第5章 金属基复合材料的成形加工

f ( ) Aexp(B ) C sin （5-4）
式中A、B均为应变量ε的线性函数。并进一步推导出复合材 料高温压缩流变应力近似表达式：
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20
2 / 2
c Vf (l/ d) m 0 0 sin 2 cosf ( )dd m
（5-5）
复合材料拉伸过程中的晶须承受一定的力矩，在该力矩的作用 下晶须将发生转动。其晶须转动的表达式为:
5
5.1.1.3 负压铸造成型
真空吸铸法
自浸透法
将预制体放入铸型后， 将铸型一端浸入金属液 中，而将铸型的另一端 接真空装置，使液态合 金吸入预制体内的一种 方法。
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破坏金属液体表面的氧化 层以改善液体与增强颗粒 的浸润性，借助预制体内 的毛细管力作用使金属液 体引入增强材料间隙。
第5章 金属基复合材料的 成形加工
本章主要内容
铸造 塑性成形 焊接 切削加工 连接
晶须,颗粒增强金属基复合材料 连续纤维增强金属基复合材料
基本要求:
了解金属基复合材料成形加工技术的种类、特点，掌握铝基 复合材料的轧制塑性和挤压塑性成形技术。
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2
5.1 铸造成型
5.1.1 铸造成型方法与特点
制造。图5-2为真空铸造法制造的连续纤维增强镁基复合材料零
件。
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5.2 塑性成形
5.2.1铝基复合材料的拉伸塑性
表5-1和表5-2分别列出了铝基复合材料室温和高温的拉伸性能。
复合材料 Al2O3p/6061Al
SiCp/6061Al
Al2O3p/2024Al
SiCp/2024Al SiCp/7075Al SiCp/7049Al SiCp/7090Al
外加增强颗粒与金属基体复合的方法，不能从根本上解决 铸造成型法存在的润湿性差的问题。近年来，发展起来的一 种制备PRMMC的新型方法——原位反应合成法。原位反应 合成法的基本原理是在一定条件下，通过元素之间或元素与 化合物之间的化学反应,在金属基体内原位生成1 种或几种高 硬度、高弹性模量的陶瓷增强相，从而达到强化金属基体的 目的。
2021年7月13日星期二 表5-1 颗粒增强铝基复合材料的力学性能
生产商
Duralcan,Alcan Duralcan,Alcan Duralcan,Alcan
DWA DWA DWA Duralcan,Alcan Duralcan,Alcan Duralcan,Alcan BritishPetroleum BritishPetroleum DWA Cospray，Alcan Cospray，Alcan DWA
金属基复合材料的压缩强度可由下式给出：
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19
c
m
(
l d
)V
f
n i1
cos2 i
n
m
（5-3）
式中，（l/d）为晶须的平均临界长径比； αi为晶须取向同压 缩方向的夹角；σm为基体合金的流变应力；Vf为晶须的体积分数。
复合材料的高温压缩变形时，压缩过程中晶须长轴的取向分布 函数可以用下式给出：
17
材料
颗粒 尺寸
µm
200℃
400℃
体积
分数
%
σb MPa
σ0.2 MPa
伸长率%
σb MPa
σ0.2 MPa
ε ％
AAl2O3p/6061Al2 Al2O3p/6061Al2 Al2O3p/6061Al1
0.15 0.15 0.4
40
422 372
sin(2 ) / 4G （弹性阶段） （5-6）
0.75 sin(2 ) （塑性阶段） （5-7）
式中，σ为晶须转动的角度；ε为复合材料所受的拉伸应力；α 为晶须长轴与拉伸方向的夹角；δ为复合材料的拉伸应变。
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5.2.3 铝基复合材料的轧制塑性
轧制是指轧件由摩擦 力拉进在旋转的轧辊间， 借助于轧辊施加的压力， 有时伴以热作用，使材 料发生塑性变形的过程。 通过轧制使材料具有一 定的形状、尺寸和性能。
pC p p M CM M
式中：
λM ,λp ——分别为基体和增强颗粒的导热系数（W·m- 1·℃-1） ； CM , Cp ——分别为基体和增强颗粒的比热，（J·kg-1·℃-1） ρM ,ρp ——分别为基体和增强颗粒的密度，(kg·m-3) 。
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5.1.3 PRMMC的原位反应合成技术
在重力下凝固及界面前无对流的条件下，当颗粒较小时（<0.5mm）可
忽略浮力的影响，结合凝固界面与颗粒相接触时的实际生长状态，提出
了下图所示的相互作用模型
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θ<90º，颗粒被捕捉
θ>90º, 颗粒被排斥
σSP，σPL，σSL分别代表固相/颗粒、颗粒/液相、固相/液相之间的界面能， 三者有如下关系 :
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图5-1 Duralcon公司生产的各种铸件
图5-2 真空铸造法制造的连续 纤维增强镁基复合材料零件
图5-1是Duralcon公司生产的各种铸件。对于连续纤维增强
金属基复合材料零件的制造也可采用真空吸铸、真空压力铸造的
方法。如氧化铝纤维增强镁基复合材料，可选用真空铸造的方法
cos (PL SP ) /SL
当σPL＞σSP时，θ＜90°，颗粒被凝固界面捕捉,结合更稳定。 当σPL＜σSP时，θ＞90°，颗粒将被凝固界面所排斥.
