鋁基復(fù)合材料有輕質(zhì)、高強度、高模量、低熱膨脹系數(shù)以及可設(shè)計性強等優(yōu)點,在航空航天等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1,2] 連續(xù)碳纖維增強鋁基復(fù)合材料(CF/Al復(fù)合材料)的比強度和比模量高、抗老化以及耐熱性能好,在高超音速武器和航空發(fā)動機等領(lǐng)域有廣闊的應(yīng)用前景[3,4] 目前對單向CF/Al復(fù)合材料的研究,主要集中在制備[5]、組織性能分析[6]以及失效機理[7]等方面 但是,由于單向CF/Al復(fù)合材料的剪切模量和強度低以及垂直纖維方向的性能較差,在受到偏軸載荷的情況下存在開裂與分層的問題[8,9],限制了它的工程應(yīng)用范圍

三維編織復(fù)合材料是一種以三維整體織物為增強體的新型復(fù)合材料,與傳統(tǒng)的單向復(fù)合材料相比,其厚度方向的纖維使其性能顯著提高 厚度方向的纖維克服了層合板復(fù)合材料層間結(jié)合強度低而容易剪切分層的不足,可滿足多向承載的要求[10] 高雄等[11]使用真空輔助液態(tài)成型工藝制備了三種不同機織結(jié)構(gòu)(淺交彎聯(lián)、淺交直聯(lián)及三維正交)的復(fù)合材料,其拉伸、壓縮、彎曲以及短梁剪切性能測試的結(jié)果表明：機織結(jié)構(gòu)對宏觀力學(xué)性能有顯著的影響,三維正交結(jié)構(gòu)的經(jīng)向拉伸性能最好,而淺交彎聯(lián)結(jié)構(gòu)的性能最差 馮景鵬等[12]用真空壓力浸滲制備了三維正交CF/Al復(fù)合材料,通過顯微組織及室溫、350℃和400℃下的性能測試分析了該復(fù)合材料的彎曲失效機理 Ahmed等[13]研究了三維正交復(fù)合材料(3DWC)在高速沖擊下的力學(xué)性能和破壞行為,發(fā)現(xiàn)Kevlar纖維層的破壞是纖維斷裂和拉出引起的,而碳纖維層破壞是由基體開裂和纖維脆性破壞引起的 Wan等[14]提出了三維正交復(fù)合材料的多尺度建模方案,分析復(fù)合材料準靜態(tài)和高應(yīng)變率壓縮載荷下的損傷行為并計算預(yù)測了宏觀壓縮變形破壞強度 Naik等[15]提出了一種三維正交編織復(fù)合材料強度的模型,可預(yù)測其在經(jīng)向靜態(tài)拉伸載荷和剪切載荷作用下的破壞行為 Sun等[16]通過有限元分析和實驗研究三維正交樹脂基復(fù)合材料的彈道沖擊損傷,驗證了細觀力學(xué)單胞模型在復(fù)合材料彈道沖擊極限強度預(yù)測中的有效性 目前三維正交復(fù)合材料承載變形損傷行為與失效機理的研究,主要集中在傳統(tǒng)樹脂基復(fù)合材料領(lǐng)域[17] 而有關(guān)三維正交鋁基復(fù)合材料的研究,僅見于材料的制備和性能測試 為了掌握其內(nèi)在失效機理,有必要進一步開展其宏細觀結(jié)構(gòu)損傷與斷裂力學(xué)行為的數(shù)值模擬與實驗研究 本文采用細觀力學(xué)數(shù)值模擬與實驗結(jié)合的方法,研究一種新型三向正交碳纖維增強鋁基復(fù)合材料(三向正交CF/Al復(fù)合材料)在經(jīng)向拉伸載荷作用下的損傷和斷裂力學(xué)行為

1 實驗方法

增強體材料選用6K石墨纖維M40J,其基本性能參數(shù)列于表1 選用鎂含量為9.55%~11%的鋁鎂系鑄造鋁合金ZL301作為基體材料,以提高界面的潤濕性和控制界面反應(yīng)[6,18],其化學(xué)成分列于表2 三向正交CF/Al復(fù)合材料預(yù)制體的織造工藝參數(shù)列于表3,其真實外觀和機織結(jié)構(gòu)模型分別如圖1a和圖1b所示

