《复合材料教学课件》6金属基复合材料.ppt

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1、第九章 金属基复合材料,第九章 金属基复合材料（MMC）,一、金属基复合材料概述二、金属基复合材料的制备工艺三、金属基复合材料的界面和界面设计四、金属基复合材料的的性能,一、金属基复合材料概述随着现代科学技术的飞速发展，人们对材科的要求越来越高。在结构材料方面，不但要求强度高，还要求其重量要轻，尤其是在航空航天领域。金属基复合材料正是为了满足上述要求而诞生的。,金属基复合材料相对于传统的金属材料来说，具有较高的比强度与比刚度；而与树脂基复合材料相比，它又具有优良的导电性与耐热性；与陶瓷基材料相比，它又具有高韧性和高冲击性能。,金属基复合材料的这些优良的性能决定了它已从诞生之日起就成了新材料家族

2、中的重要一员，它已经在一些领域里得到应用并且其应用领域正在逐步扩大。,1-1、按增强材料分类：纤维增强金属基复合材料 颗粒、晶须增强金属基复合材料1-2、按基体材料分类：铝基复合材料 镁基复合材料 钛基复合材料 高温合金基复合材料 金属间化合物基复合材料,1、金属基复合材料的分类,1）不同基体和不同增强相复合效果、复合材料的设计和性能；2）增强相/基体的界面优化、界面设计；3）制备工艺的研究，以提高复合材料的性能和降低成本；4）新型增强剂的研究开发；5）复合材料的扩大应用。,2、金属基复合材料的研究重点,1、金属基复合材料的制备工艺概述2、先驱（预制）丝（带、板）的制备3、金属基复合材料的成型

3、技术 固态法（连续增强相金属基复合材料的制备工艺）液态法（非连续增强相金属基复合材料的制备工艺）原位（in situ）生长（复合法）,二、金属基复合材料的制备工艺,1、金属基复合材料制备工艺概述 1-1 金属基复合材料制备工艺的研究内容以及选择原则：1）基体与增强剂的选择，基体与增强剂的结合：增强剂与基体之间应具有良好的物理相容性和化学相容性。另外，如果在复合材料中使用高强度的纤维，就必须寻找具有高断裂功的基体材料。在这方面，固态法制备方法更好一些，因铸造合金一般具有较低的断裂韧性。,2）界面的形成及机制，界面产物的控制及界面设计；3）增强剂在基体中的均匀分布：在选择制备方法时，应选择那些使得

4、增强剂更均匀、均质排布（分布）的方法。在这方面，液态法与固态法相比较差。4）制备工艺方法及参数的选择和优化；5）制备成本的控制和降低，工业化应用的前景。,1-2、金属基复合材料制备工艺的分类：1）固态法：真空热压扩散结合、超塑性成型/扩散结合、模压、热等静压、粉末冶金法。2）液态法：液态浸渗、真空压铸、反压铸造、喷射成型法、半固态铸造。3）原位生长法。,1-3、连续增强相金属基复合材料的制备工艺,铝合金 固态、液态法,碳纤维 镁合金 固态、液态法,硼纤维,钛合金 固态法,SiC纤维,高温合金 固态法 氧化铝纤维 金属间化合物 固态法,1-4、不连续增强相金属基复合材料的制备工艺,铝合金 固态、

5、液态、原位生长、喷射成型法,颗粒 镁合金 液态法 晶须 钛合金 固态、液态法、原位生长法 短纤维 高温合金 原位生长法 金属间化合物 粉末冶金、原位生长法,2、先驱（预制）丝（带、板）的制备2-1 纤维/（基体箔材）聚合物粘结剂先驱（预制）带（板）(图 9-1)：缠绕鼓(基体箔材)纤维定向定间距缠绕涂敷聚合物粘结剂定位。,图 9-1 纤维/聚合物粘结剂先驱（预制）带（板）,2-2 等离子喷涂纤维/基体箔材先驱（预制）带（板）：纤维定向定间距缠绕 等离子喷涂基体粉末定位（图9-2）,图9-2 等离子喷涂纤维/基体箔材先驱（预制）带（板）示意图,2-3 PVD法纤维/基体复合丝,采用磁控溅射等物理

6、气相沉积（PVD）手段将基体金属均匀沉积到纤维表面（图9-3、4）上，形成纤维/基体复合丝。使用这种复合丝制备复合材料时，主要是基体与基体之间的扩散结合，有利于材料界面的改善；同时通过控制基体沉积层的厚度可控制纤维的体积比。,图 9-3 PVD法纤维/基体复合丝原理图,图 9-4 PVD法纤维表面金属基体沉积层,2-4 粉末法纤维/基体复合丝首先将金属基体粉末与聚合物粘接剂混合制成基体粉末/聚合物粘接剂胶体，然后将纤维通过带有一定孔径毛细管的胶槽，在纤维表面均匀地涂敷上一层基体粉末胶体，干燥后形成一定直径的纤维/基体粉末复合丝。复合丝的直径取决于胶体的粘度、纤维走丝速度以及胶槽的毛细管孔径等。

