国产Al₂O_3f/Al₂O₃复合材料的室温和1000 ℃拉伸性能

Tensile properties of domestic Al₂O_3f/Al₂O₃ composite at room temperature and 1000 ℃

摘要

连续氧化铝纤维增强氧化铝复合材料（Al₂O_3f/Al₂O₃）是发展高性能航空发动机热端部件的理想材料。本工作研究了国产Al₂O_3f/Al₂O₃复合材料的室温和1000 ℃拉伸力学性能，使用SEM观察拉伸试样的微观形貌和断口形貌，使用TEM观察纤维的微观结构，采用Weibull分布统计分析抗拉强度，利用纤维推入法得到纤维/基体界面剪切强度。结果表明，国产Al₂O_3f/Al₂O₃复合材料室温抗拉强度为（257±31） MPa，1000 ℃的抗拉强度为室温的78%，已达到国际Nextel610/Al₂O₃水平。研究发现，界面结合强度是影响抗拉强度的主要因素。界面结合强度较低，纤维拔出长且分散，抗拉强度高；界面结合强度较高，发生纤维束断裂，且纤维拔出变短，抗拉强度低。

Abstract

Continuous alumina fiber reinforced alumina composite （Al₂O_3f/Al₂O₃） is an ideal material for developing high-performance aero-engine hot section components. In this study， the room-temperature and 1000 ℃ tensile mechanical properties of domestic Al₂O_3f/Al₂O₃ are investigated. The microscopic morphology and fracture morphology of tensile specimens are observed by SEM. The microstructure is observed by TEM. The tensile strength is analyzed using the Weibull distribution， and the fiber/matrix interfacial shear strength is obtained by the fiber push-in method. The results show that the room-temperature tensile strength of domestic Al₂O_3f/Al₂O₃ is （257±31） MPa while the tensile strength at 1000 ℃ is 78% of room temperature strength， reaching the level of foreign Nextel610/Al₂O₃. The interfacial bonding is the main factor affecting the tensile strength. High tensile strength with low interfacial bonding strength， results in long and dispersed fiber pull-out. Low tensile strength with high interfacial bonding strength， results in fiber bundle breakage and shorter fiber pull-out.

Graphical abstract

关键词

氧化铝纤维 / Al₂O_3f/Al₂O₃复合材料 / 拉伸性能 / 强度分散性 / 界面结合强度

Key words

alumina fiber / Al₂O_3f/Al₂O₃ composite / tensile property / strength dispersion / interfacial bonding strength

连续氧化铝纤维增强氧化铝复合材料（Al₂O_3f/Al₂O₃）由主要成分为氧化铝的连续纤维和基体组成，克服了氧化铝陶瓷脆性大的问题，具有低密度、抗氧化、耐高温、耐水汽腐蚀等优异性能^［1］，是发展航空发动机热端部件的关键材料之一^［2］。

美、日等国已研发出多种氧化铝纤维，如美国3M公司的Nextel系列、日本住友公司的Altex系列等^［3］。并进一步发展出成熟的Al₂O_3f/Al₂O₃制备工艺，其中多孔基体被广泛使用，该基体能够实现弱界面结合使得裂纹偏转，从而提高材料的损伤容限^［4］，充分发挥纤维的增强作用。Nextel610纤维中Al₂O₃含量超过99%，是氧化铝纤维中抗拉强度最高的纤维。Nextel610纤维为增强体制备的Al₂O_3f/Al₂O₃具有优异的室温拉伸性能^［5］，并成功应用于航空发动机中心锥和喷管部件。Nextel720纤维中加入莫来石，提高了纤维的高温热稳定性。Nextel720纤维作为增强体制备的Al₂O_3f/Al₂O₃具有优异的高温性能^［6］，已应用于燃气轮机燃烧室外衬等。国内对Al₂O_3f/Al₂O₃的研究起步较晚，但近年来也取得很大进展，使用Nextel系列氧化铝纤维，制备出多种Al₂O_3f/Al₂O₃，其抗拉强度等基本性能达到了国外同类材料水平^［7-8］。多家单位已制备出连续氧化铝纤维^［9］，深入研究国产纤维增强的Al₂O_3f/Al₂O₃的力学性能，实现国产氧化铝纤维替代Nextel系列氧化铝纤维，满足我国航空发动机等对Al₂O_3f/Al₂O₃的迫切需求。

