001 HUI Xinyu, XU Yingjie, ZHANG Weihong, et al. Multi-scale modeling and strength prediction of plain woven SiC/SiC composites[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2019, 36(10): 2380-2388(in Chinese). DOI: 10.13801/j.cnki.fhclxb.20181112.001
[12] ZHANG S, GAO X G, SONG Y D, et al. Fatigue behavior and damage evolution of SiC/SiC composites under high-temperature anaerobic cyclic loading[J]. Ceramics International, 2021, 47(21): 29646-29652.
[13] LIU B, ZHOU Y F. Damage failure mechanism of unidirectional fiber reinforced SiCf/SiC composites under uniaxial tension[J]. Composite Structures, 2023, 307(1): 116610.
[14] NAIR S V, JAKUS K. High temperature mechanical behavior of ceramic composites[M]. Boston: Butterworth-Heinemann, 1995: 39-40.
[15] ASTM. Standard test method for monotonic tensile strength testing of continuous fiber-reinforced advanced ceramics with solid rectangular cross-section test specimens at elevated temperatures: ASTM C1359—13[S]. West Conshohocken: ASTM, 1996.
[16] WANG F, TENG X F, HU X A, et al. Damage and failure analysis of a SiCf/SiC ceramic matrix composite using digital image correlation and acoustic emission[J]. Ceramics International, 2022, 48(4): 4699-4709.
[17] 孙轩, 王雅萍, 王博怀. 数字图像相关法变形测量系统的研究与应用[J]. 机械设计与制造, 2019(3): 149-152, 157. DOI: 10.19356/j.cnki.1001-3997.2019.03.037 SUN Xuan, WANG Yaping, WANG Bohuai. Research and application on digital image correlation deformation measurement system[J]. Machinery Design & Manufacture, 2019(3): 149-152, 157(in Chinese). DOI: 10.19356/j.cnki.1001-3997.2019.03.037
[18] HE W T, WANG C Z, WANG S Q, et al. Characterizing and predicting the tensile mechanical behavior and failure mechanisms of notched FMLs-combined with DIC and numerical techniques[J]. Composite Structures, 2020, 254(11): 112893.
[19] YU G Q, GAO X G, XIE C Y, et al. In-plane shear damage behaviours of 2D needled C/SiC composites[J]. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 2019, 42(2): 454-465.
[20] TABRIZI I E, KHAN R M A, MASSARWA E, et al. Determining tab material for tensile test of CFRP laminates with combined usage of digital image correlation and acoustic emission techniques[J]. Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 2019, 127: 105623. DOI: 10.1016/j.compositesa.2019.105623
[21] 潘兵, 吴大方, 夏勇. 数字图像相关方法中散斑图的质量评价研究[J]. 实验力学, 2010, 25(2): 120-129. PAN Bing, WU Dafang, XIA Yong. Study of speckle pattern quality assessment used in digital image correlation[J]. Journal of Experimental Mechanics, 2010, 25(2): 120-129(in Chinese).
[22] 孟利波, 金观昌, 姚学锋. DSCM中摄像机光轴与物面不垂直引起的误差分析[J]. 清华大学学报(自然科学版), 2006, 46 (11): 1930-1932, 1936. DOI: 10.3321/j.issn:1000-0054.2006.11.035 MENG Libo, JIN Guanchang, YAO Xuefeng. Errors caused by misalignment of the optical camera axis and the object surface in the DSCM[J]. Journal of Tsinghua University(Science and Technology), 2006, 46(11): 1930-1932, 1936(in Chinese). DOI: 10.3321/j.issn:1000-0054.2006.11.035
[23] CORMAN G, UPADHYAY R, SINHA S, et al. General electric company: Selected applications of ceramics and composite materials[M]//Materials Research for Manufacturing. Cham Switzerland: Springer International Publishing, 2016: 66.
[24] LIU S H, ZHANG L T, YIN X W, et al. Proportional limit stress and residual thermal stress of 3D SiC/SiC composite[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2014, 30 (10): 959-964.
