材料导报:综述篇 009年10月(上)第23卷第10 应力和周向应力与界面附近基体中的应力大小相近,趋势相5MPa。为此,在满足性能要求的前提下应尽量降低复合材 同。原因在于氧化钇涂层的杨氏模量和热膨胀系数均与基料制备温度,以减小残余应力。然而,复合材料从制备温度 体接近;而梯度C:Si涂层使复合材料界面的周向应力由无开始冷却的前期阶段基体产生高温蠕变使残余应力得以释 涂层或氧化钇涂层时的拉伸状态变为压缩状态,轴向应力也放,因此,存在一个无应力的起始温度,在此温度以下才会产 由氧化钇涂层时的拉伸状态变为压缩状态,其原因是梯度生残余应力,但目前的大多数研究只对这一温度进行简单假 C:Si涂层的热膨胀系数远远低于基体,冷却过程中基体收定。文献[14]指出,复合材料无应力起始温度为基体金属熔 缩大于涂层,从而导致基体受拉,界面受压。王玉庆等对点的1/2,李健康等虽采用混合准则及 Schapery模型计算 涂层在复合材料中的力学行为进行了理论分析,指出界面残出SCTr6A4V残余应力的起始温度为704℃,但均没有 余应力是热膨胀系数与弹性模量综合作用的结果,高模量涂考虑冷却速率对这一温度的影响 层在热膨胀系数低时才能减小界面残余应力,而低模量涂层1.4基体材料性能的影响 不论热膨胀系数大小均能减小界面残余应力。因此,选择涂 增强体材料与界面层相确定后,基体材料热膨胀系数和 层材料时需从材料的化学性能及物理性能两方面入手,尽量杨氏模量越大,界面残余应力就越大。增强体热膨胀系数小 使它既能阻挡界面不利产物形成又能降低残余应力。从界于基体热膨胀系数,所以基体材料热膨胀系数越大,两者之 面残余应力角度来看,理想的涂层材料应具有低的杨氏模量间的差值就越大,这种由热膨胀系数不匹配引起的残余应力 及低的热膨胀系数。其存在的问题是,与实际复杂的界面结也就越大;基体杨氏模量越高,柔性越差,越不利于界面残余 构相比,上述分析对界面相材料成分进行了一定简化。迄今应力的释放。M.Y.Quek.用单根纤维同心圆柱模型计 为止,虽有不少学者已对界面层成分进行过分析,但要算出其它条件不变时基体杨氏模量由3GPa变为15GPa,界 在界面区几微米的范围确定2~3层甚至更多层材料的性面剪切残余应力峰值由60kPa变为110kPa,增加近1倍,同 能,难度较大,故上述结果仅反映残余应力的相对大小。 时自由端面处界面径向残余拉伸应力由30kPa变为70kPa。 1.2纤维体积分数的影响 除以上因素外,纤维排布方式、纤维长径比、界面反应 纤维体积分数较低时,径向与周向残余应力在垂直于轴厚度等都对残余应力有明显影响。纤维体积分数大于10% 向的平面内沿增强体/基体界面均匀分布,但随着纤维体积时,六方排布的应力峰值小于四方排布对应的峰值,而且纤 分数的增加,残余应力逐渐呈现出各向异性。 Susmit Kumar维含量越高差别也越大。纤维长径比增加,界面剪切残余应 等通过有限元方法分析了 Graphite./ Aluminium复合材料力峰值改变较小,但峰值位置向纤维两端移动。界面反应层 中纤维体积分数与残余应力之间的关系,认为纤维在四方排越厚,残余应力越小 布的情况下,纤维体积分数小于20%时径向残余应力较小且 各向同性纤维体积分数达到20%以后,纤维与纤维之间相2测试方法 互作用加强,径向残余应力呈现各向异性,沿对角线方向应 金属基复合材料中热残余应力的测量主要有实验测定 力最小,离对角线45的位置出现应力峰值,且纤维含量越高方法和理论分析方法。 其相应的峰值也越高纤维体积分数达50%后沿对角线方向2.1实验测定 的径向残余应力由压缩状态变为拉伸状态。马志军等以 验测定金属基复合材料残余应力的方法主要有X射 SiC/Tr-24A-lIV为研究对象也得出类似的结论,当纤维间线衍射法、中子衍射法、基体腐蚀法和电子莫尔波纹与纤维 距降至6μm后,径向残余应力由压应力变为拉应力状态。也顶出试验相结合的方法等。X射线衍射法和中子衍射法测 就是说,复合材料中纤维体积分数达到某一临界值以后,纤定残余应力的原理相同,以X射线或中子流为入射束照射复 维/基体部分界面处于拉应力状态,严重破坏了纤维基体的合材料试样,当晶面满足布拉格条件时产生衍射得到衍射 界面结合,成为界面脱粘开裂的薄弱环节。因此,为提高复峰。