2D-SiC/SiC复合材料拉伸加卸载行为

为了研究国产2D-SiC/SiC复合材料的拉伸损伤行为以及低周循环载荷作用下的力学性能,通过试验和建立加卸载细观力学模型,对其拉伸加卸载行为进行了探讨。建立了单向连续纤维增强陶瓷基复合材料加卸载细观力学模型,得到了初始加载、卸载和重新加载时的应力-应变关系;利用断裂统计方法得到了基体裂纹数随应力变化的关系和复合材料失效判断条件。经过应力转化,将该模型应用于国产二维编织SiC/SiC复合材料。对单向加载试件,采用正交试验方法和最小二乘法得到基体Weibull模量和界面剪切阻力,通过控制材料失效强度与试验结果一致,得到纤维Weibull模量。由上述参数确定的2D-SiC/SiC复合材料拉伸循环加卸载应力-应变曲线与实测曲线吻合很好。通过Matlab编程得到2D-SiC/SiC复合材料单向加载时基体开裂过程图。结果表明,2D-SiC/SiC复合材料失效时,基体裂纹分布相对比较均匀;基体裂纹数随应力单调增加,未出现持平段,表明材料失效时,基体裂纹还没有达到饱和。     

2D-C/SiC复合材料的主泊松比演化行为

泊松比是材料及其结构力学性能分析的重要参数之一。本文旨在研究2D-C/SiC复合材料主泊松比的非线性演化行为。首先，基于Mini复合材料模型与正交层压板模型，考虑纤维的横观各向同性性质，建立了2D-C/SiC复合材料的热残余应力计算模型；其次，应用剪滞理论与经典层压板理论，考虑材料的损伤与热残余应力释放机制，建立了2D-C/SiC复合材料的主泊松比计算模型；最后，通过试验表征了材料的应变响应及泊松比演化规律，并对理论模型进行了分析验证。结果表明，2D-C/SiC复合材料内部热残余应力较大，拉伸损伤过程中的热残余应力释放是负泊松比产生的原因；应力-应变曲线及泊松比演化曲线的模型预测结果均与试验曲线吻合较好，表明了理论分析模型的准确性与合理性。     

3D-C/SiC复合材料拉伸蠕变损伤和蠕变机理

对3D-C/SiC复合材料进行拉伸蠕变试验,蠕变进行一段时间后,用扫描电子显微镜(SEM)观察试样表面的变化,同时测量试样的共振频率.结果表明,3D-C/SiC除通常CMC所产生的蠕变损伤外,纤维束滑动,纤维束之间的夹角变化,孔隙变形,部分孔隙表面空间位置改变,孔隙表面产生基体微裂纹,损伤在纤维束交叉处更为集中,这些可作为3D-C/SiC蠕变变形的独特机理.电阻和模量的相对变化与蠕变曲线相似,因此电阻和模量都可表征C/SiC材料的蠕变损伤,作为损伤变量.该材料的蠕变属于损伤引起.     

陶瓷基复合材料三维有效应力强度失效模型

基于陶瓷基复合材料在多轴应力作用下的各向异性损伤演化机制,提出损伤解耦分析的模型和方法,实现定量描述损伤分量之间的耦合影响效应。考虑损伤引起的内应力强化,通过引入有效应力的概念,对微细观损伤造成的材料承载性能衰减进行了表征,并提出复杂应力条件下强度失效判别的最大有效应力判据和二次有效应力判据。采用平纹编织C/SiC复合材料,开展了轴向拉伸加卸载、偏轴拉伸加卸载和面内剪切加卸载试验,进行了损伤演化和强度失效分析。模型和试验结果对比分析表明,本文提出的强度理论具有合理性,预测结果准确。      

2D-C/SiC复合材料开孔件拉伸强度有限元计算

对2D-C/SiC复合材料开孔试件最小净截面图像进行观测,获得试件材料内部宏观孔洞的分布形态及密度分布梯度。通过对2D-C/SiC复合材料拉伸应力-应变行为进行非线性拟合,并利用理论模型计算与实验验证相结合的方法得到了材料密度与其拉伸模量和强度的关系,描述了不同密度2D-C/SiC复合材料的拉伸应力-应变行为。在此基础上,将制备工艺造成的试件材料密度分布的非均匀性和材料拉伸应力-应变行为的非线性引入到有限元模型中,进行开孔试件拉伸剩余强度模拟计算,预测结果与实验结果吻合较好。     

2.5D-C/SiC复合材料的拉伸损伤研究

通过2.5D-C/SiC陶瓷基复合材料的面内拉伸试验, 研究了材料在拉伸载荷作用下的力学性能和损伤演化过程, 建立了2.5D-C/SiC复合材料的应力型和应变型拉伸损伤演化模型. 结果表明, 材料沿纵向和横向的拉伸应力－应变曲线相似, 损伤过程基本相同. 对应于拉伸应力应变曲线的三个特征切线模量, 面内拉伸的损伤演化过程可以分为三个阶段: 初始损伤阶段、损伤加速阶段和损伤减缓阶段. 由应力型损伤演化模型可以推导出三个损伤阶段的两个特征应力, 其中第一特征应力可以作为工程比例极限的参考值.     

