（材料加工工程专业论文）sicpal20si复合材料及其基体合金疲劳性能的研究.pdf

摘要 采用喷射沉积法制备1 5 ( 体积分数) 4 5 t m s i c 口a 1 2 0 s i 复合材料及其基体合 金，研究该组材料的常温力学性能、高周疲劳性能以及疲劳裂纹扩展行为，并对 试样进行疲劳断口形貌分析。结果表明： s i c 颗粒的加入有利于提高材料的力学性能，起到改善复合材料的微观组织， 细化晶粒，抑制s i 相的长大的作用。 s i c d a 1 2 0 s i 复合材料及其基体合金的高周疲劳寿命随应力幅值的减小而增 加，在相同应力幅值下，复合材料的疲劳寿命远远高于基体合金。对基体合金而 言，疲劳裂纹从大颗粒s i 相的断裂处以及s i 相脱离处形核，并开始扩展。对于 复合材料而言，s i c 颗粒尺寸较小，不容易发生断裂，在形核过程中，当裂纹遇 到s i c 颗粒时，裂纹或者避开增强体，或者受阻于s i c 颗粒，只能在基体合金中 扩展，从而扩大了疲劳形核区的面积，提高了材料的疲劳寿命。s i 颗粒的脱离， s i 相的断裂以及s i c 颗粒与基体界面的脱粘是复合材料疲劳断裂失效的主要机 制。 s i c p a 1 2 0 s i 复合材料及其基体合金的门槛值4k 分别为4 1 3 和 3 9 5 m p a m l 2 ，相同的a k 水平下，复合材料疲劳裂纹扩展抗力始终高于基体合金， 直至材料断裂；当疲劳裂纹遇到s i 颗粒与s i c 颗粒会发生强烈的交互作用。在门 槛值附近时，疲劳裂纹绕过s i 颗粒会发生偏转和弯曲是其主要扩展机制，这种偏 转会使裂纹面变得粗糙，诱发裂纹闭合，提高基体材料的裂纹扩展抗力提高。随 4 k 的增加，裂纹沿s i 颗粒与a l 基体界面扩展的倾向性增大，且s i 颗粒会发生 频繁断裂。s i c 颗粒对裂纹偏折以及s i c 微裂纹萌生均会使主裂纹扩展路径曲折 前进，增加扩展过程中的表面能，提高裂纹扩展抗力，特别是s i c 颗粒的自身微 裂纹萌生会引发裂纹闭合效应导致复合材料的闭合效应高于基体，有效降低裂纹 扩展速率。 关键词：s i c p a l 一2 0 s i 复合材料；s i c 颗粒；s i 相；高周疲劳；疲劳断口；裂纹扩 展；裂纹闭合 i i 硕士学位论文 a b s t r a c t 1 5 ( v 0 1 ) 4 5 ms i c p a l - 2 0 s ic o m p o s i t ea n dm a t r i xa l l o yw e r ep r e p a r e db y s p r a yd e p o s i t i o n t h em e c h a n i c a lp r o p e r i t i e su n d e ra m b i e n tt e m p e r a t u r e ，h i g hc y c l e f a t i g u ea n df a t i g u ec r a c kg r o w t hb e h a v i o u rw e r ei n v e s t i g a t e d t h er e s u l t sa r ea s f o l l o w s ： t h ea d d i t i o no fs i cp a r t i c l e si n c r e a s e st h em e c h a n i c a lp r o p e r i t i e sb yi m p r o v i n g t h em i c r o s t r u c t u r eo ft h e c o m p o s i t e ，r e f i n i n gt h eg r a i ns i z e a n di n h i b i t i n g g r a i n g r o w t h i ti sf o u n di nt h eh i g hc y c l ef a t i g u er e s e a r c ht h a tt h ef a t i g u el i f eo fs i c p a l - 2 0 s i c o m p o s i t ea sw e l la st h em a t r i xm a t e r i a li n c r e a s e sa st h es t r e s sa m p l i t u d ed e c r e a s e s t h ef o r m e rf a t i g u el i f ei sf a rh i g h e rt h a nt h el a t t e ro n ea tt h es a m es t r e s sa m p l i t u d e l e v e l t h ef a t i g u ec r a c kn u c l e a t e sf r o mt h ef r a c t u r e dl a r g eg r a n u l a rp r i m a r yc r y s t a l s i l i c o n so rt h ep e l e da r e ao fs ip h a s e t h ep