城軌列車制動盤SiCp/A356復合材料熱疲勞裂紋擴展機理

楊智勇，臧家俊，方丹琳，李 翔，李志強，李衛京

(1 北京交通大學 機械與電子控制工程學院，北京 100044；2 北京林業大學 工學院，北京 100083；3 中國鐵道科學研究院 金屬及化學研究所，北京 100081)

SiCp/A356復合材料制動盤具有輕質、低噪、長壽命等諸多優點。采用SiCp/A356復合材料制動盤替代傳統鐵質制動盤，已成為城軌列車制動盤輕量化的重要手段[1-3]。城軌列車運行站間距短、制動頻繁，制動盤摩擦面頻繁地承受由摩擦生熱而引起的冷熱循環載荷，以往的研究表明制動盤因溫度變化導致的熱應力占所有應力的80%以上[4-5]，熱應力引起的熱疲勞裂紋失效是城軌列車鋁合金制動盤除摩擦面劃傷之外的另一種主要失效形式。目前，有關鋁基復合材料疲勞裂紋的研究多數集中在低周疲勞、熱疲勞條件下的材料疲勞性能研究和壽命預測[6-12]。李微等[6-7]對噴射沉積法制備的鋁基復合材料進行高溫低周疲勞性能研究，發現含小尺寸SiC顆粒的材料承載能力強，表現出較高疲勞壽命。Ayyar等[8]運用有限元模擬方法研究增強顆粒分布、形狀等對鋁基復合材料疲勞裂紋擴展的影響，證實顆粒均勻分布的復合材料中裂紋閉合效應更為明顯，裂紋擴展抗力更高。張俊清等[9]結合熱疲勞實驗的裂紋形成壽命與有限元模擬的應力-應變響應建立考慮平均應力影響的熱疲勞應變壽命曲線，為SiC/A356復合材料制動盤裂紋形成壽命估算提供理論依據。Tevatia等[10]考慮顆粒增強鋁基復合材料基體熱應力的影響，推導并給出基于裂紋擴展的微結構特征的疲勞壽命預測模型，完善疲勞裂紋萌生后的壽命評估理論與方法。劉奮成等[11]制備并研究碳納米管增強7075鋁基復合材料疲勞性能，發現少量的大尺寸金屬間化合物、非金屬夾雜、片狀氧化物等缺陷對復合材料的疲勞性能造成不利影響。Luo等[12]也圍繞復合材料缺陷對材料疲勞性能展開研究，結論與之相同。綜上，前人對影響鋁基復合材料疲勞性能的影響因素和壽命評估進行了系統的研究，但對鋁基復合材料熱疲勞裂紋擴展行為微觀研究較少，僅有部分學者圍繞增強體顆粒對復合材料微觀裂紋擴展行為的影響展開過研究[13-15]，而針對城軌列車不同運行工況下SiCp/A356復合材料制動盤本體材料的熱疲勞裂紋擴展的微觀機理研究更鮮有報道。

本工作以城軌列車SiCp/A356復合材料制動盤熱疲勞裂紋失效為工程背景，開展SiCp/A356復合材料熱疲勞裂紋擴展實驗，研究制動盤服役工況下的不同溫度載荷以及材料微結構對熱疲勞裂紋擴展行為的影響，明確SiCp/A356復合材料熱疲勞裂紋擴展的微觀機理，并為材料設計和質量控制提供科學依據，為SiCp/A356復合材料制動盤的工程應用和服役安全性提供技術支撐。

1 冷熱疲勞原理及實驗

1.1 冷熱疲勞原理

SiCp/A356復合材料是熱力學非平衡體系，由SiC顆粒增強相與A356鋁合金基體復合而成，二者的熱膨脹系數在不同溫度下約相差5倍(表1)[16-17]。SiCp/A356復合材料在經歷冷熱循環過程中，材料界面處由于變形不協調而產生熱錯配應力[18-19]。

表1 A356鋁合金和SiC顆粒材料性能參數[16-17]Table 1 Performance parameters of A356 aluminum alloy and SiC particle materials[16-17]

在加熱過程中，SiC顆粒與A356基體受熱膨脹，界面的存在使得基體變形受到約束，界面附近的基體材料受熱膨脹產生壓應力，當壓應力超過鋁合金壓縮屈服強度后，界面附近的基體產生塑性變形。在冷卻過程中，SiC顆粒恢復原狀，而界面附近的基體由于收縮較大，在界面和基體產生殘余拉應力[20-22]。在整個冷熱循環過程中，熱膨脹壓應力與殘余拉應力的交替作用逐漸在界面及其附近的基體處形成累積塑性應變損傷，誘發裂紋，殘余拉應力驅動裂紋擴展最終導致SiCp/A356復合材料熱疲勞失效[23-25]。