7、由于在复合材料制备过程中需要预先彻底除去复合丝中的聚合物粘接剂胶体，因此要求聚合物粘接剂具有在真空状态的低温下能够完全挥发的特性。,图9-5 粉末法纤维/基体复合丝示意图,2-6 熔池法纤维/基体复合丝,2-5 熔池法纤维/基体复合丝,这种复合丝制备方法主要是应用于碳纤维或石墨纤维增强铝基复合材料。由于碳纤维或石墨纤维与铝液接触会反应生成Al4C3界面生成物。过量的脆性相Al4C3生成会严重影响复合材料的性能。如图9-6所示，对纤维进行Ti-B或（液态）金属钠表面涂层处理可以增加纤维与铝液的润湿性，同时防止过量的脆性相Al4C3生成。,3、金属基复合材料的成型技术,金属基复合材料的制备工艺方法

8、对复合材料的性能有很大的影响，是金属基复合材料的重要研究内容之一。,金属基复合材料工艺研究内容,金属基体与增强材料的结合和结合方式；金属基体/增强材料界面和界面产物在工艺过程中的形成及控制；,增强材料在金属基体中的分布；防止连续纤维在制备工艺过程中的损伤；优化工艺参数，提高复合材料的性能和稳定性，降低成本。,根据各种方法的基本特点，把金属基复合材料的制备工艺分为三大类：(1)固态法；(2)液态法；(3)原位复合法。,常用的金属基复合材料制备工艺,(1)固态法,固态制备工艺主要为扩散结合和粉末治金两种方法。,1)扩散结合在一定的温度和压力下，把表面新鲜清洁的相同或不相同的金属，通过表面原子的互相

9、扩散而连接在一起。因而，扩散结合也成为一种制造连续纤维增强金属基复合材料的传统工艺方法。,扩散结合工艺中，增强纤维与基体的结合主要分为三个关键步骤：纤维的排布；复合材料的叠合和真空封装；热压。,采用扩散结合方式制备金属基复合材料，工艺相对复杂，工艺参数控制要求严格，纤维排布、叠合以及封装手工操作多，成本高。但扩散结合是连续纤维增强并能按照铺层要求排布的惟一可行的工艺。,在扩散结合工艺中，增强纤维与基体的湿润问题容易解决，而且在热压时可通过控制工艺参数的办法来控制界面反应。因此，在金属基复合材料的早期生产中大量采用扩散结合工艺。,扩散结合工艺法可分为：真空热压扩散结合超塑性成型/扩散结合模压热等

10、静压,3-1 真空热压扩散结合,图9-6 真空热压扩散结合工艺流程示意图,3 2 热等静压（HIP）,图9-8 热等静压制备金属基复合材料管材示意图,3 3 模压成型（Mold Forming）,图 9-9 模压成型制备金属基复合材料示意图,3-4 超塑性成型/扩散结合（SPF/DB）,超塑性：材料在低负载作用下，拉伸变形时不发生缩颈，也不发生断裂，延伸率可达 100%到 2000%的现象。塑性流变和应变速度的关系如下：=K(e)m 式中：流变应力；e：应变速度；K：常数；m：应变速度敏感指数，衡量超塑性的重要参数。影响超塑性的因素：1）形变速度：10-4 10-1/分2）温度：0.5T m，

11、达到相变临界点以下的某一温度可得到最大的m值和延伸率。3）晶粒度：稳定、等轴、复相直径为0.5 5 m的细晶粒。,3-5 超塑性成型/扩散结合（SPF/DB）,图 9-10 超塑性成型/扩散结合法制备金属基复合材料叶片示意图,2)粉末冶金粉末冶金既可用于连续长纤维增强，又可用于短纤维、颗粒或晶须增强的金属基复合材料。,在粉未冶金法中，长纤维增强金属基复合材料分两步进行。首先是将预先设计好的一定体积百分比的长纤维和金属基体粉末混装于容器中，在真空或保护气氛下预烧结。然后将预烧结体进行热等静压加工。,一般情况下，采用粉未冶金工艺制备的长纤维增强金属基复合材料中，纤维的体积百分含量为40%60%，最

12、多可达75%。,图9-11 粉末（冶金）法制备金属基复合 材料示意图,粉末冶金法制备非连续增强相金属基复合材料制备流程图,粉末冶金法五大优点 热等静压或烧结温度低于金属熔点，因而由高温引起的增强材料与金属基体的界面反应少，减小了界面反应对复合材料性能的不利影响。同时可以通过热等静压或烧结时的温度、压力和时间等工艺参数来控制界面反应。,可根据性能要求，使增强材料（纤维、颗粒或晶须）与基体金属粉末以任何比例混合，纤维含量最高可达75%，颗粒含量可达50%以上，这是液态法无法达到的。,可降低增强材料与基体互相湿润的要求，也降低了增强材料与基体粉未的密度差的要求，使颗粒或晶须均匀分布在金属基复合材料的

