單顆金剛石磨粒劃擦反應(yīng)燒結(jié)碳化硅復(fù)合材料的實(shí)驗(yàn)及仿真

反應(yīng)燒結(jié)碳化硅（RB-SiC）復(fù)合材料具有比剛度高、硬度高、耐腐蝕和耐磨損等優(yōu)異性能[1-2]，同時(shí)其抗燒蝕性與抗熱震性極佳，作為一種重要的結(jié)構(gòu)材料被廣泛應(yīng)用于空間反射鏡3、耐磨內(nèi)襯復(fù)合管道和換熱器4]等工程領(lǐng)域的關(guān)鍵構(gòu)件中。由于RB-SiC的硬度僅次于金剛石和立方氮化硼，其構(gòu)件的加工通常只能利用金剛石砂輪等超硬工具來實(shí)現(xiàn)；此外，RB-SiC較高的本征脆性導(dǎo)致其在加工過程中極易出現(xiàn)崩邊、斷裂、顆粒脫粘等缺陷，從而使工件表面質(zhì)量較差。為提高RB-SiC復(fù)合材料磨削加工的表面質(zhì)量，需明確其在磨削過程中的材料去除機(jī)理，以及磨削時(shí)的裂紋擴(kuò)展、顆粒斷裂及顆粒脫粘等損傷形成機(jī)制。

目前，國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)硬脆材料的去除機(jī)理做了大量研究。李志鵬使用單顆磨粒在RB-SiC試件上進(jìn)行劃擦實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)提高劃擦速度可以增大RB-SiC脆塑轉(zhuǎn)變的臨界切削深度，且切向磨削力誘導(dǎo)的非晶相變是材料塑性去除的主要方式。王亞茹等開展了不同法向壓力、磨粒角度、劃擦速度等條件下的正交劃擦實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)法向壓力增大、磨粒角度減小會(huì)使材料損傷程度增加。RAO等在高溫下使用維氏壓頭在RB-SiC陶瓷上進(jìn)行劃擦實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)在高溫下材料的變形和黏附行為提高了材料塑性去除率和摩擦系數(shù)。現(xiàn)有研究表明：RB-SiC復(fù)合材料磨削過程中存在塑性、脆性2種去除方式，超出材料斷裂韌性的應(yīng)力導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生并擴(kuò)展從而產(chǎn)生脆性去除，降低切削深度以及提高磨削速度均有助于增加材料的塑性去除占比，從而改善其表面質(zhì)量。然而，大多數(shù)學(xué)者的研究?jī)H關(guān)注了劃擦參數(shù)（如劃擦速度、壓頭角度等）對(duì)表面損傷及脆塑轉(zhuǎn)變的影響以及微裂紋的擴(kuò)展規(guī)律，而對(duì)劃擦路徑上SiC顆粒的破碎、脫粘行為及SiC顆粒-基體間相互作用導(dǎo)致的損傷缺乏系統(tǒng)性探究。

同時(shí)，針對(duì)RB-SiC復(fù)合材料劃擦的有限元仿真研究也較少。韓臘對(duì)RB-SiC復(fù)合材料建立了以SiC為基體、Si為顆粒的有限元模型并進(jìn)行了超聲振動(dòng)輔助磨削仿真實(shí)驗(yàn)，模擬了切削過程中顆粒的應(yīng)力狀況及振動(dòng)對(duì)切削過程的影響。然而，RB-SiC復(fù)合材料中SiC顆粒屬于增強(qiáng)相且不連續(xù)，不宜作為基體相來建模，因此需以Si、 β. -SiC混合體為基體相重新建模。

為此，開展RB-SiC復(fù)合材料單顆粒劃擦有限元仿真實(shí)驗(yàn)。使用分相建模方式，以SiC顆粒、 Si/β -SiC為基體建立二維模型并進(jìn)行劃擦仿真，且完成實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。對(duì)劃擦過程中的應(yīng)力演變及切削力變化進(jìn)行分析，明確磨粒作用下的SiC顆粒脫粘、顆粒斷裂和裂紋擴(kuò)展的形成機(jī)制，分析不同切削深度對(duì)劃擦力、劃痕破碎寬度及表面形貌的影響規(guī)律。

1實(shí)驗(yàn)條件及實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)