1.2 實驗設計

1.2.1 實驗材料

在T6熱處理的SiCp/A356復合材料制動盤盤體上進行本體取樣(SiC體積分數為20%)，并參考HB 6660—1992《金屬板材熱疲勞試驗方法》制成50 mm×20 mm×2 mm的板狀熱疲勞試樣(圖1)，試樣一側開2 mm深的V型缺口，另一側開直徑為5.5 mm的通孔用于懸掛。圖2為試樣V型缺口處的金相組織。可見缺口部位比較圓滑，SiCp/A356復合材料的顆粒分布較均勻。

圖1 熱疲勞試樣尺寸Fig.1 Thermal fatigue specimen size

1.2.2 實驗方法

依據城市軌道交通車輛制動盤技術規范CZJS/T0009—2016，進行SiCp/A356復合材料輪裝制動盤1∶1動力制動實驗，模擬制動盤在深圳地鐵11號線的全程往返服役，并采用嵌入式熱電偶測量制動盤摩擦面的溫度[17]。實驗結果表明，全程站點停靠時，制動盤摩擦面的溫度峰值均在150 ℃以上，最高可達330 ℃，即制動盤在服役過程中承受的最高循環溫度為30～330 ℃。但從上述冷熱疲勞原理來看，冷熱循環溫度范圍對于其材料的冷熱疲勞性能具有顯著影響，因此研究不同循環溫度下的冷熱疲勞性能，對于系統評價材料的冷熱疲勞行為以及失效機制具有重要意義。鑒于此，為深入研究SiCp/A356復合材料在不同服役溫度下的熱疲勞裂紋擴展行為，設置冷熱疲勞實驗的循環溫度分別為：30～150 ℃，30～200 ℃，30～250 ℃，30～300 ℃，30～350 ℃。

熱疲勞實驗設備采用自制的熱疲勞試驗機，試驗機的工作原理及溫度加載曲線如圖3所示。該試驗機由加熱爐、載物臺、水箱和控制系統組成(圖3(a))，疲勞試樣放置于載物臺上并由熱電偶監控試樣溫度。當測試試樣溫度低于30 ℃時，試樣升入加熱爐內加熱(t1階段)；當測試試樣溫度高于上限溫度TM時，試樣降入水箱內冷卻(t2階段)，完成冷熱循環(圖3(b))。

每進行20次冷熱循環后，磨制試樣表面并拋光，利用掃描電鏡(ZEISS EVO 18)觀察熱疲勞裂紋擴展區域的微觀形貌。在金相顯微鏡(Axio Ver.A1)下測量熱疲勞裂紋長度及寬度，裂紋長度為從試樣缺口根部至裂紋尖端間的直線距離，裂紋寬度指裂紋最寬處的尺寸，規定裂紋擴展的終止長度為1000 μm。

2 結果與分析

2.1 不同循環溫度下熱疲勞裂紋擴展過程

圖4對比了不同循環溫度下熱疲勞裂紋長度與寬度隨冷熱循環次數的變化。可知，除30～150 ℃循環溫度下沒有萌生裂紋外，其余各循環溫度下的熱疲勞裂紋的長度與寬度隨著循環次數的增加均在不同程度地增長，且上限溫度越高裂紋整體擴展速率越大。裂紋擴展長度曲線具有緩慢擴展的“平臺”階段和快速擴展“斜直線躍升”階段，整體表現為“臺階狀”，隨著循環上限溫度的升高，兩個階段的循環往復逐漸變得不明顯。30～200 ℃循環過程中裂紋擴展的階段性特征較30～250 ℃、30～300 ℃時更為明顯，而30～350 ℃循環過程中裂紋擴展曲線為近似線性增長。裂紋擴展寬度越大，裂紋擴展的驅動力也越大，提高循環上限溫度會使熱疲勞裂紋的寬度和擴展速率增大。

圖4 不同循環溫度下熱疲勞裂紋長度(a)和寬度(b)隨循環次數變化曲線Fig.4 Variation curves of thermal fatigue crack length(a) and width(b) with cycles under different cycle temperatures

