中国有色金属学报 2008年8月 模型2在10%误差范围内,增强相为圆柱状 而复合材料有一个增强的稳态蠕变行为 的金属间化合物基复合材料与基体的极限流变应力 B/0=(0/0) 之比 假定高温下的扩散松弛忽略不计,则a/>1 b/=1+(2.371a+2470)y2(a习) 颗粒强化复合材料的一个重要特征是其向稳态 /o=1+(2.65+1.4/a(4 蠕变转变时所需要的应变比基体高得多。这个转变 式中a为颗粒长径比(b/a),从0.1(盘状)到10形成了一个相当大的复合材料有效应变范围,如果 (针状)之间变化;甲为颗粒的体积分数(-40%)。抽样的应变范围正好落入该有效应变范围转变区 模型1中/o随a和9变化的规律如图14内,复合材料出现硬化,而且具有和基体不同的n 所示 值(图5)。在高温下,由增强相颗粒引起的蠕变抗 当基体相当于 Ramberg Osgood的幂指数应变硬力的增大因为发生了从增强相的侧面向顶端的物质 化类型时,基体的拉伸应变为 传输而减小。该扩散辅助流变受建立在增强相/基 (5)体界面的应力梯度的驱动在低应变速率和小颗粒 复合材料的拉伸流变行为则为另外一个Ram+尺寸的情况下有较大的流变速率。该流变行为还取 berg; Osgood类型的等式 决于颗粒的形状,颗粒形状控制着应力梯度和扩散 E-O/E+ P( a/)(Or ON) (6)流的路径。对于稳态蠕变条件下的椭圆状颗粒增强 式中E,E分别为基体和复合材料的弹性模量; 复合材料而言,即使是等轴晶粒的大颗粒,一般对 n为应力指数;β为材料常数。 提高金属间化合物的塑性流变和蠕变行为都是有效 参考应力可表示为 的;对于中等尺寸的颗粒(1-10hn),为了保持其 q/0=oo+cV(o/-1) 蠕变强化,要求有大的长径比;对于很细的颗粒 式中N=1/n;一般情况下常数c=25球形颗50m),通过颗粒与位错的相互作用,对位错产 粒则c=4或5。 生钉扎作用,蠕变强化保持不变。但实际上,大颗 粒增强复合材料的蠕变强度往往比基体的低,其中 的原因现在还不清楚明 5-bq2.0 6-b/a=0.5 4.2.3颗粒增强F←A金属间化合物基复合材料 54 b/a=1.0 的力学性能 颗粒增强金属间化合物基复合材料的强化机理 主要分为2大类:1)间隔在几微米内的增强颗粒阻 碍位错的移动。因为增强颗粒往往能阻碍烧结过程 中基体的长大,使其晶粒尺寸小于单一金属间化合 物的晶粒尺寸,因此增强颗粒对跨越基体晶界位错 移动的阻碍作用以及颗粒对位错的钉扎作用是该类 复合材料最主要的强化机制。2)复合材料的强度还 图14椭圆状颗粒增强金属间化合物 受基体中的晶格缺陷(如反相畴、点缺陷)的影 基复合材料的极限流变应力与 增强相体积分数的关系 从图6中可以看出颗粒增强FeAl基复合材料 Fig. 14 Limiting flow stress as function of 的比例极限比基体高约1.5倍。SiC颗粒增强复合 fraction of aligned ellipsoidal particles reinforced intermetallic composi 材料具有最大的强化效果,这是由于Si在基体中的 溶解,使基体产生固溶强化的原因造成的。表明室 4.2.2复合材料的蠕变抗力 温下的FeAl基复合材料的屈服强度取决于基体缺 由于幂指弹性和幂指蠕变的相似性,本文陷结构与位错移动的相互影响。与室温下FA金 4.2.1中建立的模型可应用于简单拉伸的经历稳态属间化合物基复合材料的屈服强度显著增加相比, 甚体, 蠕变的基 高温下增强颗粒对于提高FeA金属间化合物基复 e/o=(0) (8 合材料屈服强度的贡献远没有其对蠕变抗力的提高 式中为参考应变速率;为参考应力 那么明显,这是因为在高温下位错移动被显著活 C1942013 China academic journal electronic I,致高温下复食材料届服强度降低(表s如模型 2 在 10% 误差范围内, 增强相为圆柱状 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+ ( 2. 371
+ 2. 470)
3/ 2 (

