循环变形提高SiC纤维增强铝基复合材料强度及塑性 I.实验现象

对ＳｉＣ纤维增强铝基复合材料经不同周次循环变形载荷后强度与塑性的测试表明．循环变形可使其强度、塑性均有所提高．经循环变形载荷作用１０周次、抗拉强度提高２０％；作用１００周次．强度提高３０％．塑性也有类似的变化．这一现象与传统疲劳损伤理论不一致．通过对基体材料、ＳｉＣ纤维体以及复合材料板的各自独立循环变形实验可知、这一现象同循环变形过程中纤维与基体的界面结合强度适度降低有关，这种降低有助于复合材料的强度与塑性的配合．     

循环变形提高SiC纤维增强铝基复合材料强度及塑性Ⅱ.理论分析

采用断裂力学方法获得了纤维增强复合材料强度与脱粘长度、纤维临界长度以及纤维体积分数的定量关系。该公式较好地预测了纤维的临界长度以及强度与纤维体积分数的关系，并再现了复合材料混合定则。该公式也较好地解释了丝状复合材料强度随短期循环变形载荷与周次增加而增加的现象。其原因是在循环变形中，纤维与基体界面结合强度发生变化，导致纤维临界长度与脱粘长度发生变化。从而使复合材料强度增加，但这种增加是有限的和有范围的。循环变形的发展最终导致强度下降。     

有限元模拟SiC增强Al基复合材料的力学行为

采用有限元方法和轴对称单胞模型模拟了增强体(SiC)形状、体积分数以及不同基体类型对铝基复合材料力学行为的影响。模拟结果表明:增强体的加入会阻碍基体的塑性流变,使基体内发生非均匀变形,在增强体尖角处出现应力集中;椭圆柱形增强体对基体塑性变形的阻力最大,传递载荷的能力最强,因此强化效果最好。在一定范围内,随着增强体体积分数的增加,基体与增强体之间的比表面积增大,有利于载荷的传递;增强体体积分数的增加导致颗粒间距减小,几何必须位错自由运动的路径减少,复合材料的强度也随之增加。此外,不同类型基体自身的塑性流变能力不同,Al-Zn-Mg基体强度最高,在拉伸变形过程中,受到增强体的阻碍作用最大,会有更多的载荷从基体传递到增强体,以Al-Zn-Mg为基体的复合材料的强度最高。     

Al_2O_3sf／LY12复合材料在高温下的流动应力与塑性变形行为

采用固态高温压缩试验、高温金相观察等试验手段，实验研究了Ａｌ２Ｏ３ｓｆ／ＬＹ１２复合材料在高温下的流动应力与塑性变形行为。结果表明，随着变形温度的提高，由于基体的变形抗力以及基体对阻碍其变形的纤维的剪切作用力大大降低，纤维不易产生断裂并易于以偏转的形式调整自己的方位来适应基体的塑性流动，从而显著降低复合材料的流动应力和大大提高其塑性和变形能力，有利于复合材料的成形。     

热处理对SiCp/Al复合材料强度和塑性的影响

采用粉末冶金法制备了d300 mm的15%SiCp/Al(体积分数)复合材料坯锭,研究了挤压态和T4态复合材料的力学性能和断裂特点,揭示了基体强度和颗粒开裂对复合材料强度与塑性的影响规律。结果表明:复合材料T4态拉伸强度保持在560 MPa的水平下,延伸率仍高达7%以上;与挤压态相比,T4态复合材料拉伸强度和屈服强度分别提高了68.5%和105%,但塑性保持在同一水平。断口观察表明:挤压态复合材料以基体断裂为主,而T4态复合材料除了基体断裂外,还存在SiC颗粒开裂现象;基体强度严重影响复合材料的断裂形式,颗粒开裂有利于提高复合材料的塑性。     

