界面層對纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料力學(xué)性能 影響的研究進展

王章文，張軍,2，方國東，孟松鶴

（1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 特種環(huán)境復(fù)合材料技術(shù)國防科技重點實驗室，哈爾濱 150001； 2. 中國空氣動力與研究發(fā)展中心，四川 綿陽 621000）

高超聲速飛行器在服役過程中需利用燒蝕、微燒蝕或非燒蝕型的熱防護系統(tǒng)抵御惡劣的氣動熱/力載荷環(huán)境[1-2]。纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料（FTCMCs）作為非燒蝕或微燒蝕型熱防護材料，具有優(yōu)異的耐氧化燒蝕、抗高溫沖擊和輕質(zhì)高強等特點，被廣泛應(yīng)用于火箭發(fā)動機噴管、導(dǎo)彈天線罩、渦輪葉片和其他高溫結(jié)構(gòu)部件[3-7]。FTCMCs 是為了克服陶瓷基體材料的本征脆性，通過引入纖維（碳纖維或SiC 纖維）對陶瓷基體材料進行增韌而形成的一種復(fù)雜多相非均質(zhì)的復(fù)合材料。陶瓷基體材料的致密化溫度較高，引入纖維后，過高的燒結(jié)溫度會導(dǎo)致纖維和基體的界面處發(fā)生強烈的化學(xué)反應(yīng)，進而導(dǎo)致纖維結(jié)構(gòu)損傷。因此需要對纖維表面進行改性，來有效抑制纖維在高溫處理過程中的損傷，同時通過界面設(shè)計來提升纖維對FTCMCs 的增韌效果。國內(nèi)外較多的是采用涂層處理來改性纖維（在纖維與基體之間形成界面層），常見的涂層有熱解碳（PyC）涂層、多孔碳化硅（SiC）涂層、PyC/SiC 復(fù)合涂層等[8-10]。FTCMCs 的增韌機制歸因于纖維/基體界面的能量耗散機制（如圖1 所示），其中界面層傳遞基體和纖維之間的應(yīng)力，并且可捕獲和偏折基體裂紋而耗散能量[7]。界面層的厚度和性能等直接影響FTCMCs 的力學(xué)性能。

關(guān)于界面層對FTCMCs 力學(xué)性能影響的研究以及界面層厚度的優(yōu)化設(shè)計已然成為國內(nèi)外FTCMCs研究領(lǐng)域的焦點[11-13]。相對于樹脂基纖維復(fù)合材料，關(guān)于界面層對FTCMCs 力學(xué)性能影響方面的研究和總結(jié)較為缺乏。文中對國內(nèi)外近年來含有界面層的FTCMCs 力學(xué)性能的實驗及模擬研究進行了綜述和討論，可為進一步優(yōu)化FTCMCs 的力學(xué)性能、發(fā)展材料分析評價方法和拓寬FTCMCs 的應(yīng)用領(lǐng)域提供參考。

1 界面層對FTCMCs 力學(xué)性能影響的實驗研究

FTCMCs 的制備溫度往往達到1000 ℃以上，為避免高溫導(dǎo)致纖維性能退化，增韌體的制造溫度必須高于復(fù)合材料的制備溫度，目前滿足高溫環(huán)境要求且應(yīng)用廣泛的是碳纖維增韌體和碳化硅纖維增韌體。在纖維表面沉積涂層，是防止纖維結(jié)構(gòu)損傷和調(diào)整界面結(jié)合強度的一種有效方法。為了研究界面層及其厚度參數(shù)對FTCMCs 破壞模式的影響規(guī)律，眾多科研工作者基于實驗測試對FTCMCs 的破壞進行了微觀結(jié)構(gòu)表征和機理分析。