a r t i c l es i z eo fs i ci nt h ec o m p o s i t ei ss o s m a l lt h a tc a n n o te a s i l yf r a c t u r e h e n t h ，w h e nt h ec r a c ke n c o u n t e r st h es i cp a r t i c l e d u r i n gt h en u c l e a r a t i o n ，i tw i l ls t e e rb yo rb ei m p e d e d t h e r e f o r e ，t h ec r a c kc a no n l y p r o p a g a t ei nt h em a t r i xa l l o y , w h i c hi n c r e a s e st h en u c l e a t i o na r e a ，a n dt h u si m p r o v e t h ef a t i g u el i f e t h ep e l ea n df r a c t u r eo ft h es ip a r t i c l e s ，a sw e l la st h ep e l eo ft h es i c p a r t i c l e sf r o m t h em a t r i xa r et h em a i nm a c h a n i s mi nt h e f a t i g u e f a i l u r e o ，f t h e c o m p o s i t e t h et h r e s h o l dv a l u eo fs i c p a l - 2 0 s ia n da 1 - 2 0 s ia l l o ya r e4 1 3a n d3 9 5 m p a m 1 2r e s p e c t i v e l y t h er e s i s t a n c eo ft h ec o m p o s i t ee x c e e d st h ea l l o yc o n s i s t e n t l y a tt h es a m ea kl e v e l su n t i lf r a c t u r e d w h e nt h ec r a c ke n c o u n t e r ss ia n ds i cp a r t i c l e s ， s t r o n gi n t e r a c t i o n sw i l lh a p p e n a tl o w e r , d kv a l u e ( n e a rt h e t h r e s h o l dv a l u e ) ，t h e d e f l e c t i o na n di n f l e c t i o no ft h ef a t i g u ec r a c k ，w h i c hr o u g h e nt h ec r a c ks u r f a c ea n d h e n t hi n d u c ec r a c kc l o s u r ea n di n c r e a s et h ef a t i g u ec r a c kg r o w t hr e s i s t a n c e ，c a u s e db y c i r c u m v e n t i n gs ip a r t i c l ei st h ed o m i n a t e dc r a c kp r o p a g a t i o nm a c h a n i s m h o w e v e r ，a s a ki n c r e a s e s ，t h et r e n do fc r a c kp r o p a g a t i n ga l o n gt h ei n t e r f a c eo fs ip a r t i c l ea n da 1 m a t r i xi n c r e a s e s ，s i m u l t a n e o u s l ya c c o m p a n i e db yt h ef r e q u e n t l yf r a c t u r eo fs ip a r t i c l e t h ed e f l e c t i o no ft h ec r a c kc i r c u m v e n t i n gs i cp a r t i c l ea n dt h em i c r o c r a c k sg e n e r a t i n g i nt h es i cp a r t i c l eb o t hi n c r e a s et h ee n e r g yc o n s u m i n gi nc r a c kp r o p a g a t i o n ，w h i c h i n c r e a s et h ef a t i g u ec r a c kg r o w t hr e s i s t a n c e