Vol.23 No.3 傅晓伟等：原位合成MoSi/SiC复合材料的组织缺陷 ·251· 4.5 塑性变形的主要方式，提供的变形量大.对于滑 4.0 移系少的金属晶体，在不利的受力情况下不能 3.0 发生滑移而以孪生方式产生变形.孪生本身提 供的变形量很小，主要作用在于改变晶体方位， 2.0 使某些滑移系处于有利的外力方向使之有利于 1.0L 滑移.在金属材料中，如果两相邻滑移面的间距 02 4681012 距离/m 为h,则h/b(b为位错柏氏矢量)值最小的滑移系 日o) 首先被选择，但在陶瓷中由于位错滑移时阳离 4 子之间相互排斥不能接近，因此滑移系不符合 最小准则，这是陶瓷材料难以产生塑性变形的 3 原因.另外多晶体要产生变形而不破坏，至少必 喷 2 004 须5个以上独立的滑移系开动，即Von Mises条 1 件.一般陶瓷晶体结构都较复杂，因而独立滑移 02468101214 距离/μm 系少，这也是陶瓷材料难以产生塑性变形的原 图4SC颗粒附近的显微硬度随离开界面距离的变化 因所在. (a)10%SiC(体积分数)：b)30%SC(体积分数) -SiC是-一种共价键很强的化合物，虽然它 Fig.4 Microhardness vs distance from the particle SiC in 有5个独立的滑移系，但温度必须高于2000℃ the in-situ Mo/SiC composites 才能开动，因此室温高温强度都很高，其室温强 热应力.静态应力在基体中可分解残余应力 度可以保持到1600℃，在高温下也为脆性断裂， 为径向压应力am和切向拉应力o(o二一02)， 很难发生塑性变形.因此当材料制备过程中产 则有下述关系式成立： 生应力（热应力、畸变应力等）和施加外力(40 (a-a)AT o-o1+v.)2E+1-2yw/E,。J: MPa)时，SiC不能通过滑移产生塑性变形，只能 式中，下标p,m分别代表颗粒和基体；aE,v分 形成孪晶和层错来松弛应力协调变形. 复合材料中如果增强体和基体之间的线膨 别代表线膨胀系数、弹性模量和泊松比，△T 胀系数(CTE)相差较大，特别是增强体线膨胀系 T,-T,T,为基体的塑性变形可以忽略的温度， 数明显小于基体时，冷却过程中将出现因过大 T为室温.把cs=9.5×10-6K-,a4sc=4.5× 10-K-1,EMos,=440 GPa,Esc=448 GPa [12,VMos.= 热应力造成的相界面开裂或基体开裂，从而损 sc=0.25和△T=1000K代人上式，可得残余应 害材料的力学性能.SC的线膨胀系数小于 力P=-1616MPa.可见，由于MoSi2和SiC线膨 MoSi2,二者不匹配.但是颗粒增强复合材料的 线膨胀系数不匹配对界面的影响，不像长纤维 胀系数的差异而在界面处产生的残余应力较 大.由于MoSi2的BDTT温度为1000℃，因此当 影响得那么明显.在长纤维增强的复合材料中， 温度高于1000℃时，由于线膨胀系数差异引起 由于CTE的不匹配会导致纤维脱粘或断裂，因 的残余热应力的切应力分量可能会超过MoSi: 此对性能造成不利的影响.而在MoSi,基原位 基体滑移系开始滑动所需要的临界切应力，从 复合材料中，虽然界面两侧材料CTE不匹配会 而导致SiC颗粒周围的MoSi,基体发生塑性变 导致材料冷却后在MoSi,基体内靠近界面处产 形，造成位错增殖. 生残余拉应力，而在SiC内靠近界面处产生残 对于单一MoSi2多晶材料中因解理应力低 余压应力，但因原位复合材料界面为直接的原 于临界分切应力而造成的室温脆性而言，本研 子结合，不存在极脆的SiO2玻璃相，因而在外力 究MoSir-SiC原位复合材料中SiC颗粒周围的 作用下载荷可有效地传递给SiC而不会发生开 MoSi2基体能够发生塑性形变而不产生裂纹，意 裂.这也是该材料室温韧性比单一MoSi2或SiC 味着材料的室温韧性得到了一定程度的改善. 高的原因之一. 2.2SiC颗粒内孪晶和层错的形成 因此，合理的工艺对陶瓷复合材料的组织 金属塑性变形的方式主要有滑移、孪生、晶 性能的影响是至关重要的.已有的MoSi,/SiC复 界滑动和扩散性蠕变等4种.其中滑移是金属 合材料的室温和高温的力学性能测试结果已经Vb】 一 2 3 N 0 3 傅晓伟等 :原位合成 M os l夕S IC 复合材 料的组织缺陷 4 . 0 辛( a) 璐 叠 3 . 0 “ 侧 ! 馒 2 . 0 卜 心 鹅 。 △ 只 攀 1 唱 , 八 } 1 一 U ` - . es ~ . . ` 月 甲 we 叫 . 叫曰 , , , ~ ~ ~~ , 曰 e .月 , ~ , ~ 曰 ~ , ~~ , ~ ~ ~ J 6 8 1-0 12 距离/卿 5 杯而一一一- 一, 甲 ~ 乙 . 9 - 叼 4 「 侧 } 恻 3 卜 气 征 } _。 叫 , 卜 口 _ , 。 乙 1 . 丫 O 八】 O ` 犷亨育成厂了布辛川4 距离 /四 _ 圈 4 s iC 顺粒附近的显徽硬度随离开界面距离的变化 a( ) 1 0% is C 琳积分数) ; (份 30 % S cl 琳积分数 ) F ig .4 M ic m b o r d n侧招 vs d is t a n ce f址。 . ht e p a rt i c l e S ic in ht e in 甲的加 Mol s iC co m OP s it es 热应力 . 静态应力 氏在 基体中可分解残余应力 为径 向压应 力` 和切向拉应力 hao (晰 一玩刹2 ) , 则有下 述关系式成 立 : 式 中 , 下标 p , m 分 别代表 颗粒和基体 ; a , E , v 分 别代表 线膨 胀 系数 、 弹性模量和 泊松 比 , △ =T 兀一 几 , 兀为基体 的塑性变 形 可 以忽 略 的温度 , 几 为 室 温 . 把 嘛 s 、= 9 . 5 x 1 0 一 ` K 一 , , a s iC = 4 · 5 ` 10 一 ` K 一 , ,凡 。 s 、 = 4 4 0 G P a , sE ic = 4 4 8 G p a [ , , J , 玩 s、 = visc 二 .0 25 和△=T 1OOO K 代人 上式 , 可得 残余应 力 P = 一 1 6 1 6 M P a . 可见 , 由于 M o s i Z 和 S IC 线膨 胀 系数 的差 异而 在 界 面处 产生 的残余应力 较 大 . 由于 M o S几的 B D T T 温度为 1 0 0 ℃ , 因此 当 温 度高于 1 0 0 ℃ 时 , 由于线膨胀 系数 差异引起 的残余热应 力的切应 力分量可 能会超过 M os i Z 基 体滑移 系开始滑 动所需要 的临界切应力 , 从 而 导致 is C 颗粒周 围 的 M o is Z 基体发 生塑性变 形 , 造 成位错 增殖 . 对于单一 M os i Z 多 晶材 料 中因解理 应力低 于临界分切 应力而造 成 的室温脆 性而言 , 本研 究 M o is 二is C 原位 复合材料 中 is c 颗 粒周 围的 M o s iZ基体能够发 生塑性形变 而不产生裂纹 , 意 味着材料 的室温韧 性得到 了一 定程度 的改善 . .2 2 is c 颗粒内孪晶和层错 的形成 金属塑性变形 的方 式主要有滑移 、 孪生 、 晶 界滑动 和扩 散性 蠕变等 4 种 . 其 中滑 移是金属 塑性变形的主要方式 , 提供 的变形 量大 . 对 于滑 移 系少 的金属 晶体 , 在不利 的受力情况 下不 能 发生 滑移而 以孪生方式 产生变形 . 孪生 本身提 供 的变形量很小 , 主要作用在于改变 晶体方位 , 使某些滑移系处 于有 利的外力方 向使 之有利于 滑移 . 在金属材料 中 , 如果 两相邻滑移 面的间距 为 h, 则 hb/ ( b为位错柏 氏矢 量 )值 最小 的滑 移系 首先被选择 , 但在 陶瓷中 由于位错 滑移 时阳离 子之 间相互排斥 不能接近 , 因此滑 移系不 符合 最小准则 , 这是 陶瓷材料难 以 产生 塑性变 形的 原 因 . 另外多 晶体要产生变形 而不破坏 , 至少必 须 5 个 以上独立 的滑移 系开动 , 即、 b n M i s es 条 件一般 陶瓷晶体结构都较复杂 , 因而独立 滑移 系少 , 这 也是 陶瓷材料难 以产 生塑性 变形 的原 因所在 . 卜 S l c 是一种共价键很强 的化合物 , 虽然 它 有 5 个独立 的滑移 系 , 但温度必 须高于 2 0 0 ℃ 才能开动 , 因此室温高温强度都很高 , 其室 温强 度可以保持到 1 6 0 ℃ , 在高温下也为脆性断裂 , 很难发生 塑性 变形 . 因 此当材料制备 过程 中产 生应力 (热应力 、 畸变应力 等) 和施 加外力 (40 M p a) 时 , is c 不 能通过滑移产生 塑性 变形 , 只能 形成孪 晶和层错来松 弛应 力协调变形 . 复合材料 中如果增强体 和基体之 间的线膨 胀系数 (C T E )相差较大 , 特别是增强体线膨胀系 数 明显 小于基体 时 , 冷却过程 中将 出现 因过大 热应力 造成的相界 面开裂或基体 开裂 , 从 而损 害材 料 的力 学 性 能 is C 的线 膨 胀 系数 小 于 M o is Z , 二者不 匹配 . 但是 颗粒增强复合 材料的 线膨胀 系数不 匹配对 界面 的影 响 , 不像 长纤维 影 响得那么明显 . 在 长纤维增强的复合 材料 中 , 由于 C T E 的不匹 配会导 致纤维脱粘 或断裂 , 因 此对 性能造成不利 的影响 . 而 在 M os i Z 基原位 复合 材料 中 , 虽然界 面两侧材料 C T E 不 匹配会 导致材料冷却后在 M os 儿基 体 内靠 近界面处 产 生残余拉应力 , 而在 is C 内靠近界 面处产生 残 余压应力 , 但 因原位复合 材料界面 为直接 的原 子结 合 , 不存在极脆的 51 0 2玻璃相 , 因而在外力 作用下载荷 可有效 地传递 给 is C 而不会发 生开 裂 . 这也是该材料 室温韧性 比单一 M os i Z 或 is C 高的原 因之一 因此 , 合理 的工 艺对 陶瓷 复合材料 的组织 性能 的影 响是 至关重要 的 . 已有 的 M os i Z /is C 复 合材料的室温和 高温的力学性能测试结果 已经