1.1 短切碳纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料

短切碳纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料由于加工簡單、制備周期短、成本低受到廣泛關(guān)注[14-15]，Cheng Y等[16]采用單邊切口梁（SENB）三點彎實驗測試了有、無PyC 涂層的短切碳纖維增韌ZrC-SiC 基復(fù)合材料的抗彎強度和斷裂韌性，載荷位移曲線如圖2 所示。測試后裂紋擴展區(qū)和對應(yīng)界面層的微觀結(jié)構(gòu)如圖3 所 示。結(jié)果表明，PyC 涂層可以很好地降低纖維與基體的界面結(jié)合強度，通過裂紋偏轉(zhuǎn)等增韌機制提高了復(fù)合材料的斷裂韌性。

圖2 SENB 測試的載荷位移曲線Fig.2 The load-displacement curves from SENB test

圖3 SENB 測試后裂紋擴展區(qū)和相應(yīng)界面層的微觀結(jié)構(gòu)Fig.3 The microstructures of crack branching area and corresponding interface layer after SENB test

Xu X 等[17]通過控制沉積時間得到厚度分別為0.5、2.6、3.6 mm 的PyC 界面層，研究了不同厚度的界面層對短切碳纖維ZrB2陶瓷基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，復(fù)合材料的彎曲強度隨著界面層厚度的增加而增加，如圖4 所示。

由此可以看出，纖維表面沉積涂層可以優(yōu)化纖維與基體的界面結(jié)合狀態(tài)，提高復(fù)合材料的抗彎性能。也有文獻表明，隨著涂層厚度的增加，碳纖維的強度會下降。Fang C 等[18-20]對不同PyC 厚度的Cf/ZrB2-SiC復(fù)合材料進行拉伸和彎曲試驗，研究表明，PyC 涂層提高了復(fù)合材料的斷裂應(yīng)變，但是當涂層厚度超過臨界值時，復(fù)合材料的強度卻呈下降趨勢。其中抗拉強度急劇下降（≥30%），原因是涂層材料的拉伸強度較低，以及各組分熱膨脹率不匹配產(chǎn)生的熱殘余應(yīng)力。

1.2 連續(xù)碳纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料

連續(xù)碳纖維比短切碳纖維更有利于觸發(fā)增韌機制，包括碳纖維拉拔、裂紋偏轉(zhuǎn)和纖維橋聯(lián)，使超高溫超導(dǎo)材料的破壞應(yīng)變和斷裂功顯著提高[21-23]。Zhang D 等[24]基于漿料刷涂及放電等離子燒結(jié)工藝，系統(tǒng)研究了PyC 涂層對Cf/ZrB2-SiC 復(fù)合材料微結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能的演變規(guī)律，如圖5 所示。結(jié)果表明，PyC 涂層能夠有效抑制纖維結(jié)構(gòu)的損傷和性能退化，使Cf/ZrB2-SiC 復(fù)合材料具有非脆性斷裂特征。Hu P 等[25]采用有、無PyC 涂層涂覆的3D 針刺編織體，制備了兩種連續(xù)碳纖維增韌ZrC-SiC 復(fù)合材料，并研究發(fā)現(xiàn)PyC 涂層使碳纖維與陶瓷基體間的強界 面結(jié)合轉(zhuǎn)變?yōu)槿踅缑娼Y(jié)合，纖維拔出和纖維橋聯(lián)的長度是無PyC 涂層的2 倍多。

圖4 不同界面厚度ZrB2改性PyC-cbcf 的抗彎性能Fig.4 Flexural properties of ZrB2modified PyC-CBCF with different PyC interface thickness： a) typical flexural stress/strain curves for x, y direction; b) typical flexural stress/strain curves for z direction

關(guān)于不同厚度的涂層對連續(xù)碳纖維增韌陶瓷基復(fù)合的力學(xué)性能的影響，秦瑯[26]、Wang D 等[27]研究發(fā)現(xiàn)，隨著界面厚度的不斷增加，Cf/ZrC-SiC 復(fù)合材料的彎曲強度和斷裂韌性先增加后降低。原因是當界面層厚度過薄時，界面結(jié)合強度較高，復(fù)合材料呈脆性斷裂；當界面層厚度超過臨界厚度，由于界面結(jié)合強度過低，復(fù)合材料呈剪切斷裂。

