Evolution on the microstructure and mechanical properties of the interface of crept SiCf/SiC at intermediate temperatures
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摘要:
连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiCf/SiC)在中温(500~
1000 ℃)范围内会发生蠕变断裂时间显著缩短的脆化现象，其机制主要与界面的微观结构和力学性能有关。为此，本文开展了国产二代平纹编织SiCf/SiC (2D-SiCf/SiC) 复合材料在中温范围的蠕变脆化失效机制研究。利用TEM分析了中温下不同蠕变条件后2D-SiCf/SiC的界面微观结构，进一步利用微纳力学测试技术表征界面力学性能。结果表明：纤维/界面侧在500 ℃下出现多孔隙的富碳层；800 ℃时，界面出现自发氧化，同时SiO2填充了部分BN界面因氧化消耗后产生的空隙。当温度进一步升高至1000 ℃后，氧元素主要分布于纤维/基体一侧。2D-SiCf/SiC的中温脆化机制与界面结合状态高度相关，蠕变断裂时间与界面结合的强弱呈现明显的反比关系，表明过强的界面结合不能发挥界面脱粘、纤维拔出等相关增韧机制，此时裂纹直接贯穿纤维，显著缩短其中温蠕变断裂时间。Abstract:The creep rupture time of continuous silicon carbide fiber reinforced silicon carbide composite (SiCf/SiC) is shortened at intermediate temperature (500~
1000 ℃) inevitably, known as creep embrittlement. The mechanism primarily depends on the microstructure and the interfacial bonding state of the fiber/matrix interface. Therefore, present work investigated the creep embrittlement mechanisms of the domestic 2nd-generation plain woven SiCf/SiC (2D-SiCf/SiC) under intermediate temperature. The interfacial microstructure evolution and mechanical properties was characterized by transmission electron microscopy (TEM) and micro-mechanical testing techniques respectively. The results indicate that a carbon-rich layer with pores appear on the fiber/interface side at 500℃. Spontaneous oxidation of the interface occurs at 800℃, while a thin SiO2 layer fills the gap generated at the BN in- terface due to oxidation. When the temperature increases to1000 ℃, oxygen elements are mainly distributed on the fiber/matrix side. The intermediate temperature embrittlement mechanism of 2D-SiCf/SiC is closely associated with interface bonding state. The creep rupture time shows a clear inverse relationship with the interface bonding state, indicating that excessively strong interface bonding hinders related toughening mechanisms such as interface debonding and fiber pullout. Consequently, cracks directly penetrate the fiber, shortening the creep rupture time significantly. -