13、基体中。,采用热等静压工艺时，其组织细化、致密、均匀，一般不会产生偏析、偏聚等缺陷，可使孔隙和其他内部缺陷得到明显改善，从而提高复合材料的性能。,粉未冶金法制备的金属基复合材料可通过传统的金属加工方法进行二次加工。可以得到所需形状的复合材料构件的毛坯。,工艺过程比较复杂；金属基体必须制成粉末，增如了工艺的复杂性和成本；在制备铝基复合材料时，还要防止铝粉引起的爆炸。,粉末冶金法主要缺点,固态法制备工艺中扩散是传质的唯一机理。温度、时间及压力是固态法制备工艺方法的主要参数。1)温度、时间:1）D=D0 exp（-Q/RT）D：扩散系数；Q：扩散激活能。X=k t 1/2 X：反应层厚度；k：反应速

14、度常数。2)压力：促进结合面的接触及在一定温度下的金属基体的塑性流动。3)结合面的清洁度：,3）固态法制备工艺方法及参数的选择 和优化固态法工艺的主要参数：,2液态法液态法亦称为熔铸法，其中包括压铸、半固态复合铸造、液态渗透以及搅拌法和无压渗透法等。,液态法是目前制备颗粒、晶须和短纤维增强金属基复合材料的主要工艺方法。液态法主要特点是金属基体在制备复合材料时均处于液态。,与固态法相比，液态法的工艺及设备相对简便易行，与传统金属材料的成型工艺，如铸造、压铸等方法非常相似，制备成本较低，因此液态法得到较快的发展。,1)压铸压铸成型是指在压力作用下将液态或半液态金属基复合材料或金属以一定速度充填压铸

15、模型腔或增强材料预制体的孔隙中，在压力下快速凝固成型而制备金属基复合材料的工艺方法。,图9-13 压铸法制备工艺示意图 图9-14 真空吸铸和反压铸造示意图,压铸成型法的具体工艺首先将包含有增强材料的金属熔体倒入预热摸具中后，迅速加压，压力约为70100MPa，使液态金属基复合材料在压力下凝固。待复合材料完全固化后顶出，即制得所需形状及尺寸的金属基复合材料的坯料或压铸件。,压铸工艺中，影响金属基复合材料性能的工艺因素主要有四个：熔融金属的温度、模具预热温度 使用的最大压力、加压速度。,在采用预制增强材料块时，为了获得无孔隙的复合材料，一般压力不低于50MPa，加压速度以使预制件不变形为宜，一般

16、为13cm/s。,对于铝基复合材料，熔融金属温度一般为700800，预制件和模具预热温度一般可控制在500800，并可相互补偿，如前者高些，后者可以低些，反之亦然。,采用压铸法生产的铝基复合材料的零部件，其组织细化、无气孔，可以获得比一般金属模铸件性能优良的压铸件。与其他金属基复合材料制备方法相比，压铸工艺设备简单，成本低，材料的质量高且稳定，易于工业化生产。,2)半固态复合铸造半固态复合铸造主要是针对搅拌法的缺点而提出的改进工艺。这种方法是将颗粒加入处于半固态的金属基体中，通过搅拌使颗粒在金属基体中均匀分布，并取得良好的界面结合，然后浇注成型或将半固态复合材料注入模具中进行压铸成型。,通常采

17、用搅拌法制备金属基复合材料时，常常会由于强烈搅拌将气体或表面金属氧化物卷入金属熔体中；同时当颗粒与金属基体湿润性差时，颗粒难以与金属基体复合，而且颗粒在金属基体中由于比重关系而难以得到均匀分布，影响复合材料性能。,图9-15 半固态复合铸造原理图,半固态复合铸造的原理是将金属熔体的温度控制在液相线与固相线之间，通过搅拌使部分树枝状结晶体破碎成固相颗粒，熔体中的固相颗粒是一种非枝晶结钩，可以防止半固态熔体粘度的增加。,当加入预热后的增强颗粒时，因熔体中含有一定量的固相金属颗粒，在搅拌中增强颗粒受阻而滞留在半固态金属熔体中，增强颗粒不会结集和偏聚而得到一定的分散。同时强烈的机械搅拌也使增强颗粒与金

18、属熔体直接接触，促进润湿。,主要控制工艺参数 金属基体熔体的温度应使熔体达到30%50%固态；搅拌速度应不产生湍流以防止空气裹入，并使熔体中枝晶破碎形成固态颗粒，降低熔体的粘度，从而有利于增强颗粒的加入。,由于浇注时金属基复合材料是处于半固态，直接浇注成型或压铸成型所得的铸件几乎没有缩孔或孔洞，组织细化和致密。,半固态复合铸造主要应用于颗粒增强金属基复合材料，因短纤维、晶须在加入时容易结团或缠结在一起，虽经搅拌也不易分散均匀，因而不易采用此法来制备短纤维或晶须增强金属基复合材料。,3)无压渗透工艺过程如下：是将增强材料制成预制体，置于氧化铝容器内。再将基体金属坯料置于可渗透的增强材料预制体上部

19、。,氧化铝容器、预制体和基体金属坯料均装入可通入流动氮气的加热炉中。通过加热，基体金属熔化，并自发渗透进入网络状增强材料预制体中。,图9-17 无压浸渗法（Lanxide法）工艺原理示意图,无压渗透工艺能较明显降低金属基复合材料的制造成本，但复合材料的强度较低，而其刚度显著高于基体金属。,例如以5560%Al2O3或SiC预制成零件的形状，放入同样形状的刚玉陶瓷槽内，将含有3%10%Mg的铝合金（基体）坯料放置在增强材料预制体上，在流动的氮气气氛下，加热至8001000，铝合金熔化并自发渗入预制体内。,由于氮气与铝合金发生反应，在金属基复合材料的显微组织中还有AlN。控制氮气流量、温度以及渗透