1.1材料預(yù)處理

利用金剛石線切割方法將RB-SiC（中科院長(zhǎng)春光機(jī)所提供，材料中存在顏色較深的SiC大顆粒、反應(yīng)生成的SiC小顆粒及顏色較淺的未發(fā)生反應(yīng)的游離Si，且材料中游離Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為 10% ，SiC大顆粒形狀不規(guī)則，其長(zhǎng)度方向的尺寸可達(dá) 80μm ）切割成尺寸為 20mm×10mm×5mm 的長(zhǎng)方體樣件，為防止其初始表面存在其他損傷，影響劃擦后的表面形貌觀測(cè)，在進(jìn)行劃擦實(shí)驗(yàn)之前，將RB-SiC復(fù)合材料表面分別用金剛石粒度代號(hào)為 M20/30，M5/10，M4/8，M1/3，M0.5/1.5， M0/1、M0/0.5的金剛石砂紙依次進(jìn)行研磨拋光，使其表面粗糙度 S_a 為 5～20nm 。將研磨拋光后的樣品在盛有酒精的燒杯中超聲清洗 20min 以去除表面雜質(zhì)。RB-SiC復(fù)合材料性能參數(shù)如表1所示[

1.2 RB-SiC復(fù)合材料的微觀組織形貌

圖1為RB-SiC樣件表面的微觀結(jié)構(gòu)、元素分布及表面粗糙度圖。如圖1a所示：表面拋光后的RB-SiC復(fù)合材料微觀組織形貌整體致密，無孔隙、裂紋等缺陷，可分辨出2種物相。如圖1b、圖1c所示：RB-SiC樣件的EDS面掃描結(jié)果是Si元素富集的綠色區(qū)域，C元素富集的紅色區(qū)域。由此可以判斷圖1a中淺色區(qū)域主要為殘余Si及新生成的粉末狀SiC相，灰黑色區(qū)域?yàn)镾iC相；且2種尺寸相差甚遠(yuǎn)的SiC相顆粒均勻地離散分布于Si基體中，大顆粒SiC為原始粉末中摻雜的SiC顆粒，而粉末狀SiC小顆粒則是反應(yīng)燒結(jié)的產(chǎn)物，其與殘余Si共同組成基體相。圖1d中的樣件表面粗糙度 S_a 為 5.673nm ○

1.3實(shí)驗(yàn)與檢測(cè)設(shè)備

圖2為單顆粒金剛石壓頭劃擦實(shí)驗(yàn)平臺(tái)組成圖。實(shí)驗(yàn)用機(jī)床為德國DMG公司生產(chǎn)的US70加工中心，使用瑞士Kistler公司生產(chǎn)的9139AA型壓電三向測(cè)力儀實(shí)時(shí)采集劃擦過程中的劃擦力。在進(jìn)行實(shí)驗(yàn)前，將RB-SiC復(fù)合材料樣件粘在金屬底板上，并將金屬底板磁吸在工作臺(tái)上進(jìn)行固定（圖2a）。實(shí)驗(yàn)使用標(biāo)準(zhǔn)維氏金剛石壓頭（圖2b和圖2c）。實(shí)驗(yàn)后使用掃描電子顯微鏡（SEM）觀測(cè)樣件表面的劃痕形貌并進(jìn)行表面損傷及材料去除機(jī)理分析。

1.4 實(shí)驗(yàn)方案

使用壓電三向測(cè)力儀測(cè)量劃擦?xí)r金剛石壓頭與樣件的相互作用力，分析劃擦深度與劃擦力的關(guān)系，并與仿真數(shù)據(jù)對(duì)比。具體實(shí)驗(yàn)條件如表2所示，在此只考慮劃擦深度的影響。

2有限元仿真建模

磨削加工實(shí)際上是許多細(xì)小磨粒劃擦切削綜合作用的結(jié)果，而單顆磨粒劃擦實(shí)驗(yàn)是研究磨削加工的重要手段，可以更直觀地反映磨削加工過程中磨粒-工件的相互作用機(jī)理。因此，建立單顆金剛石磨粒劃擦RB-SiC復(fù)合材料工件的有限元仿真模型，對(duì)工件表面材料的去除過程以及劃擦過程中的劃擦力進(jìn)行模擬，以便更直觀地探究RB-SiC復(fù)合材料的去除機(jī)理。

2.1RB-SiC復(fù)合材料本構(gòu)模型建立

2.1.1 基體本構(gòu)模型構(gòu)建

本構(gòu)模型是用來表征材料的應(yīng)力和應(yīng)變間定量關(guān)系的一種數(shù)學(xué)手段，其能夠準(zhǔn)確描述復(fù)合材料磨削過程中的動(dòng)力學(xué)行為，且直接影響磨削加工仿真模擬的準(zhǔn)確性。本研究中基體材料的本構(gòu)模型采用的是Drucker-Prager模型（簡(jiǎn)稱“D-P模型”），也有部分文獻(xiàn)使用Johnson-Cook本構(gòu)模型或VonMises屈服模型。由于已有大量文獻(xiàn)使用并驗(yàn)證了D-P模型作為Si本構(gòu)模型的有效性，因此無需再進(jìn)行驗(yàn)證。