Table 1

表1

表1石墨纖維M40J的基本性能參數(shù)

Table 1performance parameters of graphite fiber M40J

Fiber type	d/μm	Tensile strength/MPa	Young's modulus/GPa	Density/g·cm-3	Elongation/%	Poisson's ratio
M40J	6	4400	377	1.81	0.7	0.26

Table 2

表2

表2鋁合金ZL301的化學(xué)成分

Table 2Chemical composition of the aluminum alloy ZL301 (mass fraction, %)

Elements	Si	Mg	Cu	Mn	Ti	Al
Content	0.3	9.5～11.0	0.1	0.15	0.15	Bal.

Table 3

表3

表3三向正交織物編織工藝參數(shù)

Table 3Architecture parameters of the 3D orthogonal woven fabric

Fabric structure	Fabric size/mm	Yarn density /bundle·cm-1	Yarn specification	Fabric weight /kg	Fiber content/%
3D orthogonal	200×250×4	Warp：12 Weft：5	Warp yarn：M40 6K×3 Weft yarn：M40 6K×2 Z yarn：M40 6K×1	0.975	50

圖1三向正交織物和三向正交CF/Al復(fù)合材料

Fig.13D orthogonal woven fabric and 3DOW-CF/Al composites (a) fabric appearance, (b) fabric architecture, (c) 3DOW-CF/Al composite

采用真空輔助壓力浸滲法制備三向正交CF/Al復(fù)合材料,設(shè)備的示意圖如圖2所示,其工藝流程為：



圖2真空壓力浸滲爐示意圖

Fig.2Schematic diagram of the vacuum-assisted pressure infiltration apparatus

①將已封裝的預(yù)制體和熔融的鋁液分別放入浸滲室和熔化室；②抽真空后通入氬氣,并保溫預(yù)熱一定時間 ③以壓力為8 MPa的氮氣為加壓氣體,將熔融溫度為720℃的液態(tài)鋁合金浸滲到預(yù)制體內(nèi) 保壓一定時間后將復(fù)合材料隨爐冷卻至室溫 制備出的鋁基復(fù)合材料板材,如圖1c所示

拉伸用試樣,如圖3a所示 使用電火花線切割機從復(fù)合材料板上沿經(jīng)紗方向(圖1c鋼尺方向)切割如圖3b所示的拉伸試樣 為了避免試樣夾持端在拉伸實驗過程中發(fā)生非正常斷裂,在試樣夾持端表面粘貼厚為0.5 mm的鋁板加強片 在Instron5569型試驗機上進行準靜態(tài)單向拉伸試驗,拉伸速率為0.5 mm/min 用光學(xué)顯微鏡觀察復(fù)合材料中紗線沿三個方向的幾何特征和機織結(jié)構(gòu)分布 用Quanta2000型掃描電鏡(SEM)觀察復(fù)合材料的顯微組織和拉伸斷口形貌



圖3三向正交CF/Al復(fù)合材料拉伸試樣

Fig.3Tensile specimen of the 3DOW-CF/Al composites (a) specimen size (mm), (b) specimen appearance

2 細觀力學(xué)有限元模型2.1 單胞模型

影響三維編織復(fù)合材料力學(xué)性能的因素,除了材料組分還有紗線分布形態(tài),據(jù)此應(yīng)建立盡可能接近其內(nèi)部紗線真實細觀結(jié)構(gòu)特征的三維正交CF/Al復(fù)合材料細觀單胞模型 用光學(xué)顯微鏡觀察的三向正交CF/Al復(fù)合材料內(nèi)部的顯微組織結(jié)構(gòu),如圖4所示



圖4三向正交CF/Al復(fù)合材料的顯微組織結(jié)構(gòu)

Fig.4Architecture and cross-section of yarns in the 3DOW-CF/Al composites (a) warp yarn direction, (b) weft yarn direction, (c) Z yarn direction, (d) microstructure of yarns