连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiCf/SiC)具有轻质、耐高温、抗氧化、抗辐照、热稳定性高等优点，在航空发动机与核反应堆领域具有广泛的应用前景[1-3]。SiCf/SiC及其他SiC纤维增强的复合材料在中温氧化环境下出现强度降低及蠕变断裂时间下降等反常现象[4-6]，即中温脆化。Forio等研究了600~800℃氧化环境下单束Nicalon纤维的蠕变断裂行为，结果表明在较低应力下即发生中温脆化现象[7]，认为这种现象与晶界处游离碳的氧化有关，裂纹尖端的游离碳被氧化后导致裂纹长度发展至临界尺寸，从而导致纤维失效。在800℃的空气条件下，Nicalon/PyC/SiC会因其纤维表面氧化而出现明显的强度退化现象，断裂应力仅为拉伸强度的1/3[8]，Lara-Curzio[9]认为其持久强度σr与蠕变断裂时间t存在的关系。Morscher[10]研究了Hi-Nicalon/BN/SiC在815℃空气下的高温持久性能。与同条件下的纤维束相比，材料的承载能力显著降低，认为这种性能退化与BN界面氧化导致纤维/基体界面的强结合有关。
上述研究结果表明：中温脆化现象普遍存在于SiCf/SiC复合材料体系。本课题组的前期相关工作表明：国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的中温脆化现象与蠕变应力大小密切相关，当蠕变应力高于比例极限应力σPLS时，出现中温脆化现象，表现出与低应力下不同的断裂机制[11]。为此，本研究采用微区结构分析与纤维推入结合的方法对中温蠕变前后的国产二代SiCf/SiC复合材料进行分析，进而探讨纤维/基体界面的微观结构与其力学性能对中温蠕变性能的影响，从而理解国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的中温脆化机制。
1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
本试验所用材料为国产二代纤维增强的2D-SiCf/SiC复合材料。使用的二代低氧高碳型Cansas 3200 SiC 纤维由福建立亚新材有限公司生产，纤维平均直径、平均拉伸强度和模量分别为13 μm、2.5 GPa、270 GPa；使用化学气相沉积 (Chemical Vapor Deposition, CVD) 在纤维表面制备BN界面，其厚度约30 nm；使用化学气相渗透 (CVI) 工艺制备SiC基体。复合材料的纤维体积分数、孔隙率和密度分别为35 vol%、12%和2.5 g·cm−3。中温空气蠕变试验在电子蠕变松弛试验机(RDL50，长春机械科学研究院)上进行，试验温度为500~
1000 ℃，蠕变应力为100~160 MPa，其中温蠕变性能见文献[11]。本文挑选各温度蠕变应力120 MPa(大于比例极限应力σPLS)的试样进行相关微观结构和界面力学性能的研究，见表1。表 1 本文研究试样的相关信息Table 1. Information about samples used in this studyConditions Rupture
time/hCreep
Rate/s−1Creep
Strain/%500℃/120 MPa 490 7.1×10−10 0.37 800℃/120 MPa 22 5.4×10−9 0.19 1000 ℃/120 MPa33 1.7×10−8 0.39 1.2 界面微观结构分析
采用聚焦离子/电子双束电镜(FIB, FEI Helios G4 CX)制备透射样品，并采用高分辨透射电子显微镜(TEM, FEI Talos F200X)观察蠕变前后纤维以及界面区域的精细微观结构和微区元素分布。
1.3 纤维推入实验
在纳米压痕测试系统(Hysitron, Ti980)上进行纤维推入试验，由此来分析国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的界面结合情况。图1为纤维推入的典型载荷-位移曲线。
曲线分三个阶段：第一阶段为短暂的非线性阶段，对应压头和纤维的不完全接触过程；第二阶段为线性段，斜率为S0。此时纤维与压头完全接触，并在压头作用下产生弹性变形；第三阶段对应界面脱粘的过程。当达到临界载荷Pc后，裂纹在界面处产生并发生偏转，此时可根据剪滞模型，按式(1)计算界面剪切强度(IFSS)[13]，IFSS是评价界面性能的关键参数之一，表征了界面抵御剪切载荷的能力：
IFSS=S0Pc2π2r3Ef (1) 式中：r为纤维半径；Ef为纤维模量，其中原始纤维模量取270 GPa。
考虑到界面脱粘实质上是微裂纹在剪应力的作用下扩展的过程，根据式(2)可计算界面脱粘能(Gi)[14,15]，表示界面脱粘过程中的能量释放速率，也是评价界面性能的重要指标之一。
Gi=P2c8π2r3Ef (2) 当压头与纤维的直径比大于0.6时，纤维推入过程中的相关界面脱粘行为与压头无关[12]。本文所使用的Cansas3200系列纤维平均直径为13 μm，因此选取直径10 μm的平压头进行试验。试验采用的是位移控制模式，最大载荷为450 mN，加载速率为30 nm/s。纤维push-in测试位置的选取见图2，即具有良好的六方紧密堆积、界面完好无破损、周围无大孔洞。每个试样选取10根纤维进行试验，计算其平均性能作为材料的界面力学性能。
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图 2 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料纤维 push-in测试的位置选择Figure 2. SEM images of positions on the domestic 2nd-2D-SiCf/SiC for fiber push-in testing2. 实验结果