为此，本工作研究了国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温和1000 ℃拉伸性能，采用Weibull分布对抗拉强度进行统计分析。使用TEM观察纤维的微观结构。使用SEM观察断口形貌，利用纤维推入实验表征材料的界面力学性能，探究影响Al₂O_3f/Al₂O₃拉伸性能的因素，为提高国产Al₂O_3f/Al₂O₃的性能提供参考。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

研究材料为山东大学生产的氧化铝纤维增强氧化铝复合材料（Al₂O_3f/Al₂O₃），增强体为缎纹编织Al₂O₃纤维布，并在Z向穿刺纤维束，单根纤维直径10~12 μm。采用浆料浸渍烧结和溶胶浸渍烧结制备基体，基体主要是由氧化铝颗粒构成。Al₂O_3f/Al₂O₃的纤维体积分数为51%，密度为2.7 g·cm^-3，孔隙率为23%。

1.2 实验方法

在电子万能试验机（DDL-100）上进行室温（room temperature，RT）和1000 ℃拉伸实验，试样如图1所示。在室温试件标距段粘贴应变片记录拉伸应变，试样两端粘贴加强片。使用高温引伸计（MTS632.51F-04）测量高温应变，将试样放置于高温环境箱内加热，升温速率为30 ℃/min，达到实验温度后保温30 min。实验采用1 mm·min^-1的加载速率加载至试样失效。由拉伸应力-应变曲线得到抗拉强度和断裂应变。平行试样数量为15。

1.3 原位性能实验

将拉伸试样截面抛光，保证上下表面平行，在纳米压痕仪（Hysitron Ti950）上进行微纳力学测试。通过纳米压痕测试纤维和基体模量，采用Berkovich压头，压入载荷为10 mN，加载和卸载速率为2 mN·s^-1，保载时间为2 s。通过纤维推入测试界面力学性能，采用直径为10 μm的平压头，推入速率30 nm·s^-1，最大深度为1500 nm。每个试样选取至少9根0°纤维进行推入实验，计算界面力学性能并取平均值。

1.4 微观分析

使用SEM（Clara GMH型）观察拉伸试样的断口形貌和微观形貌，使用聚焦离子/电子双束电镜（Helios G4 CX型）制备透射电镜样品，利用TEM（F30 G2型）观察原始试样纤维的微观结构。

2 结果与分析

2.1 微观形貌与结构

图2为Al₂O_3f/Al₂O₃试样的微观形貌。图2（a）为原始Al₂O_3f/Al₂O₃的SEM照片，可见纤维束内存在小孔洞，基体有微裂纹和少量孔洞。Z向纤维束贯穿整个试样厚度，纤维束附近有大孔洞和大量裂纹（图2（b））。图2（c），（d）分别为国产氧化铝纤维的TEM的明场像和SAED图谱，可以看出国产Al₂O₃纤维为多晶纤维，选区电子衍射图谱分别对应于α-Al₂O₃的（012），（014），（006）晶面。因此国产氧化铝纤维主要由α-Al₂O₃纳米晶构成，纤维单丝直径10~12 μm，与美国3M公司的Nextel610纤维^［10］相似。图2（e），（f）为室温和1000 ℃拉伸试样标距段的截面SEM照片，高倍下观察基体主要由纳米级氧化铝颗粒构成，纤维和基体之间无界面相。室温下多孔基体的颗粒分明，颗粒间结合不紧密，呈现典型的多孔基体特征，纤维/基体界面清晰（图2（e））。高温下部分基体颗粒相连，且纤维/基体界面结合增大，界面变得模糊（图2（f））。