D-P模型由DRUCKER等[1]于1952年提出，適用于非金屬和巖石等材料，是用來描述其彈塑性行為的本構(gòu)模型。D-P模型的方程表達(dá)式為：

式中： J₂ 為偏應(yīng)力張量第二不變量； I₁ 為應(yīng)力張量第一不變量； a 為壓力敏感系數(shù)； k 為材料內(nèi)聚力， MPa 。

因ABAQUS軟件中的D-P方程與原方程相比有一定改動(dòng)，需重新?lián)Q算。在軟件中壓力敏感系數(shù) a 被重新定義為：

式中： β 為材料摩擦角，其值由摩爾-庫倫模型推導(dǎo)式（3）進(jìn)行計(jì)算。

式中： φ 為材料內(nèi)摩擦角， σ_r 為材料屈服拉應(yīng)力， σ_c 為材料屈服壓應(yīng)力。

在ABAQUS軟件中還需輸人材料的膨脹角 ψ 參數(shù)，其作用是表征材料的塑性應(yīng)變體積與剪切變化比率 δ （即膨脹系數(shù)），兩者的關(guān)系為：

由于RB-SiC是由原始SiC顆粒、燒結(jié)后殘余的Si以及生成的粉末狀SiC相組成，且新生成的SiC相與原始 SiC顆粒尺寸相差甚遠(yuǎn)[11]，，故單純使用Si為基體并不能很好地模擬基體真實(shí)效果，因而使用Si與粉末狀SiC 相混合體為基體進(jìn)行仿真。根據(jù)Halpin-Tsai方程式（5）計(jì)算基體的彈性模量，基體材料的本構(gòu)模型參數(shù)在表3中列出。

式中： E_c 為混合材料的彈性模量; E_m 為基體彈性模量; E_p 為顆粒相彈性模量； V_p 為顆粒相體積分?jǐn)?shù)； s 為顆粒相長(zhǎng)徑比，本文 s 取1。

2.1.2SiC顆粒失效準(zhǔn)則

建模使用的SiC顆粒增強(qiáng)材料是經(jīng)典的脆性材料，對(duì)含SiC顆粒的材料進(jìn)行機(jī)械加工時(shí)經(jīng)常發(fā)生SiC顆粒脆性斷裂失效現(xiàn)象，因而在進(jìn)行有限元仿真時(shí)，需引入脆性斷裂機(jī)制。在斷裂前，SiC顆粒尚處于彈性變形階段，仍遵循胡克定律，因而其斷裂起始準(zhǔn)則采用最大正應(yīng)力準(zhǔn)則：

max（σ₁，σ₂，σ₃）=σ₀

式中： σ_1?σ₂ σ_2?σ₃ 為主應(yīng)力的3個(gè)分量， σ₀ 為材料抗拉應(yīng)力。

當(dāng)SiC顆粒出現(xiàn)裂紋而開始斷裂時(shí)，其失效應(yīng)力為 1500MPa^[12] 。SiC 顆粒材料參數(shù)如表4所示[13-15]

2.1.3 界面層模型構(gòu)建

對(duì)于顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料而言，增強(qiáng)顆粒與基體之間的界面層可以強(qiáng)化復(fù)合材料屬性，因此有必要構(gòu)建界面層模型，這里研究的界面層采用內(nèi)聚力單元（co-hesiveelements）模型。

界面層模型的構(gòu)建方式如圖3所示，其主要分為2種15：（1）直接劃分方式，即零厚度內(nèi)聚力層（圖3a），是在完整部件上劃分界面層，界面層兩側(cè)材料通過共用節(jié)點(diǎn)方式傳遞應(yīng)力應(yīng)變。這種方式更加方便，無需獨(dú)立建模并裝配約束；（2）直接綁定方式，即有厚度內(nèi)聚力層（圖3b），是通過“Tie”方式將兩相材料界面約束為一個(gè)整體，用一定厚度的內(nèi)聚力層為兩相材料傳遞應(yīng)力應(yīng)變。該方法需要建立基體、顆粒以及界面層部件3個(gè)模型并逐一裝配、約束，其優(yōu)點(diǎn)在于可以對(duì)界面層劃分網(wǎng)格，缺點(diǎn)是過程繁瑣。

DANDEKAR等[17-19]對(duì)零厚度內(nèi)聚力單元界面層模型的正確性進(jìn)行了驗(yàn)證，并在不同材料上使用該模型得到了較好的仿真結(jié)果。因此，本研究采用圖3a的零厚度內(nèi)聚力單元界面層模型。