2D-C/SiC复合材料面内剪切性能统计及强度B基准值

针对2D-C/SiC复合材料进行大子样面内剪切实验,研究材料面内剪切模量和强度的分布规律及强度B基准值。运用线性回归结合假设检验的方法,确定2D-C/SiC复合材料面内剪切力学性能的分布规律及参数,对比两种不同经验失效概率得到统计结果;通过观察试样最窄净截面微CT照片及断口电镜扫描照片,解释材料面内剪切强度分散性微观机制,基于分布规律,最终计算得到2D-C/SiC复合材料面内剪切强度威布尔B基准值。结果表明:强度和模量均同时服从威布尔、正态和对数正态分布,且理论模型与实验结果吻合良好,两种经验失效概率不影响力学性能分布规律;面内剪切强度分散性与最窄净截面致密度和界面脱粘长度有关;2D-C/SiC复合材料面内剪切强度威布尔B基准值为80.41MPa。     

强噪声载荷下2D-C/SiC复合材料平板失效机理

2D-C/SiC复合材料壁板结构是高超声速飞行器热防护系统的发展方向,高超声速飞行器面临着严酷的力、热、噪声等复杂环境对结构材料性能、结构动力学特性、自动控制等都产生了严重影响。基于自行研制的热噪声试验系统,选取C/SiC薄壁结构试验件,开展噪声为156～165 dB的噪声试验,试验后通过红外热成像检测观察整体形貌,采用SEM对裂纹的起始位置和扩展位置的断面进行分析,揭示出强噪声激励下2D-C/SiC平板的失效机理。     

2D-C/SiC缺口试样的拉-拉疲劳损伤

研究了二维正交编织C/SiC双边对称圆弧缺口试样室温和高温真空的拉拉疲劳行为,正弦波疲劳应力比R=0.1,频率60Hz,循环基数106次.循环到规定周次停机,测量试样的共振频率、电阻,并进行SEM观察.结果表明,2D-C/SiC复合材料缺口试样拉-拉疲劳的S-N曲线非常平坦,其疲劳极限是同温度下缺口试样拉伸强度的80%～90%,光滑试样和缺口试样的疲劳极限比值与理论应力集中系数基本相同.缺口试样在疲劳过程中,电阻表征损伤与模量表征损伤的规律基本一致.在疲劳试验初期阶段,缺口附近损伤发展很快,主要表现为产生大量与加载方向垂直的裂纹,随着疲劳次数的增加,损伤发展减缓,但损伤形式逐渐增多,缺口附近与加载方向垂直的裂纹数量明显多于平行加载方向的裂纹数.讨论了电阻表征损伤和模量表征损伤之间的关系.     

2D-C/SiC复合材料轴向加载泊松效应

基于单调和循环加卸载实验,测试获得了不同加载过程中2 D-C/SiC复合材料在纤维束轴向方向上的泊松曲线,并对比分析了轴向损伤演化进程对材料泊松效应的影响.结果表明,在拉伸损伤加剧过程中,材料表现出显著的负泊松比行为;在加载损伤停滞状态下,材料则表现为近似线性正泊松比行为.加载过程中材料的泊松效应随着损伤程度的增加而不断减弱.结合扫描电镜断口结果分析可知,拉伸损伤加剧过程中材料内部沿加载方向上不断产生的基体开裂和界面脱粘损伤引起的材料沿垂直加载方向上的伸长变形,大于并掩盖了拉伸载荷在垂直加载方向上引起的弹性收缩变形,是导致2 D-C/SiC复合材料表现出显著负泊松比行为的主要原因;加载损伤加剧过程中产生的大量开裂损伤导致的材料整体连续性的降低是导致其泊松效应不断减弱的主要影响机制.     

