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复合材料论文

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LT

合材料将表现出低的密度和明显的温度优势下具有相当的力学性能。

正是这些原因,大部分

研究成果在与当前的材料如先进的铝合金、钛合金和高温合金比较时,总是按照密度归一化

的性能

来表示。

　　金属基复合材料中,目前广泛发展的是SiC、TiC、Al2O3和C颗粒、晶须或纤维增强的

铝基和钛基复合材料。

典型的颗粒直径小于100􀀁m,添加量达到35vol%。

晶须的直径为几个微米,具有几千倍的长径比（l/d）。

纤维是连续的,直径为10～100􀀁m,l/d值在10000以上,可添加到45vol%。

2　基体合金

　　典型的金属基复合材料开发者将从选择工业上可应用的基体合金和增强体开始。

近年

的研究已表明,最佳的结构合金未必是基体合金的最佳选择。

这是因为,已应用的工业铝或

钛合金是根据应力、温度和环境条件为特别的应用而发展和优化形成的,而并不是优化作为

MMC基体材料的。

大量的研究工作已表明,环境效应、界面反应和相的稳定性强烈地影响

复合材料的行为,这些因素与各组元物理性能、化学性质、温度和时间密切相关[3,6～8]。

　　表1～3中,我们总结了普通基体合金的物理性能和化学性质。

现在,铝基复合材料能从有限的商家买到。

钛基复合材料仍在深入研究和发展之中。

应该注意的是,对于所有合金,

尤其是钛合金,力学性能强烈地依赖于通过复杂的热机械过程而变化的微观结构。

复合材料

设计者所面临的挑战是,如何在复合材料中发展这些最佳的性能。

相反,MMC的研究者也应注意到,已列出的性能数据不适用于复合材料的基体。

另一重要性能是热膨胀系数

（CTE）.由于基体和增强体之间CTE的差别,在热循环过程中界面上可产生应力。

在一定

情况下,这些应力值能超过界面剪切强度[4,9]。

表1　普通Al合金基体化学成分

钛合金的氧化行为将其使用温度限制在700℃以下。

显然,这一限制也适用于钛基复合

材料。

当选择TiC作为Ti基复合材料的增强纤维时,还存在TiC环境反应问题。

在目前的钛基合金材料中,Timet21S显示出最好的抗腐蚀能力[2]。

不过,在考虑钛基复合材料能作为高温合金替代材料之前,还应发展800℃以上、且与钛合金相容的结合牢固的涂层。

表3　常用基体合金的性能

3　通用增强体

　　陶瓷增强体能以三种形式使用,即颗粒、晶须和纤维。

目前多数工业应用的Al基复合

材料使用TiC、SiC和Al2O3颗粒。

有关用于铝基复合材料的连续C纤维的研究工作,已经

有了大量的报导。

需要克服的问题是Al和C之间的反应,以及在纤维和基体界面脆性相

Al4C3的形成。

我们将在下一部分再讨论这一问题。

目前选择的Ti基复合材料增强体SiC纤

维,可使用的有两种形式:

PSCSiC,通过熔喷有机硅化碳树脂,300℃下固化,然后在惰性气体中1300℃下热解而制成。

该纤维的商业品名是Hi-Nicalon-S,由日本的Nippon公司生

产。

该纤维新的试验方式是通过辐射固化,包含达10%聚乙烯硅（PVC）以增加强度。

另一种是CVDSiC,由美国Textron公司生产,用化学气相沉积获得。

它有三个等级:

SCS-2,适合于Al基复合材料;SCS-8,适合于Al和Mg基复合材料;SCS-6,适合于Ti基复合材料。

典型的SiC纤维直径约为100􀀁m,密度为3g/cm3,热膨胀系数为1.7X10-6/℃。

　　几种形式SiC的强度和温度的关系如图2所示。

该数据表明SiC的内在强度可以维持

到1000℃,SCS-6纤维的内在强度可维持到1200℃。

该数据也表明,所有形式的SiC在空气中试验时,由于氧化作用,强度明显下降。

纤维的提供者提出的典型强度是在空气中的试验

结果。

然而,这些值来源于连续载荷拉伸试验,不包括在该温度下时间的影响,而这正是实际应用设计中的重要因素。

4　基本设计依据

1.混合规则

　　一般来说,晶须和纤维对复合材料行为的主要贡献是通过载荷分担实现的。

通过基体合

金微观组织的改变,增强体对复合材料的变形特征也有少量的影响。

重要的参数包括,晶须

和纤维的物理和力学性能、基体合金的物理和力学性能、增强体的体积分数和长径比（形态

比）。

颗粒的主要贡献是通过基体合金的微观组织变化实现的,载荷分担只是较小贡献。

重

要的参数包括,颗粒的力学性能、体积分数和平均尺寸。

载荷分担由载荷传过增强体和基体

合金界面的程度来控制。

假设界面为全载荷传递,那么纤维增强的金属基复合材料的强度可

表示如下:

　　式中f和m分别表示纤维和基体。

Lc是纤维或晶须的临界长度,

为界面的剪切强度,d为纤维的直径。

对于连续长纤维:

Lc/2L<<1。

　　微观组织变化效果很大程度依赖于基体合金的变形特征,即作用位错机理、应变速率敏

感性和形变硬化速率。

事实上,增强体总的效应是由强度、断裂韧性、反应性、界面相稳定性以及基体和增强体之间的热膨胀系数的差异

等因素决定的。

在热循环过程中,由于

存在,临近界面的基体内产生的剪应力近似地表达为:

是温度差。

这种应力是相当显著的。

在热循环疲劳试验中复合材料的强度如果出现

大的降低,可以认为存在大的界面应力。

如对于SiC纤维增强Ti基复合材料,在5×10-6/℃的

下,

为700℃时,

=300MPa!