p a r t i c u l a r l y , t h ee x t e n to ft h ec r a c k i i i c l o s u r ee f f e c ti nc o m p o s i t ei sg r e a t e rt h a nt h a ti nm a t r i xb e c a u s eo ft h em i c r o c r a c k s g e n e r a t i n gi nt h es i cp a r t i c l e k e yw o r d s ：s p r a yd e p o s i t e ds i c p a l - 2 0 s i h i g h - c y c l ef a t i g u e ；f r a c t u r e c l o s u r e c o m p o s i t e ；s i cp a r t i c l e s ；s ip a r t i c l e s ； s u r f a c e ；f a t i g u e c r a c k g r o w t h ；c r a c k i v 硕士学位论文 第1 章前言 1 1 铝基复合材料的发展状况 随着近代科学技术的发展，特别是航空、航天、机械和汽车行业的发展，对 工程材料性能的要求越来越高，对于这些综合性要求，单一的金属材料、陶瓷材 料或高分子材料往往是难以完全实现，而复合材料在一些领域能发挥其组成原材 料的协同作用，能够体现出各组成材料的特点，同时在设计和制造方面又有自由 度，受到各发达国家的重视，发展较快，从而推动了复合材料的开发与广泛应用。 复合材料大致可以分为三类：金属基复合材料、聚合物基复合材料、陶瓷基 复合材料。金属基复合材料按基体的不同，可分为铝基复合材料、镁基复合材料、 镍基复合材料和钛基复合材料等。其中，铝基复合材料以其独特的优势成为现代 最具发现前途的先进材料之一。铝基复合材料密度较小( 仅是钢铁的1 3 ) 却有着不 俗的强度，因此比强度和比刚度很高，同时具有较高的耐磨性、抗疲劳性能、低 热膨胀系数、阻尼性能好、良好的尺寸稳定性和导热性1 1j 。在制备过程中，由于 铝密度小、可塑性好，使得铝基复合技术容易掌握，易于加工等担j 。因此，铝基 复合材料受到世界工业发达国家的极大重视。颗粒增强铝基复合材料，作为金属 基与陶瓷增强颗粒的一种典型，它结合了铝合金和陶瓷颗粒的优异性能，已成功 应用在航空航天、电子电气、汽车制造等领域，能代替铝合金、钛合金、钢等材 料制造高性能轻型构件，成为材料界研究的焦点。表1 1 列出的是铝基复合材料 在工业上的应用1 3 1 。 表1 1 铝基复合材料在工业上的应用 自2 0 世纪6 0 年代开始，国外已经开始投入大量人力物力对金属基复合材料 进行研究，最初这些材料只应用在航空航天、军事等领域。因为不计成本而只单 单追求材料性能，限制了金属基复合材料的发展与应用，而研究也往往局限在连 续纤维增强材料方面。8 0 年代以来各国为了促进金属基复合材料的工业化生产， 开始重点研究较为廉价的增强材料和简单的制备工艺，在此期间颗粒增强金属基 复合材料得到了迅猛的发展，并逐渐在工业、民用领域实现大批量生产与应用。 近2 0 年来，从理论上、技术上都取得了较大成就：第一阶段开发的铝基复合材料 主要应用于受力较小的零部件，可减重2 0 左右，第二阶段开发的铝基复合材料 主要应用于机翼材料、垂直安定面等受力较大的零件，可减重3 0 左右；第三阶 段开发的铝基复合材料应用于机身材料，可减重5 0 左右【4 j 。现今颗粒增强铝基 复合材料已广泛应用于航天航空、军事、汽车制造等领域。如英国航天金属基复 合材料公司( a m c ) 采用机械合金法制备出的颗粒增强铝基复合材料，已经成功地 应用于e c 1 2 0 新型民用直升机上【5j 。作为耐磨材料，a l c a n 公司生产的s i c d a i 复合材料汽车刹车片于1 9 9 5 年在福特汽车和丰田汽车上正式投入使用1 6 j 。l a n x i d e 公司生产的s i c d a 1 基复合料汽车刹车片，于1 9 9 6 年投入批量生产，日产量1 0 0 0 片【7 】。d w a 公司生产的s i c 6 0 6 1 a 1 复合材料仪表支架已成功应用于承载l o c k h e e d 飞机上的电子设备p j 。 国内从上世纪8 0 年代中期开始致力于颗粒增强铝基复合材料的研发，“九五” 期间，我国自行开发了机械合金化粉末冶金制备颗粒增强复合材料，制备出粒度 超细的增强相复合材料，性能达国际先进水平【9 i 。s i c d a 1 s i 通常用来制备汽车气 缸盖及发动机滑块等构件，特别是过共晶a 1 s i 复合材料( 由于其具有良好的耐磨 性、耐热腐蚀性和体积稳定性等1 在制造活塞、高速列车制动盘【1 0 】等方面应用更 为广泛。 1 2 颗粒增强铝基复合材料的特点 1 2 1 颗粒增强铝基复合材料的组成 颗粒增强铝基复合材料是由铝合金基体和增强颗粒组成的。铝合金基体的主 要作用是：利用其粘附性固定粘附增强体，将复合材料所受到的载荷传递到增强 颗粒上，同时也起到一定承受载荷的作用，并赋予复合材料特定的形状，在加工 使用过程中能起到保护增强体的作用。