2D C/C復合材料超高溫壓縮性能試驗研究

許承海，徐德昇，宋樂穎，徐 凱，孟松鶴

(哈爾濱工業大學 特種環境復合材料技術國防科技重點實驗室，哈爾濱 150080)

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2D C/C復合材料超高溫壓縮性能試驗研究

許承海，徐德昇，宋樂穎，徐 凱，孟松鶴

(哈爾濱工業大學 特種環境復合材料技術國防科技重點實驗室，哈爾濱 150080)

基于C/C復合材料良好導電特性，采用試樣直接通電加熱技術，對2D C/C復合材料在室溫～2 400 ℃范圍的壓縮性能進行了試驗研究，發展了C/C復合材料超高溫力學性能試驗方法，得到了2D C/C材料壓縮強度、模量隨溫度的變化規律及其破壞模式。結果表明，2D C/C材料在一定溫度范圍內表現為線彈性、脆性破壞，壓縮強度與模量隨溫度升高而增加，其中強度較模量增幅顯著，強度在2 400 ℃左右達到最大；纖維束層間界面性能在2D C/C復合材料中起著重要作用，層間界面性能的改變直接影響著材料的力學性能及其破壞模式。

2D C/C復合材料；超高溫環境；壓縮性能；破壞模式

0 引言

C/C復合材料是以炭纖維作為增強相，以沉積碳和/或浸漬碳作為基體的復合材料，具有高溫下高強、高模、抗燒蝕性及可設計性強等優異特性，被廣泛用于固體火箭發動機噴管、再入飛行器頭部、先進大型飛機剎車盤材料，并已成為近空間高超聲速飛行器熱結構最有希望候選材料體系[1-3]。

高速飛行器的頭部、翼前緣和發動機熱端等各種關鍵部位或部件的服役溫度往往在2 000 ℃以上，在這種極端高溫環境下，測量與表征C/C復合材料的特征參數和性能成為充分認識與準確把握材料特性的關鍵。從已報道的C/C復合材料力學性能研究來看，多是在室溫環境進行[4-7]，針對高溫環境的較少，并主要關注高溫拉伸或彎曲性能[8-10]，對高溫壓縮特性研究鮮有報道。

本文基于文獻[11-12]研究成果，完善與發展了C/C復合材料的通電加熱技術，搭建了材料超高溫力學性能測試系統，并對2D C/C復合材料的超高溫壓縮行為進行了試驗研究，獲得了材料壓縮強度隨溫度的變化規律和斷裂模式。

1 材料

二維編織C/C復合材料的增強預制體采用4枚緞紋碳布，碳布為0°和90°方向正交鋪放?？椢镱A制體經過浸漬酚醛樹脂、固化、碳化多次周期循環致密，在2 400 ℃石墨化處理后，最終制備出表觀密度達1.7 g/cm3以上的2D C/C復合材料。圖1所示為2D C/C復合材料XZ面內顯微形貌。從圖1中可看出，纖維束橫截面近似為橢圓形，走向具有非直線性，在經向(X向)和緯向(Y向)纖維交疊區域，纖維束發生了顯著卷曲變形。在材料內部含有大量的孔洞、微裂紋等原生缺陷；在增強織物層間存在少量的大尺寸脫層區，脫層區最大尺寸達40 mm。2D C/C復合材料的內部微缺陷顯著降低了材料的層間剪切性能。

(a) 低放大倍數2D C/C顯微形貌

(b) 高放大倍數2D C/C顯微形貌

2 試驗

2.1 室溫壓縮試驗

試驗在哈爾濱工業大學特種環境復合材料技術國防科技重點試驗室的ZWICK Z050材料雙軸力學性能試驗機上進行。參照GB1448—83《玻璃纖維增強塑料壓縮性能試驗方法》、JB/T133.8—1999《電炭制品物理化學性能試驗方法-抗壓強度》標準，設計長方體試樣(15 mm×10 mm×10 mm)；加載采用位移控制，設定加載速度為0.5 mm/min。