2.2 拉伸性能

图3为Al₂O_3f/Al₂O₃在室温和1000 ℃拉伸性能。图3（a）为Al₂O_3f/Al₂O₃在室温和1000 ℃下的拉伸应力-应变曲线。室温拉伸应力-应变曲线呈近线性变化，在1000 ℃下拉伸应力-应变曲线与室温高度相似，曲线初始阶段几乎重合，模量基本保持不变，抗拉强度和断裂应变减小。表1为本工作研究材料和国内外Al₂O_3f/Al₂O₃的拉伸性能^{［5-8，11-16］}。国产Al₂O_3f/Al₂O₃与Pritzkow采用相同制备工艺，两者抗拉强度基本一致。GE采用前驱体浸渍-裂解法制备了Al₂O_3f/Al₂O₃，其强度低于国产Al₂O_3f/Al₂O₃抗拉强度，而采用胶体新工艺和溶胶-凝胶法制备的Al₂O_3f/Al₂O₃强度优于国产Al₂O_3f/Al₂O₃。对比不同纤维增强的Al₂O_3f/Al₂O₃性能可知，Nextel720-Al₂O_3f/Al₂O₃的强度低于国产和Nextel610-Al₂O_3f/Al₂O₃，但是其高温强度保持率显著高于后者，其中Nextel610纤维增强的复合材料室温抗拉强度均大于200 MPa，1000 ℃抗拉强度保留率为78%~88%。Nextel720纤维增强的复合材料室温抗拉强度范围为169~204 MPa，1000 ℃抗拉强度保留率为95%~108%。结果表明，国产Al₂O_3f/Al₂O₃抗拉强度达到了Nextel610纤维增强的Al₂O_3f/Al₂O₃的平均水平。

将室温抗拉强度数据按照从小到大的顺序排列，分别是X₁<X₂<…<X₁₅，计算抗拉强度为X_i 的概率P=F（X_i ）=(i-\mathrm{0.5})/\mathrm{15}。对Weibull分布函数进行两次对数变换得到：\mathrm{l}\mathrm{n}\mathrm{l}\mathrm{n}(\mathrm{1}-P(X_i{))}^{-\mathrm{1}}=\beta \mathrm{l}\mathrm{n}{X}_{\mathrm{i}}-\beta \mathrm{l}\mathrm{n}\alpha。以\mathrm{l}\mathrm{n}{X}_{\mathrm{i}}为横坐标，\mathrm{l}\mathrm{n}\mathrm{l}\mathrm{n}(\mathrm{1}-P(X_i{))}^{-\mathrm{1}}为纵坐标，绘制如图3（b）的Weibull分布曲线，确定Weibull模量\beta为9.39。利用相同的方法计算出高温抗拉强度的Weibull模量\beta为9.79。可见国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温和高温抗拉强度分散程度相差不大。

2.3 断口形貌

由上可知，室温和高温抗拉强度均具有一定的分散性，为了理解不同抗拉强度Al₂O_3f/Al₂O₃的强度分散性，这里观察了具有不同强度的材料的典型断口形貌。图4显示了Al₂O_3f/Al₂O₃的室温拉伸断口形貌。图4（a）为抗拉强度313 MPa的试样拉伸断口，可见纤维拔出较长，且以单根纤维的形式断裂，纤维之间较分散。当抗拉强度较低时，拉伸断口处纤维拔出长度变短，纤维以纤维束的形式断裂，见图4（b）。图5为Al₂O_3f/Al₂O₃的高温拉伸断口形貌。对于强度较高的高温拉伸试样，其断口出现明显的分层现象，纤维周围有大量基体，纤维拔出较短，如图5（a）所示。对于强度较低的高温拉伸试样，断裂发生在Z向纤维束附近，纤维拔出不明显，见图5（b）。对比可知，室温拉伸试样断口参差不齐，纤维拔出较长，而高温断口纤维拔出较短，纤维周围有大量基体，纤维/基体界面结合增大。

2.4 各组元原位性能

结合上述Weibull分布和断口形貌，国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温和高温抗拉强度分散程度基本一致，但是纤维拔出程度不同，说明纤维/基体界面对材料的抗拉强度起重要影响。为此，本工作选取具有代表性的室温拉伸试样进行原位性能测试，各组元弹性模量计算由式（1）所示：