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目的
编织陶瓷基复合材料逐渐成为提升航空发动机综合性能的热门材料。陶瓷基复合材料的力学性能具有可设计性，其宏观力学性能与细观编织特征密切相关。针对不同编织密度的2D-SiC/SiC复合材料开展室温拉伸试验，探究编织复材的力学行为及内在的损伤机制。
方法对不同编织密度的陶瓷基复合材料拉伸试样的试验结果对比分析，获得编织密度对材料拉伸性能的影响规律；结合数字图像相关法研究编织复合材料在拉伸过程中的损伤萌生与演化过程。通过分析拉伸过程中材料的应力、应变随时间的演化特征，对拉伸过程进行阶段划分，得到各阶段材料的宏观变形、应力-应变响应特征及内在机理；最后，通过试样的断口分析揭示材料的失效破坏机理。
结果从试验结果可以看出，本文研究的不同编织密度的2D-SiC/SiC陶瓷基复合材料具有以下力学行为特征：①纤维体积分数/编织密度对材料的宏观弹性模量没有明显影响；②材料的比例极限应力（Proportional Limit Stress, PLS）与纤维体积分数/编织铺排密度有明显的相关性：纵向编织密度相同时，PLS随着横向编织密度的增加逐渐降低；而纵向编织密度的变化，对PLS的影响很小；③拉伸强度与编织密度具有较强的相关性：纵向纤维编织密度较小时，拉伸强度较低，但随着纵向编织密度的增加，拉伸强度趋于稳定，不会一直增加；横向纤维束编织密度的增加，对拉伸强度有一定的弱化作用；④2D-SiC/SiC编织复合材料的拉伸过程可分为四个典型阶段，阶段Ⅰ：线弹性阶段，材料没有明显的基体损伤破坏，材料的应力-应变响应为线弹性；阶段Ⅱ：基体损伤破坏，裂纹萌生、扩展阶段。该阶段末期某个横截面的基体破坏，该截面的基体完全失去承载能力，由该截面的纤维承受拉伸载荷；基体失去承载能力，在应力-应变曲线上表现为切线刚度的降低；此后阶段Ⅲ、Ⅳ应力-时间曲线为线性特征；阶段Ⅲ：其余截面的基体裂纹仍在萌生、扩展，但不影响材料的承载能力（应力-时间曲线斜率不变）。阶段Ⅱ、Ⅲ基体开裂会导致变形增大/应变增加（应变-时间曲线斜率较大）。阶段Ⅳ：阶段Ⅲ结束时，基体裂纹基本饱和，主要由连续纤维承载、变形，该阶段应力-时间曲线、应变-时间曲线的斜率保持稳定，并且由于基体失去承载、传载、变形能力，阶段Ⅳ应变-时间曲线斜率高于阶段Ⅰ应变-时间曲线的斜率。最终试样某截面的真实应力达到纤维的断裂强度，试样发生断裂破坏。⑤缝合孔对材料的断裂强度、失效破坏有较大的弱化作用。
结论编织密度对2D-SiC/SiC复合材料的损伤萌生与演化过程有较大影响，在对编织复合材料进行损伤容限设计时需要考虑到横向、纵向纤维束编织密度的影响特征与内在机理。纤维增强复合材料的宏观力学行为、损伤演化特征与细观编织方式密切相关，如何在本构模型中考虑/引入编织方式的影响，是建立高精度预测模型的关键。
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编织陶瓷基复合材料（CMCs）以其优异的可设计性、更高的损伤容限、较为均衡的面内力学性能以及高温持久特性，在航空或航天结构应用领域吸引了越来越多的研究。复合材料的编织特征赋予材料/结构优异可设计性的同时，也引起了材料/结构宏细观力学行为、损伤演化以及失效破坏的复杂性，对材料/结构的设计输入、服役环境下的安全性和可靠性带来严峻挑战。
本文针对2D平纹编织SiCf/SiC复合材料，深入研究了细观纤维束编织密度对材料拉伸力学行为、力学性能的影响规律和内在机制。借助工业CT获得材料的细观编织结构特征；应用DIC技术对材料加载过程中的位移场、应变场进行实时观测，表征了材料损伤萌生与演化过程。研究表明：纤维束编织密度显著影响材料的比例极限应力和宏观力学行为；基于DIC应变演化特征和应力/应变演化规律，编织SiCf/SiC复合材料的拉伸过程可以划分为四个典型阶段（如图）：Ⅰ线性阶段、Ⅱ非线性阶段、Ⅲ第二线性阶段、Ⅳ硬化阶段，并揭示了硬化阶段的内在机制；四个典型阶段的划分及其内在机制对材料的性能设计与优化提供了重要理论依据、指引了改进方式。
试样8×4-2拉伸应力/应变-时间曲线及应力-应变曲线
计量
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