2.2 高溫壓縮試驗

試驗在哈爾濱工業大學特種環境復合材料技術國防科技重點試驗室的材料超高溫力學性能測試系統上完成。該系統主要由DDL50型電子萬能材料試驗機、超高溫真空(充氣)環境艙、控制系統及程控電源等組成，最高加熱溫度3 000 ℃，控溫精度不小于試驗溫度的0.5%，試驗環境為真空或惰性氣體環境。

本試驗系統基于C/C材料良好的導電特性，采用試樣直接通電加熱方法，實現對待測試樣的加熱，具有試驗周期短、成本低等優點。通過程序化設計加熱方式、選擇加熱通道、設置加熱參數，并將預設值輸入溫控器。溫控器具有3個獨立回路輸出(主加熱回路、上下輔助加熱回路)，溫控器根據設置的試驗參數及目標溫度值進行PID調節輸出，從而控制對應回路加熱電源電流輸出的大小，通過條件輸出電流的變換來調節試樣的溫度。

試驗程序設計為3階段程控：第一階段——預載階段，對試樣施加預載荷，使待測試樣與壓頭良好接觸，保證試樣與電極之間的電通路；第二階段——恒載加熱階段，試樣加熱，恒定預載荷，以消除試樣熱膨脹引起的熱應力；第三階段——恒溫加載階段，試樣加熱至設定溫度，保溫30～50 s，使試樣測試部位溫度基本均勻，恒定橫梁位移加載，直至試樣破壞，自動記錄時間、載荷、位移以及溫度等數據。

C/C復合材料往往用于高速飛行器的頭部、翼前緣、大面積迎風面和發動機熱端部位或部件。其中，對于超聲速飛行器，其頭部激波后駐點區域的氣流溫度約1 600～2 800 ℃，大面積防熱溫度超過1 000 ℃[13]。因此，基于C/C材料的服役環境溫度和制備工藝過程，本文選取室溫、1 200、1 600、2 000、2 400 ℃作為測試溫度點，每個溫度點試樣數量為3～5個；升溫速度30 ℃/s，溫度波動度±10 ℃，加載速率1 mm/min。

試驗環境：考慮到C/C復合材料的高溫揮發特性，溫度低于1 600 ℃時，采用真空環境；溫度高于1 600 ℃時，為氬氣環境。

3 結果與討論

圖2為2D C/C復合材料面內平均壓縮性能隨溫度的變化曲線。從圖2中可看出, 在室溫～2 400 ℃范圍，隨著溫度升高, 材料壓縮強度和模量大幅提高, 并在2 400 ℃試驗溫度點，壓縮達到最大值，這與其他C/C復合材料的性能相似[14-15]。

在2 400 ℃左右，相比室溫試驗結果，強度增加約47%、模量增加約43%；室溫強度離散度小于10%，高溫強度離散度小于5%，材料壓縮性能在高溫環境下具有更好的一致性。借鑒以往不同C/C復合材料的試驗結果，并結合碳基復合材料的力學性能規律，可推斷2D C/C復合材料在2 400 ℃時，力學性能參量將達到極值。對比3D C/C復合材料高溫壓縮性能[14,16]，本文試驗研究結果略有不同，即在1 600 ℃溫度點，壓縮強度較1 200 ℃時降低，降幅為11%，顯著大于5%的離散度。

(a) 壓縮強度與溫度

(b) 模量與溫度

圖3所示為 2D C/C復合材料室溫壓縮載荷-位移曲線與應力-應變曲線。從載荷-位移曲線可看出，除在加載初始階段由于試樣夾持調整引起的非線性外，曲線基本呈線性持續增加，達到極限載荷后，驟然喪失承載能力；應力-應變曲線同樣表現為線彈性，未見材料屈服及損傷發展過程。表明2D C/C復合材料為線彈性、脆性壓縮破壞。