2.1 纤维微观结构
图3显示了不同蠕变条件下国产二代2D-SiCf/SiC复合材料中SiC纤维的HRTEM图。国产二代SiC纤维属于低氧高碳型纤维，因此在图3(a)原始试样的高分辨像(HRTEM)中可以观察到一定量的游离碳。接着对图3(b)-图3(d)中纤维蠕变后的晶粒尺寸进行统计，发现：蠕变后纤维的晶粒尺寸与原始条件下纤维的晶粒尺寸相差不大，这说明国产二代纤维在中温条件下结构稳定。研究表明，Nicalon纤维在高于
1100 ℃时才会产生明显的蠕变损伤[17]，而对于国产二代纤维来说，当温度高于1300 ℃时，才会产生明显的晶粒粗化[18,19]。因此可以认为国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的中温脆化现象与纤维的蠕变无关。![]()
图 3 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料中纤维的微观结构演变：(a) 原始试样；(b) 500℃/120 MPa；(c) 800℃/120 MPa；(d)1000 ℃/120 MPaFigure 3. Microstructure evolution of fibers in the domestic 2nd-2D-SiCf/SiC：(a) As-received；(b) 500℃/120 MPa； c) 800℃/120 MPa；(d)1000 ℃/120 MP2.2 界面微结构演变
图4为蠕变前后国产二代2D-SiCf/SiC复合材料界面区域的明场像和元素分布，可以看出原始试样(图4(a))的基体与界面间存在约40 nm厚的富碳层，这可能与基体制备工艺有关，BN界面中的氧含量明显高于基体和纤维。根据N元素的分布确定BN界面位置，其厚度约为30 nm。500℃/120 MPa蠕变后(图4(b))，纤维一侧出现C元素的轻微富集，并形成孔洞。800℃/120 MPa蠕变后(图4(c))，对BN界面/SiC基体和BN界面/SiC纤维区域进行EDS分析，可知这两个区域中的硅氧原子百分比分别为27.4∶53.9和31.9∶64.2，接近SiO2的原子比[20]。靠近BN界面/SiC基体侧界面的氧化较轻，该处的SiO2可能来自基体氧化，BN界面与SiC纤维中残余氧的富集使靠近BN界面/SiC纤维侧区域氧化较为严重，并形成50 nm厚的SiO2层。国产二代2D- SiCf/SiC在
1000 ℃/120 MPa条件蠕变后(图4(d))，氧元素偏聚在纤维一侧，这说明界面脱粘主要发生在BN界面/SiC纤维一侧，从而导致氧化性介质侵入界面孔隙发生化学反应，生成硅酸盐玻璃等氧化产物，从而降低纤维/基体界面结合强度，进一步导致国产二代2D-SiCf/SiC发生失效断裂。![]()
图 4 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料蠕变前后界面区域的明场TEM像和元素分布(Si、N、O、C)：(a)原始试样；(b) 500℃/120 MPa;(c) 800℃/120 MPa；(d)1000 ℃/120 MPaFigure 4. Bright fields TEM images and element distribution of interfacial regions of the domestic 2nd-2D-SiCf/SiC before and after intermediate temperature creep (Si、N、O、C): (a) As-received; (b) 500℃/120 MPa; (c) 800℃/120 MPa; (d)1000 ℃/120 MPa为进一步探究中温蠕变对界面微观结构的影响，对典型试样的界面区域高分辨像(HRTEM)进行分析，如图5所示。图5(a)说明原始试样的BN界面区呈现典型的涡轮层状结构，这种结构表明界面沉积温度大致为900℃，低温沉积工艺对纤维布的损伤小，但得到的界面结晶度较低，抗氧化性能较差。图5(b)为500℃/120 MPa下的界面HRTEM，可见国产二代SiCf/SiC复合材料蠕变后的BN界面区域可分为两层，靠近纤维和基体区域为非晶的过渡层，而界面中心区域则为原子层相互交织的t-BN层。中心区域局部原子层排列规则，其层间距离为0.34 nm，接近h-BN的(0002)晶面间距0.33 nm，说明氧化使得BN界面原子排列更加规则，结晶度提高，具有更高的各向异性，层内结合紧密，呈现出BN纳米晶的形貌结构。图5(c)中间区域由部分BN纳米晶与非晶区域构成，界面/纤维与界面/基体结合处为非晶区，氧化程度高，结合紧密。温度进一步升高至
1000 ℃(图5(d))，BN纳米晶的含量进一步提高。![]()
图 5 国产二代SiCf/SiC界面区域的微观结构演变：(a) 原始试样；(b) 500℃/120 MPa；(c) 800℃/120 MPa；(d)1000 ℃/120 MPaFigure 5. Microstructure-evolution of interfacial region in domestic 2nd-generation SiCf/SiC: (a) As-received; (b) 500℃/120 MPa;(c) 800℃/120 MPa; (d)1000 ℃/120 MPa2.3 界面力学性能