可以看出,基體合金在紗線之間填充飽滿,基體沒有裂紋或空洞等缺陷,經(jīng)紗、緯紗和Z紗在基體合金中分布較為規(guī)則且有良好的周期性分布特征 本文基于以上觀察結(jié)果并作如下假設(shè)建模：

①紗線截面形狀規(guī)則、完整,經(jīng)紗、Z紗以及內(nèi)部緯紗的截面形狀為圓角化后的矩形,上下表層的緯紗截面為半橢圓狀；②三種類型的紗線在基體合金中連續(xù)分布且同一類型的紗線之間相互平行,三類紗線兩兩處于垂直正交；③紗線之間的空隙被基體合金完全填充,基體材料中沒有微觀缺陷

用定量金相法測量獲得了三類紗線截面形狀尺寸以及紗線的排布間距(圖4),考慮到復(fù)合材料厚度方向的上下表面結(jié)構(gòu)與內(nèi)部結(jié)構(gòu)存在較大差異,建模時保持厚度方向復(fù)合材料結(jié)構(gòu)完整而經(jīng)紗與緯紗方向具有周期性特征

基于以上假設(shè)建立的三維正交CF/Al復(fù)合材料的細觀結(jié)構(gòu)幾何模型,如圖5所示 在得到的細觀幾何模型上取一個周期的單胞,就可得到如圖6所示的細觀結(jié)構(gòu)單胞模型 基于單胞模型,進行后續(xù)的有限元計算與分析



圖5三向正交CF/Al復(fù)合材料細觀結(jié)構(gòu)幾何模型的建模過程

Fig.5Mesoscale structure model of the 3DOW-CF/Al composites



圖6三向正交CF/Al復(fù)合材料的細觀結(jié)構(gòu)單胞幾何模型

Fig.6Mesoscale structure unit cell model of the 3DOW-CF/Al composites (a) with matrix alloy, (b) without matrix alloy

2.2 邊界條件和均勻化方法

在復(fù)合材料的單胞模型中三類紗線在面內(nèi)的兩個方向(經(jīng)/緯向)上周期性排布,而在厚度方向上結(jié)構(gòu)完整 因此,在細觀力學(xué)模擬中需要在X和Y邊界表面上施加周期性邊界條件以滿足相鄰單胞邊界上的應(yīng)力連續(xù)和位移協(xié)調(diào)關(guān)系,并在Z向邊界表面施加自由邊界條件[19] 由于紗線之間的間隙非常小且復(fù)雜,采用四面體單元對復(fù)合材料單胞模型進行有限元離散化會使單胞上平行表面網(wǎng)格節(jié)點不能保持嚴格的坐標對應(yīng)關(guān)系,從而難以施加傳統(tǒng)的周期性邊界條件 因此,本文采用一種改進的周期性邊界條件[20],其示意圖如圖7所示 同時,使用Python語言預(yù)編子程序施加了單胞上周期性邊界條件 周期性邊界條件可表示為



圖7改進后的PBC示意圖

Fig.7Schematic of the improved PBCs

μij+(M)-[N(M')]μij-(S1)μij-(S2)μij-(S3)=εˉikΔxkj(1)

式中上標 j+和 j-分別表示沿X軸的正方向和負方向； M'是M的對應(yīng)點； εˉik表示細觀力學(xué)有限元模型的平均應(yīng)變； Δxkj表示點M和點 M'沿著X軸方向恒定不變的距離；N(M')是三角形元素中點 M'的形函數(shù)矩陣,可通過點 M'的坐標和三角形的頂點S1、S2、S3的坐標來確定；μ是位移矩陣

為了得到復(fù)合材料的宏觀應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系曲線,在細觀力學(xué)單胞有限元模擬結(jié)果后處理中用體積平均法計算其載荷增量步下的平均應(yīng)力和應(yīng)變

σˉij=1VσijdV(i,j=1,2,3)(2)

εˉij=1VεijdV(i,j=1,2,3)(3)

式中 σˉij和 εˉij分別為平均應(yīng)力和平均應(yīng)變, σij和 εij分別為單胞模型中各單元積分點的應(yīng)力分量和應(yīng)變分量, V為單胞模型中單元的體積總和