圖4所示為2D C/C復合材料室溫面內壓縮破壞形貌。結合試驗過程與試樣斷口形貌發現，對于長方體試樣，主要發生了2種并存的破壞模式：首先，在試樣表面約1～2 mm范圍內發生分層；隨后，發生脆性纖維束剪切破壞，剪切面傾角在6°～12°范圍內，這一角度與纖維束的卷曲角度相關。從微觀結構上看，材料內部形成了2種形式的裂紋：一種是在相鄰鋪層纖維束之間，基體或纖維束界面區域內較大尺度孔洞或微脫粘位置存在應力集中區起裂、沿著纖維束/基體界面擴展，形成平行加載方向的分層斷裂面，受層間剪切性能控制；另一種在卷曲纖維束在壓縮載荷作用下，發生彎曲變形，產生附加剪應力，在經緯向纖維束交接處的基體富集區起裂，沿著90°纖維束內部、束間基體擴展，引起0°纖維束剪切斷裂，形成一個傾斜的剪切斷裂面，受纖維束剪切性能控制。

(a) 壓縮載荷-位移

(b) 應力-應變

圖4 2D C/C復合材料室溫壓縮破壞形貌Fig.4 Damage appearance of 2D C/C composite with compressive load at room temperature

圖5所示為 2D C/C復合材料在不同溫度下的面內壓縮載荷-位移曲線。從圖5中所示的不同溫度條件下載荷-位移曲線可看出，在一定溫度范圍內材料的載荷-位移曲線形式相同，曲線大致可分為4個階段：第一階段——室溫預載階段，載荷位移曲線基本以線性方式增加至預設載荷；第二階段——恒載升溫階段，調整橫梁位移卸載試樣由于受熱膨脹產生的熱應力，該階段載荷-位移曲線為平直線；第三階段——恒溫加載的初期階段，該階段由于加載夾具的調整，使得載荷-位移曲線表現出一定的非線性特征；第四階段——恒溫加載的中后期，該階段載荷-位移曲線表現為線彈性特征，在載荷達到極限峰值時，試樣破壞，驟然喪失全部承載能力，并伴隨較大爆裂聲音。

載荷-位移曲線的前三個階段特征與試驗方案的設計相關，第四階段載荷-位移曲線特征真實反映了材料在不同溫度下的壓縮行為，表明在室溫～2 400 ℃范圍內，2D C/C復合材料表現為線彈性、脆性壓縮破壞，在破壞前未見明顯屈服及損傷發展過程。對比壓縮載荷-位移曲線，可定性判斷在2 400 ℃溫度范圍內材料壓縮模量隨溫度增加而增大，與材料強度相比, 模量的增幅略小。

(a) 完整載荷-位移曲線

(b) 第I、II 階段局部載荷-位移曲線

圖6所示為2D C/C復合材料在不同溫定下的壓縮破壞形貌。從圖6中可看出，在1 200 ℃和2 400 ℃條件下，材料的破壞模式與室溫相同，表現為分層與纖維束剪切2種模式并存的破壞模式，強度值相對較大；在1 600 ℃和2 000 ℃條件下，材料的破壞模式表現為典型的分層，強度值相對較小。