2.界面

　　影响复合材料行为的关键因素之一是增强体和基体之间的界面结构。

为了获得可靠的

结合,需要产生界面化学反应。

但是这种反应也导致增强体的弱化或形成界面脆性金属相,

这种情况不是很多的。

在Al基复合材料中,Al4C3被认为（大多数研究者）是有害相。

对于

Al/C纤维复合材料,应注意通过3C+4Al=Al4C3反应形成的碳化物。

然而,一些研究者[7,8]研究表明,在Al-Mg-Si基体和FT700C纤维复合材料中形成Al4C3,而对Al-Cu基体合金

却不形成该化合物。

Kuroki[10]指出,以Al-Si-Mg合金为基体的复合材料强度与Mg含量有

很强的关系。

消除Mg几乎使该合金强度增强100%,基体合金的Mg从0.6%降到0%,合

金强度从120MPa提高到近200MPa。

Pora指出[11],使用Al-7Si-0.6Mg做基体的Al/C复

合材料的强度与纯Al做基体的相同复合材料的强度性能相比下降20%。

与不含Mg的合

金相比,Mg的作用是明显地增加C纤维和Al之间的湿润性。

在Al/SiC复合材料中也发现了Al4C3,尽管反应3SiC+4Al=Al4C3（S）+Si（L）是相当慢的。

Li[12]发现在含Ti的铝合金中可以消除Al4C3的形成。

热化学计算表明,TiC的形成在热力学上优于Al4C3的形成。

　Ni基合金能溶解TiC和SiC颗粒。

这是由于Ni-Al-Si和Ni-Ti-Si合金存在大的负的生成自由能,

。

加入4%Mo,明显降低Ni的活性[13]。

值得注意的是,C纤维增强的Ni基复合材料还没有人进行研究。

同时也应注意,Ni不形成稳定的碳化物,以及C在Ni中具有有限的固溶度。

这两个因素说明在Ni基C纤维体系中可以形成稳定的界面。

从这点考虑,Ni3Al/C复合材料可以成为一种高温应用材料。

3.应力和温度循环

　　近几年,已完成了SiC纤维增强钛基复合材料,即Ti-SiCMMC的各种应力循环疲劳研

究。

Robertson和Mall[16]最近指出,假如在等热应力循环疲劳过程中的主要损伤源是基体中裂纹的话,那么纤维将桥接这些裂纹是可能的。

因而可防止明显的强度降低。

另外的研究已表明,热疲劳对界面完整性的损坏较大地依赖于基体的化学性质。

对于Ti-24Al-11Nb/SiC复合材料,在惰性气体条件下经过热疲劳,其强度出现严重的损失[17]。

然而,相似的试验表明,对于Ti-24Al-23Nb/SiC复合材料仅有很小的影响[18]。

4.先进的金属基复合材料体系

4.1　钛基复合材料

　　最近,欧洲的一些科技工作者已经研究了连续SiC纤维的钛合金基体涂层。

Fan等人[19]发展了用于制备SiC纤维基体合金涂层的等离子喷涂装置。

他们在试验中选择的是Ti-6Al-

4V合金。

Dudek等人[20]正在发展一种磁喷射系统,用于制备SiC纤维的IMI834基体合金涂层。

他们发现,在700℃时,界面反应区有非常小的生长,以及SiC纤维原始的C涂层厚度测量不到什么变化（图3）。

该复合材料在700℃下经过大于900h处理,其强度保持不变。

同时,该复合材料的拉伸强度与公式

（1）的预测值相吻合。

在过去的几年里,Ti-24Al-23Nb/SCS-6SiC复合材料体系是深入研究的重点。

这种复合

材料发展的原因在于,增强的机械强度、优化的微观组织（表2）和可接受的断裂韧性,以及增加的热疲劳响应和优于近ɑ合金的抗氧化能力。

Dudek现在也正在用磁喷射体系研究Ti-24Al-23Nb/SCS-6SiC。

4.2　铝基复合材料

　　铝基复合材料正在军事领域里应用,情况不详。

其他工业应用是有限的。

在美国有两家

人们熟悉的提供铝基复合材料的制造单位,即加州的DWA和麻省的Textron公司。

为了使该类复合材料获得更广泛的接受,必须发展更低成本的产品和提供一致的、可使用的设计数据体系。

目前仍然需要发展的包括:

损伤监测、热机械模型、微观组织控制和组织分级。

目前已经应用的铝基复合材料的工业产品包括:

　　　　柴油发动机活塞⋯.⋯.⋯Al2O3-SiO2颗粒增强AC8A铝基复合材料　　　　

　　　　曲轴轮⋯.⋯.⋯.⋯.⋯Al2O3-SiO2颗粒增强AC8A铝基复合材料　　　　

　　　　汽车汽缸体⋯.⋯.⋯.⋯.⋯Al2O3+Cf增强ADC12铝基复合材料　　　　

　　　　连杆⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.不锈钢丝增强铝基复合材料　　　　

　　　　自行车框架⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.SiCw（晶须）增强铝基复合材料　　　　

　　　　高尔夫球头⋯.⋯.⋯.⋯.⋯.SiCp（颗粒）增强6061铝基复合材料　　　　

表4中的数据表明,对于纤维增强复合材料,其力学性能有明显的各向异性,纵向（平行于纤维方向）和横向的差异达10倍。

这些各向异性在颗粒或晶须增强的MMC中不会出现。

5　结束语

　　过去的三十年里,金属基复合材料在世界范围内已经得到了广泛的研究和发展。

尽管人

们已经做了很大努力,金属基复合材料目前还没有在工业上广泛应用,只是很少地应用于军事领域。

其原因主要在于高的制造成本,相对较低的稳定性和大的性能波动。

一般来说,如果能实现更低成本和具备一致的、可使用的设计数据体系,那么金属基复合材料可以取代某些现在使用的金属和陶瓷材料。

对于钛基复合材料,还有另外的要求,即发展使用温度在

650℃以上的保护涂层。

复合材料论文

--------金属基复合材料述评

学院：

材料与化工学院

学号：

100305124

姓名：

王敏霄