2.3 材料模型

在三向正交CF/Al復(fù)合材料中,基體為各向同性鋁合金材料 基于鑄態(tài)ZL301合金拉伸力學(xué)行為,將實驗與數(shù)值模擬相結(jié)合,計算出的復(fù)合材料基體合金彈性和塑性性能參數(shù)列于表4[21] 其中基體合金的斷裂塑性應(yīng)變僅為0.8%,因為在復(fù)材制備中較低的冷卻速率使鋁合金晶粒較粗大,而晶粒組織細化是改善韌性和提高斷裂延伸率的重要手段[22] 根據(jù)表4中的材料性能參數(shù),采用Ludwik本構(gòu)模型表征基體塑性應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系

Table 4

表4

表4基體合金的彈性和塑性性能

Table 4Elastic and plastic properties of the matrix alloy

/MPa Em	νm	σym /MPa	EHm /MPa	σum /MPa	ε0pl /%	εfpl /%
81700	0.33	79.0	24900	130.0	0.16	0.80

Note:Em—Young's modulus, νm—Poisson's ratio, σym—yield strength, EHm—strain hardening modulus, σum—fracture strength, ε0pl—the critical plastic strain of damage initiation, εfpl—the critical plastic strain of failure



σ=σ0+kεn(4)

式中 σ和 ε分別為基體合金塑性流動應(yīng)力與塑性應(yīng)變, n為應(yīng)變硬化指數(shù), σ0和 k分別為屈服應(yīng)力與強度因子 采用von Mises準則判斷基體合金屈服行為,基體屈服后服從各向同性強化準則

在細觀力學(xué)有限元模型中,采用適用于彈塑性材料的延性損傷準則定義基體合金塑性變形損傷演化過程 基于等效塑性應(yīng)變的線性軟化準則的塑性損傷演化因子Dm,可表達為

Dm=εpl-ε0plεfpl-ε0pl(5)

式中 εpl為等效塑性應(yīng)變, ε0pl和 εfpl分別為臨界損傷(Dm=0)和臨界失效(Dm=1)時的等效塑性應(yīng)變 基體合金發(fā)生損傷后,采用材料剛度降解法處理其力學(xué)響應(yīng)行為

σi=Cijσ00Cijτ×εjCijσ=1/(1-Dm)Em-νm/(1-Dm)Em-νm/(1-Dm)Em1/(1-Dm)Em-νm/(1-Dm)Emsym.1/(1-Dm)Em-1Cijτ=1/(1-Dm)Gm001/(1-Dm)Gm0sym.1/(1-Dm)Gm-1(6)

式中 Gm為基體合金剪切模量, Gm=Em/2(1+vm)

從圖4d可以看出,紗線內(nèi)部纖維絲周圍均勻地填充著基體鋁合金,使用Image-Pro Plus圖像處理軟件對圖4d中所有纖維進行識別并求得纖維截面積之和,將其除以圖像總面積得到紗線的纖維體積分數(shù)為Vf=69% 紗線本質(zhì)上可看成碳纖維和基體合金組成的單向CF/Al復(fù)合材料,可使用Hopkins等[23]提出的細觀力學(xué)經(jīng)驗公式預(yù)測其橫觀各向同性彈性常數(shù)

E11=VfE11f+(1-Vf)EmE22=E33=Em/1-Vf(1-Em/E22f)G12=G13=Gm/1-Vf(1-Gm/G12f)G23=Gm/1-Vf(1-Gm/G23f)υ12=υ13=Vfυ12f+(1-Vf)υmυ23=Vfυ23f+(2υm-υ12)(7)

式中 E11、 E22分別為紗線軸向和橫向彈性模量, G12、 G23分別為紗線軸向和橫向剪切模量, υ12、 υ23分別為紗線軸向和橫向泊松比； Vf為紗線纖維體分, E11f、 E22f為纖維軸向、橫向彈性模量, G12f、 G23f為纖維軸向、橫向剪切模量, υ12f、 υ23f為纖維軸向、橫向泊松比 纖維的彈性性能常數(shù)列于表5

Table 5

表5

表5纖維的彈性和強度[24]