多層界面相由多個不同物質(zhì)的子層組成，各子層的成分、厚度以及層數(shù)等參數(shù)均可調(diào)節(jié)，界面的應(yīng)力傳遞、抗氧化等作用可分別由不同的子層來承擔，這樣便克服了單層界面相功能單一的缺點[28]。Jia Y 等[29]分析了PyC-SiC 的層數(shù)對連續(xù)碳纖維增韌多層PyC- SiC 復(fù)合材料的微觀結(jié)構(gòu)（如圖6 所示）及力學(xué)性能的影響，研究表明，隨著PyC-SiC 層數(shù)的增加，復(fù)合材料的抗彎強度與斷裂韌性均呈升高趨勢。這是因為多層結(jié)構(gòu)為裂紋的擴展和偏轉(zhuǎn)提供了更多的通道，有利于更多斷裂能量的耗散。

圖5 連續(xù)碳纖維增韌ZrB2-SiC 復(fù)合材料的典型裂紋擴展路徑Fig.5 Typical crack growth path of continuous carbon fibre toughened ZrB2-SiC composites： a) without coating; d) with coating

圖6 不同PyC-SiC 層數(shù)的復(fù)合材料斷口微觀形貌Fig.6 Fracture morphology of composite materials with different PyC-SiC layers： a) 1 layer; b) 2 layers; c) 4 layers

對于高溫氧化條件下的性能，Engesser J M 等[30]在1100 ℃時發(fā)現(xiàn)由于C/SiC 復(fù)合材料基體被氧化生成的玻璃相（SiO2）填充了基體內(nèi)的裂紋，但隨著溫度進一步升高，抗氧化物質(zhì)開始消失。黃鵬飛等[31]采用掃描電鏡和原位加載裝置探究了不同高溫下C/SiC 復(fù)合材料的細觀損傷機理，研究發(fā)現(xiàn)，隨著氧化程度的加強，界面層失去偏轉(zhuǎn)裂紋的能力，碳纖維的彎曲強度逐漸降低，出現(xiàn)災(zāi)難性破壞。從高溫氧化條件下的性能研究可以看出，適當厚度的涂層能有效地防止纖維結(jié)構(gòu)被氧化損傷。Wang D 等[27]通過高溫燒蝕實驗發(fā)現(xiàn)，當PyC 厚度過大時，復(fù)合材料的質(zhì)量和線性燒蝕率又逐漸升高。這是因為涂層厚度過大，導(dǎo)致孔隙率增大，進而導(dǎo)致復(fù)合材料整體抗氧化燒蝕性能降低。

1.3 碳化硅纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料

相對碳纖維而言，SiC 纖維具有優(yōu)異的高溫耐氧化性和耐腐蝕性。碳化硅纖維增強陶瓷基復(fù)合材料很好地滿足了高科技產(chǎn)業(yè)的需求和發(fā)展，并在軍事武器裝備領(lǐng)域得到了更廣泛的應(yīng)用，是先進核能系統(tǒng)（如氣冷快堆）的結(jié)構(gòu)候選材料[8,32-33]。

關(guān)于界面層對碳化硅纖維增強陶瓷基復(fù)合材料常溫下力學(xué)性能和破壞模式的影響，Shimoda K 等[34]研究了不同PyC 厚度下單向SiCf/SiC 復(fù)合材料力學(xué)性能和斷裂行為，結(jié)果表明，隨著界面層厚度從0～1.00 μm，復(fù)合材料的抗彎強度單調(diào)下降。原因是隨著界面層厚度的增加，纖維束內(nèi)部的孔隙率變大，如圖7 所示。

圖7 微觀結(jié)構(gòu)Fig.7 Microstructure： a) thickness of PyC; b) internal pore distribution