2.2幾何模型建立

使用ABAQUS/CAE軟件建立基體、顆粒及刀具模型。在部件模塊下，建立 1.0mm×0.6mm 的整個(gè)部件輪廓二維模型，并對(duì)該部件進(jìn)行網(wǎng)格劃分，隨后使用插件在該部件區(qū)域內(nèi)隨機(jī)插入SiC顆粒。考慮到上文提到的WILLIAMS等[18的研究，需仿真出顆粒與基體脫粘情況，故使用多邊形顆粒進(jìn)行仿真。材料中原SiC基本顆粒尺寸分為2級(jí)： 0.02～0.05mm ，占比 40%;0.01～ 0.02mm ，占比 20% ，且研究中暫不考慮實(shí)際情況中顆粒的互相融合問題。建立的基體及顆粒模型如圖4所示。

單顆粒劃擦仿真使用的壓頭為標(biāo)準(zhǔn)維氏壓頭，取其金剛石壓頭尖端的金剛石部分建模，如圖5所示。壓頭尖端鉆石角錐的兩面夾角為 136^° ，壓頭高度 h= 0.14mm ，頂邊長(zhǎng) l=0.68mm 。

2.3網(wǎng)格劃分及劃擦條件設(shè)置

網(wǎng)格劃分的質(zhì)量對(duì)仿真結(jié)果的精確度以及運(yùn)算時(shí)長(zhǎng)有重要影響，精細(xì)的網(wǎng)格可以更準(zhǔn)確地模擬切屑形成過程以及SiC顆粒的斷裂、脫粘等行為。基體網(wǎng)格劃分采用自由網(wǎng)格方式（Free），網(wǎng)格形狀為四邊形，單元類型使用顯示（Explicit）中的平面應(yīng)變族CPE4R類型。顆粒網(wǎng)格劃分采用結(jié)構(gòu)化網(wǎng)格方式（Struc-tured），網(wǎng)格形狀以四邊形為主，其單元類型同基體的。網(wǎng)格劃分結(jié)果及邊界設(shè)置如圖6所示。

對(duì)于金剛石壓頭，由于不涉及其磨損情況，故將其設(shè)置為剛體。

考慮到實(shí)驗(yàn)中壓頭是從工件中部下壓切入并從工件中部抬起切出，相當(dāng)于仿真工件左右邊緣均有固定支承，對(duì)工件底面和左側(cè)面施加高位支撐、完全固定的約束方式，壓頭劃擦速度設(shè)定為 u=2.4m/s 。

2.4劃擦力驗(yàn)證

圖7所示為劃擦深度分別為5、10、20和 30μm 時(shí)仿真及實(shí)驗(yàn)的劃擦力平均值。經(jīng)比較，圖7中仿真得到的劃擦力平均值基本上小于實(shí)驗(yàn)所得的劃擦力平均值，其原因在于受現(xiàn)有仿真技術(shù)限制，仿真模型中的SiC顆粒占比無法達(dá)到實(shí)驗(yàn)樣件中的顆粒占比，導(dǎo)致仿真中壓頭所接觸并切斷的顆粒數(shù)量少于相同劃擦深度下劃過相同長(zhǎng)度時(shí)實(shí)驗(yàn)壓頭所接觸到的顆粒數(shù)量（具體原因詳見3.1節(jié)）。但當(dāng)劃擦深度降至 5μm 時(shí)，實(shí)驗(yàn)與仿真數(shù)據(jù)差異僅為 6.06% ，仿真效果較好。這是由于劃擦深度減小使得壓頭接觸到的顆粒數(shù)量減少，實(shí)驗(yàn)與仿真數(shù)據(jù)吻合較好，從而驗(yàn)證了仿真模型的準(zhǔn)確性。

3 結(jié)果和討論

3.1劃擦力分析

根據(jù)2.4節(jié)內(nèi)容，為使劃擦力變化更加清晰，仿真時(shí)的劃擦深度設(shè)置為 30μm ，此時(shí)的壓頭會(huì)與更多SiC顆粒接觸，其對(duì)劃擦力的影響更顯著。圖8a展示了壓頭尖端移動(dòng)軌跡（下稱“軌跡”，用圖8a中的綠色線表示）與接觸的SiC顆粒相對(duì)位置，圖中編號(hào)為1-1、1-2的顆粒中部位于軌跡上，2號(hào)顆粒上邊緣位于軌跡下方，3號(hào)顆粒處于軌跡上方，4號(hào)顆粒由于顆粒間距較近，工件-壓頭的接觸情況為多種情況的綜合。圖8b為仿真模擬的劃擦力與時(shí)間的關(guān)系圖，圖上的顆粒編號(hào)代表圖8a中的顆粒在對(duì)應(yīng)時(shí)刻的劃擦力。由圖8b可以發(fā)現(xiàn)：劃擦力變化與顆粒與壓頭的相對(duì)位置密切相關(guān)，處于軌跡中間的顆粒的劃擦力驟升，而處于軌跡上方的顆粒對(duì)劃擦力的影響較小，處于軌跡下方的顆粒對(duì)劃擦力的影響略小于上方顆粒的。