图6为国产二代 2D-SiCf/SiC 复合材料在不同蠕变条件下纤维推入试验的典型载荷-位移曲线。500℃/120 MPa条件的推入曲线中各阶段的过渡较为平滑，无明显的界面脱粘特征，与C/SiC及碳纤维树脂基复合材料的特征相似[15]。800℃/120 MPa和
1000 ℃/120 MPa的条件下均可直接观察到明显的脱粘阶段，在脱粘点出现明显的偏折，曲线呈台阶状。![]()
图 6 不同条件下的国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的纤维推入试验载荷-位移曲线Figure 6. Load-displacement curves obtained of the push-in tests of the domestic 2 nd-2D-SiCf/SiC.本文采用最小二乘法拟合得到线性阶段的斜率S0，并采用不同的方法对临界载荷Pc进行测定。对于脱黏后出现明显偏折的曲线，可根据曲线拐点的纵坐标直接作为Pc。对于500℃/120 MPa条件下过渡较为平滑的情况，可根据Rodrí-guez提出的“位移截距法”确定Pc[13]。先采用最小二乘法拟合出线性阶段，将得到的直线延长并与x轴相交，将该直线分别向平移至2%和10%截距处，分别与推入曲线相交于A、B两点，过该两点的直线与线性段延长线的交点即为Pc。根据上述方法和1.2节的公式所确定的界面力学性能如表2所示。
表 2 基于纤维推入获得的国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的界面力学性能Table 2. The interfacial mechanical properties of domestic 2nd-2D-SiCf/SiC generated from push-in testConditions Pc/mN S0/(N·mm−1) IFSS/MPa Gi/(J·m−2) As-received 168±35 614±61 97±27 5.0±2.1 500℃/120 MPa 226±24 829±51 128±9 8.8±1.8 800℃/120 MPa 350±38 962±60 231±27 21.2±4.5 1000 ℃/120 MPa300±52 848±73 180±44 15.8±5.3 Notes：Pc is the critical load before interface debonding; S0 is the slope of the second stage; IFSS is the interfacial shear strength; Gi is the interphase debond energy. 在500~
1000 ℃蠕变过程中，氧化介质以基体裂纹、孔隙等作为扩散通道，与BN界面或纤维直接接触，此时SiC基体的氧化速率较低，形成的SiO2不能充分填充裂纹，界面和纤维的氧化损伤较为严重[16]。BN界面在氧化环境下形成的B2O3增大了SiC纤维或基体的溶解度，生成的SiO2部分甚至完全替代了原有的BN界面，形成界面强结合。从表中可以看出，蠕变后界面的结合程度均增大，试样在800℃/120 MPa蠕变后的界面结合最强，IFSS和Gi分别达到231 MPa和21.2 J·m−2，此时裂纹偏转等增韧机制无法发挥作用，当基体裂纹扩展至界面时，可直接贯穿纤维，导致中温脆化。当温度为500℃时，界面中纤维侧的富碳相层发生氧化反应形成空洞，BN界面发生轻微氧化，并生成BN纳米晶，材料易产生内部脱黏。随着温度升高至1000 ℃，纤维push-in曲线呈现弱平台，为典型的弱界面特征。3. 分析与讨论
国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的界面力学性能、蠕变断裂时间与温度的关系如图7所示。从中可以发现，随着温度的升高，界面剪切强度IFSS以及界面脱黏能Gi呈现出先上升后下降的趋势。国产二代2D-SiCf/SiC复合材料室温下的σPLS约为115 MPa，因此中温条件下，蠕变应力为120 MPa，足以使基体产生一定程度的开裂，为氧化介质侵入材料内部提供了通道。500℃时，BN界面氧化较为缓慢，界面仍能维持一定的良好结合状态。当温度升高至800℃时，部分BN界面因基体裂纹直接暴露在氧化环境中，高氧分压下BN界面和SiC基体同时氧化，形成了硼硅酸盐玻璃(SiO2·B2O3)[10,21]，B2O3随空气中水分挥发后，留下一定厚度的SiO2，形成界面/基体侧的强结合；此外，由于国产二代2D-SiCf/SiC复合材料靠近纤维侧BN界面的含氧量为14% atm，较高的含氧量导致BN界面与SiC纤维在中温下自发氧化，在面/纤维一侧也形成一层SiO2，形成界面/纤维侧的强粘结，此时界面已完全失去相应的增韧效果。当温度升高至