結合對冷熱疲勞實驗結果的統計，選取200 μm為熱疲勞裂紋快速擴展的分界點。表2為不同循環溫度下熱疲勞裂紋快速擴展前所經循環次數。隨著循環上限溫度的升高，熱疲勞裂紋快速擴展前的循環次數逐漸減少，其抵抗熱疲勞性能變差。

表2 不同循環溫度下熱疲勞裂紋快速擴展時所經循環次數Table 2 Cycles for rapid thermal fatigue crack growth at different cycle temperatures

選取具有明顯階段性特征的30～200 ℃循環熱疲勞裂紋擴展過程，對熱疲勞裂紋擴展曲線進行解釋(圖5)。720次冷熱循環后試樣缺口根部出現微小裂紋，在720～860次循環過程中，主裂紋長度變化不大，對應圖4中的緩慢擴展的“平臺”階段。在860～1000次循環過程中，主裂紋增長至200 μm，對應圖4中快速擴展的斜線增長，此時，裂紋長度與寬度均緩慢增加。在1000～1200次循環過程中，主裂紋前端產生一小段與其未連通的微裂紋，在隨后的循環過程中，主裂紋向前擴展，逐漸與前端的微裂紋連接，對應圖4中1200～1400次循環過程中裂紋快速擴展“臺階躍升”階段，同時，裂紋長度的大幅增加使得驅動主裂紋擴展的應力得到釋放。此外，隨著裂紋長度的增加，裂紋兩側的懸臂結構變長，剛度下降，在熱應力的驅動下，同時期的裂紋寬度也會隨之增大，因此，裂紋長度的快速擴展與寬度的快速增加具有關聯性。

圖5 30～200 ℃循環溫度下熱疲勞裂紋擴展過程(a)720次；(b)860次；(c)1000次；(d)1200次；(e)1480次；(f)1680次Fig.5 Thermal fatigue crack growth process at 30-200 ℃ cycle temperatures(a)720 cycles;(b)860 cycles;(c)1000 cycles;(d)1200 cycles;(e)1480 cycles;(f)1680 cycles

30～250 ℃，30～300 ℃，30～350 ℃三種不同循環溫度下的熱疲勞裂紋擴展過程分別如圖6～8所示。各循環溫度下裂紋擴展均具有主裂紋緩慢擴展和主裂紋與前端微裂紋連通的快速擴展，裂紋擴展長度、寬度特征及擴展速率的變化特征同樣與圖4的裂紋特征具有一致性。圖9為30～200 ℃循環溫度下，通過掃描電鏡觀察到的同一位置不同循環次數后的熱疲勞裂紋形貌。由圖9(a)可見，裂紋尖端前方存在孔洞微損傷，對應圖4(a)中第1200次循環后的微觀形貌，經歷50次冷熱循環后，將試樣放于SEM下重新尋找上述裂紋尖端所在位置，可見裂紋尖端已穿過鋁合金基體，與前端孔洞微損傷相貫穿，實現裂紋長度的快速擴展。

圖6 30～250 ℃循環溫度下熱疲勞裂紋擴展過程(a)180次；(b)350次；(c)420次；(d)480次；(e)600次Fig.6 Thermal fatigue crack growth process at 30-250 ℃ cycle temperatures(a)180 cycles;(b)350 cycles;(c)420 cycles;(d)480 cycles;(e)600 cycles

圖7 30～300 ℃循環溫度下熱疲勞裂紋擴展過程(a)80次；(b)120次；(c)145次；(d)180次；(e)240次Fig.7 Thermal fatigue crack growth process at 30-300 ℃ cycle temperatures(a)80 cycles;(b)120 cycles;(c)145 cycles;(d)180 cycles;(e)240 cycles

2.2 不同循環溫度下熱疲勞裂紋擴展微觀形貌

為了進一步研究裂紋擴展機理，選取不同循環溫度下的裂紋微觀形貌進行分析，如圖10所示。由圖10(a)可知，30～200 ℃循環下的熱疲勞主裂紋在寬度上差異較大，表明不同區域裂紋產生時間上存在先后，同時也說明裂紋多段萌生、擴展和裂紋連通的長度增長規律。此外，受到熱疲勞載荷的作用，SiC顆粒密集區由于鋁基體較少、SiC顆粒之間的變形協調性相對比較差，更易發生SiC界面脫粘的情況，SiC顆粒脫落是裂紋寬度增加的一個因素(A1區)。另外，主裂紋通過較大孔洞時也會使寬度變大，而在Al基體中擴展時寬度較小，裂紋遇到SiC顆粒后產生偏轉，沿顆粒邊界繼續向前擴展(A2，A3區)。主裂紋擴展的初始階段出現較小的二次裂紋，其消耗了裂紋擴展的驅動力，會降低主裂紋初期擴展速率，A4區中主裂紋擴展前端存在部分孔洞及未連通的微裂紋等基體微損傷特征，主裂紋在后續的冷熱循環過程中逐漸與前端孔洞及微裂紋連接。30～250 ℃循環下的熱疲勞裂紋擴展微觀形貌與30～200 ℃循環相似，但受到熱變形增大的影響，主裂紋寬度相對增大。