Yang W 等[35-37]研究了界面層厚度對2D-SiCf/SiC復(fù)合材料抗彎強度的影響，均得到界面層存在一個臨界厚度使復(fù)合材料取得最佳的彎曲強度的結(jié)論。Hinoki T 等[38-39]研究了SiCf/SiC 復(fù)合材料的纖維表面涂層對界面抗剪強度的影響，表明適當降低界面剪切應(yīng)力，可以提高復(fù)合材料的抗彎強度。Yu H J 等[40]采用先驅(qū)體浸漬和熱解法制備了含有不同涂層的3D-SiCf/SiC 復(fù)合材料，研究發(fā)現(xiàn)，SiC 涂層導(dǎo)致纖維和基體之間形成了很強的界面，強界面抑制了界面脫粘、裂紋偏轉(zhuǎn)、纖維橋聯(lián)和拔出的可能性。含有PyC涂層的3D-SiCf/SiC 復(fù)合材料具有更好的力學(xué)性能，這是由于合適厚度的PyC 界面層在控制界面脫粘、裂紋偏轉(zhuǎn)和裂紋分支方面發(fā)揮了重要作用。界面層的組成和厚度決定了界面剪切行為，進而控制了復(fù)合材料的力學(xué)行為。

多層界面的SiCf/SiC 復(fù)合材料實驗研究，主要是通過在 SiC 纖維表面涂覆(PyC/SiC)n多層界面、(BN/SiC)n多層界面和(PyC/BN)n多層界面[41-44]。Yang B 等[45]采用先驅(qū)體浸潤熱解法制備了具有 (PyC/BN)n界面層的3D-SiCf/SiC 復(fù)合材料，三點彎實驗結(jié)果如圖8 所示。得到三個結(jié)論：1）浸涂法制備的BN 涂層在纖維表面剝落開裂，不能有效防止基體與纖維的強結(jié)合；2）在制備BN 涂層的過程中，PyC 涂層的第一層被嚴重破壞；3）PyC 涂層的SiCf/SiC 復(fù)合材料表現(xiàn)出最佳的力學(xué)性能。

圖8 不同界面的SiCf/SiC 復(fù)合材料的典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.8 Typical stress-strain curves of SiCf/SiC composites with different interfaces

對SiCf/SiC 復(fù)合材料高溫力學(xué)性能而言，高溫強度和斷裂韌性一般受界面層熱穩(wěn)定的限制[46-48]。迄今為止，研究者對界面層材料的抗氧化性能進行了一系列的研究，BN 界面層被認為具有更好的應(yīng)用前景[49-56]。Sun E Y 等[57]提出BN 界面層為碳化硅纖維與陶瓷基體之間提供了合適的弱結(jié)合。陳明明等[58]對平紋疊層SiCf/SiC 復(fù)合材料進行了室溫與高溫（1200 ℃）條件下的拉伸實驗，發(fā)現(xiàn)由于BN 界面層被高溫氧化而消耗，使得纖維與基體的滑移力降低[59]，最終導(dǎo)致高溫環(huán)境下SiCf/SiC 復(fù)合材料的斷裂應(yīng)變比室溫環(huán)境下的高，如圖9 所示。

圖9 平紋疊層SiCf/SiC 復(fù)合材料拉伸破壞斷口形貌Fig.9 Tensile fracture morphology of SiCf/SiC composite： a) room temperature; b) high temperature

Ikarashi Y 等[60]為了模擬SiCf/SiC 復(fù)合材料渦輪葉片的高溫拉伸力學(xué)性能，在1100 ℃的空氣中進行了單調(diào)拉伸、恒拉伸和拉伸疲勞實驗。研究發(fā)現(xiàn)，由于纖維和界面層被氧化，導(dǎo)致材料的拉伸強度變低，斷口纖維有拉出且斷裂面平整。原因是界面層被氧化，導(dǎo)致纖維與基體之間產(chǎn)生強烈的化學(xué)結(jié)合，最終纖維脆性失效[61-62]。目前研究碳化硅纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料的高溫力學(xué)多采用拉伸疲勞實驗[53,63-64]，結(jié)果表明，循環(huán)載荷下纖維與基體間的界面剪切應(yīng)力退化是強度下降以及斷裂行為的主要原因，因此要想準確預(yù)測SiCf/SiC 復(fù)合材料的強度問題，應(yīng)該考慮氧化和界面磨損機制之間的相互作用。