为解决增强颗粒与金属基体润湿性差的问题， 可采取以下措施：
1
增强 颗粒 表面 涂层
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2
3
4
金属基 体中加 入某些 合金元 素
增强颗粒在复合材料凝固过程中是被凝固界面排斥还是捕捉受很多因素的 影响，如颗粒与固相、液相之间的界面能，颗粒的大小及密度，液体的粘 度，热传导率，液体的对流，界面前沿的温度梯度等。
对于金属/陶瓷这样的高界面能系统，其界面能比低温下的水或有机溶液/ 颗粒系统的界面能大得多，此时界面能的作用占主导地位。
按增强材料和金属液体 的混合方式不同
拌 铸 造
正
负
压
压
铸
铸
造
造
5.1.1.1 搅拌铸造成型
搅拌铸 造成型
通过搅拌器的旋转运 动使增强材料均匀分 布在液体中，然后浇 注成型。此法所用设 备简单，操作方便, 但增强颗粒不易与基 体材料混合均匀，且 材料的吸气较严重。
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利用合金在固液温度 区间经搅拌后得到的 流变性质，将增强颗 粒搅入半固态熔液中 ，依靠半固态金属的 粘性阻止增强颗粒因 密度差而浮沉来制备 复合材料。
σb MPa 338 359 379 460 420 430 517 503 503 610 630 560 601 643 735
伸长率%
7.5 5.4 2.1 7.0 5.0 4.0 3.3 2.3 1.0 5～7 2～4 3 2 2 －
E GPa 81 87 98 98 105 115 84 92 101 100 116 105 95 90 105
预热
温度
对挤压比为25:1 的15％SiCp/Al 复合材料预热 350℃和500℃ 进行轧制后拉伸 强度分布为 230MPa和 245MPa。
轧制比
表5-5为 SiCp/Al复合材 料经过挤压比 25:1挤压后，在 450℃下进行的 不同轧下量轧制 后的拉伸强度。
预热温/℃ 350
400
450
500
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该工艺具有如下特点：
(1) 增强体是从金属基体中原位形核、长大的热力 学稳定相，因此，增强体表面无污染，避免了与基体 相容性不良的问题，界面结合强度高。
(2) 通过合理选择反应元素（或化合物）的类型、成 分及其反应性，可有效地控制原位生成增强体的种类、 大小、分布和数量。 (3) 省去了增强体单独合成、处理和加入等工序，工 艺简单，成本较低。 (4) 从液态金属基体中原位生成增强颗粒，可用铸造 方法制备形状复杂、尺寸较大的近净形构件。 (5) 在保证材料具有较好的韧性和高温性能的同时， 可较大幅度地提高材料的强度和弹性模量。
550
致密度/％ 98.8
99.0
99.2
99.4
变形量/％
50
75
表5-3 不同温度轧制后25％SiCp/Al复合材料的致密度
致密（350℃）
99.0
98.9
99.3 85
98.9
致密（4轧50制℃变）形量/％ 99.0 50
99.2 75
用某些 盐对增 强颗粒 进行预 处理
对增强 颗粒进 行超声 清洗或 预热处 理
10
2. 增强颗粒分布均匀性
在外加增强颗粒制备PRMMC 的铸造法中， 增强颗粒的密度一般与基体金属相差较大,且两者 互不润湿，因而颗粒在金属基体中容易上浮、下
沉及偏聚。Stokes 质点上浮速度表达式为：
v 2 g r 2
1
增强体与基体互不反应亦互不溶解
2
增强体与基体不反应但能互相溶解
3
增强体与基体互相反应-界面反应物
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4. PRMMC 的凝固过程