1000 ℃时，SiC基体的氧化速率显著提高[22]，基体裂纹表面可生成大量的熔融态SiO2，熔融流动的SiO2能起到封填国产二代2D-SiCf/SiC的裂纹和孔隙等损伤或缺陷的作用，从而降低空气中的水分和氧气进入材料内部的速度，延缓了界面的氧化过程，因此，国产二代2D-SiCf/SiC在1000 ℃时的IFSS与Gi较低。在800℃/120 MPa条件下，国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的IFSS和Gi最高，此时界面的氧化损伤也是最为严重的，较大的IFSS和Gi均说明该条件下界面处不易通过脱黏以及裂纹偏转等形式耗散断裂能，这也是强基体/界面结合的特征。界面结合的程度与蠕变断裂时间呈现较为明显的反比关系。强基体/界面结合发生后，载荷传递模式就会发生改变。当强基体/界面结合区的某处0°纤维断裂后，剩余载荷不再由整体纤维束均匀承担，而是由强基体/界面结合区的邻近纤维束承担，这大大加速了强基体/界面结合区的纤维束的失效。因此，国产二代2D-SiCf/SiC复合材料在800℃/120 MPa时的蠕变断裂时间较短。
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图 7 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的界面力学性能、蠕变断裂时间与温度的关系：(a) IFSS；(b) GiFigure 7. Mechnical properties of fiber/matrix interphase and creep rupture time of domestic 2 nd-2D-SiCf/SiC at different temperatures: (a) IFSS; (b) Gi4. 结 论
(1) 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料在中温高于σPLS的条件下出现中温脆化现象，与界面的氧有关。当基体开裂后，氧化介质通过基体裂纹输送至材料内部，导致BN界面氧化消耗后被SiO2填充，导致界面的强结合。
(2) 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的中温持久寿命与界面性能密切相关，当界面失去增韧效果后，裂纹迅速扩展并贯穿承载纤维，导致蠕变断裂时间较短。这也说明提高界面的抗氧化能力或增强SiCf/SiC复合材料的比例极限应力可有效提高材料的中温蠕变断裂时间。
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图 2 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料纤维 push-in测试的位置选择
Figure 2. SEM images of positions on the domestic 2nd-2D-SiCf/SiC for fiber push-in testing
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图 3 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料中纤维的微观结构演变：(a) 原始试样；(b) 500℃/120 MPa；(c) 800℃/120 MPa；(d)
1000 ℃/120 MPaFigure 3. Microstructure evolution of fibers in the domestic 2nd-2D-SiCf/SiC：(a) As-received；(b) 500℃/120 MPa； c) 800℃/120 MPa；(d)
1000 ℃/120 MP![]()
图 4 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料蠕变前后界面区域的明场TEM像和元素分布(Si、N、O、C)：(a)原始试样；(b) 500℃/120 MPa;(c) 800℃/120 MPa；(d)
1000 ℃/120 MPaFigure 4. Bright fields TEM images and element distribution of interfacial regions of the domestic 2nd-2D-SiCf/SiC before and after intermediate temperature creep (Si、N、O、C): (a) As-received; (b) 500℃/120 MPa; (c) 800℃/120 MPa; (d)
1000 ℃/120 MPa![]()
图 5 国产二代SiCf/SiC界面区域的微观结构演变：(a) 原始试样；(b) 500℃/120 MPa；(c) 800℃/120 MPa；(d)
1000 ℃/120 MPaFigure 5. Microstructure-evolution of interfacial region in domestic 2nd-generation SiCf/SiC: (a) As-received; (b) 500℃/120 MPa;(c) 800℃/120 MPa; (d)
1000 ℃/120 MPa![]()
图 6 不同条件下的国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的纤维推入试验载荷-位移曲线
Figure 6. Load-displacement curves obtained of the push-in tests of the domestic 2 nd-2D-SiCf/SiC.