圖10 不同循環溫度下熱疲勞裂紋微觀形貌 (a)30～200 ℃；(b)30～300 ℃Fig.10 Micro-morphologies of thermal fatigue cracks at different cycle temperatures (a)30-200 ℃;(b)30-300 ℃

圖10(b)為30～300 ℃下熱疲勞裂紋微觀形貌。可知，熱疲勞主裂紋的寬度進一步增大，且主裂紋沿試樣缺口部位至裂紋擴展前端的寬度基本一致。當循環上限溫度達到300 ℃后，SiCp/A356復合材料及其基體材料的各項性能衰退嚴重，其硬度已不足原始材料性能的50%，復合材料抵抗變形的能力進一步降低，材料較大幅度的形變導致主裂紋各處寬度增大，同時不同區域的裂紋也較為快速地擴展并連通，所以“臺階狀”的特征沒有溫度較低時明顯，裂紋擴展呈現“直線躍升”形狀。部分二次裂紋已發展成為肉眼可見的副裂紋(C1，C2區)，消耗主裂紋擴展驅動力，嚴重影響主裂紋的擴展，主裂紋擴展前端出現了范圍更大、更為嚴重的基體微損傷(C3區)，降低裂紋擴展阻力，加速主裂紋的擴展和連通。30～350 ℃循環過程中熱疲勞裂紋擴展與30～300 ℃循環過程有相似的特征，但30～350 ℃循環過程中熱疲勞主裂紋擴展前端微損傷進一步加劇。

綜上，在不同循環溫度下，SiCp/A356復合材料熱疲勞裂紋呈現出相似的擴展規律。熱疲勞主裂紋的擴展受到孔洞、顆粒團聚和微裂紋的顯著影響，宏觀表現為多條裂紋的連通擴展。在冷熱循環上限溫度不高于250 ℃時，主裂紋擴展表現出較明顯的“臺階狀”特征，同時，增強體SiC顆粒對裂紋的偏轉作用明顯；當冷熱循環上限溫度高于250 ℃后，熱疲勞主裂紋寬度進一步加大，二次裂紋可發展成為影響到主裂紋的副裂紋，孔洞、顆粒團聚、微裂紋和基體對裂紋擴展作用的差異性逐漸減小，“臺階狀”特征消失，同時主裂紋擴展前端區域微損傷加劇，降低了材料強度，裂紋擴展阻力降低，主裂紋擴展速率加快。

圖11為不同循環溫度下試樣熱疲勞裂紋斷口掃描電鏡圖。由圖11(a)可知，在30～200 ℃循環下可觀察到裂紋穿過SiC顆粒，表明基體與增強體界面結合良好，界面載荷傳遞能力強，材料以較大顆粒斷裂的方式釋放熱應力，但同時存在裂紋繞過顆粒沿界面處開裂的擴展行為。因此，在循環溫度較低時，裂紋擴展方式為顆粒斷裂、輕量基體撕裂和沿界面開裂，由于此時裂紋擴展驅動力較小，裂紋“擇優擴展”，界面開裂使得裂紋擴展偏轉現象比較明顯。圖11(b)為30～300 ℃循環下試樣熱疲勞裂紋斷口掃描電鏡圖。斷口上存在大量SiC顆粒脫落后留下的凹坑，說明循環上限溫度的增大使基體與增強顆粒的界面結合質量下降。較大韌窩和撕裂脊反映了材料在高循環溫度下塑性發生轉變。因此，在循環溫度較高時，裂紋擴展主要以顆粒脫落以及大幅度的基體撕裂為主，熱疲勞裂紋擴展速率增加。