Table 5Elastic constants and strength parameters of the fiber

E11f/GPa	E22f/GPa	υ12f	υ23f	G12f/GPa	G23f/GPa	Xtf/MPa	Xcf/MPa
377	19	0.26	0.3	8.9	7.3	1760	900

根據(jù)文獻[25, 26]對單向纖維增強鋁基復(fù)合材料的研究結(jié)果,其軸向力學(xué)性能主要取決于纖維性能及其體積分數(shù),可應(yīng)用混合法則計算紗線的軸向拉伸和壓縮強度性能

Xt=VfXtf+(1-Vf)σym(8)

Xc=VfXcf+(1-Vf)σc,um(9)

式中, Xt和 Xc為紗線的等效拉伸和壓縮強度, Vf為紗線中纖維體積分數(shù), Xtf和 Xcf為纖維的軸向拉伸和壓縮強度, σym和 σc,um為基體合金的拉伸屈服強度和極限壓縮強度

在橫向和剪切載荷作用下,單向纖維增強復(fù)合材料的極限強度主要取決于其基體材料的力學(xué)性能 使用Huang等[27]提出的橋聯(lián)本構(gòu)模型預(yù)測紗線的橫向強度

Y=σum?αe2m-αe2m-αp2mσymαp2m?αe2mαe2m=0.5(E22f+Em)VfE22f+0.5(1-Vf)(Em+E22f)αp2m=0.5(E22f+EHm)VfE22f+0.5(1-Vf)(EHm+E22f)(10)

式中 σum和 σym分別為基體合金極限和屈服強度, EHm為基體合金的應(yīng)變硬化模量

單向復(fù)合材料剪切強度預(yù)測的橋聯(lián)模型可表達為

S=MinXtf-(αe3f-αp3f)σ120αp3f,σum-(αe3m-αp3m)σ120αp3m(11)

式中 σ120=Minσym3αe3m,Xtfαe3f, αe3m=0.5(G12f+Gm)VfG12f+0.5(1-Vf)(Gm+G12f), αe3f=G12fVfG12f+0.5(1-Vf)(Gm+G12f), αp3f=3G12f3VfG12f+0.5(1-Vf)(EHm+3G12f), αp3m=0.5(3G12f+EHm)3VfG12f+0.5(1-Vf)(EHm+3G12f)

根據(jù)復(fù)合材料基體合金和纖維的力學(xué)性能參數(shù),使用式(6~ 10)計算出列于表6的紗線橫觀各向同性彈性常數(shù)和強度性能參數(shù) 在細觀力學(xué)有限元模型中將紗線視為橫觀各向同性的單向復(fù)合材料,應(yīng)用改進的Tsai-Wu強度準則判定其失效行為

F1σ11+F2σ22+F3σ33+F11σ112+F22σ222+F33σ332+2F12σ11σ22+2F23σ22σ33+2F31σ33σ11+F44σ232+F55σ132+F66σ122≥1(12)

式中 F1=1Xt-1Xc, F2=F3=1Yt-1Yc, F11=1XtXc, F22=F33=1YtYc, F12=F31=-12XtXcYtYc, F23=-12YtYc, F44=1S232, F55=F66=1S122 以上各強度系數(shù),可使用表6中紗線的橫觀各向同性強度參數(shù)計算

Table 6

表6

表6紗線的彈性常數(shù)與強度性能參數(shù)

Table 6Elastic constants and strength parameters of the yarn

E11/MPa	E22/MPa	G12/MPa	G23/MPa	ν12	ν23
285460	21840	10120	8380	0.28	0.59
Xt/MPa	Xc/MPa	Yt/MPa	Yc/MPa	S12/MPa	S23/MPa
1240	750	34	112	100	16