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图 7 国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的界面力学性能、蠕变断裂时间与温度的关系：(a) IFSS；(b) Gi
Figure 7. Mechnical properties of fiber/matrix interphase and creep rupture time of domestic 2 nd-2D-SiCf/SiC at different temperatures: (a) IFSS; (b) Gi
表 1 本文研究试样的相关信息
Table 1 Information about samples used in this study
Conditions Rupture
time/hCreep
Rate/s−1Creep
Strain/%500℃/120 MPa 490 7.1×10−10 0.37 800℃/120 MPa 22 5.4×10−9 0.19 1000 ℃/120 MPa33 1.7×10−8 0.39 
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表 2 基于纤维推入获得的国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的界面力学性能
Table 2 The interfacial mechanical properties of domestic 2nd-2D-SiCf/SiC generated from push-in test
Conditions Pc/mN S0/(N·mm−1) IFSS/MPa Gi/(J·m−2) As-received 168±35 614±61 97±27 5.0±2.1 500℃/120 MPa 226±24 829±51 128±9 8.8±1.8 800℃/120 MPa 350±38 962±60 231±27 21.2±4.5 1000 ℃/120 MPa300±52 848±73 180±44 15.8±5.3 Notes：Pc is the critical load before interface debonding; S0 is the slope of the second stage; IFSS is the interfacial shear strength; Gi is the interphase debond energy.
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[1] 张立同, 成来飞. 连续纤维增韧陶瓷基复合材料可持续发展战略探讨[J]. 复合材料学报, 2007, (2): 1-6. DOI: 10.3321/j.issn:1000-3851.2007.02.001 ZHANG Litong, CHENG Laifei. Discussion on strategies of sustainable development of conti nuous fiber reinforced ceramic matrix composites[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2007, (2): 1-6 (in Chinese). DOI: 10.3321/j.issn:1000-3851.2007.02.001
[2] 李世波, 徐永东, 张立同. 碳化硅纤维增强陶瓷基复合材料的研究进展[J]. 材料导报, 2001, (1): 45-49. DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2001.01.016 LI Shibo, XU Yongdong, ZHANG Litong. Study on silicon carbide fibers reinforced ceramic-matrix composites[J]. Materials Review, 2001, (1): 45-49(in Chinese). DOI: 10.3321/j.issn:1005-023X.2001.01.016
[3] 丁冬海, 周万城, 张标, 等. 连续SiC纤维增韧SiC基体复合材料研究进展[J]. 硅酸盐通报, 2011, 30(2): 356-361. DING Donghai, ZHOU Wancheng, ZAHNG Biao, et al. Research progress of SiC composite toughened with continuous SiCf[J]. Bulletion of the Chinese Ceramic Society, 2011, 30(2): 356-361(in Chinese).
[4] POERSCHKEe D L, ROSSOL M N, ZOK F W. Intermediate temperature oxidative strength degradation of a SiC/SiNC omposite with a polymer-derived matrix[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2017, 100(4): 1606-1617. DOI: 10.1111/jace.14741
[5] DIAZ O G, MARQUARDT K, HARRIS S, et al. Degradation mechanisms of SiC/BN/SiC after low temperature humidity exposure[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2020, 40(12): 3863-3874. DOI: 10.1016/j.jeurceramsoc.2020.05.007
[6] MALL S. Effects of moisture on fatigue behavior of SiC/SiC composite at elevated temperature[J]. Materials Science and Engineering: A, 2005, 412(1-2): 165-170. DOI: 10.1016/j.msea.2005.08.040
[7] FORIO P, LAVAIRE F, LAMON J. Delayed failure at intermediate temperatures (600°-700°C) in air in silicon carbide multifilament tows[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2004, 87(5): 888-893. DOI: 10.1111/j.1551-2916.2004.00888.x
[8] HEREDIA F E, MCNULTY J C, ZOK F W, et al. Oxidation embrittlement probe for ceramic-matrix composites[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1995, 78(8): 2097-2100. DOI: 10.1111/j.1151-2916.1995.tb08621.x
[9] LARA-CURZIO E. Stress rupture of Nicalon/SiC continuous fiber ceramic composites in air at 950°C[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1997, 80(12): 3268-3272. DOI: 10.1111/j.1151-2916.1997.tb03266.x
[10] MORSCHER G N, HURST J, BREWER D. Intermediate temperature stress rupture of a woven Hi-Nicalon, BN-interphase, SiC-matrix composite in air[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2000, 83(6): 1441-1449. DOI: 10.1111/j.1151-2916.2000.tb01408.x
[11] 朱思雨, 张巧君, 洪智亮, 等. 平纹编织SiCf/SiC复合材料的中温蠕变断裂时间及损伤机制[J]. 复合材料学报, 2023, 40(1): 464-471. ZHU Siyu, ZHANG Qiaojun, HONG Zhiliang, et al. Creep rupture time and damage mechanisms of a plain woven SiCf/SiC composite at intermediate temperature[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2023, 40(1): 464-471(in Chinese).