对于所有的复合材料来说，基体都是材料 的主要承载部分，对复合材料的力学和物理性能具有决定性影响。因此，颗粒增 强铝基复合材料的基体往往选用高强度的铝合金。 根据化学成分增强颗粒有碳化物( s i c 、t i c 等) 、氮化物( s i 3 n 4 、a 1 n 等) 、氧 化物( t i 0 2 、a 1 2 0 3 等) 、硼化物( t i b 2 、b 4 c 等) 和石墨1 1 1 】常用铝基复合材料增强颗 粒的性能如表1 2 所示【1 2 】。根据颗粒物理性能，颗粒增强相分为硬质陶瓷颗粒， 其强度和硬度远远高于基体合金，加人到铝合金中可以显著提高基体材料的强度 硕士学位论文 和变形抗力等力学性能，同时可以提高材料耐磨性，改善热膨胀性能，这种铝基 复合材料主要用于制作航空航天结构件、汽车发动机和电子产品外壳等；另一种 是软质颗粒，利用其良好的润滑性能，可以使铝基复合材料的减磨、减振性能得 到提高，这类铝基复合材料主要用于制作发动机的轴瓦、机座和缸套【1 引。其中， 采用s i c 颗粒增强的铝基复合材料具有界面结合好、性能高、价格低、密度小等 优点，是目前应用最广的铝基复合材料。 表1 2 常用增强颗粒的性能 t a m e r 等【1 4 】对离散型分布的s i c 颗粒增强铝基复合材料进行了研究，通过 对扫描电镜对材料微观组织的观察，研究s i c 对铝基复合材料力学性能的影响。 一般认为s i c 增强颗粒体的增韧机制可分为以下两种形式【15 j ：( 1 ) 当材料受到载荷 应力时，裂纹尖端处的增强颗粒发生如体积变化、晶型转变、微裂纹的产生和扩 展等显著变化，s i c 颗粒正是在复合材料中通过这些方式消耗能量，从而提高了 材料的韧性。( 2 ) 材料中的第二相颗粒引起裂纹偏转、偏折、弯曲、钉扎和桥接， 从而导致裂纹扩展路径的改变而达到增韧的效果【1 6 j 。当以上两种机制在同一复合 材料中同时发生，则称之为混合增韧。 基体合金的类型、s i c 颗粒大小、在复合材料中的分布、含量及其与基体的 界面结合情况等因素均对s i c 颗粒增强铝基复合材料的性能有一定的影响。总体 来说，s i c 增强颗粒与基体合金的强度、杨氏模量和热膨胀系数等方面存在比较 大的差异，必然会导致复合材料的物理性能与基体合金发生改变，针对问题本文 将在下一节中进行具体分析。 s i c ；a i 2 0 s i 复合材料及其基体合金疲劳性能的研究 1 2 2 颗粒增强铝基复合材料的制造方法 现阶段对颗粒增强铝基复合材料的基础研究日渐成熟，取得了一些可喜的成 绩，正是进入了材料的开发与应用阶段。我国在对颗粒增强铝基复合材料研究的 这二三十年中，对材料的组织性能、复合材料界面等方面的研究工作已经全面展 开，已基本掌握了铸造法、粉末冶金法及喷射沉积三种主要复合材料的制备方法， 同时逐渐在完善这些复合材料制备工艺的稳定性【7 1 。 1 铸造法 铸造法是目前制备金属基复合材料的运用较多的一种方法，主要有机械搅拌 法( 其中包括液态搅拌法和半固态复合铸造法) 、挤压铸造法、真空压力渗透法、 铸造渗透法、超声波法、磁力搅拌法、离心铸造法等多种工艺。 其中人们使用较多的有挤压铸造法，其具体工艺过程是：预先把碳化硅颗粒 增强颗粒通过一定方式粘结，制成所需形状预制件，然后将增强体预制件放入压 型中，浇入液态的铝基体金属熔液，施加一定的压力，使熔融的铝基金属熔液浸 渗到预制件的间隙或孔隙中，凝固成型后就得到所需的碳化硅颗粒增强铝基复合 材料【r 7 1 。其优点是制出的复合材料的形状与预制件相差不大；材料制各过程中， 熔液冷却速度相对较快，可一定程度上减轻界面反应对材料性能产生的不良影响 等。其缺点是预制件的制作比较复杂，对形状的要求比较高，同时挤压过程中， 对压力的控制要求比较高，过大过小都对材料有很大的影响【1 8 】。 此外，搅拌铸造法也是近年来的研究分析与应用的热点【1 9 】，如图1 1 所示。 其基本原理是将颗粒增强物直接加入到熔融的铝合金熔体中，用机械搅拌的方式 使增强颗粒与液态或半固态铝合金基体熔体均匀混合，通过浇注成型方法制备成 颗粒增强铝基复合材料【2 。 图1 1 搅拌铸造法示意图【1 9 】 其工艺优点是：搅拌过程能减小颗粒与基体之间的粘滞力，其工艺要求及设 备简单，制备出的复合材料性能比较稳定，制备出的复合材料在形状上几乎不受 硕士学位论文 限制；由于该工艺低的制造成本和较高的生产效率，适合工业化生产。但在制备 过程中由于增强颗粒与铝基体熔体润湿性较差，易造成增强颗粒团聚，出现第二 相偏析；同时增强颗粒与基体熔体在高温下易有害发生界面反应，生成一些脆性； 此外在材料制备过程中还存在增强颗粒的破碎、不可避免的气体和夹杂物污染等 问题，这些因素都会影响到成品的性能。 2 粉末冶金技术 粉末冶金技术又称固态金属扩散技术，最初主要用于基体制备熔点较高的复 合材料。其原理是将预制的基体粉末与增强颗粒机械均匀混合在一起，也可在 搅拌球磨机中进行球磨处理，经过真空除气、固结成形后，在一定的温度和 压力条件下压制烧结成型及后续加工处理( 如挤压、锻造、轧制等) ，制成所需 形状、尺寸和性能的复合材料。