(a) 1 200 ℃ (b) 1 600 ℃

(c) 2 000 ℃ (d) 2 400 ℃

關于C/C復合材料力學性能隨溫度增加的現象，Fitzer[17]曾從以下兩方面說明了這一特點：一方面是材料各向異性(這包括基體和各向異性纖維)，導致材料在浸漬、碳化和石墨化過程中，形成大的殘余內應力，隨著溫度的增加，殘余內應力逐漸消失；另一方面,石墨是一種六方晶體結構，石墨六方層間的滑動受到高溫碳原子面外振動的阻礙，石墨晶體的性能一般隨著溫度升高而增加。對于本文研究的2D C/C復合材料高溫壓縮特性，認為同樣與上述兩方面因素相關，材料制備過程中，在900～1 100 ℃范圍進行多次的碳化處理，在1 200 ℃測試溫度時，能夠有效釋放不同鋪層纖維束界面間的殘余內應力，加強了層間剪切能力，促使材料表現為承載纖維束剪切破壞模式；隨著溫度的繼續增高，基體碳與纖維束間熱膨脹不匹配性增加，加劇了不同鋪層纖維束之間的剪切應力，引起材料分層破壞，強度參量相對降低；相關研究表明，當溫度超過2 400 ℃時，基體碳呈現出一定的塑性，抗層間剪切變形能力增加，使得材料表現為承載纖維束剪切破壞。此外，基于2D C/C復合材料的預制體結構和制備工藝特點，不同鋪層纖維束間易形成較大尺寸脫層區，對于含有較大尺寸脫層區的試樣，層間剪切強度較弱，宏觀上均表現為分層破壞、壓縮強度相對較低。根據試樣破壞后的斷口形貌判斷，在室溫壓縮試驗中，有該類試樣出現，并判定其為無效試驗。在1 600 ℃溫度點的試樣，破壞模式與上述含有較大脫層區試樣相似，但在高溫試驗后，難以根據斷口形貌給予準確判斷。因此，對于2D C/C復合材料在1 600 ℃溫度范圍表現的壓縮特性是偶然現象還是真實結果，尚需進一步研究。

4 結論

(1) 利用通電加熱測試技術，對2D C/C復合材料的面內壓縮性能進行試驗研究，在室溫～2 400 ℃范圍內，材料壓縮強度和模量隨溫度升高而增加，其中強度較模量增幅顯著，強度和模量均在2 400 ℃左右達到極大值，較室溫強度增加約47%、模量增加約43%；

(2) 在室溫～2 400 ℃范圍內，2D C/C復合材料面內壓縮行為均表現為線彈性、脆性斷裂，破壞模式表現為纖維束分層、纖維束剪切，或者兩者并存；

(3) 層間界面性能在2D C/C復合材料中起著重要作用，層間界面性能的改變直接影響著材料破壞模式及力學性能，對于層間界面足夠強的1 200 ℃和2 400 ℃溫度點試樣，表現為纖維束剪切破壞、壓縮強度較高，對于層間界面較弱的1 600 ℃和2 000 ℃溫度點試樣，表現為分層破壞、壓縮強度較低。

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(編輯：薛永利)

對在2015年度為本刊付出辛勤勞動的各位審稿專家表示深深的謝忱！

2015年度審稿專家
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殷小瑋 范 瑋 張冠玉 廖英強 史宏斌 尹華麗 呂 翔 韓 笑 李高春 劉文芝 俞南嘉 楊立波 晁 濤 胡正東

陸曉峰 朱學平

Experimental investigation on compressive properties of 2D C/C composites at ultra-high temperature

XU Cheng-hai, XU De-sheng, SONG Le-ying, XU Kai, MENG Song-he

(Key Laboratory of Science and Technology for National Defense, Center for Composite Materials and Structure, Harbin Institute of Technology, Harbin 150080,China)

Based on good conductive performances of 2D C/C composites, their compressive properties from room temperature to 2 400 ℃ were studied by using direct electric heating technology to specimens. The test method of mechanical properties of C/C composites at ultra-high temperature was developed, and the damage morphology and changing laws of their in-plane compressive strength and modulus with respect to temperature were obtained. The results indicate that 2D C/C composites exhibit the performance of linear elastic and brittle failure in a certain temperature range, besides, both strength and modulus increase with the temperature. Strength rises dramatically, which reaches the peak at 2 400 ℃. On the other hand, the performance of inter-laminar interface between fiber and matrix plays an important role in 2D C/C composites, and its change will influence both their mechanical properties and fracture modes directly.

2D C/C composites；ultra-high temperature；compressive mechanical properties；fracture modes

2014-11-12；

：2014-12-12。

國家自然科學基金項目(11472092，91216301)。

許承海(1978—)，男，博士，主要從事特種環境復合材料性能評價技術。E-mail:hit-xuchenghai@163.com

V448.15

A

1006-2793(2015)06-0860-05

10.7673/j.issn.1006-2793.2015.06.021