热挤压变形对搅拌铸造SiCp/2024复合材料显微组织与力学性能的影响

利用搅拌铸造?热挤压工艺制备SiCp/2024复合材料板材。通过金相观察(OM)、扫描电镜(SEM)及力学性能测试等手段研究了该复合材料热挤压变形前后的显微组织与力学性能。结果表明,复合材料铸坯主要由大小为80μm~100μm的等轴晶组成,晶界第二相粗大呈非连续状分布,SiC颗粒较均匀地分布于基体合金,大部分SiC颗粒沿晶界分布,少数颗粒分布于晶内;热挤压变形后,显微孔洞等铸造缺陷和SiC颗粒团聚现象明显消除,SiC颗粒及破碎的第二相沿热挤压方向呈流线分布,复合材料的强度和塑性显著提高;拉伸断口表明,热挤压变形有利于改善SiC颗粒与基体合金的界面结合;SiCp/2024复合材料主要的断裂方式为SiC颗粒断裂和SiC/Al的界面脱粘。     

由钛合金和钛合金基复合材料构成叠层板材的减振能力

英国布里斯托尔大学机械工程系的研究人员发现，由δ－SiC连续纤维增强的Ti－6Al－4V合金做成的金属基复合板材杨氏模量比钛基会金的杨氏模量大1．9倍左右，并且具有优异的强度／重量比性能；但是，金属基复合材料在工业中的应用还部分地受到其成本（大约是基体合会成本的思倍）和塑性的限制．在弯曲载荷作用下，能够大大提高利用钛基复合材料的可能性；并通过把这种金属基复合材料理g在钛合金叠层内，能够使复合材料的有效成本降低大约2倍．另外，在切口和不切口状态下，叠层板材的弯曲刚度和强度综合性能也比钛合金基体或金属基体复合材…     

不同碳纤维表面状态及其复合材料界面对比

对比研究了进口T300碳纤维和国产JC2#纤维的表面状态及其在C／SiC复合材料中形成的界面状态。结果显示T300纤维表面。和N杂原子含量丰富，其C原子含量仅为86．0％；而JC2#纤维的表面C原子含量达到93％。与JC2#纤维相比，T300纤维的表面更为粗糙，其表面沟槽粗壮杂乱。在C／SiC复合材料中，T300纤维与SiC基体紧密结合，经界面微脱粘法测试得出T300纤维与基体的界面微脱粘载荷是JC2#纤维的2倍。高表面活性和粗糙物理表面是T300纤维在C／SiC复合材料中形成强界面结合的根本原因。     

SiC/Ti-6Al-4V复合材料的横向力学性能研究

采用二维有限元模型分析了纤维四方、四方对角和六方三种排布方式下SiC/Ti-6Al-4V复合材料的横向力学性能。结果表明,在横向拉伸载荷作用下,纤维排布方式对基体的失效机理有重要影响,且纤维四方排布时复合材料的拉伸强度明显高于四方对角和六方排布时的拉伸强度。     

原位TiB2颗粒增强铝基复合材料及其力学性能

对原位反应合成TiB2／A356铝基复合材料微观组织和力学拉伸性能进行了研究。结果表明，原位反应生成的颗粒增强相在复合材料基体中分布均匀，基体与颗粒间的界面洁净。复合材料强度随着颗粒含量的增加显著提高，与基体合金相比，TiB2质量分数为8％的TiB2／A356复合材料强度和弹性模量的提高幅度约为28％，TiB2质量分数为16％的TiB2／A356复合材料强度和弹性模量的提高幅度约为35％。复合材料的断裂主要是由于基体与颗粒界面脱粘，在拉伸应力作用下由此萌生微裂纹并扩展，导致界面处的基体撕裂，从而降低复合材料塑性。     

SiC纤维增强钛基复合材料的横向力学性能

采用十字形试样测试分析有C涂层和无C涂层两种SiC纤维增强钛基复合材料的横向力学性能,以横向载荷作用下应力-应变曲线上的非线性拐点计算界面的强度.结果表明,有C涂层的界面横向开裂强度为53 MPa,低于无C涂层的界面开裂强度196 MPa,并且前者在横向载荷作用下沿C涂层与纤维之间开裂,而后者沿反应生成物与基体间开裂;体积分数为30%的多根纤维钛基复合材料的非线性拐点应力低于单根纤维复合材料,这主要是由于残余应力的减少引起,界面强度并没有明显变化.     

