基于数字图像技术的C/SiC复合材料拉伸行为与失效机制

黄鲛; 陈婧旖; 罗磊; 李玉军; 张毅; 李斌

doi:10.13801/j.cnki.fhclxb.20210629.003

基于数字图像技术的C/SiC复合材料拉伸行为与失效机制

黄鲛^1,,
陈婧旖^2,,
罗磊^2,,
李玉军^1,,
张毅^3, ,,
李斌^4,

1.
西北工业大学　机电学院，西安 710072
2.
北京航天长征飞行器研究所，北京 100076
3.
西北工业大学　超高温结构复合材料重点实验室，西安 710072
4.
火箭军装备部驻西安地区第六军事代表室，西安 710072

基金项目: 国家自然基金(11902256)；陕西省自然基金(2019JQ-479)；国家自然科学基金(51802263)；国家科技重大专项(2017-VI-0007-0077)；中国博士后基金(2019M660254)

详细信息

通讯作者:
张毅，博士，助理研究员，硕士生导师，研究方向为陶瓷基复合材料　E-mail：zhangyit@nwpu.edu.cn

中图分类号: TB332
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出版历程
- 收稿日期: 2021-04-19
- 修回日期: 2021-06-08
- 录用日期: 2021-06-23
- 网络出版日期: 2021-06-28
- 刊出日期: 2022-03-22

Tensile behavior and failure mechanism of C/SiC composite based on digital image technology

HUANG Jiao^1,,
CHEN Jingyi^2,,
LUO Lei^2,,
LI Yujun^1,,
ZHANG Yi^3, ,,
LI Bin^4,

1.
Institute of Electrical and Mechanical, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China
2.
Beijing Institute of Aerospace Long March Vehicle, Beijing 100076, China
3.
Science and Technology on Thermostructural Composite Materials Laboratory, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China
4.
The Sixth Military Representative Office of the Rocket Force Equipment Department in Xi’an, Xi’an 710072, China

摘要

摘要: 本文通过二维平纹编织C/SiC复合材料的准静态单轴拉伸试验的数字图像相关(DIC)技术分析，研究损伤与应变的关系及最大应变处与断裂位置的关系。通过对材料的孔隙分析及断口分析，探究材料在损伤演化过程中内部结构的变化。结果表明，拉伸载荷作用下，材料的应变并不均匀。而层与层间损伤差异及相互影响导致最大应变位置一直变化。随着损伤的不断累积，最大应变位置处先发生断裂；材料的断裂失效位置往往与其结构薄弱程度及应力应变水平密切相关；断裂瞬间，多重拔出机制及各层结构差异性导致层与层的失效位置不同，造成分层失效。
- 平纹编织C/SiC复合材料 /
- 最大应变位置 /
- 断裂位置 /
- 损伤演化 /
- 分层失效
Abstract: The relationship between the damage and strain as well as the relationship between the maximum strain and fracture position were investigated by the quasi-static uniaxial tensile test of plain weave C/SiC composite using digital image correlation (DIC) technology analysis. The variation of material’s internal structure during the damage evolution has been explored by analyzing the material’s pore and fracture. The results show that the strain of the material under tensile load is not well-distributed. The damage difference between layers and their inter-action result in the constant variation of maximum strain position. With the accumulation of damage, fracture occurs first to the position of maximum strain and the fracture failure location of this material is often closely related to its structural weakness and the stress and strain level. At the moment of material fracture, the multiple pull-out mechanism and the structural difference in each of layers lead to different failure positions among layers, resulting in delamination failure.
- plain weave C/SiC composite /
- maximum strain position /
- fracture position /
- damage evolution /
- delamination

HTML全文

平纹编织C/SiC复合材料作为陶瓷基复合材料的典型代表，融合了陶瓷材料低密度、耐高温及碳纤维高强度、高模量等特点，在航空航天领域应用广泛，常用于飞行器外部热防护系统和空天发动机内部结构件等服役于严酷高温环境^[1-2]，大大提高了推重比。