20、速度，可以控制AIN的生成量。,AIN在铝基复合材料中起到提高复合材料刚度，降低热膨胀系数的作用。采用这种方法制备的Al2O3/Al的刚度是铝合金基体的两倍，而SiC/Al的刚度也达到钢的水平，但强度水平较低。,4）喷射沉积首先，将基体金属在坩埚中熔化后，在压力作用下通过喷咀送入雾化器，在高速惰性气体射流的作用下，液态金属被分散为细小的液滴，形成所谓“雾化锥”；,然后，通过一个或多个喷咀向“雾化锥”喷射入增强颗粒，使之与金属雾化液滴一齐在基板（收集器）上沉积，并快速凝固形成颗粒增强金属基复合材料，如下图所示。,雾化金属液滴与颗粒共沉积示意图,喷射沉积法的优越性 该工艺流程短，工序简单，喷射沉积

21、效率高，有利于实现工业化生产。高致密度，直接沉积的复合材料密度一般可达到理论的95%98%；,属快速凝固方法，冷速可达103 106 K/s，故金属晶粒及组织细化，消除了宏观偏析，合金成分均匀，同时增强材料与金属液滴接触时间短，很少或没有界面反应；,具有通用性和产品多样性。该工艺适于多种金属材料基体，如高、低合金钢、铝及铝合金、高温合金等。同时可设计雾化器和收集器的形状和一定的机械运动，以直接形成盘、棒、管和板带等接近零件实际形状的复合材料的坯料；,3原位自生成法在复合材料制造过程中，增强材料在基体中生成和生长的方法称作原位自生成法。,在金属基复合材料制备过程中，往往会遇到两个问题：一是增强材

22、料与金属基体之间的相容性（即润湿性）问题，二是无论固态法还是液态法，增强材料与金属基体之间的界面都存在界面反应。,其中，增强材料与金属基体之间的相容性往往影响金属基复合材料在高温制备和高温应用中的性能和性能稳定性。如果增强材料（纤维、颗粒或晶须）能从金属基体中直接（即原位）生成，则上述两个问题就可以得到较好的解决。,以原位自生成法制造的金属基复合材料中，基体与增强材料间的相容性好，界面干净，结合牢固。特别当增强材料与基体之间有共格或半共格关系时，能非常有效地传递应力；而且，界面上不生成有害的反应产物，因此这种复合材料有较优异的力学性能。,原位自生成有三种方法1)共晶合金定向凝固法2)直接金属氧

23、化法（DIMOXTM）3)反应自生成法（XDTM）,1)共晶合金定向凝固法增强材料以共晶的形式从基体中凝固析出，通过控制冷凝方向，在基体中生长出排列整齐的类似纤维的条状或片层状共晶增强材料。以这种方式生产的镍基、钴基定向凝固共晶复合材料已得到应用。,定向凝固共晶复合材料的原位生长必须满足三个条件：有温度梯度（GL）的加热方式；满足平面凝固条件；两相的成核和生长要协调进行。,二元共晶材料的平面凝固条件是：,其中，C0为合金成份；GL为液相温度梯度；R为凝固速度；mL为液相线斜率；CE为共晶成份；DL为溶质在液相中的扩散系数。,定向凝固共晶复合材料的组织是层片状还是棒状（纤维状）取决于共晶中含量较

24、少的组元的体积分数Xf。在二元共晶中，当Xf 32%时为层片状。,定向凝固共晶复合材料主要应用于航空透平机叶片，有三元共晶合金Al-Ni-Nb，它所形成的和相为Ni3Al和Ni3Nb；单变度共晶合金C-Co-Cr，所形成的和相分别为(Co,Cr)和(Cr,Co)7C3。,2)直接金属氧化法（DIMOXTM）DIMOXTM是一种可以制备金属基复合材料和陶瓷基复合材料的原位复合工艺。DIMOXTM法根据是否有预成型体又可分为惟一基体法和预成型体法，两者原理相同。,惟一基体法的特点制备金属基复合材料的原材料中没有填充物（增强材料预成型体）和增强相，只是通过基体金属的氧化或氮化来获取复合材料。,在惟一

25、基体法中，例如需制备Al2O3/Al，则可通过铝液的氧化来获取Al2O3增强相。通常铝合金表面迅速氧化，形成一种内聚、结合紧密的氧化铝膜，这层氧化铝膜使得氧无法进一步渗透，从而阻止了膜下的铝进一步氧化。,但是在DIMOXTM工艺中，熔化温度上升到9001300，远超过铝的熔点660。通过进一步加入促进氧化反应的合金元素Si和Mg，使熔化金属通过显微通道渗透到氧化层外边，并顺序氧化，即铝被氧化，但铝液的渗透通道未被堵塞。,利用惟一基体法工艺，可以根据氧化程度来控制Al2O3的量。如果这一工艺过程在所有金属被氧化之前停止的话，则所制备的复合材料就是致密互连的Al2O3陶瓷基复合材料，其中含有5%3