2.3 熱疲勞裂紋擴展演化的影響因素分析

2.3.1 SiC顆粒、Al基體的影響

鋁基復合材料基體A356鋁合金屬于亞共晶鋁合金，在鑄造過程中隨著溫度的降低，基體中最先析出先共晶α-Al相，伴隨著先共晶α-Al的形核長大，SiC顆粒逐漸被排擠到先共晶α-Al晶界處，在晶界處形成SiC顆粒群。界面處SiC顆粒群由于孔洞等缺陷的存在，降低了該處材料的強度，為主裂紋的擴展提供路徑。當裂紋擴展方向與α-Al晶界相切時，裂紋會優先沿著晶界處SiC顆粒群擴展(圖12(a))。當裂紋擴展方向垂直于α-Al基體時，裂紋會穿過α-Al基體繼續擴展(圖12(b))。主裂紋總是通過選擇沿SiC顆粒群或者直接穿過α-Al基體以阻力較小的方式向前擴展。SiC顆粒的存在在一定程度上阻礙熱疲勞裂紋的擴展，當主裂紋遇到較大SiC顆粒時，會繞過顆粒發生偏轉，損耗裂紋擴展的能量，降低裂紋擴展速率，為裂紋擴展“平臺”階段提供一定的解釋。

2.3.2 Si相的影響

圖13為Si相對主裂紋擴展的影響。可知，由于Si相結構與增強相SiC顆粒相似，故Si相一般會在SiC顆粒表面形核長大，最終連接SiC顆粒與基體Al相，起到橋接兩者的作用。但Si相本身抗應變能力較差，屬于脆性相，當復合材料經歷冷熱循環時，位于兩者之間的Si相承受很大的應力集中，極易發生斷裂，成為裂紋擴展源。

2.3.3 孔洞的影響

SiCp/A356復合材料熱疲勞裂紋擴展主要是主裂紋與前端孔洞、微裂紋等微損傷連接的過程，主裂紋在冷熱循環過程中逐漸與其連接，大幅增大裂紋擴展速率，從而裂紋擴展表現為“臺階狀”。材料中孔洞的來源主要有三種：(1)材料制備過程中在SiC顆粒群之間以及在界面處產生的間隙；(2)材料在承受冷熱循環過程中，基體與界面處由于存在熱錯配應力產生累積塑性應變損傷，最終發展成為微孔洞；(3)成型過程中材料內部產生的針孔或縮松。圖14為裂紋前端的微觀形貌。可知，圖14(a)中主裂紋在穿過α-Al基體相后，裂紋尖端存在的孔洞等損傷引導著主裂紋向這些損傷處擴展。圖14(b)中兩條不同的裂紋在分別沿著SiC顆粒界面以及穿過α-Al基體后在裂紋前沿的孔洞處匯合，最終沿孔洞存在的顆粒界面繼續向前擴展，進一步證實了孔洞對裂紋擴展具有引導作用。

圖14 裂紋前端微觀形貌(a)孔洞損傷引導裂紋穿過α-Al基體；(b)孔洞損傷引導裂紋沿顆粒界面擴展Fig.14 Micro-morphologies of crack front(a)crack through α-Al matrix guided by hole damage;(b)crack propagation along particle interface guided by hole damage

通過上述分析可知，材料的孔隙率、顆粒分散性以及基體與顆粒界面結合對SiCp/A356復合材料的冷熱疲勞性能具有明顯的影響，因此控制SiCp/A356復合材料鑄造過程中形成的鑄造缺陷、改善SiC顆粒分散性以及其與α-Al基體界面的結合強度對于改善復合材料熱疲勞性能具有重要的意義。

3 結論

(1)隨著循環上限溫度的升高，熱疲勞裂紋快速擴展前的次數逐漸減少，熱疲勞裂紋擴展曲線表現為典型的“臺階狀”特征，“平臺”階段是裂紋在擴展過程中受SiC顆粒偏轉作用、二次裂紋釋放擴展驅動力等影響的緩慢擴展過程，“斜直線躍升”階段是主裂紋與裂紋擴展前端微損傷連接的快速擴展過程。

(2)冷熱循環上限溫度較低時，裂紋擴展表現出明顯的“平臺”和“斜直線躍升”階段特征，且擴展速率較低，裂紋寬度較小，裂紋擴展方式為顆粒斷裂、輕量基體撕裂和沿界面開裂；循環溫度較高時，裂紋擴展“斜直線躍升”階段更為明顯，裂紋寬度較大且擴展速率較高，裂紋擴展以顆粒脫落以及大幅度基體撕裂為主。

(3)主裂紋總是通過選擇沿SiC顆粒群或者直接穿過α-Al基體以阻力較小的方式向前擴展。Si相承載時極易發生斷裂，成為裂紋擴展源，裂紋擴展前端的微損傷對裂紋擴展具有引導作用。