\frac{\mathrm{1}}{E_{\mathrm{r}}}=\frac{\mathrm{1}-{{\nu }_{\mathrm{i}}}^{\mathrm{2}}}{E_{\mathrm{i}}}+\frac{\mathrm{1}-{\nu }^{\mathrm{2}}}{E}（1）

式中：E_{\mathrm{r}}为测试的剪松模量；E，\nu分别为材料的弹性模量和泊松比，本材料的泊松比为0.2^［17］；E_{\mathrm{i}}，{\nu }_{\mathrm{i}}分别为压头的弹性模量和泊松比，分别取1147 GPa和0.07。不同强度Al₂O_3f/Al₂O₃各组元的弹性模量如表2所示。可见，纤维模量远高于基体模量，不同室温拉伸试样的纤维模量基本一致，而基体模量不同。抗拉强度为313 MPa的室温试样的基体模量小于抗拉强度为237 MPa的试样基体模量。说明基体影响材料的抗拉强度。

进一步采用纤维推入实验，测试了Al₂O_3f/Al₂O₃的纤维/基体界面性能。图6为Al₂O_3f/Al₂O₃纤维推入实验典型的载荷-位移曲线，初始阶段为纤维和压头逐渐接触过程，随着载荷的增大，纤维和基体产生弹性变形，对应于斜率为S₀的线性阶段，当载荷达到临界载荷P_c时界面开始脱粘，界面剪切强度和界面脱粘能计算入式（2），（3）所示：

\tau =\frac{S_{\mathrm{0}}{P}_{\mathrm{c}}}{\mathrm{2}{\mathrm{\pi }}^{\mathrm{2}}{R}^{\mathrm{3}}{E}_{\mathrm{f}}}（2）

G_{\mathrm{i}}=\frac{{P_{\mathrm{c}}}^{\mathrm{2}}}{\mathrm{8}{\mathrm{\pi }}^{\mathrm{2}}{R}^{\mathrm{3}}{E}_{\mathrm{f}}}（3）

式中：S_{\mathrm{0}}为载荷-位移曲线线性阶段的斜率；P_{\mathrm{c}}为临界脱粘载荷；R为纤维半径；E_{\mathrm{f}}为纤维的杨氏模量。如表2所示。对于室温强度高的试样，其界面剪切强度和界面脱粘能较低。

为进一步判断Al₂O_3f/Al₂O₃在拉伸断裂过程中是否在界面处发生裂纹偏转，根据He-Hutchinson（H-H）模型计算，如式（4）~（6）所示：

\alpha =\frac{E_{\mathrm{f}}-E_{\mathrm{m}}}{E_{\mathrm{f}}+E_{\mathrm{m}}}（4）

\frac{G_{\mathrm{d}}}{G_{\mathrm{p}}}=\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{4}{\left(\mathrm{1}-\alpha \right)}^{\mathrm{0.9}}}（5）

（6）

式中：\alpha为弹性失配系数；E_{\mathrm{f}}和E_{\mathrm{m}}分别为纤维和基体的弹性模量；{\Gamma }_{\mathrm{i}}和{\Gamma }_{\mathrm{f}}分别为界面脱粘能和纤维断裂能，将纤维断裂能近似为20 J·m^-2［18］；G_{\mathrm{d}}和G_{\mathrm{p}}分别为裂纹偏转和贯穿时的能量释放速率。相关计算参数见表2，当满足式（6）时，在界面处裂纹偏转。相比于高强度试样，低强度试样的\alpha减小，{\Gamma }_{\mathrm{i}}/{\Gamma }_{\mathrm{f}}增大，在H-H模型图中，会向左上方区域移动，见图7。可见本工作中，试样在断裂过程中均发生裂纹偏转，这也与图4显示的断口上的纤维拔出特征相符。

由实验结果可知，国产Al₂O₃纤维的结构与成分与Nextel610纤维相当，国产Al₂O_3f/Al₂O₃的抗拉强度达到了Nextel610纤维增强的Al₂O_3f/Al₂O₃的平均水平。国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温拉伸应力-应变曲线呈线性变化，这是由于多孔基体的模量较低，拉伸载荷下Al₂O₃纤维为主要承载组元，多孔基体可实现纤维/基体界面的弱结合，有利于裂纹偏转，避免裂纹直接贯穿纤维，从而发挥纤维的增强作用。国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温拉伸断口的大量纤维拔出也能说明该现象。