為了更加詳細(xì)地研究劃擦過程中劃擦力的變化，圖9展示了壓頭-顆粒接觸時(shí)圖8b標(biāo)注的各顆粒的應(yīng)力分布云圖及顆粒斷裂放大圖。從圖9中可以明顯觀察到基體材料的塑性去除行為，顆粒的脆性斷裂及剝離行為。

圖 9a 、圖9b分別展示了1-1、1-2顆粒破碎瞬間的應(yīng)力分布云圖。如圖 9a 、圖9b所示：當(dāng)軌跡貫穿1-1、1-2 顆粒中部時(shí)，應(yīng)力主要集中于顆粒尖端，其最大應(yīng)力分別達(dá)到5987及 8838MPa ，遠(yuǎn)高于SiC顆粒本身的斷裂強(qiáng)度值 1500MPa ，導(dǎo)致顆粒從應(yīng)力集中部位沿應(yīng)力下降方向發(fā)生脆性穿晶斷裂；且當(dāng)裂紋繼續(xù)擴(kuò)展至兩相交接處時(shí)，裂紋沿相界偏轉(zhuǎn)，從而發(fā)生沿晶斷裂（圖9f、圖 9g ）。這2種斷裂方式的綜合作用使得顆粒從基體中崩碎剝離，而在軌跡表面留下凹坑及縱向裂紋，裂紋擴(kuò)展方向?yàn)檠仡w粒相界方向；且由于其應(yīng)力值遠(yuǎn)高于基體的屈服強(qiáng)度 800MPa （表3），因而此時(shí)的劃擦力平均值急劇上升到 97.80N 及以上，而在壓頭未接觸到顆粒時(shí)，劃擦力平均值在 38.23N 左右（圖8b）。

隨著劃擦的進(jìn)行，壓頭接觸到2號(hào)顆粒，其應(yīng)力分布云圖如圖9c所示。由圖 9c 可知：顆粒尖端應(yīng)力達(dá)到 2 174MPa ，略大于SiC顆粒本身的斷裂強(qiáng)度。但由于顆粒未直接接觸壓頭，且顆粒-基體界面內(nèi)聚力單元脫粘需一定應(yīng)力，最終劃擦過程只導(dǎo)致應(yīng)力集中的顆粒尖端發(fā)生局部斷裂。該過程的劃擦力略高于劃擦基體時(shí)的平均劃擦力，為 49.79N （見圖8b）。

3號(hào)顆粒的應(yīng)力分布云圖如圖9d所示。圖9d中：3號(hào)顆粒因在軌跡上方，隨基體材料的去除而被整體去除，并伴隨部分?jǐn)嗔咽В藭r(shí)的劃擦力為 65.94N

（見圖8b）。

如圖9e所示：當(dāng)4號(hào)顆粒處的多顆粒相距較近并順次與壓頭接觸時(shí)，前方顆粒破碎及基體塑性變形時(shí)的應(yīng)力集中大于后方顆粒的斷裂應(yīng)力，此時(shí)壓頭與多個(gè)顆粒同時(shí)接觸，所產(chǎn)生的劃擦力為 154.16N （見圖8b）；導(dǎo)致后方顆粒在未與壓頭直接接觸之前發(fā)生崩碎，失去顆粒支撐的未完全去除的變形基體會(huì)被壓頭推動(dòng)至下一顆粒處，此時(shí)劃擦力驟降，僅為 1.70N （見圖8b）。綜上所述，壓頭與兩相材料的相互作用使SiC顆粒斷裂、脫粘等，引起單顆金剛石壓頭劃擦RB-SiC過程中的劃擦力強(qiáng)烈變化。

3.2形貌分析

3.2.1 劃痕表面形貌

RB-SiC復(fù)合材料樣件在劃擦速度為 2.4m/s ，劃擦深度分別為5、10、20和 30μm 時(shí)的劃痕表面劃擦路徑寬度及破碎寬度如圖10所示。從圖10中可觀察到，各劃擦深度下的劃擦路徑均出現(xiàn)較大范圍的脆性破碎。當(dāng)劃擦深度為 5μm 時(shí)，劃擦路徑寬度為 41.591μm ，而脆性破碎導(dǎo)致的最大破碎寬度則達(dá)到了 119.318μm 此時(shí)仍可見基體材料的塑性去除痕跡，其表面形貌較好，無脆性剝落現(xiàn)象。隨著劃擦深度逐漸增加，脆性破碎寬度也增加，當(dāng)劃擦深度達(dá)到 30μm 時(shí)，脆性破碎導(dǎo)致的最大破碎寬度達(dá)到了 ，大于劃擦路徑的寬度 157.031μm 。此時(shí)脆性剝落現(xiàn)象隨劃擦深度增加越來越明顯，材料表面形貌也越來越差。這是由于劃擦深度已遠(yuǎn)大于材料塑脆轉(zhuǎn)變深度[20，材料以脆性去除為主。