[12] JM MOLINA-ALDAREGUÍA, M RODRÍGUEZ, C GONZÁLEZ, et al. An experimental and numerical study of the influence of local effects on the application of the fibre push-in test[J]. Experimental Neurology, 2011, 91(7-9): 1293-1307.
[13] RODRÍGUEZ M, MOLINA-ALDAREGUÍA J M, GONZÁLEZ C, et al. A methodology to measure the interface shear strength by means of the fiber push-in test[J]. Composites Science and Technology, 2012, 72(15): 1924-1932. DOI: 10.1016/j.compscitech.2012.08.011
[14] 丁金雪. 基于push-in测试研究陶瓷基复合材料界面失效行为 [D]. 西安: 西北工业大学, 2020. DINg Jinxue. The interface failure behavior of ceramic matrix composites was studied based on push-in test. [D]. Xi’an: Northwestern Polytechnical University, 2020(in Chinese).
[15] KHARRAT M, CHATEAUMINOIS A, CARPENTIER L, et al. On the interfacial behaviour of a glass/epoxy composite during a micro-indentation test: assessment of interfacial shear strength using reduced indentation curves[J]. Composites. Part A, Applied science and manufacturing, 1997, 28(1): 39-46. DOI: 10.1016/S1359-835X(96)00092-9
[16] LIU Z L , YUE J L , FU Z Y , et al. Microstructure and mechanical performance of SiCf/BN/SiC mini-composites oxidized at elevated temperature from ambient temperature to 1500°C in air[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2020, 40(8): 2821-2827
[17] BODET R, BOURRAT X, LAMON J, et al. Tensile creep behaviour of a silicon carbide-based fibre with a low oxygen content[J]. Journal of materials science, 1995, 30(3): 661-677. DOI: 10.1007/BF00356326
[18] 王西, 王克杰, 柏辉, 等. 化学气相渗透2D-SiCf/SiC复合材料的蠕变性能及损伤机制[J]. 无机材料学报, 2020, 35(7): 817-821. WANG Xi, WANG Kejie, BAI Hui, et al. Creep Properties and Damage Mechanisms of 2D-SiCf/SiC Composites Prepared by CVI[J]. Journal of Inorganic Materials, 2020, 35(7): 817-821(in Chinese).
[19] 荆开开, 管皞阳, 朱思雨, 等. Cansas-II SiCf/SiC复合材料的高温拉伸蠕变行为[J]. 无机材料学报, 2023, 38(2): 177-183. DOI: 10.15541/jim20220441 JING Kaikai, GUAN Haoyang, ZHU Siyu, et al. Tensile creep behavior of Cansas-II SiCf/SiC composites at high temperatures[J]. Journal of Inorganic Materials, 2023, 38(2): 177-183(in Chinese). DOI: 10.15541/jim20220441
[20] MORSCHER G N. Tensile stress rupture of SiCf/SiCm minicomposites with carbon and boron nitride interphases at elevated temperatures in air[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1997, 80(8): 2029-2042. DOI: 10.1111/j.1151-2916.1997.tb03087.x
[21] JACOBSON N S, MORSCHER G N, BRYANT t D R, et al. High-temperature oxidation of boron nitride: II, Boron nitride layers in composites[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1999, 6(82): 1473-1482.