從三向正交CF/Al復(fù)合材料內(nèi)部顯微組織可以看出,三類紗線與基體合金之間均存在界面結(jié)合,對其拉伸變形力學(xué)行為有顯著的影響 該界面由紗線表面纖維與基體合金接觸形成的微觀界面構(gòu)成,與紗線尺寸相比該界面的厚度極為細小 在細觀力學(xué)有限元模型中用“零”厚度內(nèi)聚力單元(Cohesive Element)描述基體合金與紗線之間的界面 采用的界面結(jié)合性能參數(shù)列于表7[28] 在碳纖維與液態(tài)鋁浸滲復(fù)合制備過程中,溫度高于500℃時會發(fā)生界面反應(yīng)并生成Al4C3相[18],因此界面屬于化學(xué)結(jié)合 本文使用的鋁鎂合金ZL301含有9.5%~11%的鎂,可減少界面反應(yīng)并抑制Al4C3相生成[6] 界面結(jié)合特征屬于較弱的化學(xué)結(jié)合狀態(tài),因此細觀力學(xué)模型中的界面結(jié)合強度較低 基于內(nèi)聚力模型中的牽引力-分離位移法則,界面在變形過程中有彈性變形和損傷演化階段(圖8)

Table 7

表7

表7細觀力學(xué)模型中界面結(jié)合性能參數(shù)

Table 7Interfacial property parameters used in the micro-scale and mesoscale model

tn0/MPa	ts0/MPa	tt0/MPa	Δˉ0/10-6m	Δˉf/10-6m
16.0	9.5	9.5	0.08	0.72

圖8內(nèi)聚力模型的牽引力-分離位移法則

Fig.8Traction-separation displacement rule of cohesion model

采用最大名義應(yīng)力準則

Maxtntn0,tsts0,tttt0=1(13)

作為內(nèi)聚力單元的損傷判據(jù),式中 tn、 ts、 tt分別為界面的法向和切向應(yīng)力分量, tn0、 ts0、 tt0分別為相應(yīng)的界面極限強度

從圖8可見,發(fā)生損傷后的內(nèi)聚力單元性能隨著界面分離位移的增加而線性衰減 定義界面損傷因子 DI(0~1)描述界面損傷演化行為[29],

DI=Δˉf(Δˉ-Δˉ0)Δˉ(Δˉf-Δˉ0)(14)

式中 Δˉ為界面等效分離位移, Δˉf為臨界失效等效分離位移, Δˉ0為臨界損傷等效分離位移

3 結(jié)果和分析3.1 宏觀力學(xué)響應(yīng)行為

采用上節(jié)建立的細觀力學(xué)有限元模型進行三向正交CF/Al復(fù)合材料經(jīng)向拉伸變形數(shù)值模擬,均勻化計算出復(fù)合材料宏觀力學(xué)響應(yīng)曲線,其與拉伸試驗得到的應(yīng)力-應(yīng)變曲線的對比結(jié)果如圖9所示 可以看出,在經(jīng)向拉伸變形前期階段(拉伸應(yīng)變小于0.2%),拉伸應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增加而線性增長,復(fù)合材料表現(xiàn)出明顯的線彈性力學(xué)行為,而且計算曲線與實驗曲線基本重合,復(fù)合材料彈性模量的測試結(jié)果的平均值為120.7GPa,細觀力學(xué)模型計算誤差為-3.21%(表8) 在拉伸應(yīng)變超過0.2%的變形過程中,拉伸應(yīng)力隨著應(yīng)變的增加繼續(xù)增長,但是其增長速率有所下降,復(fù)合材料表現(xiàn)出較為顯著的非線性力學(xué)響應(yīng)特性 這表明,在變形的中后期復(fù)合材料內(nèi)部組元結(jié)構(gòu)出現(xiàn)了一定程度的損傷發(fā)展與累積過程 值得注意的是,在相同的拉伸變形量下拉伸應(yīng)力的計算值均高于試驗值,而且試驗曲線也不一致 其原因是,在實際制備的復(fù)合材料基體中有少量的微觀缺陷[12,30] 同時,在高溫制備中因組分材料熱失配而出現(xiàn)殘余應(yīng)力[31],二者均使復(fù)合材料的宏觀力學(xué)性能降低 而在細觀力學(xué)模型中未考慮復(fù)合材料制備微觀缺陷和熱殘余應(yīng)力的影響 對比細觀力學(xué)模型計算出的應(yīng)力-應(yīng)變曲線與實驗曲線,相比于拉伸試驗結(jié)果的平均值,細觀力學(xué)有限元模型對復(fù)合材料彈性模量、極限強度和斷裂應(yīng)變的相對計算誤差均在10%以內(nèi),基本可滿足工程計算需求