圖11為圖10的劃擦路徑放大圖。如圖11a所示：當(dāng)劃擦深度為 5μm 時(shí)，可明顯看出塑性去除的痕跡，發(fā)生塑性變形的基體被壓頭向路徑兩側(cè)推開；且從該處的殘留部分可以發(fā)現(xiàn)，此處無原始SiC顆粒相，只存在基體的塑性去除，材料表面較為平整。而在劃擦過程中，當(dāng)壓頭接觸SiC顆粒時(shí)，SiC顆粒產(chǎn)生脆性斷裂并產(chǎn)生空穴等缺陷，此時(shí)整個(gè)材料呈現(xiàn)塑脆混合去除方式。如圖11b所示：當(dāng)劃擦深度增加至 10μm 時(shí)，已無塑性去除方式。

圖11c為劃擦深度為 20μm 時(shí)的劃擦路徑放大圖，可分辨出劃痕邊緣的斷裂帶，其擴(kuò)展方向與劃擦方向呈 45^° 角，這是劃擦?xí)r拉應(yīng)力向前方扇形區(qū)域釋放并在堆垛層錯(cuò)方向產(chǎn)生裂紋的結(jié)果。這些斷裂帶其實(shí)是由SiC內(nèi)部堆垛層錯(cuò)缺陷發(fā)展起來的[21]，由于6H-SiC[22]的滑移系相對(duì)較少，因此其位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)能力較差。同時(shí)，SiC中Si與C之間為共價(jià)鍵，故SiC顆粒內(nèi)部不易產(chǎn)生塑性變形，相反會(huì)產(chǎn)生大量微裂紋[23]。因此，在劃擦?xí)r壓頭沖擊SiC顆粒產(chǎn)生的額外堆垛層錯(cuò)與SiC（0001）晶面原有堆垛層錯(cuò)進(jìn)一步削弱了晶面結(jié)合力，使界面層及堆垛層錯(cuò)成為優(yōu)先產(chǎn)生裂紋的位置，在劃擦?xí)r的拉應(yīng)力作用下裂紋優(yōu)先沿堆垛層錯(cuò)方向發(fā)展，并在顆粒斷裂后留下階梯狀斷裂帶。

圖11d是圖10d劃擦路徑的局部放大圖，從圖中可觀察到顆粒解理破碎、顆粒拔出形成的空穴、橫向裂紋及中徑裂紋向斜下方擴(kuò)展導(dǎo)致的基體分層；同時(shí)，脆性破碎的邊緣與劃擦方向的夾角約為 45^° ，并呈三角形鋸齒狀且沿劃擦路徑分布。這是由于樣件表面應(yīng)力向周圍材料擴(kuò)展，其擴(kuò)展方向就是材料切應(yīng)力方向，劃擦過程中先后產(chǎn)生的橫向裂紋相互交匯，導(dǎo)致脆性破碎的出現(xiàn)。此外，從圖11d中還可以觀察到發(fā)生斷裂的顆粒表面較為平整，且可明顯分辨出顆粒斷裂面是呈扇形的斷裂帶，其扇形弧頂所指方向即為劃擦方向。

另外，圖11a中出現(xiàn)的塑性去除情況在仿真模擬中同樣有所體現(xiàn)，仿真結(jié)果如圖12所示。圖12中的近表面黃圈處并無初始SiC顆粒相，材料去除機(jī)理僅為基體相的塑性變形去除，進(jìn)一步驗(yàn)證了有限元模型的正確性。

圖13展示了不同劃擦深度下的有限元仿真結(jié)果圖。由圖13可知：在劃擦深度為 5μm 時(shí)，壓頭僅與少量SiC顆粒接觸，塑性去除區(qū)域較大，因而材料表面形貌良好，僅當(dāng)壓頭與顆粒尖角相互接觸時(shí)會(huì)導(dǎo)致顆粒從尖端破碎并留下凹坑或空穴；當(dāng)劃擦深度增加至 10μm 時(shí)，壓頭與更多SiC顆粒接觸，但接觸部位仍在顆粒上部，因此SiC顆粒以局部破碎為主，基體中殘留了大量斷裂后的SiC顆粒；隨著劃擦深度增至 20μm. ，壓頭與SiC顆粒接觸位置更靠近顆粒中部，導(dǎo)致大量顆粒發(fā)生穿晶斷裂并從基體中剝落去除，材料表面形貌變差；當(dāng)劃擦深度繼續(xù)增加至 30μm 時(shí)，壓頭接觸到不同層次的SiC顆粒，此時(shí)材料表面的去除情況為前述3種情況的綜合，材料表面質(zhì)量更差。