26、0%的Al。,除了可以直接氧化外，还可以直接氮化。通过DIMOXTM工艺还可以获得AlN/Al，ZrN/Al和TiN/Ti等金属基或陶瓷基复合材料。,当DIMOXTM工艺采用增强材料预成型体时，由于增强材料预成型体是透气的，金属基体可以通过渗透的氧或氮顺序氧（氮）化形成基体。,3)反应自生成法（XDTM）这种方法是在近20年中发展起来的技术，主要用于制造金属间化合物复合材料。,在反应自生成法中，增强材料是由加入基体中的相应元素之间的反应，或者合金熔体中的某种组分与加入的元素或化合物之间反应生成的。,在XDTM工艺中，可以根据所选择的原位生成的增强相的类别或形态，选择基体和增强相生成所需的原材料

27、，如一定粒度的金属粉末，硼或碳粉，按一定比例（反应要求）混合。,XDTM工艺原理示意图,韧相,当这种混合物制成预制体，加热到金属熔点以上或者自蔓延的反应发生的温度时，混合物的组成元素进行放热反应，用以生成在基体中弥漫的微观增强颗粒、晶须和片晶等增强相。,XDTM工艺的关键技术是可以生成一种韧相，它属于专利技术。例如，一定粒度的铝粉、钛粉和硼粉以一定比例混合成型，加热后反应生成TiB2，进而形成TiB2增强的铝基复合材料。Al+Ti+B TiB2+Al,XDTM法不仅可以用粉末反应生成复合材料，也可以在熔融的合金中导入参加反应的粉末或气体而生成复合材料。如在熔融的Al-Ti合金中导入载碳气体，反

28、应生成TiC，进而形成TiC增强铝基复合材料。,Al+Ti+C TiC+Al,XDTM工艺特点 增强相是原位形成，具有热稳定性；增强相的类型、形态可以选择和设计；各种金属或金属间化合物均可作为基体；复合材料可以采用传统金属加工方法进行二次加工。,XDTM材料包括Al、Ti、Fe、Cu、Pb和Ni基复合材料，还可以是TiAl、Ti3Al和NiAl等金属化合物基复合材料。其中，增强相包括硼化物、氮化物和碳化物等，其形态可以是颗粒、片晶和杆状，还可以原位生成晶须。,1、金属基复合材料的界面2、金属基复合材料的界面结合3、金属基复合材料的界面残余应力4、金属基复合材料的界面优化以及界面设计,三、金属基

29、复合材料的界面和界面设计,第一类界面：基体与增强相既不相互反应也不互溶。这类界面微观是平整的，而且只有分子层厚度。界面除了原组成物质外，基本不含其它物质。第二类界面：基体与增强相既不相互反应，但经过扩散 渗透相互溶解而形成界面。这类界面往往在增强相周围，如纤维周围，形成环状，界面呈犬牙交错的溶解扩散层。第三类界面：界面处有微米和亚微米级的界面反应物质层。有时并不是一个完整的界面层，而是在界面上存在着界面反应产物。,1、金属基复合材料的界面,表9-1 金 属 基 复 合 材 料 界 面 类 型,在金属基复合材料中，需要在增强相和基体界面上建立一定的结合力。在不同的界面结合受载时，如结合太弱，纤维

30、大量拔出，强度低；结合太强，纤维受损，材料脆断，既降低强度，又降低塑性。只有界面结合适中的复合材料才呈现高强度和高塑性。,2、金属基复合材料的界面结合,金属基复合材料的界面结合形式及界面稳定性：（1）机械结合：即基体与增强相既不相互反应也不互溶的第一类界面。主要依靠增强剂的粗糙表面的机械“锚固”力和基体的收缩应力来“包紧”增强剂所产生的摩擦力而结合。这种界面结合仅限于受载应力平行于增强剂表面时才能承载。,（2）浸润与溶解结合：基体与增强相之间发生润湿，相互溶解而形成界面结合的第二类界面。如相互溶解严重，也可能发生溶解后析出现象，如采用熔浸法制备钨丝增强镍基高温合金复合材料以及碳纤维/镍基复合材

31、料在600C下碳在镍中先溶解后析出的现象等。这些现象严重损伤了增强剂，降低了复合材料的性能。,（3）化学反应结合：基体与增强相之间发生化学反应，生成新的化合物层（界面层）的第三类界面。大多数金属基复合材料的基体与增强相之间在热力学上是非平衡体系，也就是说在界面处存在着化学势梯度。这意味着基体与增强相之间只要存在着有利的动力学条件，就可能发生相互扩散和化学反应。,金属基复合材料的界面化学反应包括以下类型：1）连续界面化学反应：在制备过程的热处理和复合材料热使役过程，界面化学反应可连续进行。影响界面反应的主要因素是温度和时间。界面反应物的量（或界面层厚度）随温度和时间的变化发生变化。如碳纤维/铝基