为研究平纹编织C/SiC复合材料力学行为以探究其失效机制，国内外学者对其在不同外载条件下开展了实验表征、理论分析及数值模拟研究，包括有拉伸^[3-5]、压缩^[6-7]和剪切^[8-11]等。其主要失效形式表现为基体裂纹扩展引发的脆性断裂^[12-13]，对其损伤演化的传统研究方法多基于断裂处的断口形貌特征及加卸载过程中的应力-应变曲线进行推演^[14-15]。但是由于陶瓷基复合材料非均匀的特征(织物构型、孔隙、界面的影响)^[2]，在外载荷作用下其应变场不均匀性显著，断裂区域具有明显的非局部特征。因此在断裂失效分析过程中需考虑应变分布的影响，进而研究断裂区域应变场的非局部效应，从而为结构设计提供一定的理论指导^[16]。数字图像相关(DIC)技术是一种有效的全场应变测量方法，其通过跟踪物体表面变形前后散斑图像中同一像素点的位置来获得该像素点的位移向量，可以用来实时监测试样表面的局部位移和应变^[17-20]，为研究失效机理提供新的信息。与传统方法不同，数字图像研究方法在于探究损伤演化与应变场的分布变化间的关系，从而分析其失效机制。He等^[18]借助DIC技术测量带缺口的复合材料板平均应变进而获得拉伸应力-应变响应，并分析断裂过程中不同类型孔的应变集中现象，但未研究应变分布与结构的关系。在此基础上，Gao等^[21]采用有限元和DIC方法研究带孔碳/碳化硅复合材料的拉伸过程应变分布和失效演化，初步分析应变场分布与结构的关系，但未讨论应变场的变化与失效过程的关系。

为了探究二维平纹编织C/SiC复合材料在拉伸载荷作用下的力学行为与失效机制，本文对二维平纹编织 C/SiC复合材料进行了单轴拉伸试验，使用工业相机实时捕捉准静态拉伸过程中材料的变形过程，并利用DIC技术获取全场的位移和应变变化，在此基础上研究其宏观损伤演化过程中的应变场变化与失效行为的关系。通过CT扫描孔隙分析与扫描电镜断口观察，分析其损伤演化机制及失效变形机制。

1. 实验材料及方法

1.1 二维平纹编织C/SiC复合材料的制备

实验材料均为西北工业大学超高温复合材料实验室提供的同一批次二维平纹编织C/SiC复合材料。其制备工艺如下：先通过叠层的方式将T300碳布制成二维叠层预制体，然后沉积热解碳纤维表面碳界面层并采用化学气相渗透工艺(CVI)工艺沉积碳化硅基体，以制成复合材料平板，其最终密度约为2.0 g/cm³。其结构如图1所示，经向和纬向纤维束相互交织，其纱线截面近似为多项式函数曲线^[22]。

图 1 二维平纹编织C/SiC复合材料试样形状及有效区域局部二维结构

Figure 1. 2D plain weave C/SiC composite specimen shape and local 2D structure in effective area

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将平板裁剪得到三个狗骨头形状试样，作为拉伸实验的试样(图1)。并在两端夹持端粘贴铝片，以防止打滑，保证试验顺利进行。试样有效区域喷涂黑白散斑，以便数字图像技术检测以测量拉伸应变。其表面散斑背景用白色涂料均匀喷涂，斑点图案用黑色涂料分散喷涂。

1.2 实验方法

在多功能拉扭复合试验机(济南东方，100 kN)进行常温单轴拉伸实验，并通过位移控制0.5 mm/min加载速度加载。试样编号分别为T1、T2、T3，当试样加载到拉伸断裂时停止实验。为了获取实验过程中试件的破坏变化，在实验过程中使用尼康(Nikon)D3500相机(日本，Nikon公司，每秒采样两幅图像)，并结合数字图像相关(DIC)技术处理。DIC技术可用于监测有效区域(如图1“Speckle”区域，尺寸为30.0 mm×6.0 mm×3.5 mm)表面全场的位移及应变分布。采用Y.Cheetah CT扫描仪(德国，Y.XLON公司)对断裂后的试样进行无损检测，并对检测结果进行孔隙分析。最后用JCM-6000扫描电镜(日本，JEOL公司)观察断口。

