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1、1 第十章材料界面的结合强度与失效 江苏大学材料科学与工程学院 2 在以界面形式接合形成接合体的工艺领域及界面结构关系中 接合体的破坏时接合界面表现的最基本的现象之一 与界面破坏有直接关系的时接合界面的强度评价 复合材料中异相界面的剥离现象这一类的问题 界面是基体和增强体间的结合区域 由于界面具有传递 阻档 吸收和散射 诱导等功能 为材料设计提供了广阔的途径 因此界面问题在复合材料研究中一直受到极大的关注 第一节材料界面的破坏 3 图10 1为典型的接合界面的破坏表面 接合体是用部分稳定化Ti Cu非晶态焊料将氧化锆 软钢接合而成的 4 氮化硅 Cu缓冲层 软钢接合体的四点弯曲试样断裂面模型如
2、图10 2所示 其中 破坏主要在界面的边缘部位 特别是在角部发生 然后再向陶瓷内部迁移 这时因为存在于角部及其附近区域的应力集中往往导致残余应力过大 使该部位因开裂而破坏的缘故 5 6 第二节材料界面的力学研究特点 所谓 接合界面的力学行为 研究 就是研究上述应力集中和接合界面的组织不均匀等问题 它不仅仅是研究接合课题的部分人员需要进行认真研究的课题 也是最近若干年前兴起的 在解析领域进行的跨学科的研究项目 7 对接合质量进行评价时 应当将距接合界面的距离极小的陶瓷部分的质量及变化也加以充分的考虑 界面附近的应力集中 残余热应力的分布 接合过程中的劣化和组织变化 加载过程中的质量劣化和组织变化
3、 第十一章材料界面的评估 作为评价的条件 对于要求可靠性高的接合 不仅应当评价接合体短时间负荷的指标 还应当考虑静疲劳 脉动疲劳 热疲劳 热冲击强度 高温强度 高温蠕变等很多项目 8 第一节材料界面的强度评价 一般地讲 是通过弯曲试验 拉伸试验 剪切试验来进行异相界面静态接合强度的评价 不论是陶瓷 陶瓷之间还是陶瓷与金属之间的接合 或是附有中间层的接合 接合体可以有多种组合形式 因此在实用上 装机试验是最直接的评价方法 然而 评价形状和接合过程 判断接合方式的优劣等都把设计收集基础数据作为研究的目的 因此应尽快地将评价方法标准化 9 弯曲试样的代表尺寸如图11 1所示 弯曲试样的尺寸 形状与I
4、IS R1601 日本标准 精细陶瓷强度评价时所用试样相同 10 在接合体中 接合部位有可能不止一处 因此不一定都是图示的三明治形状的试样 在弯曲试验时 主要应当要求能够方便地将接合部位放置于弯曲跨距的中央部位见图11 2 我国的机械行业标准JB T7716 1995 11 另外 为了避免结合部位与压头接触 应尽量不选用三点弯曲的形式 对于氮化硅软钢的活化金属钎焊接合体 其典型的四点弯曲强度代表性威伯尔曲线 图11 3 图11 3中存在一些强度非常低的数据 但显然测试数据符合威伯尔分布 这种低强度数据存在的事实过去也曾有报道 认为是由于热应力而引起 四点弯曲的试验结果的数据的离散性不大 能够稳
5、定地进行接合强度的评价 但是 对于有长时间工作下强度要求的拉杆类工件 这种低强度数据的存在就成为一个不可忽视的问题 在四点弯曲测试中 破坏裂纹从被拉伸一侧的界面边缘部位 特别是角部产生 向陶瓷中扩展 12 图11 4表示拉伸试样的典型尺寸 拉伸试样的制作需要花费相当大的劳动时间 设计拉伸强度试样的结构时 可以采用把陶瓷置于中央部位的形式 因弯曲力矩对拉伸试验的结果有较大的影响 需要制作不会改变弯曲力矩的夹具和采用不打滑的试样固定方法 根据实验条件 必须一边测定轴向应变一边进行拉伸 按部就班地认真进行试验 即使在拉伸试验时 破坏一也是先从边缘部位的某一个点处产生 然后向陶瓷中扩展 直至试样最终断