[22] JACOBSON N S, MYERS D L. Active oxidation of SiC[J]. Oxidation of Metals, 2011, 75(1-2): 1-25. DOI: 10.1007/s11085-010-9216-4
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目的
本文旨在探究国产二代平纹编织 SiC/SiC (2D-SiC/SiC) 复合材料在中温 (500~1000 ℃) 范围内出现蠕变断裂时间显著缩短的脆化现象的机理。通过分析蠕变前后纤维和界面区域的微观结构及力学性能，深入理解纤维/基体界面对材料中温蠕变性能的影响，揭示国产二代 2D-SiC/SiC 复合材料的中温脆化机制。
方法本文采用的试样为国产二代纤维增强的 2D-SiC/SiC 复合材料，其中使用的二代低氧高碳型 Cansas 3200 SiC 纤维由福建立亚新材有限公司生产，纤维表面制备 BN 界面，使用CVI工艺制备SiC基体。中温空气蠕变试验在在电子蠕变松弛试验机上进行，试验温度为500~1000℃，蠕变应力为100~160MPa。采用聚焦离子/电子双束电镜 (FIB) 制备透射样品，并采用高分辨透射电子显微镜 (TEM) 观察蠕变前后纤维以及界面区域的精细微观结构和微区元素分布。在纳米压痕测试系统上进行纤维推入实验，分析国产二代 2D-SiC/SiC 复合材料的界面结合情况，并计算界面剪切强度 (IFSS) 和界面脱粘能 (G)。
结果①纤维微观结构：蠕变后纤维的晶粒尺寸与原始条件下纤维的晶粒尺寸相差不大，说明国产二代纤维在中温条件下结构稳定，中温脆化现象与纤维的蠕变无关。②界面微结构演变：500 ℃/120 MPa 蠕变后，纤维一侧出现多孔隙的富碳层；800 ℃时，靠近BN界面/SiC基体侧界面的氧化较轻，该处的SiO2可能来自基体氧化，BN界面与SiC纤维中残余氧的富集使靠近BN界面/SiC纤维侧区域氧化较为严重，并形成50 nm厚的SiO2层。当温度进一步升高至1000℃后，氧元素主要分布于纤维一侧，界面脱粘主要发生在 BN 界面/SiC 纤维一侧，从而导致氧化性介质侵入界面孔隙发生化学反应，生成硅酸盐玻璃等氧化产物，从而降低纤维/基体界面结合强度。③界面力学性能：500~1000℃蠕变过程中，界面剪切强度 IFSS 以及界面脱黏能 G 呈现出先上升后下降的趋势。500 ℃/120 MPa蠕变后界面结合程度较低，BN界面发生轻微氧化，并生成BN纳米晶，易产生内部脱粘；800 ℃/120 MPa 蠕变后的界面结合最强，IFSS 和 G 分别达到 231 MPa 和 21.2 J·m，界面强结合导致裂纹直接贯穿纤维，引发中温脆化；1000 ℃/120 MPa: SiC 基体氧化速率提高，但熔融态 SiO 填充裂纹和孔隙，延缓了界面氧化，此时IFSS 和 G 较800 ℃/120 MPa低。
结论①国产二代 2D-SiC/SiC 复合材料在中温高于 σ 的条件下出现中温脆化现象，与界面的氧化有关。当基体开裂后，氧化介质通过基体裂纹输送至材料内部，导致 BN 界面氧化消耗后被SiO填充，导致界面的强结合。②国产二代 2D-SiC/SiC 复合材料的中温持久寿命与界面性能密切相关，当界面失去增韧效果后，裂纹迅速扩展并贯穿承载纤维，导致蠕变断裂时间较短。这也说明提高界面的抗氧化能力或增强 SiC/SiC 复合材料的比例极限应力可有效提高材料的中温蠕变断裂时间。
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连续碳化硅纤维增强碳化硅复合材料(SiCf/SiC)具有轻质、耐高温、抗氧化、抗辐照和热稳定性高等优点，在航空发动机与核反应堆领域具有广泛的应用前景。然而，在中温(500~1000 ℃)氧化环境下，这些材料出现了强度降低和蠕变断裂时间缩短等反常现象，即中温脆化。为揭示这一现象的机制，本文对国产二代平纹编织SiCf/SiC(2D-SiCf/SiC) 复合材料在中温范围的蠕变脆化失效机制进行了研究。
本文通过对蠕变前后纤维和界面区域的微观结构和微区元素分布进行观察和分析，探讨了纤维/基体界面的微观结构对其力学性能的影响，以理解国产二代2D-SiCf/SiC复合材料的中温脆化机制。在500~1000 ℃蠕变过程中，氧化介质以基体裂纹、孔隙等作为扩散通道，与 BN 界面或纤维直接接触， SiC基体的氧化速率较低，形成的SiO2不能充分填充裂纹，界面和纤维的氧化损伤较为严重；随着蠕变温度的升高，BN界面氧化程度加剧，形成了界面强结合。在800 ℃/120 MPa 蠕变后的界面结合最强，界面剪切强度IFSS和界面脱粘能Gi分别达到231 MPa 和21.2 J·m-2，此时裂纹偏转等增韧机制无法发挥作用，当基体裂纹扩展至界面时，可直接贯穿纤维，导致中温脆化。
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