1.3 DIC方法

在现代光测量力学领域中，数字图像相关(DIC)技术是一种非接触式高精度位移、用于全场形状、变形、运动测量的方法^[23-24]。这种方法又称为数字散斑相关法。其主要处理的对象是具有一定灰度的数字图像，如图2中试样表面的散斑图。其原理为通过识别试样表面的散斑特征点形位变化来获取得到全场位移和应变。

图 2 二维平纹编织C/SiC复合材料试样表面的散斑图

Figure 2. Speckle image of 2D plain weave C/SiC composite specimen surface

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由于实验过程中机器的轻微振动及夹持时的相对滑动，导致拉伸试验机在位移测量过程中容易产生误差。因此，为了保证测定的精度，拉伸应力-应变曲线中的应变是由DIC方法处理得到的平均应变，与有效区域点E、点F(图1)拉伸位移及初始距离 ${D_0}$ (30 mm)有关。即

$\overline \varepsilon {\rm{ = }}\frac{{{U_{{E}}} - {U_{{F}}}}}{{{D_0}}}$

(1)

而应力的计算如下：

$\sigma {\rm{ = }}\frac{F}{{{A_{\rm{0}}}}}$

(2)

式中： $F$ 表示拉伸载荷(N)； ${A_{{\rm{ 0}}}}$ 表示有效区域的横截面积(mm²)。

2. 结果与讨论

2.1 二维平纹编织C/SiC复合材料单轴拉伸性能

2D平纹编织C/SiC复合材料沿0°方向的单轴拉伸的应力-应变曲线如图3所示，根据曲线的线性特征将应力-应变曲线分为三个阶段—线弹性(Ⅰ)阶段、非线性(Ⅱ)阶段、准线性(Ⅲ)阶段。其中对应分界点时刻试样表面的应变场如图中“A、B、C、D”所示，最大应变已用“Max”标明，而试样断裂的位置见D中“Break line”处。

图 3 二维平纹编织C/SiC复合材料拉伸应力-应变曲线及应变场

Figure 3. Stress-strain curve and strain field of 2D plain weave C/SiC composite under tensile load

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初始(Ⅰ)阶段，曲线(50 MPa以下)呈直线上升的趋势，这一阶段为材料的线弹性阶段。结合图3中“A、B”，由于拉伸载荷较小，有效区域表面处于较低应变水平状态，复合材料内部结构稳定，基体中并未发生微裂纹的扩展，因此力学性能也较稳定。在(Ⅱ)阶段(230 MPa以下)，经过(Ⅰ)阶段的平稳加载后，应力水平提高，复合材料内部初始裂纹的扩展与新裂纹的萌生同时发生，损伤逐渐加剧。纤维-基体界面发挥限制裂纹扩展的作用，但受外载作用开始发生脱粘及滑移，摩擦作用增大。应力-应变曲线呈现较大的非线性。在(Ⅲ)阶段，曲线呈现“准线性”。此时，基体中微裂纹扩展达到最大，发生失效。载荷基本由纤维束承担，基体内部损伤的发展趋于稳定，曲线线性上升直至破坏。

表1为二维平纹编织C/SiC复合材料的拉伸性能(拉伸模量、拉伸强度、延伸率)。由于制备材料过程产生的缺陷与拉伸过程中的非局部效应，材料的拉伸性能存在一定的离散性，但总体的拉伸行为基本一致。

表 1 二维平纹编织C/SiC复合材料拉伸性能

Table 1. Mechanical properties of 2D plain weave C/SiC composites under tensile load

Number of sample	Tensile modulus/GPa	Tensile strength/MPa	Strain/%
T1	151.60	261.35	0.553
T2	113.46	279.43	0.580
T3	113.89	278.63	0.626