圖9三向正交CF/Al復(fù)合材料拉伸應(yīng)力-應(yīng)變的計算曲線和試驗曲線

Fig.9Experimental and predicted tensile stress-strain curves of the 3DOW-CF/Al composites under warp directional tension

Table 8

表8

表8三向正交CF/Al復(fù)合材料拉伸力學(xué)性能的計算和試驗結(jié)果

Table 8Experimental and computational results of the mechanical properties of 3DOW-CF/Al composites

Mechanical properties	Elastic moduli/GPa	Tensile strength/MPa	Fracture strain/%
Calculation	116.82	785.32	0.75
Experiments	120.70	771.75	0.83
Calculation error/%	-3.21	1.75	-9.63

3.2 損傷演化和失效過程

圖10給出了經(jīng)向拉伸變形過程中三向正交CF/Al復(fù)合材料內(nèi)部組元結(jié)構(gòu)損傷演化、累積與失效行為的數(shù)值模擬結(jié)果 在拉伸變形的初始階段,當拉伸變形量為0.04%時(圖9中A點),復(fù)合材料的界面屬于弱化學(xué)結(jié)合使結(jié)合強度較低,在Z紗的界面處先出現(xiàn)局部失效,位于Z紗的彎曲部位(圖10a) 該處界面在拉伸載荷作用下剪應(yīng)力水平較高而界面剪切性能較差,因此最先開始失效 當拉伸變形量增加到0.11%時(圖9中B點),經(jīng)紗與Z紗之間的基體合金開始損傷 其原因是,Z紗界面失效后提高了其附近基體合金應(yīng)力水平,加之紗線之間空隙內(nèi)的基體合金的厚度較小,因此此區(qū)域的基體合金最早出現(xiàn)損傷



圖10三向正交CF/Al復(fù)合材料的拉伸損傷演化和失效過程

Fig.10Damage progression and failure process of the 3DOW-CF/Al composites: (a) local interface failure, (b) initial matrix damage, (c) local failure of Z yarns, (d) failure of weft and Z yarns, (e) initial failure of warp yarns, (f) local failure of matrix, (g) fracture status of yarns

當拉伸變形量增加到0.35%時(圖9中C點)復(fù)合材料中的Z紗出現(xiàn)局部失效,因為復(fù)合材料上下表層內(nèi)的Z紗較大的彎曲程度不利于承載而出現(xiàn)局部開裂(圖10c、圖10d) 在拉伸變形量達到0.568%時(圖9中D點),垂直于拉伸載荷方向的緯紗開始出現(xiàn)局部失效(圖10d、圖10e所示),同時在Z紗中出現(xiàn)了更大范圍的失效 紗線本質(zhì)上為橫觀各向同性的單向復(fù)合材料,其橫向承載能力遠遠低于軸向力學(xué)性能(表6),因此經(jīng)向拉伸變形中主要承受橫向拉伸載荷的緯紗和Z紗極易出現(xiàn)開裂而較早失效 值得注意的是,在經(jīng)向拉伸過程中內(nèi)部Z紗和緯紗均受橫向拉伸載荷作用而有早期破壞的趨勢,但是復(fù)材上下表面彎曲的Z紗在水平拉伸載荷下有伸直的傾向 這種傾向?qū)?nèi)部的緯紗、基體合金和經(jīng)紗均產(chǎn)生擠壓,有利于抑制基體合金裂紋擴展和緯紗的橫向開裂,使緯紗的橫向開裂明顯晚于Z紗 特別是基體合金出現(xiàn)失效最晚,這在一定程度上有利于改善復(fù)合材料承載能力