粉末冶金技术具有一些独特的优点，如制造温 度较低，大大减少了基体和增强颗粒之间的界面反应，增强颗粒的粒度和体积分 数可在较大范围内改变【2 1 1 ，而且分布均匀，能大幅度降低复合材料的热膨胀系数， 提高材料的弹性模量【2 2 1 。其工艺流程图如图1 2 所示。但粉末冶金技术也存在着 一些弊端，如制件的大小和形状受到一定限制，压制过程中易产生气孔，烧结过 程中易造成偏析，工艺程序过多，制备周期长，成本较高。粉末冶金制品的制备， 如果在没有特殊防氧化设备和措施，成品的氧含量会比较高，严重影响成品的力 学性能。这些缺点都制约了粉末冶金技术的应用和发展。 图1 2 粉末冶金法工艺流程图 3 喷射沉积技术 喷射沉积技术最早是由英国s i n g e r 教授在1 9 6 8 年提出来的【23 1 。国内也于2 0 世纪8 0 年代后期，开始对喷射沉积技术进行研究。喷射沉积是一种介于粉末冶金 和铸造两大传统工艺之间的新工艺，主要包括雾化和沉积两个工艺过程。即将高压 惰性气体和碳化硅增强颗粒一起用喷枪射入熔化的液态金属，同时由高压惰性气体 充分雾化为很小的熔滴颗粒，然后在雾化液滴尚未完全凝固时( 液态约占3 0 - 5 0 ) 沉积在具有一定形状的基体上，完成铸造工艺中凝固结晶过程，从而获得整理论密 度体相当高( 8 5 以上) 的坯料。坯料在沉积过程中惰性气体形成气泡而冒出，颗粒 则被分散在铝熔体中。通过控制喷嘴及基体的运动方式即可获得不同形状与尺寸的 板、带、棒、环及管材等喷射沉积坯料。喷射沉积技术原理如图1 3 【2 4 1 。 图1 3 喷射沉积技术原理 与铸造工艺和粉末冶金工艺相比，喷射沉积技术具有以下主要特点：( 1 ) 省去 了粉末冶金所必需的筛分、除气、压制及烧结等工序，可直接制备近成形毛坯， 大大缩短了产品的生产周期，提高了生产率，降低了生产成本；( 2 ) 沉积坯孔隙度 一般在1 1 5 ，无集中缩孔与疏松，坯体趋于冶金结合；( 3 ) 喷射沉积过程在 惰性气体保护下一次性完成，避免了过多工序所带来的氧化、吸气，沉积坯含氧 量非常低，减轻材料的受污染程度，如表1 3 所示；( 4 ) 较高的冷速( 1 0 3 1 0 6 k s 1 ) 材料成分均匀，喷射沉积材料具有快速凝固的特征，如晶粒组织细小，合金化元 素的固溶度高，偏析程度低，无宏观偏析；显微组织、初生沉淀相及晶粒均匀细 小且晶粒呈等轴状，并且产生非平衡亚稳相；( 5 ) 合金基体性能得到改善。各种喷 射沉积材料的组织性能，如耐蚀、耐磨、磁性、强度、韧性等性能指标均较常规 铸锻工艺生产的材料有大幅度提高，或可与粉末冶金材料相当。向雾化锥中引入 增强颗粒，可以用来制备增强颗粒分布均匀、界面结合良好的金属基复合材料。 ( 6 ) 喷射沉积技术生产效率高有利于实现工业化生产。 表1 3 粉末冶金与喷射沉积制备的合金氧含量【2 5 1 其中：木为氩气雾化，其余为氮气雾化 硕士学位论文 基于喷射沉积制备工艺以上的优点，用该工艺制备出的材料拥有良好力学性 能，如表1 4 所示。 表1 4 不同制备工艺的合金性能【2 6 l 1 9 9 0 年，陈振华教授和黄培云院士【2 7 j 在传统喷射沉积技术的基础上，提出多 层喷射沉积技术。与传统喷射沉积技术相比，该技术能制备大尺寸的沉积坯，如 康智涛等【2 8 】制备出重达7 0 0 k g 的s i c p 6 0 6 6 管坯，但其冷却速度不受影响，而且 沉积坯尺寸精度较高。 喷射沉积技术正是基于其在材料制备方面的这些独有的优越性，因此具有广 阔的应用前景。 1 2 3 颗粒增强铝基复合材料的界面 作为一种复合材料，颗粒增强铝基复合材料中必然存在不同材料共有的接触 面即界面。基体合金与增强颗粒之间的界面是颗粒增强铝基复合材料中极为重要 的微观结构，作为连接增强颗粒与基体的过渡区域，对复合材料的物理力学性能 有着重要的影响。它使得增强颗粒与基体结合成一个整体，并产生复合效应，让 复合材料具有单个组成材料所没有的特性。由于复合材料的界面的形成受到热、 化学、力学以及环境等因素的共同作用，在结构上比较复杂，因此在一定程度上 影响了颗粒增强铝基复合材料的发展。对于复合材料的界面问题，近年来国内外 学者的研究工作主要集中在基体与增强体之间的界面反应规律、控制界面反应的 方法、界面结构对材料性能的影响、制备工艺对界面结构的影响等方面。f e e s t 2 9 j 对金属基复合材料的界面现象进行了综合评述。张淑英等人【3 0 1 对喷射共沉积 a 1 4 7 c u 1 7 3 m g s i c p 复合材料界面微结构的研究中发现，s i c p a l 界面光滑，没 有发现界面反应产物，但是一部分s i c 颗粒与基体之间存在一些小孔隙，界面处 基体中存在很多位错，并没有发现增强颗粒与基体存在位向关系。 对于颗粒增强铝基复合材料而言，其界面肩负着有效传递基体与增强颗粒之 s i c , a i - 2 0 s i 复合材料及其基体合金疲劳性能的研究 间的载荷和阻止裂纹扩展的作用，对材料的性能有着极其重要的影响。如果基体 增强相的界面结合脆弱，应力从基体传递到增强相的过程中，界面就会失效，从 而复合材料达不到强化的效果；同时弱的界面结合也会影响疲劳裂纹在复合材料 中的扩展，很难起到阻止裂纹扩展的作用。界面可以吸收能量、阻碍裂纹扩展、 阻碍材料内部结构的破坏以及缓解局部应力集中。