鮮有文獻研究氧化溫度對含界面層的SiCf/SiC復(fù)合材料在高溫下力學(xué)強度和微結(jié)構(gòu)演化的影響，主要因為實驗需要大量的有效試件樣品，制備時間長，成本高。Lu ZL 等[65]研究了SiCf/BN/SiC 復(fù)合材料在1000～1500 ℃不同溫度的氧化環(huán)境下的力學(xué)性能，見圖10 和表1。結(jié)果表明，隨著氧化溫度的升高，纖維與基體的界面結(jié)合強度不斷提高，復(fù)合材料的抗剪強度增大。復(fù)合材料的抗拉強度隨著氧化溫度的升高而逐漸降低，纖維的拔出長度隨著溫度的升高而降低，在1500 ℃時，拔出長度幾乎為0。

圖10 SiCf/BN/SiC 微復(fù)合材料的纖維頂出試驗及斷裂機理Fig.10 Fibre push-out test and fracture mechanisms for the SiCf/BN/SiC mini-composites

表1 SiCf/BN/SiC 復(fù)合材料在不同氧化溫度下的拉伸強度和氧化質(zhì)量增量Tab.1 Tensile strength and oxidation mass gain for SiCf/BN/SiC mini-composites at different oxidation temperatures

2 考慮界面層的FTCMCs 損傷及失效模擬分析

實驗是研究FTCMCs 宏觀力學(xué)性能和破壞機理的有效方法，但針對不同厚度界面層對FTCMCs 損傷及失效模式的影響，實驗方法難以系統(tǒng)表征微觀結(jié)構(gòu)與宏觀力學(xué)性能的對應(yīng)關(guān)系。例如由上述實驗研究的工作可以得出，界面層存在一個厚度范圍使得FTCMCs 的力學(xué)性能最佳，卻無法準確研究出最佳臨界值。通過實驗研究FTCMCs 的力學(xué)性能多是采用破壞性實驗，會消耗較多的材料，不具備經(jīng)濟性。隨著細觀力學(xué)理論的不斷完善和有限元等模擬方法的快速發(fā)展，已經(jīng)能夠較為準確地分析考慮微結(jié)構(gòu)的復(fù)合材料的力學(xué)性能。因此建立合理的分析模型與開發(fā)高效準確的數(shù)值方法是研究FTCMCs 損傷和失效的有效途徑。

2.1 考慮FTCMCs 界面層的微觀力學(xué)模型

針對復(fù)合材料的界面問題，建立合理準確的力學(xué)模型是進行損傷及失效分析的前提。在早期的研究工作中，將界面相處理為無厚度的界面，并不考慮界面相內(nèi)部的應(yīng)力分布[66]。盧子興等用內(nèi)聚力模型，建立了界面非線性模型，可以有效模擬界面脫粘的非線性行為[67]。

為了考慮有限界面層厚度對結(jié)果的影響，曹德勝等[68]、呂毅等[69]分別建立了包含界面層的二維、三維RVE 有限元模型，模擬分析了PyC 界面對C/SiC復(fù)合材料破壞模式的影響，得到界面層越薄，界面結(jié)合度越強，材料越容易發(fā)生脆性斷裂的結(jié)論。Xu Y等[70]對多層界面相陶瓷基復(fù)合材料內(nèi)部的殘余應(yīng)力進行了分析和優(yōu)化。方光武等[71]針對陶瓷基復(fù)合材料多層界面相的應(yīng)力傳遞進行了有限元模擬，研究發(fā)現(xiàn)通過合理配置陶瓷基復(fù)合材料內(nèi)部多層界面相的結(jié)構(gòu)、成分和厚度，可以實現(xiàn)界面相應(yīng)力傳遞及失效模式的控制和優(yōu)化。少數(shù)研究表明，有限厚度的界面層對 FTCMCs 基體裂紋擴展有重要的影響[72-73]。Braginsky M 等[73]基于擴展有限元方法模擬了界面性質(zhì)變化對裂紋擴展行為的影響，與二維平面應(yīng)變邊界條件的模型相比，采用三維軸對稱邊界條件下多相模型計算得到的結(jié)果更加真實，且裂紋形態(tài)更加多樣，如圖11 所示。

