第13卷第4期 汤文明,等:FA金属间化合物基复合材料的研究进展 体的拉伸应变远大于纤维拉伸应变时,连续纤维增性低于其在油浴中的数值。在基体中加入摩尔分数 强复合材料的应力一应变曲线。根据 Cooper为0.1%B能抑制其环境脆性,从而提高复合材料 等提出的复合材料断裂的经典模型,当裂纹在的断裂强度(图6(a)。但基体中加入Si在强化基 基体中开始扩展时,外加应力已经达到纤维的断裂体的同时,却降低了基体的韧性,所以随着基体中 强度,纤维开始断裂成较长的几段,但在持续的加Si含量的增加,复合材料的断裂强度降低(图6 载过程中,当断裂的纤维尺寸仍大于其临界尺寸(b))。因此,控制基体的韧性对于获得高性能的连 时,纤维通过承载仍可以起到显著的增强作用。然续纤维增强FeA金属间化合物基复合材料而言是 而,在增强纤维断裂后,复合材料的断裂行为受基十分必要的 体的韧性控制。当基体的韧性很大时,由于基体塑 性变形的保护作用,产生于纤维中的裂纹不能在基4.2颗粒增强复合材料 体中扩展。那么,尽管纤维继续断裂成更短的部分42.1复合材料的塑性流变行为 (多重断裂),断裂后的纤维段仍能承受载荷,复合 对于陶瓷相颗粒增强金属间化合物基复合材料 材料的断裂强度显著提高。相反,当基体不具有足而言,因为颗粒的不规则外形和随机的尺寸、分布 够的韧性时,基体几乎与增强纤维同时断裂。因及取向,界面脱粘和颗粒断裂经常发生,因此,确 此,基体为脆性的复合材料的断裂强度较低。由于切的显微结构及复合材料的损伤不可能也没有必要 纤维增强复合材料的断裂强度很大程度上取决于其精确地测量出来。实验测得的复合材料力学性能仅 断裂行为,因此复合材料的强度并不总是遵守如下是一个平均值,而在理想化的显微结构基础上建立 的简单混合定律 的模型常可以提供相当精确的力学性能预测。Ba 0=(1-④n+q10r (2)等明在前人研究的基础上建立了如下的颗粒增强金 式中σ,Ⅷ,w分别为复合材料、基体和增强纤属间化合物基复合材料力学模型。 维的强度;q为纤维的体积分数 假设:颗粒为椭圆形或圆柱形,呈不变形、等 ·— Ultimate strength 尺寸、按列均匀分布,且与基体有良好的结合状态 (图13),而基体属于弹性-完全塑性或 Ramberg good的幂指数应变硬化类型咧,则 Fiber reinforced Matrix 2a Monolithic alloy 26 Strain 图12连续纤维增强复合材料的断裂行为 Fig. 12 Schematic illustration for fracture behavior of continuous fiber reinforced compo 4.1.2连续纤维增强F-Al金属间化合物基复合 材料的断裂行为 图13颗粒增强金属间化合物基复合材料模型可 lmue等1研究了体积分数为10%连续AO3 Fig 13 Schematic of model of particles reinforced intermetallic matrix composite 纤维增强FeAl基复合材料的断裂行为。FeAl基复 合材料中的增强纤维呈现多重断裂状态。由于纤维 模型1在8%误差范围内,增强相为椭圆状 的承载作用,该复合材料比颗粒增强复合材料的断的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 裂强度更高(图2,6。纤维中的裂纹尖端应力集中之比 因为基体的塑性变形而松弛5。由于受环境效应 b=1+(1.838a-0.710)7a≥1) (环境致脆的影响,在空气中Fe的塑性和韧体的拉伸应变远大于纤维拉伸应变时, 连续纤维增 强复 合材料的 应力