其中涉及到界面的有关问题主 要有：增强体与基体的润湿性、界面化学反应等。目前还没有精确的分析理论来 解释界面对材料力学性能的影响，其中最主要的问题便是没有确立界面结合强度 的计算和检测方法。l l o y d 等的研究发现【3 1 】，在s i c 颗粒增强铝基复合材料中， 界面反应的反应产物a 1 4 c 3 与a 1 4 s i c 4 形成连续的膜层或析出单独的粒子，其主要 反应式如下： 4 a l + 3 s i c a 1 4 c 3 + 3 s i 4 a l + 4 s i c a 1 4 s i c 4 + 3 s i 复合材料的界面结构和性能很大程度上是由界面反应决定的，同时界面结构和 性能又决定材料的性能。因此材料制备中要控制界面反应来获得良好的界面结构， 用以有效传递载荷，调节应力分布，阻止裂纹扩展。改善基体增强相的润湿性， 同时要尽可能地减少氧化物的形成，是有利于增加基体增强相的界面结合强度的。 1 3 颗粒增强铝基复合材料的常温性能 1 3 1 颗粒增强铝基复合材料的力学性能 增强颗粒的加入使得复合材料相对于基体合金的抗拉强度、屈服强度以及弹 性模量明显提高，同时其强度和模量均随颗粒体积分数的增大而增大，然而其的 塑性则随着颗粒的加入而迅速下降。研究表明粉末冶金法制造的s i c d a 1 复合材 料经热挤压后，其强度有较大幅度提高【1 4 】。 此外增强相的加入使得材料出现了一些特殊性能，一些不同金属合金基体与 不同增强体的存在着优化组合，可以使金属基复合材料具有某些特殊性能和优异 的综合性能。表1 5 是不同的铝基复合材料的力学性能。 表1 5 不同铝基复合材料的力学性能【1 4 】 硕士学位论文 颗粒增强铝基复合材料中的铝合金基体一般都占有很高的体积分数，因此它 保留了铝合金所具有的良好的导电和导热性。随着增强颗粒含量的增加，复合材 料所受的载荷会更多地传递到增强颗粒上，从而使得其力学性能相应提高。此外， 随着基体体积分数的下降，复合材料的加工硬化现象会更明显。r a m a c h a n d r a 等p 2 j 人的研究发现与基体合金相比，复合材料具有较高的密度、小的热膨胀系数、高 的弹性模量和比刚度，且随s i c 颗粒体积分数的增强这些性能均有提高，如表1 6 所示。颗粒增强铝基复合材料结构尺寸稳定，气密性好，不易老化等特点。但是 延伸率较低则成为颗粒增强铝基复合材料的一大缺陷。当材料在受载荷作用时， 其内部的粗大颗粒( 1 吮m ) 容易成为裂纹源，同时在增强颗粒基体结合界面处， 易发生界面脱离，导致裂纹的产生。 表1 6 碳化硅颗粒增强铝基复合材料及其基体合金性能 受增强颗粒与铝基体界面的结合状态及颗粒在增强颗粒在铝基体中的尺寸和 分布的影响，铝基复合材料的蠕变强度一般比铝合金高、耐磨性也得以提高，而 断裂韧性则特殊的复合材料结合界面影响，当界面结合状态越好，材料蠕变强度 也越高，越能阻止裂纹的扩展，其断裂韧性也越高。 有研究表明【3 3 】当增强颗粒含量不变的情况下，颗粒尺寸的提高会导致复合材 料的强度和延伸率降低，这是因为大尺寸颗粒自身缺陷更多，容易发生断裂；同 时增强颗粒尺寸越大，相邻颗粒之间的间距就越大，会降低了其所受到的局部约 束，不能有效的阻止复合材料中的缺陷出现与扩展；此外颗粒间距的增加会降低 基体的加工硬化现象。 w a t t 等人【3 4 】的研究发现，增强颗粒的形状对复合材料的力学性能具有重要的 影响，球形增强颗粒复合材料比尖角状增强颗粒复合材料有更高的延伸率，颗粒 长径比越小的复合材料强度越高。这是因为长径比小的球形的颗粒自身缺陷较少， 与基体合金结合情况较好，在加载过程中不易出现明显的应力集中。 1 3 2 颗粒增强铝基复合材料耐磨性 颗粒增强铝基复合材料具有良好的耐磨性能，主要是因为增强颗粒的强度和 硬度较高，分布在较软的铝基体中组成较好的软硬复合体系，增强颗粒承受大部 分载荷阻止了软基体直接参与摩擦过程，减少了基体合金出现粘着的几率。复合 材料磨损是一个复杂的过程，除了外部环境对材料的影响，往往还应考虑增强颗 粒的含量、尺寸、分布、复合材料界面结合情况和热处理工艺等因素的影响。目 前人们普遍认可的颗粒增强铝基复合材料的主要磨损机制有三个，粘着磨损机制、 剥层磨损机制和磨粒磨损机制。 有研究表明1 3 引，s i c d a l 基复合材料中由于s i c 颗粒的加入提高了材料承受 发生严重摩损载荷的能力，因此与其基体合金相比拥有更好的耐磨性能，同时增 强颗粒的含量越高，复合材料的耐磨性能也越强。 赵德刚等人发现p 引，s i c 颗粒增强铝基复合材料具有良好的耐磨性，相对于 铝合金基体耐磨性有很大程度地提高，由于铝基体中加入了大量的s i c 增强颗 粒，而s i c 颗粒硬度高、强度高、耐磨性好、化学性质稳定，用它们来增强铝合 金不仅提高了铝基复合材料的强度和刚度，也提高复合材料的硬度和耐磨性。 针对s i c 颗粒含量对s i c o a l 复合材料耐磨性能的影响，王宝顺等人【3 7 】研究 了s i c 颗粒为1 5 , - 5 5 的颗粒增强铝基复合材料系列，发现复合材料摩擦系数 主要与增强颗粒含量有关，而颗粒尺寸对复合材料耐磨性能的影响比较小。 