金属基复合材料蠕变性能的研究现状和展望/田君等 AZ61基体合金的抗蠕变性能在加入增强相SiC颗粒后得到卫国等1s利用此法研究了原位自生TiCp/2024(IiCp的质量 提高。随着复合材料中SiC。体积分数的增加,复合材料的抗分数为15%复合材料在不同温度下的蠕变性能,认为原位 蠕变性能提高明显。Sic/AZ61镁基复合材料相对于基体自生TiC2024复合材料具有良好的抗高温蠕变能力。复 合金抗蠕变性能提高的主要原因是SiC颗粒作为强钉扎点合材料的密度变化量随着蠕变应变量的增加和蠕变时间的 钉扎晶界,阻碍高温情况下界面的滑移和位错的攀移。Sic/延长而增加,并且在较低温度时的密度变化量高于较高温度 Az61复合材料抗蠕变性能的提高还受到其它因素的影响,主时的密度变化量,当密度变化达到一定数量时产生的蠕变损 要是SiC颗粒引起的晶粒的细化以及增强相SC颗粒的有效伤即引起材料蠕变断裂。由于位错与第二相粒子的交互作 承载 用,提高了复合材料的抗蠕变能力。蠕变断口形貌表明,蠕 变过程产生的空穴多在1个颗粒或几个颗粒的聚集处形成 45-·-Az61 ·-6vol% SICAN6l 随着温度的升高,空穴不断扩展,直至最后发生塑性断裂,温 12vol%SiCJAZ6I 度对蠕变过程具有显著的影响。 韦正江等利用此法对加压铸造法制备的A12O3SiO2 系纤维增强丑109合金复合材料在不同温度下的蠕变性能 进行了研究,结果表明,经纤维增强的复合材料在573K的蠕 变极限强度是Z109合金的1.2倍,在673K的蠕变极限强 度是Z109合金的4倍,但蠕变断裂具有突发性 王洪林等利用此法对原位合成非连续增强体积分数 图2复合材料与基体的蠕变速率随时间的 为5%的(TiB+TC)/Ti复合材料和纯T在500~700℃的 变化(200℃、40MPa)11 蠕变变形机制进行了研究,结果表明,复合材料在实验温度 范围内其应力指数为5.80~6.43,与扩散型蠕变变形机制的 Fg2 Time de pendent creep rate of SiCp/A/ 1 composite应力指数相近,激活能为284k/mol;T的蠕变机制随温度 d AZ61 matrix(200 C, 40MPa)' 的升高发生了变化,在500℃和600℃下应力指数分别为 2.2拉伸法蠕变试验 4.30和4.03,与位错型蠕变变形机制应力指数相近,激活能 拉伸法蠕变试验是目前应用最为广泛的一种蠕变测定为228k/mol,而在700℃时T的蠕变机制为扩散型变形机 法。一般将拉伸试样放在蠕变持久试验机上,由计算机控制制,应力指数为591。在700℃时纯钛与复合材料的蠕变速 蠕变载荷、温度,完成材料的变形量、温度及载荷的数据采率和应力指数较接近,说明在此温度下由于增强相和基体传 集,自动绘制蠕变曲线。黄明华等利用拉伸法蠕变试验研递载荷的能力下降,导致增强效果下降。 究了挤压铸造A2O3短纤维增强铝基复合材料在350℃恒应2.3压痕法蠕变试验 力条件下的蠕变行为,发现复合材料在蠕变过程中纤维断 由于实际应用中材料大部分都在承受压应力的工况下 裂、弱界面破坏及基体合金在应力作用下变形。最初结合完工作,故可以用复合材料的高温持久硬度与压入蠕变特性 好的界面在整个蠕变过程中没有发生脱粘的现象。而弱界衡量其抵抗高温蠕变的能力。在一定温度下,随着载荷保持 面在蠕变中遺到严重破坏,界面处的孔洞和裂纹在应力的作时间的延长,压痕深度将缓慢增大,硬度值(HB)不断减小 用下会逐渐扩展导致复合材料在蠕变过程中不断变形,说明通过不同温度下保荷不同时间的持久硬度值可得到硬度值 弱界面在力学性能方面是复合材料中的一个薄弱区域。根与温度和保荷时间之间的关系,硬度值的变化反映材料塑性 据复合材料在蠕变3个阶段中显微组织的变化情况,对其宏变形与温度和时间的关系,即蠕变规律。谢敬佩等利用压 观蠕变行为进行了分析,认为位错在复合材料中的滑移和攀痕法蠕变试验研究了SiC/ZA27、AlOy/ZA27复合材料和 移导致应力从基体传递至纤维,位错的运动控制着复合材料ZA27合金的高温蠕变性能。