對(duì)比圖13的4個(gè)仿真結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)：壓頭尖端與顆粒接觸位置越靠近顆粒下方，顆粒的去除越高；同時(shí)隨著劃擦深度增加，壓頭與更多不同深度的顆粒接觸，使得不同顆粒發(fā)生局部或整體的穿晶斷裂、脫粘、整體崩碎去除，留下多種缺陷，使復(fù)合材料表面形貌變差。

3.2.2 亞表面裂紋擴(kuò)展分析

針對(duì)劃擦過程中出現(xiàn)的裂紋擴(kuò)展行為，在仿真中將材料左側(cè)支撐高度降低并重新進(jìn)行仿真，此時(shí)的劃擦深度為 30μm 。亞表面裂紋擴(kuò)展及其對(duì)應(yīng)應(yīng)力的仿真結(jié)果如圖14所示。從圖14中可以明顯發(fā)現(xiàn)：在工件出口處壓頭接觸顆粒時(shí)，由于缺少支撐，下方顆粒所受應(yīng)力大于其斷裂應(yīng)力，從而發(fā)生局部碎裂，致使上層材料所受支撐力進(jìn)一步降低；與此同時(shí)，上方基體去除過程中產(chǎn)生的剪切應(yīng)力使得顆粒-基體間內(nèi)聚力層發(fā)生剪切失效，造成顆粒脫粘。此外，不同深度的顆粒一基體內(nèi)聚力層均發(fā)生失效，材料亞表面裂紋在顆粒-基體相界處萌生，并沿顆粒相界方向擴(kuò)展，形成微裂紋；當(dāng)出口支撐不足時(shí)，不同深度的微裂紋擴(kuò)展并匯合，材料最終產(chǎn)生崩邊現(xiàn)象。該過程同樣適用于有支撐情況下的劃擦路徑下方的亞表面微裂紋產(chǎn)生。

4結(jié)論

通過建立RB-SiC復(fù)合材料兩相有限元仿真二維模型，同時(shí)進(jìn)行不同劃擦深度下的單顆粒劃擦仿真并進(jìn)行實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證，研究了RB-SiC復(fù)合材料的去除機(jī)理及表面損傷形成過程，得出以下結(jié)論：

（1）RB-SiC復(fù)合材料表面形貌隨著劃擦深度增加而變差；隨著劃擦深度減小，劃擦力逐漸減小；當(dāng)劃擦深度較小時(shí)，仿真與實(shí)驗(yàn)所得劃擦力數(shù)值吻合較好。

（2）單顆粒劃擦RB-SiC復(fù)合材料仿真結(jié)果表明：SiC顆粒與金剛石壓頭尖端軌跡相對(duì)位置及SiC顆粒間距導(dǎo)致劃擦力變化，位于軌跡上的SiC顆粒會(huì)導(dǎo)致劃擦力大幅上升，顆粒間距過近會(huì)使后方顆粒受到前方顆粒的集中應(yīng)力作用而提前破碎，且使后方顆粒的劃擦力大幅下降而低于平均劃擦力。

（3）RB-SiC復(fù)合材料以脆性破碎去除為主，但當(dāng)劃擦深度較淺且近表面無原始SiC顆粒時(shí)，仍會(huì)出現(xiàn)塑性去除現(xiàn)象；隨著劃擦深度增加，脆性破碎寬度逐漸增大，材料表面形貌變差；劃擦產(chǎn)生的拉應(yīng)力與SiC顆粒內(nèi)部堆垛層錯(cuò)缺陷的共同作用，使SiC顆粒斷裂并留下可見的斷裂帶。

（4）基體去除過程中產(chǎn)生的剪切應(yīng)力使得顆粒一基體間內(nèi)聚力層發(fā)生剪切失效，顆粒脫粘，且不同深度的顆粒-基體間內(nèi)聚力層均發(fā)生失效，亞表面裂紋在顆粒-基體相界面處萌生，并沿顆粒相界方向擴(kuò)展，形成微裂紋；當(dāng)材料出口支撐不足時(shí)，不同深度的微裂紋擴(kuò)展并匯合，使材料最終產(chǎn)生崩邊現(xiàn)象。