隨著拉伸載荷的進一步增大,當拉伸應(yīng)變量達到0.724%時(圖9中的E點)局部失效的緯紗與經(jīng)紗之間的基體合金經(jīng)過損傷累積后出現(xiàn)了顯著的失效(圖10f),使與之毗鄰的經(jīng)紗中開始發(fā)生局部失效(圖10e) 在經(jīng)向拉伸的最后階段,經(jīng)紗與基體合金的失效使復(fù)合材料整體上失去承載能力,其經(jīng)向拉伸應(yīng)力曲線急劇下降(圖9中F點) 這表明,在經(jīng)向拉伸條件下復(fù)合材料中經(jīng)紗因處于軸向拉應(yīng)力狀態(tài)而變成主要承載單元,在基體合金損傷累積、緯紗和Z紗先后開裂的交互作用下,變形后期經(jīng)紗的軸向斷裂是引起復(fù)合材料最終整體失效的主要機制

圖11給出了三向正交CF/Al復(fù)合材料經(jīng)向拉伸試樣的斷口形貌試驗分析結(jié)果 由圖11a可以看出,復(fù)合材料拉伸斷裂先發(fā)生在緯紗和Z紗所形成的平面上,經(jīng)紗斷裂后從緯紗與Z紗正交交織處的基體合金中拔出并留下明顯的空洞,斷裂拔出后的經(jīng)紗呈現(xiàn)出參差不齊的狀態(tài) 由于緯紗和Z向紗均處于垂直于經(jīng)向拉伸方向的排布方式,使二者在橫向載荷作用下極易先發(fā)生界面脫粘而開裂,產(chǎn)生的微裂紋沿著紗線表面擴展延伸到紗線交接處的基體合金中,使基體失效進而引起與之相鄰的經(jīng)向紗線產(chǎn)生應(yīng)力集中,使經(jīng)向紗線在變形后期發(fā)生軸向斷裂 結(jié)合模擬和實驗結(jié)果,在復(fù)合材料的拉伸變形中始終伴隨界面脫粘失效過程,因此界面強度是決定復(fù)合材料性能的關(guān)鍵因素之一 這二者關(guān)系的定量化分析與預(yù)測,是將來通過界面設(shè)計改善材料性能的重要技術(shù)手段



圖11三向正交CF/Al復(fù)合材料經(jīng)向拉伸斷口的形貌

Fig.11Fracture morphology of the 3DAW-CF/Al composites at warp directional tension condition (a) fracture morphology of the yarns, (b) fracture morphology inside the warp yarn

由圖11b可以看出,復(fù)合材料中經(jīng)紗的軸向拉伸微觀斷口總體上較為平齊,大部分纖維斷口呈現(xiàn)軸向拉伸破壞特征,纖維與基體的結(jié)合較為緊密,經(jīng)紗表現(xiàn)出一定的脆性斷裂特征 這表明,三向正交CF/Al復(fù)合材料在經(jīng)向拉伸載荷作用下的最終失效,是經(jīng)紗中纖維斷裂和基體失效所導(dǎo)致的經(jīng)紗軸向斷裂,與細觀力學(xué)數(shù)值模擬結(jié)果基本上一致

4 結(jié)論

(1) 使用細觀力學(xué)單胞有限元模型對三向正交CF/Al復(fù)合材料宏觀力學(xué)響應(yīng)的計算與實驗曲線基本吻合,經(jīng)向拉伸彈性模量、極限強度和斷裂應(yīng)變的計算誤差均小于10%,滿足工程預(yù)測要求

(2) 這種復(fù)合材料在經(jīng)向拉伸變形初期表現(xiàn)出明顯的線彈性力學(xué)特性,其變形中后期的非線性宏觀力學(xué)響應(yīng)是其內(nèi)部基體、界面的損傷累積以及與紗線失效交互作用的結(jié)果

(3) 三向正交CF/Al復(fù)合材料的上下表層Z紗彎曲部位先發(fā)生界面失效和斷裂,隨著載荷的增大發(fā)生基體合金損傷累積以及Z紗與緯紗的橫向失效,其交互作用誘發(fā)經(jīng)紗斷裂并最終使復(fù)合材料失去承載能力

(4) 經(jīng)向拉伸斷口呈現(xiàn)緯紗與Z紗交織平面早期橫向開裂以及后期經(jīng)紗斷裂從該平面拔出的形貌,與數(shù)值模擬結(jié)果基本相同 紗線纖維脆斷拔出導(dǎo)致的經(jīng)紗軸向斷裂,是這種復(fù)合材料失效的主要機制

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