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2.2 二维平纹编织C/SiC复合材料单轴拉伸行为与失效

表2均匀选取各个阶段内从初始到后期三个时刻的应变云图以对比分析。其中 ${\varepsilon _{yy}}$ 为试样在加载方向的应变，而 ${\varepsilon _{yy\max }}$ 为试样断裂时在加载方向的应变。从表2中(Ⅰ)阶段中可以看出，刚开始由于局部结构影响，“Max”处(接近断裂的位置)出现应变集中，随着不断的拉伸，整个区域应变分布逐渐趋于均匀，而这正体现了复合材料在内部性能稳定下逐步趋于拉伸载荷0°方向均匀分布。此时载荷由纤维束与基体共同承担。

表 2 拉伸各阶段二维平纹编织C/SiC复合材料DIC应变云图的变化

Table 2. Variation of DIC strain nephogram of 2D plain weave C/SiC composite at different stretching stages

Stage	( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.626\%$ )
(I)
${\varepsilon _{yy}}$	$0$	$0.025{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.05{\varepsilon _{yy\max }}$
(Ⅱ)
${\varepsilon _{yy}}$	$0.2{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.4{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.6{\varepsilon _{yy\max }}$
(Ⅲ)
${\varepsilon _{yy}}$	$0.8{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.9{\varepsilon _{yy\max }}$	${\varepsilon _{yy\max }}$
Notes: ${\varepsilon _{yy}}$ —Strain of the specimen in the loading direction; ${\varepsilon _{yy\max }}$ —Fracture strain.

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在(Ⅱ)阶段由于基体内部微裂纹扩展及渐近损伤的加剧，导致材料内部受载产生不均一性并且呈现出明显的分区域应变集中的特点。而在断裂处由初期出现较大应变到中期应变集中向左侧水平(90°纤维束)大范围扩展再到后期整个断裂线(如表2中“Break line”)附近都出现应变集中现象。对于(Ⅱ)阶段，复合材料内部性能的变化导致应变分布不均匀且集中于断裂线附近。但由于0°方向全局载荷共享(层与层共同承担拉伸载荷，使得各处应变趋于一致)的特性，整个应变场逐渐趋于均匀化。此时载荷由纤维束与界面间的摩擦共同承担。

表2中(Ⅲ)阶段断裂处应变集中区域进一步扩展。由于断裂处基体已经失效，纤维束承载下大应变“深红色”区域不断扩展导致断裂位置的累积应变远远大于其他位置的累积应变，最终提前发生断裂。相比之下，应变场下方区域在初期也出现过“深红色”大应变，但由于全局载荷共享特性(0°方向)及界面的摩擦起一定承载作用，导致应变集中不发生扩展甚至逐渐消退直至后期应变场分布均匀。

图4为二维平纹编织C/SiC复合材料横向开裂形式。如图4(a)所示，材料的拉伸破坏断口形貌呈现层状结构，且层状横断面与应变高度集中区域(表2中“ ${\varepsilon _{yy\max }}$ ”处)相重合。可以发现，应变高度集中区域内部发生层与层的破坏，但是由于各层结构与应力应变分布差异，导致断裂位置有一定偏差。从图4(b)可以看出，断口相对平齐的试样，0°纤维束基本成簇拔出。而由于90°纤维束实际处于微弯状态，随着裂纹在基体中的扩展，断裂面逐渐形成阶梯状断层。在受到外载的作用下，断裂处基体开裂严重并沿横向(90°纤维束)扩展(图4(c))，0°纤维束方向发生界面脱粘，纤维出现大量的拔出现象，且长短不一。与此同时，由于内应变的不均匀及界面的影响，裂纹在扩展过程中也会发生偏转的现象(图4(d))。值得注意的是，随着裂纹的发展，受剪切应力作用，基体沿断裂路径发生剪切损伤。而断口处90°纤维束受0°纤维束拔出的影响，容易被剪切断裂并分离。90°纤维束主要承受剪切载荷的影响。可以看出，破坏过程中拉伸载荷与剪切载荷共同作用造成材料的损伤。在全局载荷共享的作用下，虽然各层承载能力不同，但层与层之间相互影响，先发生失效的层对相邻层产生较大的影响，失效处相邻层基体与纤维更易发生破坏，造成局部纤维束整体脆性断裂。最终材料发生阶梯状断层。从细观尺度上看，其中主要失效模式为基体开裂、纤维断裂、界面脱粘及纤维拔出(图5)。纤维断裂与基体开裂并不同时发生，纤维断裂往往与轴向应力相关。在应力应变高度集中下，当纤维的轴向应力超出纤维承载范围时，纤维发生断裂(图5(a))，裂纹向四周发散。在加载过程中由于纤维与基体的变形不一致，导致纤维-基体界面产生摩擦作用，当外载荷克服界面的摩擦作用时，界面发生脱粘(图5(b))，基体随之剥落。但由于界面限制裂纹扩展的作用，裂纹往往会发生偏转，有时绕纤维轴偏转(图5(c))。然而在较大的轴向应力下，纤维与基体间的摩擦因界面脱粘减小，当外载过大时，0°纤维束成簇拔出(图5(d))。