32、复合材料的界面层是因铝原子扩散进碳原子，造成碳纤维表面的刻蚀，形成Al4C3。在400C以下，Al4C3的量基本是稳定的；高于400C时，反应物量急剧增加。,2）交换式反应：增强相与含两种以上元素的金属基体之间发生反应后，反应产物还会与其它基体元素发生交换反应，产生界面的不稳定。如硼纤维/Ti-8Al-1Mo-1V复合材料，首先是含铝的钛合金与硼反应：Ti（Al）+B（Ti、Al）B2；该反应产物可能与钛继续进行交换反应：（Ti、Al）B2+Ti TiB2+Ti（Al）这样，界面反应物中的铝又会重新富集在基体合金一侧，甚至形成Ti3Al金属间化合物。,3）暂稳态界面的变化：一般是由于增强相表面

33、局部氧化所造成的。如在硼铝复合材料中，硼纤维上吸附有氧，并生成不稳定的B02。铝与氧的亲和力很强，在一定温度下可还原B02生成Al2O3。在长期热效应的作用下，界面上的B02会发生球化，影响复合材料的性能。,（4）混合结合：由于制备工艺、热处理以及高温使役过程的变化，造成第一类和第三类界面共存的混合结合界面。这反映了界面的不稳定性。,3、金属基复合材料的界面残余应力,在金属基复合材料的结构设计中，应注意增强纤维与金属基体的物理相容性，即要求金属基体有足够的韧性和强度，以便能更好地通过界面将载荷传递给增强纤维；还要求在材料中出现裂纹和位错运动时基体上产生的局部应力不在增强纤维上形成高应力。物理相

34、容性中最重要的是要求纤维和基体的热膨胀系数匹配。,如基体的韧性较强、热膨胀系数也较大，复合后容易产生拉伸残余应力，而纤维多为脆性材料，复合后容易产生压缩残余应力。右图为铝基纤维复合材料（纤维体积比为50%）的应力-应变曲线。可以看出，复合后纤维中出现残余应变fr。在I 区，载荷完全由基体承受；II区为暂态的瞬态区；超过II区后复合材料才发挥作用。,图9-23,当纤维中残余应力为压应力时，应注意纤维的屈曲；当基体中中残余应力为拉应力时，应考虑界面和基体中的裂纹扩展。如果情况相反，那么纤维和基体正好发挥各自所长。因此，在选择金属基复合材料的组分材料时，为避免过高的残余应力，要求增强纤维与基体的热膨

35、胀系数不要相差很大。,改善增强剂与基体的润湿性以及控制界面反应的速度和反应产物的数量，防止严重危害复合材料性能的界面或界面层的产生，进一步进行复合材料的界面设计，是金属基复合材料界面研究的重要内容。从界面优化的观点来看，增强剂与基体的在润湿后又能发生适当的界面反应，达到化学结合，有利于增强界面结合，提高复合材料的性能。,4、金属基复合材料的界面优化以及界面设计,金属基复合材料的界面优化以及界面设计一般有以下几种途径：4 1 增强剂的表面改性处理4 2 金属基体改性（添加微量合金元素）4 3 优化制备工艺参数，采用新工艺。,4 1 增强剂的表面改性处理 增强材料的表面改性（涂层）处理可起到以下作

36、用：（1）改善增强剂的力学性能，保护增强剂的外来物理和化学损伤（保护层）；（2）改善增强剂与基体的润湿性和粘着性（润湿层）；（3）防止增强剂与基体之间的扩散、渗透和反应（阻挡层）；,（4）减缓增强剂与基体之间因弹性模量、热膨胀系数等的不同以及热应力集中等因素所造成的物理相容性差的现象（过渡层、匹配层）；（5）促进增强剂与基体的（化学）结合（牺牲层）。常用的增强材料的表面（涂层）处理方法有：PVD、CVD、电化学、溶胶-凝胶法等。SiC纤维 富碳涂层等；硼纤维 SiC涂层、B4C等；碳纤维 TiB2涂层、C/SiC复合涂层等。,4 2 金属基体改性（添加微量合金元素）在金属基体中添加某些微量合金

37、元素以改善增强剂与基体的润湿性或有效控制界面反应。（1）控制界面反应。选择的改性合金元素应使界面反应速度常数尽可能小，以保持第三类界面 的稳定。如在纯钛中加入合金元素Al、Mo、V、Zr等可显著减小钛合金与硼纤维的反应速度常数。（2）增加基体合金的流动性，降低复合材料的制备温度和时间。如采用液态浸渗法制备铝基复料时，在铝液中加入一定量的Si元素，明显地降低了铝合金的熔点、提高了铝液的流动性，因而降低了复合材料的浸渗温度。,（3）改善增强剂与基体的润湿性。在基体合金中加入与可与增强剂表面反应而生成薄层反应层，增加增强剂的表面能、或不与增强剂表面反应但可降低基体液相的表面能的合金元素。如将3%的合

38、金元素镁作为活性元素添加到铝中后，可使液态铝的表面能下降。一般基体合金元素应考虑为增强剂组成元素化学位相近的元素。因为化学位相近的元素亲和力大，容易发生润湿；另外，化学位是推动反应的位能，差别小发生反应的可能性亦小。,4 3 优化制备工艺参数，采用新工艺。氢是钛合金中的强相稳定元素氢的溶如入可 扩大相图中相区；降低相转变温度。渗氢可明显降低合金热变形时的流变应力，提高塑性，特别是高铝含量的超合金和Ti3Al金属间化合物，使热变形在较低温度下实现；同时由于氢在钛合金中的溶解是可逆的，真空退火可将氢浓度控制在安全范围内。利用这一特性，在制备钛合金复合材料时，在基体钛中加入临时氢工艺可显著地降低制备