由Weibull分布分析可知，国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温和高温抗拉强度分散程度基本一致。将室温抗拉强度差异较大的试样进行对比可知，不同室温抗拉强度的试样纤维模量基本一致，而纤维/基体界面的剪切强度却不同，见表2。当纤维/基体界面结合强度较低时，纤维与基体之间形成弱界面，界面脱粘，断口处纤维以单根纤维拔出，且纤维拔出较长，因此抗拉强度较高。而纤维/基体界面结合强度增大时，纤维拔出阻力增大，断口处纤维拔出变短，抗拉强度减小。由于多孔基体的层间结合较弱，当纤维/基体界面结合增大时，界面不易脱粘，纤维以纤维束的形式断裂。通过H-H模型^［19］可知，虽然室温拉伸试样的抗拉强度不同，但是在界面处均可实现裂纹偏转，表明可通过多孔氧化铝基体实现复合材料的增韧。然而，多孔基体在高温环境下不稳定，如图2（f）可看出，国产Al₂O_3f/Al₂O₃在1000 ℃时部分基体致密，纤维/基体界面结合更加紧密，在界面处裂纹不易偏转。相较于室温断口，高温拉伸试样断口较平整，纤维拔出短，抗拉强度下降。综上，界面结合强度是影响国产Al₂O_3f/Al₂O₃抗拉强度的一个因素。因此，为了提升Al₂O_3f/Al₂O₃的拉伸力学性能，可通过改进制备工艺参数提高基体稳定性来控制界面结合强度。如在氧化铝基体中加入莫来石^［17］，因为莫来石可抑制氧化铝的烧结，使得莫来石/氧化铝基体的孔隙率在高温下保持稳定，进而控制界面结合强度。此外还应选择合适的制备温度、浆料固含量以及浸渍次数^［20-21］等。

3 结论

（1） 国产Al₂O_3f/Al₂O₃在室温和1000 ℃时拉伸应力-应变曲线呈线性变化，拉伸载荷下Al₂O_3f/Al₂O₃主要以纤维承载。室温抗拉强度为（257±31） MPa，1000 ℃时抗拉强度为（200±24） MPa，拉伸性能达到国外Nextel610纤维增强的Al₂O_3f/Al₂O₃的水平。

（2） 根据Weibull模数可知，国产Al₂O_3f/Al₂O₃的室温和高温抗拉强度分散程度基本一致。国产Al₂O_3f/Al₂O₃的抗拉强度分散性主要与界面结合强度有关。界面结合强度较低时，室温拉伸断口处大量单丝纤维拔出，纤维拔出较长，抗拉强度较高。界面结合强度较高时，室温拉伸断口处纤维以纤维束的形式断裂，纤维拔出变短，抗拉强度下降。

（3） 随着温度的升高，国产Al₂O_3f/Al₂O₃的抗拉强度呈下降趋势。在1000 ℃拉伸载荷下，纤维/基体界面结合增加，断口处纤维拔出变短，抗拉强度减小。因此，为发挥纤维的承载能力，提高材料的抗拉强度，纤维/基体界面结合强度是关键。

参考文献

[1] RAMACHANDRAN K， LEELAVINODHAN S， ANTAO C，et al.Analysis of failure mechanisms of oxide-oxide ceramic matrix composites［J］.Journal of the European Ceramic Society，2022，42（4）：1626-1634.

[2] SZWEDA A， BUTNER S， RUFFONI J，et al.Development and evaluation of hybrid oxide/oxide ceramic matrix composite combustor liners［C］∥ASME Turbo Expo 2005： Power for Land，Sea，and Air.Reno：ASME，2005.

[3] BERGER M H， BUNSELL A R.Oxide fibers［M］.Comprehensive Composite Materials Ⅱ.Amsterdam：Elsevier，2018.

[4] ZOK F W， LEVI C G.Mechanical properties of porous matrix ceramic composites［J］.Advanced Engineering Materials，2001，3（1/2）：15-23.