复合材料中存在残余应力时晶面间距发生变化,衍射峰 合材料强度而单纯增加纤维体积分数的方法是不可取的,甚也发生相应移动,根据衍射峰位置的变化,求出残余应力 至会得到相反的结果。以上分析充分体现了纤维体积分数因射线容易获得,X射线衍射法是目前残余应力测定中较 改变时残余应力分布的各向异性,其不足之处是没有考虑高常用的方法,其缺点是穿透能力有限,只适于复合材料表层 温制备条件下界面反应相的存在及样品厚度对复合材料界10m内平均残余应力的粗略估计。刘澂等用微小X射 面残余应力的影响,周向残余应力误差较大。 线束衍射仪测得SC/A复合材料单根SC纤维边缘10m 1.3制备工艺条件的影响 处径向与周向残余应力分别为25.62MPa和29.95MPa 材料性能一定时,制备温度成为影响界面残余应力的主中子的穿透能力强,可获得复合材料内部平均残余应力,但 要因素,这一点通过残余应力的来由和基本计算公式O=E·中子源不易获得,故很少采用 Δr·Δα就能体现出来。可见,温度变化量越大,界面残余应 基体腐蚀法用电解抛光去除纤维附近的基体,测出松弛 力越大。 Xian luo等研究了SC/Cu复合材料制备温度纤维相对于仍固定在基体中纤维的长度变化,进而求出轴向 对残余应力的影响,认为纤维四方排列,体积分数20%的复平均残余应力。此方法简单易行,但因纤维在基体中排布并 合材料制备温度由650℃上升到750℃时,相应的界面最大非完全均匀,且受纤维长度测量精度限制,必然存在测量误 轴向应力(绝对值)与最大周向应力分别增加了3MPa和差 201994-2010ChinaAcademicournalElectronicPublishingHouse.Allrightsreserved.http://nnwcnkiner© 1994-2010 China Academic Journal Electronic Publishing House. All rights reserved. http://www.cnki.net 应力和周向应力与界面附近基体中的应力大小相近 ,趋势相 同。原因在于氧化钇涂层的杨氏模量和热膨胀系数均与基 体接近 ;而梯度 C ∶Si 涂层使复合材料界面的周向应力由无 涂层或氧化钇涂层时的拉伸状态变为压缩状态 ,轴向应力也 由氧化钇涂层时的拉伸状态变为压缩状态 ,其原因是梯度 C ∶Si 涂层的热膨胀系数远远低于基体 ,冷却过程中基体收 缩大于涂层 ,从而导致基体受拉 ,界面受压。王玉庆等[ 7 ] 对 涂层在复合材料中的力学行为进行了理论分析 ,指出界面残 余应力是热膨胀系数与弹性模量综合作用的结果 ,高模量涂 层在热膨胀系数低时才能减小界面残余应力 ,而低模量涂层 不论热膨胀系数大小均能减小界面残余应力。因此 ,选择涂 层材料时需从材料的化学性能及物理性能两方面入手 ,尽量 使它既能阻挡界面不利产物形成又能降低残余应力。从界 面残余应力角度来看 ,理想的涂层材料应具有低的杨氏模量 及低的热膨胀系数。其存在的问题是 ,与实际复杂的界面结 构相比 ,上述分析对界面相材料成分进行了一定简化。迄今 为止 ,虽有不少学者[ 8 - 10 ] 已对界面层成分进行过分析 ,但要 在界面区几微米的范围确定 2～3 层甚至更多层材料的性 能 ,难度较大 ,故上述结果仅反映残余应力的相对大小。 1. 2 纤维体积分数的影响 纤维体积分数较低时 ,径向与周向残余应力在垂直于轴 向的平面内沿增强体/ 基体界面均匀分布 ,但随着纤维体积 分数的增加 ,残余应力逐渐呈现出各向异性。Susmit Kumar 等[ 11 ]通过有限元方法分析了 Graphite/ Aluminium 复合材料 中纤维体积分数与残余应力之间的关系 ,认为纤维在四方排 布的情况下 ,纤维体积分数小于 20 %时径向残余应力较小且 各向同性 ;纤维体积分数达到 20 %以后 ,纤维与纤维之间相 互作用加强 ,径向残余应力呈现各向异性 ,沿对角线方向应 力最小 ,离对角线 45°的位置出现应力峰值 ,且纤维含量越高 其相应的峰值也越高 ;纤维体积分数达 50 %后沿对角线方向 的径向残余应力由压缩状态变为拉伸状态。马志军等[ 12 ] 以 SiC/ Ti224Al211V 为研究对象也得出类似的结论 ,当纤维间 距降至 6μm 后 ,径向残余应力由压应力变为拉应力状态。