39、温度，改善复合材料界面状况（图9-24）。,（a）815原位充氢热压；（b）900真空热压图9-24 Ti-6Al-4V/SiC复合材料的结合情况,1、金属基复合材料的的一般性能特点2、纤维增强金属基复合材料的的性能3、颗粒、晶须增强金属基复合材料的的性能,四、金属基复合材料的的性能,1、金属基复合材料的一般性能特点 1-1 高比强度、比刚度 纤维增强金属基复合材料的比强度、比模量明显高于金属基体；颗粒增强金属基复合材料的比强度虽无明显增加，但比模量明显提高。横向模量和剪切模量，金属基复合材料远高于聚合物基复合材料。,表9-2 金属基复合材料的力学性能一览表,1-2 高韧性和高冲击性能 金属基

40、复合材料中的金属基体属韧性材料，受到冲击时能通过塑性变形来接受能量，或使裂纹钝化，减少应力集中而改善韧性。因而相对聚合物、陶瓷基复合材料而言，金属基复合材料具有较高的韧性和耐冲击性能。,在硼/铝复合材料中，在铝中扩展的裂纹尖端应力可达到350MPa，而纤维的局部强度接近4.2GPa。当裂纹在垂直于外张力载荷方向扩展时，会受到纤维/基体界面的阻滞。因为基体中的裂纹顶端的最大应力接近基体的拉伸强度，而低于纤维的断裂应力时，裂纹或在界面扩展钝化（图9-25a），或因基体的塑性剪切变形而钝化（图9-25b），从而改善了复合材料的断裂韧性。,图9-25 金属基复合材料中裂纹的钝化,1 3 对温度变化和热

41、冲击的敏感性低与聚合物、陶瓷基复合材料相比，金属基复合材料的物理与机械性能具有高温稳定性，即对温度不敏感；耐冲击性能优良。特别是聚合物基复合材料的耐热冲击性能对温度变化非常敏感，在接近其玻璃化温度时更为明显；陶瓷基复合材料的耐热冲击性能与金属基复合材料相比也比较差。,1 4 表面耐久性好，表面缺陷敏感性低 金属基复合材料中的金属基体能通过塑性变形来接受能量，或使裂纹钝化，因而表面耐久性好，表面缺陷敏感性低。尤其是晶须、颗粒增强复合材料常用做工程中的耐磨部件使用。,1-5 导热、导电性能好 1 6 良好的热匹配性 硼纤维与钛合金的热膨胀系数接近，硼/钛复合材料中的热应力可降至很低；石墨/镁、碳/

42、铝复合材料经设计后的热膨胀系数接近于零；晶须、颗粒增强复合材料的热膨胀系数具有各向同性。17 性能再现性好,2、纤维增强金属基复合材料的性能2 1 强度和模量 由于脆性纤维的断裂应变与金属基体相比要低得多，大致在0.010.02范围内，脆性纤维增强金属基复合材料的拉伸强度会偏离混合定律，可用下式表示：cu=fVf+m（1-Vf）f：纤维的抗张强度；m：对应纤维断裂应变 f时 基体的抗张强度。考虑到基体与纤维的结合情况：cu=K fVf+mVm K 1。,纤维增强金属基复合材料的纵向弹性模量由混合定律确定：E=Ef Vf+Em Vm 纤维增强金属基复合材料拉伸强度和弹性模量的理论预测值与实测值非

43、常吻合。纤维增强金属基复合材料的纵向性能主要取决于纤维的性能和体积比；而横向性能与基体性能的影响关系非常大。高温性能同时与材料界面结合和稳定性有密切关系。,2-2 冲击性能 纤维增强金属基复合材料在LT（纵横）方向的冲击断裂机制有两种：一种是受最大弯曲应力（max）控制。另一种受最大剪切力（max）控制。可以通过简单墚理论推导得出：max/max=2L/h L和h分别为冲击试样的厚度和长度，对缺口试样而言，h不包括缺口深度。随L/h比值越大，则弯曲应力最大值max越大，此时会发生弯曲断裂；相反，L/h比值越小，就可能发生剪切断裂。,下式用来估算不同纤维增强金属基复合材料的冲击性能：Q=C f

44、d vf/12 90式中Q为单位面积冲击吸收能量；f、d、vf分别为纤维强度、直径和体积比；90为复合材料的横向拉伸强度；C为常数。由此可知，在同样增强纤维和体积比的情况下，采用大直径纤维，以增大纤维间距，尽可能利用金属基体的韧性，可提高材料的冲击性能。纤维增强金属基复合材料的高温冲击性能相应地比室温时有较大提高，这主要是金属基体韧性在高温下的提高所造成的。但复合材料经过一定的热经历后，其抗冲击性能有明显的降低，但仍高于基体材料。这反映了材料在热经历过程中纤维与基体界面产生了不稳定，形成了降低材料性能的界面反应，影响了复合材料的性能。,2 3 蠕变与疲劳 1）蠕变性能 材料的蠕变是材料在恒定负

