复合材料论文

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1、金属基复合材料述评摘要本文探讨了金属基复合材料发展所面临的主要问题。首先讨论常用基体材料和常用增强体。前者限于铝和钛合金, 所讨论的增强体包括颗粒、晶须和纤维。然后评述基本的设计原则, 着重于设计者面临的关于最佳基体化学性质、界面反应、不同的热膨胀和主要变形机理的效应等方面的选择问题。对于钛基复合材料, 除非它们的使用温度范围增加到750以上, 否则这些材料就不能和高温合金相竞争。然而, 目前的合金工艺表明, 如果没有足够的涂层保护, 还没有一种钛合金能在空气中680以上维持下去。然后评述金属基复合材料的固化法, 包括最近在欧洲实验室的研究工作。1前言开始于三十年以前的金属基复合材料在世界范围

2、内广泛研究和发展的主要原因在于它的低密度, 高弹性模量和大大改善的高温蠕变和疲劳强度, 而这些正是民用工业和军事、航空、航天领域应用的关键因素 15 。结构复合材料体系如图1 所示。功能复合材料发展的科学和工程原则也示于图1 中。图中第一行是四种常用的基体, 或用颗粒、晶须或陶瓷长纤维增强的连续相。复合材料性能由每一组元随时间保留它自身特性的程度来控制。温度-时间引起的界面反应是金属基复合材料中大多数承载体不能发挥最佳性能的主要原因之一。图1 中每种基体材料框图下面指的是目前存在的问题, 通过这些问题的解决就能实现性能上特定的最佳增强。本文我们仅评述金属基复合材料, 即MMC。可接受的复合材料

3、应表现出低的密度和能与当前工程材料相比的力学性能。成功的复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35v ol% 。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10100􀀁m, l/ d 值在10000 以上, 可添加到45vol%

4、 。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, 68 。表13 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

5、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CT E 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T iC 作为T i 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,

6、T imet 21S 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、S iC 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T i 基复合材料增强体SiC 纤维, 可使用的有两种形式: PSC SiC, 通

7、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-Nicalo n-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CVD SiC, 由美国T ext ron 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Si

8、C 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

9、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

10、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510-6/ 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

11、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FT 700 C 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

12、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T i 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T iC 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

13、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T i-SiC MMC 的各种应力循环疲劳研究。Ro bert so n 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T i-24Al-11Nb/Si

14、C 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 1 7 。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 1 8 。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-6A l-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IMI 834 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

15、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, T i-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合金的抗氧化能力。Dudek 现在也正在用磁喷射体系研究T i-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T ex t ron 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.Al 2O3-SiO2 颗粒增强AC8A 铝基复合材料曲轴轮.Al 2O3-SiO2 颗粒增强AC8A 铝基复合材料汽车汽缸