图 4 二维平纹编织C/SiC复合材料横向开裂形式

Figure 4. Transverse cracking mode of 2D plain weave C/SiC composite

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图 5 二维平纹编织C/SiC复合材料纵向失效模式

Figure 5. Longitudinal failure modes of 2D plain weave C/SiC composite

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综上整个过程，由于加载过程中多种失效模式的动态交叠及层与层之间的相互影响，2D平纹编织C/SiC复合材料在拉伸过程中呈现一定的非线性。在材料内部结构的变化与全局载荷共享特性(0°方向)的综合作用下，复合材料的承载形式与能力不断变化，导致应变分布发生动态不规则的变化。材料破坏过程中，应力应变高度集中导致不同层的先后失效，而拉伸载荷与剪切载荷共同作用造成纤维与基体的失效。

2.3 二维平纹编织C/SiC复合材料失效机制

图6为二维平纹编织 C/SiC复合材料试样断口。可见三个试样的断口形貌有一定的区别。试样T1纤维束有明显的拔出，且拔出较长，层与层间开裂严重，呈现阶梯式断层。这表明该试样纤维束间结合较弱，结合表1 发现其拉伸强度较低。而试样T2和T3断口较平整，对比发现三个试样的断口位置都不相同。综上，试样断裂的位置和形式都有一定区别，这可能与材料内部的结构有较大关系。

图 6 二维平纹编织C/SiC复合材料试样断口

Figure 6. Fracture of 2D plain weave C/SiC composite specimen

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为了探究二维平纹编织C/SiC复合材料的失效机制，将各试样在损伤渐进发展的(Ⅱ)、(Ⅲ)阶段对应时刻的应变云图进行对比分析(表3)。试样最大应变用“Max”标明，断裂失效的位置见表3(Ⅲ)中的“Break line”处。

表 3 同一阶段二维平纹编织C/SiC复合材料试样DIC应变云图的变化

Table 3. Variation of DIC strain nephogram of 2D plain weave C/SiC composite specimen at the same stage

Stage	${\varepsilon _{yy}}$	T1( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.553\%$ )	T2( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.580\%$ )	T3( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.626\%$ )
(Ⅱ)	$0.2{\varepsilon _{yy\max }}$
	$0.4{\varepsilon _{yy\max }}$
	$0.6{\varepsilon _{yy\max }}$
(Ⅲ)	$0.8{\varepsilon _{yy\max }}$
	$0.9{\varepsilon _{yy\max }}$
	${\varepsilon _{yy\max }}$