PRMMC 的凝固过程由于增强体的存在其温度场和浓度场、晶 体生长的热力学和动力学过程都会发生变化。在非平衡凝固条件 下, 这些变化均将对PRMMC 的组织和性能产生明显影响。对增 强体在凝固过程中常被凝固界面推移到枝晶间和金属最后凝固区 域的现象进行研究发现如果热物理参数能满足以下公式:
4
5.1.1.2 正压铸造成型
正压铸造成型可按加压方式分为挤压铸造和离心铸造。
挤压铸造是按零件的形状 制作增强物预制块，将预 制块放入铸型,在重力下 浇入液态金属或合金，液 体在压头作用下渗入预制 块。
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离心铸造法是在离心作用 下将金属液体渗入增强材 料间隙形成复合材料的一 种方法。
9
金属液
增强颗粒
式中:η—金属液的粘度, (pa·s) ； r —增强颗粒半径，m；
g —重力加速度，9. 8 (m·s- 2) ； ρ—密度， (kg·m- 3) 。
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3 增强颗粒与基体金属的界面结构
PRMMC 的界面问题一直是本领域研究的重大技术问 题。PRMMC 的界面有3 种类型：
5.0
75
51
5.9
－
226 189
14.5
29
24
44.3
20
329 235
24.9
101
43
7.6
30
300 219
32.0
176
94
6.1
20
366 312
2.8
89
66
4.4
表5-2 复合材料与基体合金的高温力学性能
1 压铸态，T6处理；2挤压态，T4处理。
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5.2.2 金属基复合材料的高温压缩变形
状态
T6 T6 T6 T6 T6 T6 T6 T6 T6 T6 T6 T6 T651 T6 T6
体积分数 /%
10% 15% 20% 10％ 15％ 20％ 10％ 15％ 20％ 7.8％ 20％ 25％ 15％ 15％ 20％
σ0.2 MPa 296 319 359 405 420 430 483 476 483 400 490 405 556 598 665
6
5.1.2 铸 造 成 型 的技术问题
1.增强颗粒与金属熔体的润湿性 2.增强颗粒分布均匀性 3.增强颗粒与基体金属的界面结构 4.PRMMC 的凝固过程
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1.增强颗粒与金属熔体的润湿性
增强颗粒进入基体金属熔体，并能很好地分散，首要的条件是两者 必须相互润湿。以铝合金为例，常用的增强颗粒Al2O3、SiC 与Al 的润 湿性都比较差，它们的接触角θ大于90o。而有些增强颗粒表面存在的氧 化物，由于其吸附气体、水分等，使得增强颗粒与金属基体的润湿性变 得更差。
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按材料温度分类： 热轧 冷轧
按轧机排列方式分类
单机架轧制、 半连续轧制 连续轧制
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温度
表5-3为 25%SiCp/Al复 合材料经过16:1 挤压后，经过三 道轧制后的致密 度。
变形量
表5-4为25％ SiCp/Al复合材 料经过16：1挤 压后，在预热温 度分别为350℃ 和450℃进行的 不同轧下量轧制 后的致密度。
复合材料高温压缩变形的特点存在明显的应变软化现象。 高温压缩变形的应力一应变曲线上有明显的峰值，即当压缩 变形量大到一定程度以后，开始出现应变软化现象。晶须 /Al复合材料高温压缩变形后，其组织结构的最明显特点是 晶须发生了有序分布，即晶须产生了垂直于压缩方向的定向 排列。压缩变形时所表现出的应变软化行为与晶须有序化有 关。即当晶须垂直于压缩方向排列时，晶须所承受的载荷下 降，于是表现出应变软化现象。