為了模擬陶瓷基纖維復(fù)合材料高溫氧化環(huán)境下的力學(xué)行為，Xu Y 等[74]建立氧化環(huán)境下（低于800 ℃）C/SiC 復(fù)合材料的微觀模型，表征了C/SiC 復(fù)合材料微結(jié)構(gòu)在空氣氧化環(huán)境中的破壞行為，如圖12 所示。結(jié)果表明，較高的溫度和壓力下，界面層和纖維的氧化加劇，導(dǎo)致應(yīng)力增加。

圖11 三維軸對稱邊界條件下的多相模型及計算結(jié)果Fig.11 Multiphase model and calculation results under 3D axisymmetric boundary conditions

2.2 考慮界面層的FTCMCs多尺度損傷分析

FTCMCs 是一種具有復(fù)雜多尺度結(jié)構(gòu)的復(fù)合材料。微觀尺度是單個組分的尺度，在細觀尺度上，假設(shè)紗線是均勻的（均質(zhì)細觀尺度的性質(zhì)是在微觀尺度上進行數(shù)值模擬確定的），在宏觀尺度上假設(shè)整個材料是均勻的。無論基于什么方法建立的微觀模型，其中用于細觀力學(xué)分析的輸入?yún)?shù)并不容易通過實驗來測量獲得，而多尺度策略是克服此類限制的一種有效方法。FTCMCs 的損傷可以從纖維和基體、纖維束或編織體等任何一個尺度開始，因此有必要開發(fā)基于真實的物理模型來描述這些材料在相應(yīng)尺度下的線性彈性和非線性行為本構(gòu)。多尺度建?？梢詫⑽⒂^、細觀尺度的本構(gòu)模型參數(shù)和力學(xué)行為與宏觀尺度的損傷演化聯(lián)系起來（如圖13 所示）[75]，從而 可以進一步拓展對非均質(zhì)材料體系中損傷萌生和擴展的理解。

圖12 氧化微觀結(jié)構(gòu)的建模和退化力學(xué)行為的計算Fig.12 Modeling of oxidized microstructure and computing of degraded mechanical behavior

圖13 考慮制造引起的損傷的編織陶瓷基復(fù)合材料的多尺度模型Fig.13 Multiscale model of woven ceramic matrix composites considering manufacturing induced damage

Mazars V 等[76]提出了一種模擬細觀尺度第一橫向裂紋的微細觀建模方法。用內(nèi)聚力模型來模擬界面涂層與SiC 基體間的脫粘行為，接著在微觀損傷虛擬試驗的基礎(chǔ)上，推導(dǎo)了紗線的面內(nèi)損傷和正則化連續(xù)損傷規(guī)律（消除網(wǎng)格依賴性）。最后基于μCT 掃描的標本進行三維細觀損傷的計算，并將模擬裂紋的位置與同一試件上的實驗裂紋位置進行比較，吻合較好，如圖14 所示。

圖14 三維陶瓷基體復(fù)合材料多尺度損傷建模與第一裂紋的位置Fig.14 Multi-scale damage modeling of 3D ceramic matrix composites and the position of the first crack