也 就是说 ,复合材料中纤维体积分数达到某一临界值以后 ,纤 维/ 基体部分界面处于拉应力状态 ,严重破坏了纤维/ 基体的 界面结合 ,成为界面脱粘开裂的薄弱环节。因此 ,为提高复 合材料强度而单纯增加纤维体积分数的方法是不可取的 ,甚 至会得到相反的结果。以上分析充分体现了纤维体积分数 改变时残余应力分布的各向异性 ,其不足之处是没有考虑高 温制备条件下界面反应相的存在及样品厚度对复合材料界 面残余应力的影响 ,周向残余应力误差较大。 1. 3 制备工艺条件的影响 材料性能一定时 ,制备温度成为影响界面残余应力的主 要因素 ,这一点通过残余应力的来由和基本计算公式σ= E · ΔT ·Δα就能体现出来。可见 ,温度变化量越大 ,界面残余应 力越大。Xian Luo 等[ 13 ] 研究了 SiC/ Cu 复合材料制备温度 对残余应力的影响 ,认为纤维四方排列 ,体积分数 20 %的复 合材料制备温度由 650 ℃上升到 750 ℃时 ,相应的界面最大 轴向应力 (绝对值) 与最大周向应力分别增加了 3MPa 和 5MPa。为此 ,在满足性能要求的前提下应尽量降低复合材 料制备温度 ,以减小残余应力。然而 ,复合材料从制备温度 开始冷却的前期阶段基体产生高温蠕变使残余应力得以释 放 ,因此 ,存在一个无应力的起始温度 ,在此温度以下才会产 生残余应力 ,但目前的大多数研究只对这一温度进行简单假 定。文献[14 ]指出 ,复合材料无应力起始温度为基体金属熔 点的 1/ 2 ,李健康等[ 15 ]虽采用混合准则及 Schapery 模型计算 出 SiC/ Ti26Al24V 残余应力的起始温度为 704 ℃,但均没有 考虑冷却速率对这一温度的影响[ 16 ] 。 1. 4 基体材料性能的影响 增强体材料与界面层相确定后 ,基体材料热膨胀系数和 杨氏模量越大 ,界面残余应力就越大。增强体热膨胀系数小 于基体热膨胀系数 ,所以基体材料热膨胀系数越大 ,两者之 间的差值就越大 ,这种由热膨胀系数不匹配引起的残余应力 也就越大 ;基体杨氏模量越高 ,柔性越差 ,越不利于界面残余 应力的释放。M. Y. Quek [ 17 ] 采用单根纤维同心圆柱模型计 算出其它条件不变时基体杨氏模量由 3 GPa 变为 15 GPa ,界 面剪切残余应力峰值由 60kPa 变为 110kPa ,增加近 1 倍 ,同 时自由端面处界面径向残余拉伸应力由 30kPa 变为 70kPa。 除以上因素外 ,纤维排布方式、纤维长径比、界面反应层 厚度等都对残余应力有明显影响。纤维体积分数大于 10 % 时 ,六方排布的应力峰值小于四方排布对应的峰值 ,而且纤 维含量越高差别也越大。纤维长径比增加 ,界面剪切残余应 力峰值改变较小 ,但峰值位置向纤维两端移动。界面反应层 越厚 ,残余应力越小。 2 测试方法 金属基复合材料中热残余应力的测量主要有实验测定 方法和理论分析方法。 2. 1 实验测定 实验测定金属基复合材料残余应力的方法主要有 X 射 线衍射法、中子衍射法、基体腐蚀法和电子莫尔波纹与纤维 顶出试验相结合的方法等。X 射线衍射法和中子衍射法测 定残余应力的原理相同 ,以 X 射线或中子流为入射束照射复 合材料试样 ,当晶面满足布拉格条件时产生衍射得到衍射 峰。复合材料中存在残余应力时晶面间距发生变化 ,衍射峰 也发生相应移动 ,根据衍射峰位置的变化 ,求出残余应力。 因 X 射线容易获得 ,X 射线衍射法是目前残余应力测定中较 常用的方法 ,其缺点是穿透能力有限 ,只适于复合材料表层 10μm 内平均残余应力的粗略估计。刘澂等[ 18 ] 用微小 X 射 线束衍射仪测得 SiC/ Al 复合材料单根 SiC 纤维边缘 10μm 处径向与周向残余应力分别为 - 25. 62MPa 和 29. 95MPa。 中子的穿透能力强 ,可获得复合材料内部平均残余应力 ,但 中子源不易获得 ,故很少采用。 基体腐蚀法用电解抛光去除纤维附近的基体 ,测出松弛 纤维相对于仍固定在基体中纤维的长度变化 ,进而求出轴向 平均残余应力。此方法简单易行 ,但因纤维在基体中排布并 非完全均匀 ,且受纤维长度测量精度限制 ,必然存在测量误 差。 ·76 · 材料导报 :综述篇 2009 年 10 月(上) 第 23 卷第 10 期