45、载（应力）作用下产生的与时间有关的形变，蠕变所产生的构件尺寸变化有可能构成对材料的破坏。金属材料的蠕变行为一般分为三类：如图9-26所示，,图9-26 金属材料的蠕变曲线示意图,当温度较低时（a曲线），1为瞬时应变，随时间的延长最后趋于一定值2；在温度较高时（b曲线），分为三个阶段。第一阶段蠕变速率随时间减少；第二阶段为一定值；第三阶段随时间延长而加速。一般称a曲线和b曲线为稳态蠕变。而在温度更高时（c曲线），稳态蠕变变得时间更短，加速阶段很快就来到。,在b曲线的稳态蠕变中，发现其蠕变速率与应力和温度有关，可用阿累尼乌斯方程表示：=A n exp(-Q/RT),其中A、n为材料常数，Q：自扩散

46、激活能，R：气体常数，T：温度，：所受应力。,在纤维增强金属基复合材料中，如果金属基体和增强剂的熔点接近，纤维和基体均会在高温发生蠕变。在脆性纤维增强金属基复合材料中，金属基体蠕变要比纤维高几个数量级。这时蠕变基体中的纤维呈弹性变形，因此在蠕变曲线上就无法观察到蠕变速率达到稳定值（如b曲线第二阶段），而是蠕变速率将会逐渐下降，在蠕变应变趋于一个平均值后而趋于零（类似于a曲线）。由于硼、SiC等陶瓷纤维的抗蠕变性能优异，陶瓷纤维增强金属基复合材料的抗蠕变性能要比基体合金优异。,2）疲劳性能 金属材料在经过多次循环应力的作用下，虽然其应力远小于材料的断裂应力，甚至比屈服应力还低，材料常常会发生突然

47、断裂。材料在循环应力的作用下发生的断裂称为疲劳。,图9-27 材料的S N曲线,如图9-27所示，应力极大值S（或）对疲劳至断裂时循环次数N的对数所作的图称之为材料的疲劳曲线（S-N 曲线）。曲线a 在应力低于1时，无论循环多少次都不会造成材料的疲劳断裂，所以称1为疲劳极限。图中b曲线就不存在这一疲劳极限。规定在指定的循环次数后如107，产生疲劳断裂时所需的应力为耐久极限。,纤维增强金属基复合材料的疲劳性能一般由于加入了高强度的纤维而得到了改善和提高。图9-28中在循环107次数后，复合材料的疲劳强度与拉伸强度的比值可达0.6 0.7，约为基体的2倍。,图9-28 某些金属基复合材料的S N曲

48、线,复合材料的疲劳强度会随所加入的纤维强度以及体积含量的增高而增大。其疲劳强度在沿纤维方向达最大值，但在离轴方向只有少量提高，甚至没有改善。复合材料的疲劳性能与疲劳裂纹的产生有关。在纤维与基体强度比值高时，疲劳裂纹往往在纤维/基体界面起裂，成为影响复合材料疲劳寿命的主要原因；当纤维与基体强度比值低时，则主要是裂纹扩展速率影响复合材料疲劳寿命，而且裂纹将穿越纤维，造成较低的疲劳性能。,材料的疲劳裂纹扩展可由da/dN-K曲线来描述：da/dN=A（K）m，其中da/dN 为疲劳裂纹扩展速率；a为裂纹长度；N 为循环次数；K=Kmax-Kmin 为循环应力强度因子差值；A 和m的大小取决于材料和试

49、验条件，并且 K=Y a，其中Y为试样形状因子，为循环应力幅。,一般纤维/金属基复合材料在高温长时间加热后其疲劳性能会有所下降，这是由于纤维的性能退化、纤维/基体界面脱粘以及基体脆性增加等因素的影响造成的。但Bf/Ti-6Al-4V在850C加热10小时后，甚至可以改善抗疲劳裂纹扩展的能力，因为裂纹尖端附近的显微开裂会引起能量的消散效应。,纤维增强金属基复合材料的疲劳性能还与纤维在基体中的均匀分布、纤维表面缺陷等因素有关；此外，纤维/基体界面结合也会影响复合材料的疲劳性能，有时甚至会改善材料的疲劳性能。如当界面为弱结合时，疲劳裂纹可能形成二次裂纹或改变其方向，起到延缓疲劳裂纹的扩展作用。,3、

50、颗粒、晶须增强金属基复合材料的性能 3 1 强度和模量 3 2 断裂韧性 3 3 蠕变和疲劳,3 1 强度和模量1）强度（1）颗粒增强金属基复合材料（PRMMC）：屈服强度 cy与颗粒在基体中分布的平均间距Dp有关，即：c y Dp 1/2拉伸强度：c u=p m y（l p/4d p）+m m u（2）晶须增强金属基复合材料（WRMMC）：c u=w y（1-l c/2 l）w+m m u 其中 l c 和 l 分别为晶须的临界和实际长度。当l c l 时：c u=C w y(l w/d w)w+m m u其中l w/d w为晶须长径比，C为晶须分布位向因子，一般取0.25 0.5。,2）晶