1)
0/
0= 1+ ( 2. 565+ 1. 421/
)
3/ 2 (
< 1) ( 4) 式中
为颗粒长径比( b/ a) , 从 0. 1(盘状) 到 10 (针状)之间变化;
为颗粒的体积分数( 0~ 40%) 。 模型 1 中
0/
0 随
和
变化的规律如图 14 所示。 当基体相当于 Ramberg-Osgood 的幂指数应变硬 化类型时, 基体的拉伸应变为
=
/ E+
(
0/ E )(
/
0) n ( 5) 复合材料的拉伸流变行为则为另外一个 Ram￾berg-Osgood 类型的等式:
=
/ E+
(
0/ E )(
/
N ) n ( 6) 式中 E, E 分别为基体和复合材料的弹性模量; n 为应力指数;
为材料常数。 参考应力
N 可表示为
N /
0=
0/
0+ cN (
0/
0- 1) ( 7) 式中 N = 1/ n; 一般情况下常数 c = 2. 5, 球形颗 粒则 c= 4 或 5。 图 14 椭圆状颗粒增强金属间化合物 基复合材料的极限流变应力与 增强相体积分数的关系 [ 9] Fig. 14 Limiting flow stress as function of fraction of aligned ellipsoidal particles reinforced intermetallic composites [ 9] 4. 2. 2 复合材料的蠕变抗力 由于幂指弹性和幂指蠕变的相似性, 本文 4. 2. 1中建立的模型可应用于简单拉伸的经历稳态 蠕变的基体, 即

/

0= (
/
0) n ( 8) 式中

0 为参考应变速率;
0 为参考应力。 而复合材料有一个增强的稳态蠕变行为

/

0= (
/
N ) n ( 9) 假定高温下的扩散松弛忽略不计, 则
N /
0> 1。 颗粒强化复合材料的一个重要特征是其向稳态 蠕变转变时所需要的应变比基体高得多。这个转变 形成了一个相当大的复合材料有效应变范围, 如果 抽样的应变范围正好落入该有效应变范围转变区 内, 复合材料出现硬化, 而且具有和基体不同的 n 值( 图 5) 。在高温下, 由增强相颗粒引起的蠕变抗 力的增大因为发生了从增强相的侧面向顶端的物质 传输而减小。该扩散辅助流变受建立在增强相/ 基 体界面的应力梯度的驱动, 在低应变速率和小颗粒 尺寸的情况下有较大的流变速率。该流变行为还取 决于颗粒的形状, 颗粒形状控制着应力梯度和扩散 流的路径。对于稳态蠕变条件下的椭圆状颗粒增强 复合材料而言, 即使是等轴晶粒的大颗粒, 一般对 提高金属间化合物的塑性流变和蠕变行为都是有效 的; 对于中等尺寸的颗粒( 1~ 10
m) , 为了保持其 蠕变强化, 要求有大的长径比; 对于很细的颗粒 ( < 50 nm) , 通过颗粒与位错的相互作用, 对位错产 生钉扎作用, 蠕变强化保持不变。但实际上, 大颗 粒增强复合材料的蠕变强度往往比基体的低, 其中 的原因现在还不清楚[ 9] 。 4. 2. 3 颗粒增强 Fe-Al 金属间化合物基复合材料 的力学性能 颗粒增强金属间化合物基复合材料的强化机理 主要分为 2 大类: 1) 间隔在几微米内的增强颗粒阻 碍位错的移动。因为增强颗粒往往能阻碍烧结过程 中基体的长大, 使其晶粒尺寸小于单一金属间化合 物的晶粒尺寸, 因此增强颗粒对跨越基体晶界位错 移动的阻碍作用以及颗粒对位错的钉扎作用是该类 复合材料最主要的强化机制。2) 复合材料的强度还 受基体中的晶格缺陷( 如反相畴、点缺陷) 的影 响[ 8] 。 从图 6 中可以看出颗粒增强 FeAl 基复合材料 的比例极限比基体高约 1. 5 倍。SiC 颗粒增强复合 材料具有最大的强化效果, 这是由于Si 在基体中的 溶解, 使基体产生固溶强化的原因造成的。表明室 温下的 FeAl 基复合材料的屈服强度取决于基体缺 陷结构与位错移动的相互影响。与室温下 Fe-Al 金 属间化合物基复合材料的屈服强度显著增加相比, 高温下增强颗粒对于提高 Fe-Al 金属间化合物基复 合材料屈服强度的贡献远没有其对蠕变抗力的提高 那么明显, 这是因为在高温下位错移动被显著活 化, 导致高温下复合材料屈服强度降低( 表 4) 。如
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中国有色金属学报 2003 年 8月