6、裂 13 采用圆柱形试样的剪切试验 因为矩形断面试样的拉伸试验结果的离散分布状态主要是由于试样破坏距离的离散化引起的 而圆柱形试样的破坏位置比较容易控制 这样的工具用于拉伸或压缩试验是为了得到稳定的试验结果 必须保证模具孔径和试样直径之间间隙小于0 1mm 而剪切面间隙大于0 5mm 这些都是限制断裂的措施 14 剪切强度低的原因是将试验过程中最初的应力开放点作为其断裂强度 还需要加载才能使试样彻底分离 15 Al3Zr Al2O3 Al复合材料原位拉伸过程的SEM图 在加载初期首先出现了图11a所示的灰白色细密滑移带 随着载荷的加大 滑移带出现图11b所示的交错现象 同时在滑移带密集区或者颗
7、粒周围观察到了微裂纹和裂口的出现 裂口短而细 图11f所示为图11b所示的交错滑移带的高倍组织 当继续加载时 这些裂口变粗 变长 并且连接起来 裂口的长大及连接趋向有的沿滑移带的交汇线 有的沿颗粒边缘 有的则穿过颗粒 使颗粒破碎 形成如图11c所示的裂纹 16 原位拉伸过程中颗粒脱落时的受力模型 17 基体中气孔和夹渣缺陷引起的裂纹萌生 18 Al3Zr Al2O3 A356复合材料的原位拉伸观察 Al3Zr Al2O3 A356复合材料原位拉伸前的原始SEM形貌 由A356 20 Zr CO3 2体系在脉冲磁场下所制备的 Al3Zr Al2O3 A356复合材料原位拉伸前的原始形貌 19 A
8、l3Zr Al2O3 A356复合材料原位拉伸过程中的裂纹萌生过程SEM图 当继续加载时 这些裂纹口变大 且连接起来 形成裂纹 裂口的长大及连接路线有的沿颗粒边缘 有的则穿过颗粒 使颗粒破碎 如图4 d 所示 这表明颗粒 基体界面粘结力强时 裂纹长大穿过颗粒 当颗粒 基体界面粘结力弱时 裂纹沿颗粒与基体界面扩展 在加载初期 首先出现细密的滑移带 随载荷加大 则出现交错滑移 如图4 b 所示 对滑移带区进行高倍显微观察发现 存在多个裂口 20 随着拉伸的继续进行 萌生后的裂纹进一步扩展延伸 21 Al3Zr Al2O3 A356复合材料原位拉伸过程中的裂纹扩展长大过程SEM图 22 通常基体Al
9、的塑性变形量大 而Al3Zr和Al2O3硬度高 脆性大 难以变形 由于内生颗粒尺寸细小 因此在变形初期 颗粒能随基体一起产生协同作用 表现出较大的塑性 产生明显的滑移带 但变形到一定程度 由于位错塞积和晶界阻碍 使颗粒的协同运动受阻 因而在颗粒与界面处产生较大的应力集中 当滑移的切应力大于颗粒与基体的界面结合力时 则出现颗粒界面脱粘 当滑移的切应力大于颗粒的剪切强度 则出现颗粒破碎从而在颗粒处形成 孔洞 孔洞 的长大 连接 则形成裂纹 其模型如图7所示 当载荷进一步加大 裂纹将随之长大 裂纹的长大方向具有选择性 这是由于制备的复合材料在微观组织上的不均匀性 当裂纹前方为颗粒密集区或是高应变区时
10、 该区域产生的位错强化较颗粒稀疏区显著 裂纹将会偏转 只有当载荷足够高 才会通过这一区域 使裂纹扩展或连接 23 复合材料中的位错分布TEM图 Al3Zr Al2O3 P A356复合材料的基体A356为时效硬化型基体 且Al3Zr和Al2O3增强体对基体A356合金中Mg2Si析出相的分布和尺寸的影响很大 基体A356位错密集 呈网状分布 且与时效析出相连接 这表明原位内生颗粒使基体位错密度显著增加 而位错又有利于时效析出相的析出 并使析出相细小 均布 因此 复合材料中颗粒对析出相的弥散强化起着促进作用 24 图5 6 d 为5 6 c 沿径向的断裂形貌 从图中我们可以看到 萌生的裂纹在遇到
11、颗粒密集区时发生了偏转 偏向了颗粒较少的区域 且沿颗粒的边界向前扩展 这是由于内生的颗粒细小 且较圆整 对基体的强化作用大 因此当主裂纹通过颗粒密集区时 由于颗粒周边的强度大于周边的强度 裂纹通过时受阻 为使扩展继续进行 则改变方向 沿薄弱地区向基体扩展 准 解理断裂和韧窝组成的混合型断口 箭头A所指为韧窝 箭头B所指为解理断口 这是因为复合材料上分布的为硬而脆的颗粒相 在拉伸应力下 微裂纹就会沿着颗粒相与基体的界面处萌生并扩展 从而形成解理 同时 随着颗粒反应物的增加 韧窝减少 解理面增多 解理断裂的特征越明显 上述分析表明 断口形貌分析的结果和力学性能指标 延伸率 是相一致的 25 END