而r a n a 等【38 】对s i c p a 1 1 5 m g 复合材料摩擦系数的研究中发现，复合材料摩 擦系数与滑动速度无关，且随s i c 颗粒体积分数的增加而下降，随s i c 颗粒尺寸 的减小而下降。 1 3 3 强化机制 颗粒增强铝基复合材料与其基体合金相比往往表现出较高的屈服强度、抗拉 强度和弹性模量等，这说明增强颗粒的引入强化了材料力学性能。目前尽管关于 颗粒增强铝基复合材料的强化机制报道较多，但仍存在一些争议。z a k l i n a 等人【3 9 】 将颗粒增强铝基复合材料的强化机制归结为：基体与增强颗粒之间通过传递载荷 使得增强体承载，增强颗粒的引入改变了基体合金微观组织和变形模式而产生的 强化作用。陈礼清等【4 0 】认为颗粒增强金属基复合材料的主要强化机制是位错强 化。基体与s i c 颗粒承载过程中变形不能协调，在变形过程中产生大量位错；同 时二者之间热膨胀系数的差异，在高温冷却过程中产生大量位错，这两点是复合 材料强化的主要原因。 一般认为基体与增强体之间的载荷传递、细晶强化、加工硬化、位错强化、 固溶强化、弥散强化等，是颗粒增强铝基复合材料强化的主要机制。在复合材料 中增强颗粒是载荷的主要承担，因此载荷传递与增强颗粒承载，是其主要强化机 制【4 1 1 ，对其研究的相关强化模型有很多，其中最简单的就是混合定律模型【4 2 】，还 有根据载荷在基体合金与增强颗粒界面上传递机制建立的切变滞后模型【4 3 】等。利 硕士学位论文 用上述理论预测的材料强度与实验值并非完全吻合，这是因为这些模型只考虑了 增强体的体积分数，没有考虑增强颗粒的尺寸、形状和分布主要对基体微观组织 的影响。增强颗粒的加入往往会使基体合金亚晶粒尺寸减小【4 4 1 。复合材料在制备 与后续加工过程中基体会发生再结晶现象。当颗粒粒径小于1 t m 时，颗粒会起到 钉扎基体晶界的作用；当颗粒粒径大于1 t m 时，颗粒会促发基体形核再结晶，起 到细化复合材料晶粒的作用【4 5 1 。在加工制备及后续处理过程中，一方面由于基体 的热膨胀系数比增强颗粒的热膨胀系数要大，所以基体材料容易生成位错导致强 化【4 引。另一方面由于基体与增强颗粒弹性模量的差异，加工过程中造成不同的弹 塑性变形，通常只有基体产生变形，会导致增强颗粒与基体界面周围产生位错， 这些位错会阻碍基体内原来位错滑移带的运动，从而达到强化的效果。固溶强化 指的是在基体的制备过程中加入m g ，c u 和l i 等元素形成相应的富a l 相，从而 起到提高材料强度的作用1 47 。 1 3 4 断裂机制 关于颗粒增强铝基复合材料的断裂机制目前尚未有统一定论，这与颗粒的尺 寸、形态、分布、体积分数、基体成分以及时效处理等因素均都有关联。对复合 材料微观组织观察发现【4 引，s i c 颗粒增强铝基复合材料的失效机制有以下几种形 式：复合材料基体合金自身的失效，基体界面及其附近处脱粘，增强颗粒自身的 断裂，由基体材料中的孔隙引发的塑性破坏或增强颗粒之问的基体延性撕裂。通 常当s i c d a 1 界面结合较弱时，复合材料的断裂以界面脱粘破坏为主；当在复合 材料界面结合情况良好但基体强度较低情况下，其断裂则主要是由基体的延性破 坏引起；当在复合材料界面结合情况良好，同时基体也有较高的强度时，其断裂 主要表现为增强颗粒的断裂。s i c 颗粒的尺寸大小也是影响复合材料失效的重要 因素，l l o y d 4 9 】的研究发现，s i c 颗粒的尺寸只有在大于2 吮m 时，增强颗粒才会 发生自身的断裂。s i c p a 1 复合材料的断裂过程往往是由以上一种或几种机制共同 作用而导致的。 增强颗粒与基体的界面的结合状况、增强颗粒与基体本身的特性和增强颗粒 在基体中的分布等，都影响着铝基复合材料断裂性能。界面结合良好复合材料， 基体可以有效地将载荷传递至增强颗粒上，并阻止裂纹扩展，提高材料的断裂韧 性。对于界面结合力较弱的颗粒增强铝基复合材料，增强颗粒会随着基体的变形 发生转动，当应力达到界面断裂强度时，就会发生颗粒与基体的胶粘或在尖角处 形成微裂纹，这种微裂纹的出现会降低复合材料的断裂韧性【5 。s i c 颗粒尺寸过 小易在复合材料中发生团聚导致应力集中，尺寸过大由于其自身存在更多的缺陷， 容易发生在低应力水平下的断裂1 5 。 1 4 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 无论是运动还是静止的物体，只要它受到循环应力或应变影响，就会发生疲 劳破坏。裂纹在材料中的扩展过程实际上是一个疲劳损坏累积的过程，所有的结 构件材料在承受反复作用的载荷下很容易发生疲劳破坏。而疲劳破坏往往发生在 较低的应力水平下( 一般都低于结构件材料屈服强度) ，因此材料的疲劳问题近年 来也越来越受到重视。一般来说，长期在变动应力和应变作用下的机件或构件， 由于累积损伤而引起的断裂现象称为疲劳。 疲劳的分类按不同方法分类也不同，其中最基本的分类方法是，按照断裂寿 命和应力高低不同，可以分为高周疲劳和低周疲劳。破坏发生在循环次数为 1 0 5 1 07 的疲劳称为高周疲劳，构件所承受的应力水平低于材料的屈服强度，因此 也称为低应力疲劳。高周疲劳过程中，材料处于弹性变形状态，应力和应变呈线 关系。一般常见的疲劳多属于这类疲劳。