金属基复合材料中纤维增强体涂层的研究现状

纤维是性能优异的增强体,普遍运用于增强金属基复合材料。基体与纤维之间的界面结构和性能对金属基复合材料的力学和物理性能起显著的影响。表面涂层技术能改进界面结构,是提高复合材料性能最为有效的途径之一。综述用于增强金属基体的几种重要纤维:C纤维、SiC纤维、W纤维等的表面涂层处理技术以及对金属基复合材料的界面、综合性能的影响,指出纤维涂层技术的研究方向。     

界面耗能与纤维增强金属基复合材料的耐磨性

利用挤压铸造制备了Ａｌ＿２Ｏ＿３短纤维增强铝合金复合材料，研究了这种材料的界面对其耐磨性的影响。结果表明，在复合材料中，纤维与基体结合良好，并对铝合金具有增强作用；复合材料的界面可阻滞裂纹扩展，复合材料具有优异的耐磨性；基体中的合金元素有利于形成良好的界面，改善复合材料的耐磨性。     

宇航复合材料的研究

针对宇航空间技术的发展,着重介绍了金属基复合材料、陶瓷基复合材料及C/C复合材料的研究趋势,讨论了增强纤维与基体复合技术中的某些性质特点。     

金属基复合材料热应力疲劳寿命预测

根据基体材料的机械疲劳、蠕变、氧化损伤寿命预测模型,用细观力学弹性约束法研究了A12xxx-T4基体、SiC增强金属基复合材料在几种不同形式的同相热应力循环载荷作用下的热应力疲劳寿命.结果表明:在给定应变范围和温度变化范围的条件下,该金属基复合材料热应力疲劳寿命随增强物体积百分比的增加、应变率的下降或热应力循环载荷停滞时间的增加而降低.     

Fe/SiC金属基复合材料的研究

研究了一种新型的Fe/SiC金属基复合材料的界面反应和烧结机理 ,并分析了工艺过程及参数对材料性能的影响。结果表明 ,在 1 0 50℃左右烧结时能有效控制界面反应 ;界面反应及材料的烧结以固相扩散为主 ;碳化硅粒子表面涂覆金属镀层及基体合金化既能有效改善界面结合又能提高材料的力学性能 ,尤其是耐磨性的提高最为显著。     

连续纤维增强金属基复合材料界面区域微观力学特性的研究

利用显微力学探针研究了Ｐ－５５／Ａｌ－０．３４ｗｔ％Ｔｉ连续纤维增强金属基复合材料界面区域的微观力学特性，结果表明，存在一宽度为１５μｍ的界面区域，其模量介于纤维与基体之间，为１２０ＧＰａ左右；硬度高于基体，为３．８ＧＰａ左右。界面区模量的升高是由于界面相的存在和高模量纤维的约束作用。通过同心圆柱力学模型对实验结果进行了分析，在界面区域存在ＣＴＥ残余应力，界面区域基体发生塑变，使残余应力得以松驰，这导致界面区域硬度的升高，并且减少了微裂纹产生的可能性。     

粉末冶金制备镁基复合材料的变形组织及性能

采用粉末冶金法制备了钛合金颗粒增强镁基复合材料,经过不同挤压比的热挤压变形后,对其显微组织和力学性能进行了检测。结果表明:复合材料的基体晶粒明显小于未增强的镁合金;增强体分布均匀,与基体结合良好,且无界面反应发生;随挤压比的增大,基体晶粒更加细小,复合材料的组织均匀性亦得到提高;超大挤压变形使原镁粉表面的氧化膜得到有效的破碎和分散,从而具有一定的氧化物弥散强化(ODS)作用,进一步提高了复合材料的力学性能。     

含脱粘界面陶瓷颗粒增强金属基复合材料的弹性常数预报

脱粘界面是陶瓷颗粒增强金属基复合材料中存在的细观缺陷,根据细观力学方法将陶瓷颗粒、脱粘界面和基体壳简化为椭球三相胞元,并通过Eshelby等效夹杂理论和Mori-Tanaka方法的推导得到颗粒和脱粘界面的等效本征应变,进而对三相胞元的弹性常数进行预报。考虑到三相胞元在复合材料中随机分布,由坐标变换公式和物理方程计算出复合材料的有效弹性常数,并根据数值方法得出弹性常数与颗粒以及脱粘界面含量的关系。     

氧化铝/锌合金复合材料界面的SEM观察

利用挤压铸造制备氧化铝／锌合金复合材料，在扫描电镜（ＳＥＭ）上观察复合材料的界面。结果表明，在复合材料中纤维与基体间存在致密界面层，合金元素通过适当的化学反应可改善纤维与基体间的结合；在凝固过程中，纤维／基体界面上的硅在共晶体的共生生长过程中起了领先相作用，导致复合材料的共晶转变是由铝硅共晶转变和锌铝共晶转变两者组成。     

不连续碳化硅增强铝基复合材料组织特性研究

利用金相显微镜、扫描电镜和透射电镜对粉末冶金法制备的碳化硅晶须(SiC_w)与碳化硅颗粒(SiC_p)增强的各种铝合金基体复合材料的显微组织和断口形貌进行了系统的观察与研究。研究结果表明:碳化硅晶须与碳化硅颗粒在基体中分布均匀,与基体界面结合良好,无明显的缺陷存在。增强后基体的显微组织与未增强合金组织基本相同。SiC_w/Al和SiC_p/Al复合材料的断口在宏观上因塑性较差而呈现脆性形貌,但在微观上仍具有塑性特征。     