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分析整个(Ⅱ)阶段，从应变“ ${\rm{0}}{\rm{.2}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”到“ ${\rm{0}}{\rm{.4}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”，裂纹处于前期发展过程，试样0°方向(拉伸方向)受全局载荷共享特性的影响应变分布较为均匀。而受到微裂纹的扩展(主要沿90°方向)等复合材料内部渐近损伤的影响，试样90°方向(垂直于拉伸方向)更容易产生不均匀的应变并进一步发展。应力(应变)不均匀程度越大，裂纹扩展的几率越大。从应变“ ${\rm{0}}{\rm{.4}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”到“ ${\rm{0}}{\rm{.6}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”，裂纹处于中期发展中。此时材料的平均应力提高，表面的平均应变明显提高。且随着裂纹的扩展，试样90°方向应变不均匀性增大。由于2D 叠层非均匀材料结构的特点，在全局载荷共享的特性作用下，载荷均匀分布到每一层材料中。虽然每一层材料的承载能力相同，但基体裂纹扩展、纤维断裂、界面脱粘等失效形式的随机性使层与层之间的应力分布也存在一定的差异，导致其最大应变处也在变化中。

在(Ⅲ)阶段，从应变“ ${\rm{0}}{\rm{.8}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”到“ ${\rm{0}}{\rm{.9}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”，此时裂纹的扩展达到最大限度，基体中损伤已经趋于稳定发展。随着界面的脱粘与纤维的断裂，危险区域逐渐扩展并增大，损伤的不断演化导致损伤最大处发展为最大应变处，并逐渐与最终断裂处“靠近”。而试样表面的应变不均匀性减小，材料内部各处损伤趋于一致。从应变“ ${\rm{0}}{\rm{.9}}{\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ” 到“ ${\varepsilon _{yy{\rm{ max}}}}$ ”，当载荷进一步增大时，断裂失效处由于应变不均匀或应变集中，相对其他位置提前发生局部整体性脆断，最后发生失效。此时，最大应变处与断裂失效处重合。

虽然最大应变位置一直在变化，但断裂瞬间“断裂线”基本与最大应变位置一致(T1试样明显分层断裂)，即断裂瞬间，DIC测得的材料应变能真实反应内部应变过程与相应的力学特征。整个拉伸过程中，材料应变的均匀性一直处于动态平衡。从初始时的整体趋于一致到损伤演化过程中一致性较低再到损伤演化后期局部趋于一致，这反映了材料内部损伤的动态演化过程。而三种试样虽然断裂形式、机制不同，但拉伸强度却非常接近，这正是由于复合材料的全局载荷共享特性，相同承载能力的复合材料在不同的损伤情况下断裂应力趋于一致。

将拉伸后的试验件进行CT扫描，对同一试样断裂处与非断裂处进行扫描对比，三个试样的孔隙结果如图7所示。其中上侧部分为CT扫描的三维视图，图中孔隙如彩色部分所示，而下侧部分为孔隙直径(孔隙内能容纳球体的最大直径)概率分布条形图^[25-27]。“Fracture”为试样断裂处的结果，“Non-Fracture”为试样非断裂处(断裂右侧)的结果。由于试样非断裂处在准静态拉伸过程中未发生明显的损伤失效，其内部结构近似与拉伸前一致。通过试样断裂处与非断裂处的对比分析，可以得到初始缺陷与孔隙在拉伸过程中的发展变化。

图 7 二维平纹编织C/SiC复合材料试样断裂处与非断裂处孔隙直径分布图(对数正态分布拟合)

Figure 7. Pore diameter distribution at fracture and non-fracture sites of 2D plain weave C/SiC composite specimen (lognormal distribution fitting)