2D-C/SiC复合材料低温动态Z向压缩性能

采用Hopkinson压杆试验装置,对2D-C/SiC复合材料进行了低温条件下的Z向动态压缩性能试验研究,低温条件通过控制酒精和液氮的配比系数得到,通过改变波形整形器几何尺寸的方法来实现恒应变率加载,以得到准确、可信的试验结果。试验结果表明: 由于复合材料内部含有大量初始微缺陷,2D-C/SiC复合材料在低温动态加载条件下呈现伪塑性行为,其破坏时并未表现出典型的脆性破坏,而是在应力达到压缩强度时出现了显著的应变软化现象,在经历了较大的变形后才最终破坏。随着温度的降低,复合材料的动态Z向压缩强度增加,但失效应变减小。2D-C/SiC复合材料在低温环境下,其内部纤维和基体之间界面结合力增强,同时强的界面结合力可以导致高的压缩强度。     

缝合式三维编织C/SiC复合材料拉伸加卸载力学行为

本文通过开展缝合式三维编织C/SiC复合材料的准静态单轴拉伸及循环加卸载试验,研究加卸载行为对复合材料的损伤及材料内部能量耗散的影响。通过对材料的断口分析,探究加卸载对材料破坏强度的影响规律。结果表明,加卸载行为会消耗材料内部的能量,对纤维束与基体之间的界面造成损伤,进而降低材料的承载能力;材料滞回曲线的面积随着卸载点应力的增大而增大;材料的整体失效属于脆性破坏,复合材料断口表现出明显的分层现象,且单轴拉伸时断口相对于循环加卸载更整齐。      

2D-C/SiC复合材料偏轴拉伸力学行为研究

通过对2D-C/SiC复合材料试件进行不同偏轴角度的拉伸实验,研究了偏轴角度对材料拉伸力学特性的影响。通过应变片分别测得了材料加载方向和纤维束方向上的应力-应变行为,对比分析了偏轴角度对上述应力-应变行为的影响;并结合试件断口扫描电镜照片,阐释了纤维束方向上拉伸和剪切损伤间的相互耦合效应。实验结果表明,材料的拉伸模量和强度随偏轴角度的增大出现明显下降;材料纤维束方向上的拉伸损伤和剪切损伤具有显著的相互促进作用。最后,以材料0°拉伸和45°拉伸实验数据为基础,建立了材料的偏轴拉伸应力-应变行为预测模型,模型预测结果与实验结果吻合较好。     

Thermal shock behavior of two-dimensional C/SiC composites in controlled atmospheres

The thermal shock behavior of a two-dimensional carbon fiber reinforced SiC matrix composite fabricated by chemical vapor infiltration technique was investigated using a quenched method. Damage to composites was assessed by fracture strength, real-time damage energy and SEM characterization. The results showed that: (1) 2D-C/SiC composites had an excellent thermal shock resistance in different atmospheres which were simulated for an aero-engine gas. After 50 quenches from 700 to 1200^∘C, the residual strength of the composite still retained 88.92% of the original strength in the wet oxygen atmosphere, and retained 98.90%, 96.46%, 95.82% in the argon, dry oxygen and water vapor atmosphere, respectively. (2) The real-time System of Damage Information Acquisition forecasted that the critical cycle number of thermal shock for 2D-C/SiC composite in the wet oxygen atmosphere was about 40 times, which was consistent with experimental statistical results. (3) Different atmospheres under the thermal shock affected mechanical properties of composites differently.     

Fatigue damage evolution in SiC fiber-reinforced Ti-15-3 alloy matrix composite

Tension-tension fatigue damage behavior of an unnotched SiC (SCS-6) fiber-reinforced Ti-15-3 alloy matrix composite at room temperature was examined, applying maximum stresses of 450, 670 and 880 MPa with R = 0.1. The change in stress-strain hysteresis curves was measured. Fiber fracture behavior and matrix cracking behavior were observed in situ and the results were compared with the change of unloading modulus obtained from the hysteresis curves. The fiber fracture behavior inside the specimen was also determined by dissolving the Ti alloy matrix. The results showed abrupt reductions in the unloading modulus of the composite at stresses of 450, 670 and 880 MPa; the normalized unloading modulus decreased by 8%, 12% and 17%, respectively, in the initial stage (N 10 cycles). This reduction was caused by the multiple fiber fragmentation. Thereafter, the unloading modulus maintained a nearly constant value; and non-propagating matrix cracks were initiated adjacent to the end of fractured fiber. The propagation of the matrix crack again led to a rapid reduction of the unloading modulus, and the composite then failed. With higher applied stress, the fatigue life was reduced. The fracture behavior of the composite was discussed with special attention to the fiber fracture behavior and its effect on the modulus of the composite.