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作者簡(jiǎn)介

康仁科，男，1962年生，教授。主要研究方向：精密與超精密加工、特種加工等。

E-mail：kangrk@dlut.edu.cn

（編輯：周萬里）

Experiment and simulation of single diamond abrasive particle scratching RB-SiC composite material

ZHANG Dehan， DING Kang， CAI Xintong， YANG Feng， DONG Zhigang， BAO Yan.GUO Xiaoguang， KANG Renke（State Key Laboratory of High-performance Precision Manufacturing， Dalian University ofTechnology，Dalian 116024，Liaoning，China）

AbstractObjectives： Reaction-sintered silicon carbide （RB-SiC） composite materials have excelent properties such as high specificstifness，high hardness，andcorrosionresistance，andare widelyused inimportant equipmentsuchas space telescopes and aerospace combustion chambers. However， the high hardnessand brittenesslead to many defects when processed using traditional methods.To investigate the material removal mechanism and the surface damage causes during the grinding process of RB-SiCcomposite materials，the ABAQUS finite element software is used for scratch simulationand thescratching experiment of a singlediamondabrasive indenter is usedfor verification. Methods： Based on ABAQUS finite element simulation software，a scratch simulation model of RB-SiC composite material with a multiphase structure is constructed. The model uses a continuously distributed Si and β - SiC mixture as the matrix，characterized using the Drucker Prager elastoplastic constitutive model.The SiC reinforcement phase distributedin particle orpowder form ischaracterized using britle fracture asthe falure criterion，anda zero-thickness cohesive unit interface layer is established between the two phases.The relationship between the scratch force and the scratch depth is investigatedbyasingle abrasive particlescratch experiment，andcompared withthesimulation model.The materialremoval mechanismandthecausesofsurfacedamagearethenobtained.Results： Inthe simulation，itis found that the variation of scratching force is closely related to the relative position between the particles and the pressure head. The scratching forces ofparticles in the middleofthe trajectorysuddenlyincrease，while particles above the trajectory have a smaler impact on scratching force.The particles below the trajectory havea slightly smaler impact on scratching force than those above.Whenthe pressure head penetrates the middle of the particle，its stressis greater than the particle fracture strength，causing transgranular fracture ofthe particle. At the same time，the crack continues to propagate to the boundary between the two phases and deflects along the boundary. The particles above the trajectory will be removed as a whole with the removal of the matrix material. When multiple particles are in close proximity and sequentiall i contact withthe indenter，the stress concentration during the fragmentation ofthefront particles and the plastic deformation of the matrix is greater than the fracture stress of the rear particles，resulting in the collapse of the ear particles before theycome into direct contact with the indenter.The deformed matrix that haslost particle support and has not been completely removed willbe pushed to the next particle bythe indenter，causing a sudden drop in scratchingforce.The scratch experiment shows that thecrushing width of the scratch path increases withthe increase of scratch depth.When the scratch depth is 5μm ，the material surface is relatively flat，and the material is mainly removed by plastic deformation of the matrix. When the scratch depth increases to 30μm ， the brittle peeling phenomenon of the material becomes more and more obvious，and the surface morphologyof the material alsodeteriorates.Itcan beobserved thatthe cleavage and fragmentationof particles，thevoidsformed byparticleextraction，thetransversecracks，and the matrix delamination and fan-shaped fracture zonearecaused bythe diagonal downward propagation of the medium diameter crack.This is because the scratch depth is much greater than the plastic britle transition depth of the material，and the materialis mainly removed by britleness. Conclusions： By establishing a two-phase finite element simulation twodimensional model for single abrasive particle scratching simulation and conducting experimental verification，it is found that the surface morphology ofscratches deteriorates with increasing scratching depth，and the scratching force gradually decreases with decreasing scratching depth.Moreover，the simulation and the experimentalscratching force values for smallscratching depthsare ingood agreement.Therelative position betweenthe SiC particles and the diamond indenter tiptrajectory，aswellasthespacingbetween the SiCparticles，leads tochanges inscratching force.The SiC particles located above the trajectory willcause thescratching force to increase significantly.When the scratch depth is shallowand there are no original SiC particles near the surface， plastic removal willstilloccur.Thesubsurface cracks start atthe particle-matrix interfaceand spreadalongtheparticle phaseboundary to form micro-cracks.When the outlet supportofthe material is insufficient，the micro-cracksof differentdepths willexpandandconverge，eventually producig the phenomenon of material edge collapse.This study provides a theoretical basis and simulation verification for the removal mechanism and damage formation causes of RB-SiC materials.

Key wordsRB-SiC composite material; single diamond scratch; finite element simulation; grinding force