低周疲劳的断裂寿命较短，破坏发生的 循环次数在1 0 2 1 0 5 周次内，断裂应力水平较高，应力水平高于材料的屈服强度。 高周疲劳过程中，材料往往有塑性应变发生，也称高应力疲劳或应变疲劳。应力 寿命曲线( 简称s n 曲线) 是表征材料疲劳性能的参数。如图1 4 所示疲劳寿命曲 线可分为三个区，( 1 ) 短寿命区，此阶段由于材料承受较高的应力，试样经很少的 循环次数即发生疲劳断裂，且有明显的塑性变形。因此该区域又称为低循环周次 区或高应力区。( 2 ) 长寿命区，此阶段材料承受的循环应力较低，试样疲劳寿命较 长，且随应力水平的下降疲劳寿命大延长，无明显塑性变形，宏观上表现为脆性 断裂。因此该区域又称为高循环周次区或低应力区。( 3 ) 无限寿命区，对于一般材 料而言，当试样所受应力水平低于某一临界值时，经无数次应力循环也不发生疲 劳断裂。s n 曲线趋于水平，对应的应力称为疲劳极限。 1 0 9 y f 图1 4 疲劳寿命曲线【5 2 】 在疲劳过程中，s i c 颗粒的断裂、界面分离等都需要能量，因而可以延缓疲 硕士学位论文 劳裂纹的扩展速率，从而提高复合材料的疲劳性能【5 3 1 。左涛等人【5 4 】研究发现，s i c 颗粒增颗粒的加入一方面提高了复合材料的弹性模量和屈服强度从而提高了材料 的疲劳极限；另一方面也改变了材料的微观组织进而影响了疲劳损伤的分布，通 过损伤的“均匀化”提高了材料抑制疲劳裂纹萌生的能力，从而提高了材料的高周 疲劳极限；也就是说增强颗粒的加入，很大程度地提高了复合材料的疲劳强度和 疲劳寿命；最后加入s i c 颗粒减弱或遮盖了疲劳裂纹传播时的晶体学特征，使得 疲劳断面没有发现常见的疲劳裂纹。 在相同的应力幅值下，颗粒增强铝基复合材料的疲劳强度一般比基体金属高， 而断裂韧性比较低。s r i v a t s a n 5 5 】等人认为复合材料高的疲劳抗性的原因是其高的 弹性模量。但是d a v i d 5 6 】则指出s i c 颗粒增强8 0 9 0 合金复合材料具有较高s - n 曲 线不单与弹性模量有关，还与其微观组织有关，即使铝基复合材料具有相同的弹 性模量，但不同s i c 颗粒尺寸材料也会表现出不同的s n 疲劳行为，而且往往大 尺寸的颗粒在应力循环过程中更容易发生断裂，促进疲劳裂纹的形核与扩展，从 而降低材料疲劳寿命。 影响铝基复合材料疲劳性能和断裂的主要因素【36 j 有：增强颗粒与基体合金的 界面结合状态、增强颗粒与基体界面的应力集中情况、基体合金与增强颗粒本身 的特性( 如增强颗粒大小、尺寸) 和增强颗粒在基体中的分布情况等。界面结合状 态良好的复合材料，基体可以有效地将载荷传递至增强颗粒，并阻止裂纹扩展， 提高材料的断裂韧性。 陈振中等人【5 7 】制各出1 0 的s i c 颗粒增强的铝基复合材料，其中s i c 的平均 颗粒尺寸为跏m ，研究了s i c 颗粒对疲劳裂纹扩展的影响。结果显示，复合材料 中很少有颗粒出现在断裂表面，即使在高的a k 区域里也没有观察到s i c 颗粒的 断裂。这说明裂纹扩展避开s i c 颗粒主要发生在基体的内部。 但是目前对于颗粒增强铝基复合材料高周疲劳微裂纹形核过程的研究还比较 少。尽管很多研究表明s i c 颗粒尺寸越小体积分数越高，复合材料疲劳寿命越高， 但s i c 颗粒尺寸和含量对疲劳微裂纹的形核却影响不大。 1 5 颗粒增强铝基复合材料的疲劳裂纹扩展行为 裂纹扩展有三种基本形式：1 张开型裂纹扩展，即拉应力垂直作用于裂纹扩 展面，裂纹沿作用力方向张开，沿裂纹面扩展。2 滑开型裂纹扩展，即切应力平 行作用于裂纹面且与裂纹线垂直，裂纹沿裂纹面平行滑开扩展。3 撕开型裂纹扩 展，即切应力平行作用于裂纹面且与裂纹线平行，裂纹沿裂纹面撕开扩展。裂纹 扩展一般是从裂纹尖端向前扩展的，因此需要分析裂纹尖端的应力、应变状态， 其中应力场强度因子k 是决定应力场强弱的一个复合力学参量，可以把它看作是 推动裂纹扩展的动力。当裂纹尖端足够大的范围内达到材料的断裂强度时，裂纹 便失稳扩展从而导致材料断裂，此时的k 值记作k c ，k c 则称为材料的断裂韧度。 k c 是一个表征材料抵抗断裂能力的物理量，材料的k c 越高，就说明裂纹体断裂 应力和临界裂纹尺寸越大，材料抵抗断裂的能力就越强。 众所周知，材料的疲劳裂纹扩展速率一方面与应力水平有关，而且与当时的 裂纹尺寸有关，将应力变化彳j 和裂纹尺寸a 复合为应力强度因子范围a k 。对疲 劳裂纹扩展多年以来的研究，其中最著名的公式便是p a r i s 公式【5 8 】： d a ；c ( 彤) 皿 (11)dn 2 o 、凸l ，11 、 、l 上， 式中c ，m 是材料试验常数，m 称为p a r i s 指数。 它将a k 与疲劳裂纹扩展速率联系起来，作为疲劳裂纹扩展的控制参量。从 而建立起由a k 起控制作用的d a d n - a k 曲线，即疲劳裂纹扩展速率曲线f 纵、横 坐标均用对数表示) ，如图1 5 所示【5 9 】。它描述了属材料从产生裂纹到断裂经过的 三个阶段。对应的曲线分为近门槛区、中部稳定区和快速扩展区，通常为i 区、 i i 区和区【6 0 】。由图可知，不同裂纹阶段有不同扩展特征。在i 区、i 区，a k 对 d a d n