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如图7所示，对比并分析三个试样的孔直径分布可以发现，试样孔隙直径总体服从对数正态分布。其中试样T1与试样T2、T3有明显区别。从表3中(Ⅲ)阶段可以发现，相比于试样T2、T3，试样T1应变分布不均匀，且应变集中不明显。受应变分布不均的影响，此时材料内部不同层损伤存在较大差异，最终导致断裂位置偏差较大，形成明显的阶梯断层(图7)。试样T1由于纤维拔出及层间开裂严重，导致层间及面内的间隙都显著增大。而断裂处与非断裂处的直径分布相差不大，只是断裂处的较大直径(>0.15 mm)的孔隙比非断裂处的稍多。可能是断裂前较小孔隙随着材料整体破坏发展为较大孔隙。结合2.2节，平纹编织C/SiC复合材料的拉伸破坏由基体开裂、界面脱粘、纤维断裂、纤维拔出等失效模式共同引起的。图7反映了材料在加工过程中就产生了一定的初始缺陷与孔隙，而在加载过程中断裂部分基体开裂较严重，载荷大部分由纤维承担，导致应力集中进一步加剧，降低了材料内部抵御变形的能力。后续萌生裂纹扩展贯穿的同时，纤维也在加速断裂，最终导致材料的脆断失效。

表4为试样孔隙直径分布特征参数，其孔隙直径分布遵循对数正态分布，而参数 $\mu$ 、 $\sigma$ 分别为对数正态分布的均值与方差(离散性)。通过对比发现，断裂处相比于非断裂处参数 $\sigma$ 偏大，而 $\mu$ 差别较小。即越靠近断口处，孔隙分布越不均匀，大孔隙分布较多。从表3可以看出，越靠近断口处，应变越集中。在损伤后期的整体大应变作用下，材料内部损伤加剧，小孔隙逐渐发展为大孔隙。尤其在应变高度集中区域，小孔隙更容易发展为大孔隙，导致损伤进一步加剧，材料最先发生破坏。而试样T1的参数 $\mu$ 、 $\sigma$ 明显大于试样T2、T3，与其失效模式密切相关。结合表1对比分析，试样T1在拉伸过程中拉伸模量较大，损伤过程中断裂分层现象严重，且孔隙直径偏大分布不均匀，导致损伤加剧，拉伸强度及断裂应变较小。相比之下，试样T2、T3拉伸模量接近且较小，承载能力接近，损伤过程中承载均匀基本不分层，且孔隙直径偏小分布均匀，损伤演化较平稳，拉伸强度及断裂应变较大。

表 4 二维平纹编织C/SiC复合材料试样孔隙直径的对数正态分布特征参数

Table 4. Lognormal distribution characteristic of pore diameter of 2D plain weave C/SiC composite specimen

Sample	$\mu$	$\sigma$
T1(Fracture)	0.1318	1.3864
T1(Non-fracture)	0.1394	0.6603
T2(Fracture)	0.0632	0.4356
T2(Non-fracture)	0.0579	0.3466
T3(Fracture)	0.0578	0.3398
T3(Non-fracture)	0.0582	0.2414
Note: $\mu$ and $\sigma$ —Mean and variance of lognormal distribution, respectively.

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由于平纹编织C/SiC复合材料界面结合能力较强、纤维束排布紧密使得其结构整体性强，在单轴拉伸时，更易发生局部的整体性脆断，如试样T2、T3。在材料内部结构的影响下，应力应变分布的集中与均匀性决定了材料的失效模式。应变分布越不均匀，材料的分层失效越明显。

3. 结论

在对二维平纹编织C/SiC复合材料单轴拉伸非线性行为的分析中，传统方法一般通过加卸载的方式获得残余应变及卸载模量研究材料的内部损伤，而数字图像相关(DIC)方法直接获取各时刻应变分布，联系内部结构研究应变云图的动态变化与断裂失效的关系，得出以下结论：

(1) 在单轴拉伸载荷作用下，二维平纹编织C/SiC复合材料力学响应呈现一定的非线性，其内部损伤由于材料不均匀而产生一定差异，导致应变不均匀且随损伤演化发生动态变化。但在全局载荷共享的特性影响下，材料内部应变趋于一致；

(2) 在损伤的渐近发展中，层与层间存在损伤差异且相互影响，材料最大应变处不断地变化；在损伤演化后期应变的高度集中作用下，相对薄弱区域损伤加剧，其孔隙增多、增大，结构变得更薄弱。受拉伸载荷和剪切载荷的作用，各层相继发生损伤破坏；