針對樹脂基復(fù)合材料性能的多尺度建模研究十分廣泛[77-8]，并且大多數(shù)是基于力學(xué)行為的模擬以及針對單一物理場性能的預(yù)測。根據(jù)FTCMCs 復(fù)雜的服役環(huán)境，需要解決的是關(guān)于高溫、氧化和力學(xué)變形等多場耦合的問題，因此為了更有效地表征FTCMCs在真實環(huán)境下的損傷及失效行為，建立化學(xué)-熱-力學(xué)耦合本構(gòu)和損傷及失效模型是非常迫切和必要的?；谝延械膶嶒灁?shù)據(jù)，人們提出了各種理論模型來描述復(fù)合材料的氧化和耦合破壞行為[79]，但是宏觀氧化模型中需要確定的唯象參數(shù)太多，更重要的是宏觀氧化模型不清晰，不能為進一步研究復(fù)合材料的耦合破壞行為提供更詳細的信息，因此需要開發(fā)更先進的計算方法來模擬復(fù)合材料的化學(xué)-熱-力學(xué)耦合破壞過程。Zhao Y 等[80]基于ABAQUS 有限元軟件，開發(fā)用戶自定義單元（UEL）子程序，實現(xiàn)了化學(xué)-熱-力學(xué)場的耦合，建立了陶瓷基復(fù)合材料的化學(xué)-熱-力學(xué)耦合破壞的多尺度模型（如圖15 所示），并對SiC 涂層纖維單絲、C/SiC 復(fù)合材料代表體積單元（RVC）的耦合失效問題以及C/SiC 復(fù)合材料的氧化過程進行了深入研究。

目前針對多場耦合作用下FTCMCs 微觀結(jié)構(gòu)與宏觀性能的系統(tǒng)表征十分缺乏，建立切合實際的物理模型以及開發(fā)更先進的多尺度分析方法，是解決復(fù)雜服役環(huán)境下FTCMCs 性能表征難題的有效途徑。

圖15 氧化-熱-力學(xué)多場耦合失效多尺度過程示意Fig.15 Schematic diagram of multi-scale process of oxidation-thermal-mechanical multi-field coupling failure

3 結(jié)語

文中詳細綜述了近年來國內(nèi)外針對界面層對FTCMCs 力學(xué)性能以及破壞模式影響的實驗研究，考慮界面層時FTCMCs 損傷及失效的數(shù)值方法研究。從研究結(jié)果來看，界面層可以有效改善纖維與基體的結(jié)合形式，并且可以顯著提高復(fù)合材料的增韌效果。考慮界面層影響的數(shù)值模型更加復(fù)雜，卻能更好地揭示實際服役過程中復(fù)合材料的失效機制，但是目前國內(nèi)外針對復(fù)雜環(huán)境下FTCMCs 多場耦合分析模型的研究還較為缺乏。因此深入研究界面層以及其對復(fù)雜服役環(huán)境下FTCMCs 性能的影響具有重要意義。

大量研究表明，界面層厚度對FTCMCs 的致密度有負面影響，引入界面相導(dǎo)致復(fù)合材料內(nèi)部孔隙率變高，抗氧化性能降低。合理控制致密度的變化，能夠優(yōu)化復(fù)合材料整體性能，使其在結(jié)構(gòu)質(zhì)量最輕的情況下滿足剛度及強度的需求。因此，根據(jù)服役環(huán)境合理調(diào)控界面層的厚度，進而控制FTCMCs 的致密度，最終形成可充分發(fā)揮材料服役性能（表面具有致密的抗氧化層、內(nèi)部具有輕質(zhì)的多孔結(jié)構(gòu)）的輕質(zhì)梯度FTCMCs。通過多場耦合多尺度建模分析方法來表征和優(yōu)化FTCMCs 在復(fù)雜服役環(huán)境下的性能，系統(tǒng)揭示界面層等微觀結(jié)構(gòu)與宏觀復(fù)合材料性能的對應(yīng)關(guān)系，進而指導(dǎo)工藝設(shè)計，均是未來纖維增韌陶瓷基復(fù)合材料界面層的重點研究方向。