制备工艺对短Cf/SiC复合材料结构影响

通过不同制备工艺能够制备短纤维增强SiC复合材料.利用热压烧结工艺能够制备Cf/SiC复合材料,研究了温度和烧结助剂对Cf/SiC复合材料结构的影响.提高烧结温度,促进了Cf/SiC复合材料致密化,同时纤维的降解损伤加剧;用氧化物作为烧结助剂能够提高纤维与基体的结合能力,同时也促进纤维的降解,非氧化物烧结助剂能够在一定程度上保护纤维,降低纤维的损伤,并且纤维拔出明显.同时还研究了不同烧结方法对纤维结构的影响,利用SPS烧结工艺能够在较低温度的条件下快速制备致密的Cf/SiC复合材料,弱化了纤维与基体的作用,制备过程中能够很好的保护纤维,降低纤维在制备过程中的损伤.     

等温锻造对碳化硅颗粒增强铝基复合材料断裂韧性的影响

开展了粉末冶金法制备的20%SiC_p/2009Al复合材料坯锭的等温锻造实验,通过金相观察、扫描电镜(SEM)、拉伸和断裂韧性测试等方法研究了不同变形量对锻件微观组织和力学性能的影响。结果表明,随着等温锻造变形量的增大,SiC颗粒分布更加均匀,锻件的强度和塑性显著提高。通过SEM对材料断裂韧性裂纹扩展路径观察发现,主裂纹扩展发生在SiC颗粒偏聚区域的铝基体中。复合材料的断裂方式为以基体韧性断裂和增强体脆性断裂这2种方式为主。     

SiC泡沫陶瓷/SiCp混杂增强Al基复合材料的性能

以SiC泡沫陶瓷和SiC颗粒(7、15、20 μm)为混合增强体,用挤压铸造法制备出SiC泡沫陶瓷/SiCp混杂增强Al基复合材料,研究了SiCp颗粒尺寸对复合材料压缩强度和弯曲性能的影响,以及金属基体的韧性对复合材料压缩行为的影响.结果表明,随着SiC颗粒尺寸的增大,复合材料的压缩强度和弯曲强度降低,最大挠度减小,这是因为随着SiC颗粒尺寸的增大,颗粒间距随之增大,SiC颗粒的强度降低,使SiC颗粒的增强效果减弱.随着基体韧性的提高,复合材料的塑性变形明显增大,但压缩强度和模量降低.     

连续纤维增强钛基复合材料的超塑性变形

连续SiC纤维增强钛基复合材料(TMCs)可作为未来航空结构用材，因其高比强度、比刚度可保持至高温下，现已开发出一些TMC模型件，如叶片、盘、环、致动棒、起落架等。但因预成型及压实后的精加工成本高昂、循环载荷下复合材料的损伤容限有限，还未能实际应用。由6家公司和美国国防部组成了钛基复合材料涡轮发动机部件联合体，其目的是为TMCs在大型涡轮发动机上寻找用途，并使其制造成本降低。降低成本的可行性途径之一是采用超塑性成型技术制备金属基复合材料部件。但这方面的报道较少，可见的塑性成型的方法只有蠕变锻造、断裂成型等，…     

Al/SiCp复合材料的断裂行为

采用粉末冶金和喷射沉积方法制备了Al及Al／SiCp复合材料，测试了材料的力学性能，利用金相显微镜和扫描电镜观察了材料的断裂行为。结果表明，Al／SiCp复合材料的强度比基体材料的高，但塑性低。粉末冶金方法制备的Al／SiCp复合材料与喷射沉积方法制备的比较，前者组织更致密，强度更高，塑性更好，断裂是SiC颗粒开裂，裂纹的传递主要沿颗粒中形成的裂纹扩展；后者断裂主要表现为SiC颗粒从基体中拔出，裂纹的传递大多是SiC颗粒周围形成的裂纹在基体中扩展。     