[5] SIMON R A.Progress in processing and performance of porous-matrix oxide/oxide composites［J］.International Journal of Applied Ceramic Technology，2005，2（2）：141-149.

[6] JURF R A， BUTNER S C.Advances in oxide-oxide CMC［J］.Journal of Engineering for Gas Turbines and Power，2000，122（2）：202-205.

[7] 杨瑞，陈易诚，邓杨芳，高温热暴露对Al₂O₃/Al₂O₃陶瓷基复合材料性能影响［J］.航空材料学报，2023，43（2）：1-8.

[8] YANG R.CHEN Y C.DENG Y F.Effect of high temperature thermal exposure on properties of Al₂O₃/Al₂O₃ ceramic matrix composites.［J］.Journal of Aeronautical Materials，2023，43（2）：1-8.

[9] 刘海韬，姜如，孙逊，连续氧化铝纤维增韧陶瓷基复合材料［M］.北京：科学出版社，2022：212-214.

[10] LIU H T， JIANG R， SUN X，et al.Continuous alumina fiber reinforced ceramic matrix composites［M］.Beijing：Science Press，2022：212-214.

[11] YAN J， JIANG D， WANG X，et al.High temperature tensile property of domestic 550-grade continuous alumina ceramic fiber［J］.Journal of Inorganic Materials，2022，37（6）：629.

[12] SCHMVCKER M， FLUCHT F， MECHNICH P.Degradation of oxide fibers by thermal overload and environmental effects［J］.Materials Science amd Engineering： A，2012，557（2）：10-16.

[13] DÉBARRE A， JULIAN-JANKOWIAK A， PARLIER M，et al.Effect of temperature on the mechanical behaviour of an oxide/oxide composite［J］.Journal of the European Ceramic Society，2022，42（15）：7149-7156.

[14] LEVI C G， YANG J Y， DALGLEISH B J，et al.Processing and performance of an all-oxide ceramic composite［J］.Journal of the American Ceramic Society，1998，81（8）：2077-2086.

[15] ZAWADA L P， HAY R S， LEE S S，et al.Characterization and high temperature mechanical behavior of an oxide/oxide composite［J］.Journal of the American Ceramic Society，2003，86（6）：981-990.

[16] RUGGLES-WRENN M B， BRAUN J C.Effects of steam environment on creep behavior of Nexte720/alumina ceramic composite at elevated temperature［J］.Materials Science and Engineering： A，2008，497（1/2）：101-110.

[17] RUGGLES-WRENN M B， KUTSAL T.Effects of steam environment on creep behavior of Nexte720/alumina-mullite ceramic composite at elevated temperature［J］.Composites Part A，2010，41（12）：1807-1816.

[18] STAEHLER J M， ZAWADA L P.Performance of four ceramic-matrix composite divergent flap inserts following ground testing on an F110 turbofan engine［J］.Journal of the American Ceramic Society，2000，83（7）：1727-1738.

[19] CARELLI E A V， FUJITA H， YANG J Y，et al.Effects of thermal aging on the mechanical properties of a porous matrix ceramic composite［J］.Journal of the American Ceramic Society，2002，85（3）：595-602.

[20] CHAWLA K K， COFFIN C， XU Z R.Interface engineering in oxide fibre/oxide matrix composites［J］.International Materials Reviews，2000，45（5）：165-189.

[21] HE M Y， HUTCHINSON J W.Crack deflection at an interface between dissimilar elastic materials［J］.International Journal of Solids and Structures，1989，25（9）：1053-1067.

[22] WANG Y， ZHANG A， LI G D，et al.Sintering temperature and interphase effects on mechanical properties of an oxide fiber-reinforced Al₂O₃-SiO₂ composite fabricated by sol-gel method［J］.Applied Composite Materials，2021，28（2）：321-339.

[23] SHI Y， HÖNIG S， FRIEß M，et al.Manufacture and characterization of oxide ceramic matrix composites out of commercial pre-impregnated fabrics［J］.Ceramics International，2018，44（2）：2320-2327.

基金资助

国家自然科学基金项目(U2241239)