结果表明,随着温度的升高材 的蠕变过程。 料的抗蠕变性能下降;在不同温度下,SiC/ZA27和Al2Oy 王浩伟利用拉伸法蠕变试验研究了挤压铸造AO3ZA27复合材料的抗蠕变性能均明显高于ZA27合金的抗蠕 短纤维增强铝基复合材料的变载荷蠕变和回蠕变行为,认为变性能。复合材料中存在一个临界应力哂,当应力值大于哂 复合材料在主应力作用下当蠕变载荷突然降低后,表现为瞬时,位错才产生滑移。复合材料中由于颗粒的加入引起的错 态应变量收缩以及随后的回蠕变;初始瞬态收缩完全是复合配或不均匀收缩产生的内应力(有时称抗力)会提高材料的 材料的弹性应变。试验结果经数值回归得出回蠕变速率门槛应力,从而使位错难以滑移,蠕变降低 k(1)=Ar,回蠕变应变4()=Alnt+c,指数n在任一主应 祝要民等利用此法与电子透镜结合研究了SCp 力阶段均接近于-1,系数A取决于降载前后复合材料积累ZA27复合材料界面微观结构和高温蠕变性能。结果表明 的主应力蠕变状态,表明复合材料回蠕变行为受到降载前主在ZA27复合材料中,无论是加入增强相SC还是基体 应力蠕变状态的制约 ZA27中的η相细小均匀析出,都能在一定程度上减少位错 Dragone利用此法对AlO3纤维增强A卜-S%Mg(质量的滑移和塞积,细化晶粒,提高材料总体的抗蠕变能力。 分数)合金复合材料的稳态和瞬时蠕变行为进行了研究。张Sic/ZA27复合材料相对ZA27合金具有较好的抗高温蠕变 201994-2010ChinaAcademicJournalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.netAZ61 基体合金的抗蠕变性能在加入增强相 SiC 颗粒后得到 提高。随着复合材料中 SiCp 体积分数的增加 ,复合材料的抗 蠕变性能提高明显。SiCp / AZ61 镁基复合材料相对于基体 合金抗蠕变性能提高的主要原因是 SiC 颗粒作为强钉扎点 钉扎晶界 ,阻碍高温情况下界面的滑移和位错的攀移。SiCp / AZ61 复合材料抗蠕变性能的提高还受到其它因素的影响 ,主 要是 SiC 颗粒引起的晶粒的细化以及增强相 SiC 颗粒的有效 承载。 图 2 复合材料与基体的蠕变速率随时间的 变化( 200 ℃、40MPa) [ 11] Fig. 2 Time dependent creep rate of SiCp/ AZ61 composite and AZ61 matrix( 200 ℃,40MPa) [ 11] 2. 2 拉伸法蠕变试验 拉伸法蠕变试验是目前应用最为广泛的一种蠕变测定 法。一般将拉伸试样放在蠕变持久试验机上 ,由计算机控制 蠕变载荷、温度 ,完成材料的变形量、温度及载荷的数据采 集 ,自动绘制蠕变曲线。黄明华等[ 12 ]利用拉伸法蠕变试验研 究了挤压铸造 Al2 O3短纤维增强铝基复合材料在 350 ℃恒应 力条件下的蠕变行为 ,发现复合材料在蠕变过程中纤维断 裂、弱界面破坏及基体合金在应力作用下变形。最初结合完 好的界面在整个蠕变过程中没有发生脱粘的现象。而弱界 面在蠕变中遭到严重破坏 ,界面处的孔洞和裂纹在应力的作 用下会逐渐扩展导致复合材料在蠕变过程中不断变形 ,说明 弱界面在力学性能方面是复合材料中的一个薄弱区域。根 据复合材料在蠕变 3 个阶段中显微组织的变化情况 ,对其宏 观蠕变行为进行了分析 ,认为位错在复合材料中的滑移和攀 移导致应力从基体传递至纤维 ,位错的运动控制着复合材料 的蠕变过程。 王浩伟[ 13 ]利用拉伸法蠕变试验研究了挤压铸造 Al2 O3 短纤维增强铝基复合材料的变载荷蠕变和回蠕变行为 ,认为 复合材料在主应力作用下当蠕变载荷突然降低后 ,表现为瞬 态应变量收缩以及随后的回蠕变 ;初始瞬态收缩完全是复合 材料的弹性应变。