高温循环下SiC-C/SiBCN复合材料的力学性能研究

采用化学气相沉积(CVD)结合前驱体浸渍裂解(PIP)技术制备了SiC涂层的C/Si C和C/SiBCN复合材料,研究了高温循环氧化对2种复合材料弯曲性能的影响。结果表明,与SiC-C/SiC相比,SiC-C/SiBCN复合材料的平均室温抗弯曲强度约为605 MPa,增幅达到126.6%。在1000和1200℃循环3次后,Si C-C/SiBCN的剩余抗弯曲强度分别为417和342 MPa,强度保留率分别为68.9%和56.5%,显著优于SiC-C/Si C复合材料。与PIP SiC陶瓷基体相比,Si BCN基体的孔隙率更低,高温下SiBCN氧化后形成SiO_2和B_2O_3,可以更好地降低O_2的透过率,提高材料的抗氧化性能和强度保留率。     

搅拌铸造SiC_p/2024铝基复合材料的显微组织与力学性能

利用搅拌铸造?热挤压工艺制备SiCp/2024铝基复合材料板材,研究该复合材料铸态、热挤压态和热处理态的显微组织及力学性能。结果表明:SiC颗粒较均匀地分布于铸锭中,大部分SiC颗粒沿晶界分布,少数颗粒分布于晶内,晶界粗大的第二相呈非连续状分布;复合材料经热挤压变形后,显微孔洞等铸造缺陷明显消除,破碎的晶界第二相及SiC颗粒沿热挤压方向呈流线分布,复合材料的强度和塑性显著提高;对热挤压板材进行(495℃,1h)固溶处理+(177℃,8h)时效处理后,其抗拉强度达430MPa,此时的主要析出强化相为S′(Al2CuMg);热挤压变形有利于改善SiC颗粒与基体合金的界面结合,热处理SiCp/2024铝基复合材料的主要断裂方式为基体合金的延性断裂、SiC颗粒断裂和SiC/Al的界面脱粘。     

基体塑性对Al2O3f/Al复合材料增强效果的影响

通过改变试验温度和选用不同塑性基体材料的方法,研究了基体塑性对复合材料拉伸性能的影响.试验结果表明,基体塑性很差的Al2O3f/ZL109复合材料,随着纤维体积分数的升高,其抗拉强度下降;对于基体塑性很好的Al2O3f/1050复合材料,随着纤维体积分数的增加,其抗拉强度有明显的提高;随着试验温度的升高,基体ZL109铝合金的塑性不断提高,低于543K,ZL109的强度高于Al2O3f/ZL109;在543K左右,ZL109的强度与Al2O3f/ZL109相当;高于543K后,Al2O3f/ZL109的强度高于ZL109.若在使用条件下,基体为脆性材料,加入短纤维反而会降低材料的力学性能;若基体为塑性材料,添加短纤维能起到强化的效果,塑性越好,其强化效果越好.     

浸渍-涂覆型BN界面相对化学气相渗透法制备SiC_f/SiC复合材料力学性能的影响(英文)

以硼酸和尿素为先驱体,采用浸渍-涂覆法在氮气气氛中在SiC纤维表面制备BN界面相。利用SEM/EDS、XRD和FT-IR对BN界面相的形貌和结构进行表征。采用化学气相渗透法(CVI)制备SiCf/SiC复合材料,并研究BN界面相对复合材料力学性能的影响。结果表明:光滑的BN界面相覆盖在SiC纤维表面,厚度约为0.4μm,为紊乱层状的t-BN物相。有无BN界面相的复合材料弯曲强度分别为180和95 MPa,并且有BN界面相的复合材料表现出明显的韧性断裂行为。微观结构分析表明,BN界面相在基体渗透过程中保护纤维免受化学腐蚀,减弱纤维和基体之间的界面结合强度方面发挥重要作用,这有助于大幅度提高复合材料的力学性能。