(3) 单轴拉伸下，材料更易发生局部的整体性脆断。而材料失效模式与断裂的位置往往由材料内部结构的薄弱程度与应力应变分布共同决定。

图 1 二维平纹编织C/SiC复合材料试样形状及有效区域局部二维结构

Figure 1. 2D plain weave C/SiC composite specimen shape and local 2D structure in effective area

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图 2 二维平纹编织C/SiC复合材料试样表面的散斑图

Figure 2. Speckle image of 2D plain weave C/SiC composite specimen surface

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图 3 二维平纹编织C/SiC复合材料拉伸应力-应变曲线及应变场

Figure 3. Stress-strain curve and strain field of 2D plain weave C/SiC composite under tensile load

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图 4 二维平纹编织C/SiC复合材料横向开裂形式

Figure 4. Transverse cracking mode of 2D plain weave C/SiC composite

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图 5 二维平纹编织C/SiC复合材料纵向失效模式

Figure 5. Longitudinal failure modes of 2D plain weave C/SiC composite

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图 6 二维平纹编织C/SiC复合材料试样断口

Figure 6. Fracture of 2D plain weave C/SiC composite specimen

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图 7 二维平纹编织C/SiC复合材料试样断裂处与非断裂处孔隙直径分布图(对数正态分布拟合)

Figure 7. Pore diameter distribution at fracture and non-fracture sites of 2D plain weave C/SiC composite specimen (lognormal distribution fitting)

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表 1 二维平纹编织C/SiC复合材料拉伸性能

Table 1 Mechanical properties of 2D plain weave C/SiC composites under tensile load

Number of sample	Tensile modulus/GPa	Tensile strength/MPa	Strain/%
T1	151.60	261.35	0.553
T2	113.46	279.43	0.580
T3	113.89	278.63	0.626

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表 2 拉伸各阶段二维平纹编织C/SiC复合材料DIC应变云图的变化

Table 2 Variation of DIC strain nephogram of 2D plain weave C/SiC composite at different stretching stages

Stage	( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.626\%$ )
(I)
${\varepsilon _{yy}}$	$0$	$0.025{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.05{\varepsilon _{yy\max }}$
(Ⅱ)
${\varepsilon _{yy}}$	$0.2{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.4{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.6{\varepsilon _{yy\max }}$
(Ⅲ)
${\varepsilon _{yy}}$	$0.8{\varepsilon _{yy\max }}$	$0.9{\varepsilon _{yy\max }}$	${\varepsilon _{yy\max }}$
Notes: ${\varepsilon _{yy}}$ —Strain of the specimen in the loading direction; ${\varepsilon _{yy\max }}$ —Fracture strain.

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表 3 同一阶段二维平纹编织C/SiC复合材料试样DIC应变云图的变化

Table 3 Variation of DIC strain nephogram of 2D plain weave C/SiC composite specimen at the same stage

Stage	${\varepsilon _{yy}}$	T1( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.553\%$ )	T2( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.580\%$ )	T3( ${\varepsilon _{yy\max }} = 0.626\%$ )
(Ⅱ)	$0.2{\varepsilon _{yy\max }}$
	$0.4{\varepsilon _{yy\max }}$
	$0.6{\varepsilon _{yy\max }}$
(Ⅲ)	$0.8{\varepsilon _{yy\max }}$
	$0.9{\varepsilon _{yy\max }}$
	${\varepsilon _{yy\max }}$

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表 4 二维平纹编织C/SiC复合材料试样孔隙直径的对数正态分布特征参数

Table 4 Lognormal distribution characteristic of pore diameter of 2D plain weave C/SiC composite specimen

Sample	$\mu$	$\sigma$
T1(Fracture)	0.1318	1.3864
T1(Non-fracture)	0.1394	0.6603
T2(Fracture)	0.0632	0.4356
T2(Non-fracture)	0.0579	0.3466
T3(Fracture)	0.0578	0.3398
T3(Non-fracture)	0.0582	0.2414
Note: $\mu$ and $\sigma$ —Mean and variance of lognormal distribution, respectively.

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施引文献(5)

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