SiC粒子与钢铸渗复合界面特征分析

采用V-EPC铸渗方法,以Q235钢为母材制备SiC粒子增强钢基表面复合材料。试验结果表明,SiC粒子的粒度对SiC/钢表面复合质量有很大的影响,虽然SiC粒子在高温钢液中存在分解现象,但通过调整SiC预制膏块组配和控制铸渗工艺参数,可以减缓或抑制SiC的分解并制备出表面平整的SiC颗粒增强钢基表面复合材料。通过金相显微镜、电子扫描电镜等对该复合材料中SiC粒子与钢基体界面结合的形态、粒子行为、界面结合机制进行分析,表明SiC粒子与钢基体的界面结合为冶金结合。     

短纤维增强铝硅合金复合材料的组织与断口形貌分析

研究了挤压铸造氧化铝短纤维增强铝硅合金复合材料的凝固组织和断口形貌.结果表明,在复合材料中纤维分布均匀,氧化铝纤维可作为硅相非自发形核的衬底;氧化铝纤维与铝合金基体之间的界面对材料性能影响很大.改善制备工艺应从控制界面反应和细化组织入手.     

几种非连续纤维增强铝合金的制备

采用液态金属渗透法和复合铸造法制备了非连续纤维增强铝合金复合材料。液态金属渗透法是将液态金属挤压进纤维制成的预制块中;复合铸造法的特点是把粒子材料加入剧烈搅拌下部分凝固的合金浆料。这两种工艺和选用的增强剂成本低廉,并可沿用现有的工艺和设备。将多重增强剂与基体复合是提高复合材料性能的一条新途径。文章还介绍了复合材料发动机活塞的应用情况。     

新型金属基复合材料制备工艺

<正>韩国专利KR200456567中公布了一种新型金属基复合材料制备工艺。该复合材料的特点是采用形状记忆合金纤维代替陶瓷纤维或长纤维作为增强相。在制备的复合材料中,形状记忆合金纤维有序排列,并且没有孔隙或缺陷形成。该复合材料的制备工序     

Al_2O_3/Al复合材料反应生成技术

研究运用ＸＤＴＭ法制备金属基复合材料工艺，成功地制备了Ａｌ２Ｏ３（Ｐ）／Ａｌ复合材料。试验证明，粒径１０～１５μｍ的ＳｉＯ２粉末与Ａｌ粉制成的坯体，在６００℃保温３ｈ时反应能全面进行，但直至保温４ｈ时反应仍不彻底；当保温时间延长至６ｈ后，生成的Ａｌ２Ｏ３粒子中Ｓｉ含量极小，反应彻底完成。反应生成的Ｓｉ富集在Ａｌ２Ｏ３粒子周围的基体中，以细小、球形的结晶体形式析出。生成的Ａｌ２Ｏ３粒子与基体的界面结合良好。同时对反应机理和反应对基体的影响也作了初步的探讨     

(CoCrFeMnNi)p/Ti复合材料变形损伤行为研究

用真空热压烧结制备体积分数为7％的(CoCrFeMnNi)p/Ti复合材料.将试验研究与数值模拟结合,研究(CoCrF-eMnNi)p/Ti复合材料变形损伤行为.结果表明:真空热压烧结后的复合材料中无新相生成,界面结合较好.高熵合金颗粒提高了复合材料压缩性能,抗压强度达1773 MPa.有限元模拟发现,颗粒位置对基体变形存在一定作用,相邻颗粒间基体的应力及应变大于颗粒周围基体.界面最先达到应力应变临界值,随后萌生裂纹,发生损伤.不完整颗粒界面比球形颗粒界面更易损伤.     

含界面微裂纹颗粒增强复合材料的有限元分析

界面弧形微裂纹是复合材料在制备和加工过程中产生的一种细观损伤,这种现象普遍存在,不可避免。根据细观力学方法,将陶瓷颗粒、弧形裂纹和基体壳简化为椭球三相胞元置于有效介质氛围中;假设复合材料受单轴拉伸应力作用,基于有效自洽方法对复合材料基体中局部应力应变场进行分析;并应用ANSYS有限元软件对含界面微裂纹复合材料进行单轴拉伸行为模拟,得到与实际情况相符的数值结果。     

金属基复合材料的展望

本文概述了金属基复合材料的发展情况、种类和可能的应用范围,并简单介绍了纤维增强金属的几种制造技术和存在的问题。     

等离子熔铸法制备原位TiCp/Ti复合材料的金相组织

在等离子熔铸装置上,采用熔炼过程中添加 C 粉的方法原位反应生成 TiC 增强相,制备 TiCp/Ti 复合材料。利用金相显微镜对复合材料的基体组织和增强相进行观察,测量基体晶粒和增强相的尺寸,分析增强体形状和分布规律。结果表明,等离子熔铸技术制备的 TiCp/Ti 复合材料中增强相颗粒尺寸小、分布均匀。复合材料的基体在大晶粒内部形成了针状仅的显微结构,组织细化。C 粉在加入过程中被等离子弧破碎细化。     

碳涂层对SiC纤维增强钛基复合材料界面显微结构及性能的影响

研究涂碳的SiC(C)/Ti-6Al-4V和无涂碳的SiC/Ti-6Al-4V材料的界面结构以及结合强度。结果表明:碳涂层阻止了径向纤维间的相互作用,该涂层界面反应物只是TiC,这些产物包含邻近碳涂层生成的细小晶粒和邻近金属基体生成的粗大晶粒;在无涂碳界面上,相邻纤维一侧产生的是TiC薄层,毗邻金属基体产生的是TiC和Ti5Si3晶粒组成的厚混合物,晶粒的大小从纤维到基体逐渐增大。涂炭和无涂碳复合材料的界面结合强度分别是(118.2±4.24),(230±6.28)MPa,证明碳涂层在纤维和基体之间提供了一个弱结合界面。涂碳纤维复合材料的界面结合发生在涂碳层和反应层之间,而无涂碳发生在纤维和反应层之间。