应变曲线[ 15] 。根据 Cooper 等[ 66] 提出的复合材料断裂的经典模型, 当裂纹在 基体中开始扩展时, 外加应力已经达到纤维的断裂 强度, 纤维开始断裂成较长的几段, 但在持续的加 载过程中, 当断裂的纤维尺寸仍大于其临界尺寸 时, 纤维通过承载仍可以起到显著的增强作用。然 而, 在增强纤维断裂后, 复合材料的断裂行为受基 体的韧性控制。当基体的韧性很大时, 由于基体塑 性变形的保护作用, 产生于纤维中的裂纹不能在基 体中扩展。那么, 尽管纤维继续断裂成更短的部分 ( 多重断裂) , 断裂后的纤维段仍能承受载荷, 复合 材料的断裂强度显著提高。相反, 当基体不具有足 够的韧性时, 基体几乎与增强纤维同时断裂。因 此, 基体为脆性的复合材料的断裂强度较低。由于 纤维增强复合材料的断裂强度很大程度上取决于其 断裂行为, 因此复合材料的强度并不总是遵守如下 的简单混合定律:
c= ( 1-
f)
m+
f
f ( 2) 式中
c ,
m,
f 分别为复合材料、基体和增强纤 维的强度;
f 为纤维的体积分数。 图 12 连续纤维增强复合材料的断裂行为[ 15] Fig. 12 Schematic illustration for fracture behavior of continuous fiber reinforced composite [ 15] 4. 1. 2 连续纤维增强 Fe-Al 金属间化合物基复合 材料的断裂行为 Inoue 等 [ 15] 研究了体积分数为 10% 连续 Al2O3 纤维增强 FeAl 基复合材料的断裂行为。FeAl 基复 合材料中的增强纤维呈现多重断裂状态。由于纤维 的承载作用, 该复合材料比颗粒增强复合材料的断 裂强度更高( 图 2, 6) 。纤维中的裂纹尖端应力集中 因为基体的塑性变形而松弛[ 15]。由于受环境效应 ( 环境致脆) [ 4] 的影响, 在空气中 FeAl 的塑性和韧 性低于其在油浴中的数值。在基体中加入摩尔分数 为 0. 1% B能抑制其环境脆性, 从而提高复合材料 的断裂强度( 图 6( a) ) 。但基体中加入 Si 在强化基 体的同时, 却降低了基体的韧性, 所以随着基体中 Si 含量的增加, 复合材料的断裂强度降低( 图 6 ( b) ) 。因此, 控制基体的韧性对于获得高性能的连 续纤维增强 Fe-Al 金属间化合物基复合材料而言是 十分必要的。 4. 2 颗粒增强复合材料 4. 2. 1 复合材料的塑性流变行为 对于陶瓷相颗粒增强金属间化合物基复合材料 而言, 因为颗粒的不规则外形和随机的尺寸、分布 及取向, 界面脱粘和颗粒断裂经常发生, 因此, 确 切的显微结构及复合材料的损伤不可能也没有必要 精确地测量出来。实验测得的复合材料力学性能仅 是一个平均值, 而在理想化的显微结构基础上建立 的模型常可以提供相当精确的力学性能预测。Bao 等 [ 9] 在前人研究的基础上建立了如下的颗粒增强金 属间化合物基复合材料力学模型。 假设: 颗粒为椭圆形或圆柱形, 呈不变形、等 尺寸、按列均匀分布, 且与基体有良好的结合状态 ( 图 13) , 而基体属于弹性 完全塑性或 Ramberg-Os￾good 的幂指数应变硬化类型[ 9] , 则: 图 13 颗粒增强金属间化合物基复合材料模型[9] Fig. 13 Schematic of model of particles reinforced intermetallic matrix composites [ 9] 模型1 在 8% 误差范围内, 增强相为椭圆状 的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 之比
0/
0= 1+ ( 1. 838
- 0. 710)
3/ 2 (

1)
0/
0= 1+ ( 1. 124/
- 0. 569)
3/ 2 (
< 1) ( 3) 第13 卷第4 期 汤文明, 等: Fe-Al 金属间化合物基复合材料的研究进展
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