试验结果经数值回归得出回蠕变速率 εÛbc (t) = A t n ,回蠕变应变εbc (t) = Alnt + c ,指数 n 在任一主应 力阶段均接近于 - 1 ,系数 A 取决于降载前后复合材料积累 的主应力蠕变状态 ,表明复合材料回蠕变行为受到降载前主 应力蠕变状态的制约。 Dragone [ 14 ]利用此法对 Al2O3 纤维增强 Al25 %Mg (质量 分数) 合金复合材料的稳态和瞬时蠕变行为进行了研究。张 卫国等[ 15 ]利用此法研究了原位自生 TiCP / 2024 ( TiCP的质量 分数为 15 %) 复合材料在不同温度下的蠕变性能 ,认为原位 自生 TiCP / 2024 复合材料具有良好的抗高温蠕变能力。复 合材料的密度变化量随着蠕变应变量的增加和蠕变时间的 延长而增加 ,并且在较低温度时的密度变化量高于较高温度 时的密度变化量 ,当密度变化达到一定数量时产生的蠕变损 伤即引起材料蠕变断裂。由于位错与第二相粒子的交互作 用 ,提高了复合材料的抗蠕变能力。蠕变断口形貌表明 ,蠕 变过程产生的空穴多在 1 个颗粒或几个颗粒的聚集处形成 , 随着温度的升高 ,空穴不断扩展 ,直至最后发生塑性断裂 ,温 度对蠕变过程具有显著的影响。 韦正江等[ 16 ]利用此法对加压铸造法制备的 Al2O32SiO2 系纤维增强 ZL109 合金复合材料在不同温度下的蠕变性能 进行了研究 ,结果表明 ,经纤维增强的复合材料在 573 K 的蠕 变极限强度是 ZL109 合金的 1. 2 倍 ,在 673 K 的蠕变极限强 度是 ZL109 合金的 4 倍 ,但蠕变断裂具有突发性。 王洪林等[ 17 ]利用此法对原位合成非连续增强体积分数 为 5 %的( TiB + TiC) / Ti 复合材料和纯 Ti 在 500～700 ℃的 蠕变变形机制进行了研究 ,结果表明 ,复合材料在实验温度 范围内其应力指数为 5. 80～6. 43 ,与扩散型蠕变变形机制的 应力指数相近 ,激活能为 284kJ/ mol ; Ti 的蠕变机制随温度 的升高发生了变化 ,在 500 ℃和 600 ℃下应力指数分别为 4. 30 和 4. 03 ,与位错型蠕变变形机制应力指数相近 ,激活能 为 228kJ/ mol ,而在 700 ℃时 Ti 的蠕变机制为扩散型变形机 制 ,应力指数为 5. 91。在 700 ℃时纯钛与复合材料的蠕变速 率和应力指数较接近 ,说明在此温度下由于增强相和基体传 递载荷的能力下降 ,导致增强效果下降。 2. 3 压痕法蠕变试验 由于实际应用中材料大部分都在承受压应力的工况下 工作 ,故可以用复合材料的高温持久硬度与压入蠕变特性来 衡量其抵抗高温蠕变的能力。在一定温度下 ,随着载荷保持 时间的延长 ,压痕深度将缓慢增大 ,硬度值 ( HB) 不断减小。 通过不同温度下保荷不同时间的持久硬度值可得到硬度值 与温度和保荷时间之间的关系 ,硬度值的变化反映材料塑性 变形与温度和时间的关系 ,即蠕变规律。谢敬佩等[ 18 ]利用压 痕法蠕变试验研究了 SiCp / ZA27、Al2 O3p / ZA27 复合材料和 ZA27 合金的高温蠕变性能。结果表明 ,随着温度的升高 ,材 料的抗蠕变性能下降 ;在不同温度下 ,SiCp / ZA27 和 Al2 O3p / ZA27 复合材料的抗蠕变性能均明显高于 ZA27 合金的抗蠕 变性能。复合材料中存在一个临界应力σ0 ,当应力值大于σ0 时 ,位错才产生滑移。复合材料中由于颗粒的加入引起的错 配或不均匀收缩产生的内应力(有时称抗力) 会提高材料的 门槛应力 ,从而使位错难以滑移 ,蠕变降低。 祝要民等[ 19 ] 利用此法与电子透镜结合研究了 SiCp / ZA27 复合材料界面微观结构和高温蠕变性能。结果表明 , 在 ZA27 复合材料中 ,无论是加入增强相 SiCp 还是基体 ZA27 中的η相细小均匀析出 ,都能在一定程度上减少位错 的滑移和塞积 ,细化晶粒 ,提高材料总体的抗蠕变能力。 SiCp / ZA27 复合材料相对 ZA27 合金具有较好的抗高温蠕变 金属基复合材料蠕变性能的研究现状和展望/ 田 君等 ·121 ·