Al2O3／Al合金复合材料的蠕变与回蠕变行为

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铝合金表面纳米Al_2O_3_4_省略__2复相陶瓷涂层力学与摩擦学性能_何龙

第 49 卷第 2 期 2013 年 1 月
机
械
工
程
学报
Vo l . 4 9 Jan.
No.2 2013
JOURNAL OF MECHANICAL ENGINEERING
DOI：10.3901/JME.2013.02.079
铝合金表面纳米 Al2O3-40%TiO2 复相陶瓷涂层力学与摩擦学性能
0
前言

1
铝合金的密度低、比强度大、导电和导热性能
20120824 收到初稿，20121108 收到修改稿
好，是实现机械设备轻量化的重要材料之一，广泛应用于航空航天、机械工业和国防军工等高科技领域[1-4]。但铝合金材料的耐磨性较差，容易产生磨损失效，难以满足实际摩擦工况需求。等离子喷涂是一种生产效率高、强化效果好的表面强化技术，利用其在铝合金摩擦构件表面制备耐磨涂层，能够达
1/ 2
p c 3/ 2
(1)
式中，δ 为压头形状因子常数，E 为涂层弹性模量， H 为涂层显微硬度， p 为加载载荷， c 为压痕裂纹半对角线长度。采用 WS-2005 型涂层附着力划痕试验机测定涂层与基体的临界结合力，划痕速度为 2 mm/min，划痕长度为 3 mm，加载速度为 100 N/min，最大载荷为 150 N。 1.2.3 摩擦磨损试验在 HT-500 球盘式摩擦磨损试验机上进行涂层的摩擦磨损试验。上试样为 GCr15 钢球，下试样为 NAT40 涂层或 MAT40 涂层试块。分别在干摩擦和 3.5%NaCl 溶液条件下研究涂层的摩擦磨损性能，试验温度为 25 ℃，摩擦时间为 30 min，滑动速度为 0.42 m/s，载荷分别为 3 N、6 N、9 N 和 12 N。摩擦因数由试验机自带软件测试得到，用精度为 0.1 mg 的 TG328B 分析天平测量涂层的磨损失重。

Al2O3颗粒增强3003铝合金复合材料冲蚀磨损性能研究

2023年 11月下世界有色金属 53
M 机械加工与制造 achining and manufacturing
布氏硬度 HBS，载荷为 62.5kg，压头为直径 5mm 淬火钢球。 2 实验结果与讨论 2.1 样品的硬度测试
如图 1 所示，在 3003 合金中引入了 ~1wt% 的 2000 目的氧化铝粉体后，合金的布氏硬度从 ~17 提升至 ~27，这是由于细小的氧化铝颗粒在 3003 基体中强化作用的结果：细小的氧化铝粉体在 3003 合金基体中弥散分布后，对晶内位错的滑移有强烈的钉扎与阻碍作用，需要在更大的外力作用下位错才能挣脱钉扎、突破阻碍，是合金发生塑性变形，宏观上表现为合金强度与硬度得到了提升。
图 3 不同冲蚀速度对材料冲蚀磨损影响
图 2 不同磨粒粒径对材料冲蚀磨损影响当水中磨粒直径逐渐增加时，在同样的冲击速度下，磨
图 4 是在 4m/s~6m/s 冲蚀速度下 3003 铝材的冲蚀磨损表面在扫描电子显微镜（SEM）下的形貌，图 4-a 表明，在 4m/s 冲蚀速度下，3003 样品表面呈现较明显的沿着冲蚀方向排列的冲蚀磨痕，这是磨粒对基材进行微切削作用的结果；随着冲蚀速度的增加，样品显示的形貌为沿着晶界产生的冲蚀沟，如图 4-b 所示，这是由于当冲蚀速度提高至 8m/ s 时，磨粒能量指数级增加，基材中的晶界弱化部位分会被迅速冲蚀掉，留下沿着晶界分布的较宽的冲蚀沟。
图 3 是磨粒粒径分布在 0~0.053mm 之间时，不同冲蚀速度对材料失重率的影响。可以看出，随着冲蚀速度的增加，两种材料的失重率都显著提高，8m/s 冲蚀速度的失重率为 4m/s 时的 2~2.5 倍。这是因为随着冲蚀速度增加，冲蚀液中的磨粒速度增加，磨粒的动能呈指数级增长，对基材的冲击作用更显著，磨损腐蚀更加严重，使材料失重率显著增大。在相同冲蚀速度下，3003 铝材的磨损失重率均高于 Al2O3 粉体增强 3003 铝合金的失重率复合材料的失重率，表明 Al2O3 颗粒的加入，提高了 3003 合金的抗冲蚀磨损性能。

《高压处理和增强相尺寸对Al-Al2O3复合材料组织性能的影响》

《高压处理和增强相尺寸对Al-Al2O3复合材料组织性能的影响》篇一高压处理和增强相尺寸对Al-Al2O3复合材料组织性能的影响一、引言随着科技的发展，金属基复合材料因其优良的物理、化学性能在工业领域得到广泛应用。

Al/Al2O3复合材料以其高强度、良好的热稳定性等特点在航空、汽车、电子等众多领域备受关注。

其中，高压处理技术和增强相尺寸对Al/Al2O3复合材料的组织性能具有重要影响。

本文旨在研究高压处理和增强相尺寸对Al/Al2O3复合材料组织性能的影响，以期为相关领域的研究和应用提供参考。

二、高压处理对Al/Al2O3复合材料的影响高压处理是一种有效的改善金属基复合材料性能的工艺手段。

在高压条件下，金属基体和增强相之间会发生物理、化学变化，从而提高材料的综合性能。

对于Al/Al2O3复合材料而言，高压处理主要影响其组织结构、硬度、抗拉强度等方面。

（一）组织结构的影响高压处理过程中，由于高压的作用，Al基体与Al2O3增强相之间的界面结构得到优化，界面结合力增强，有利于提高材料的力学性能。

同时，高压处理还可以促进晶粒细化，提高材料的致密度。

（二）硬度的影响高压处理能够显著提高Al/Al2O3复合材料的硬度。

这是因为高压处理使材料的晶粒细化，晶界增多，从而增加了材料对变形的抗力。

此外，高压处理还使增强相更加均匀地分布在基体中，进一步提高了材料的硬度。

（三）抗拉强度的影响通过高压处理，Al/Al2O3复合材料的抗拉强度得到显著提高。

这是因为高压处理优化了材料的组织结构，提高了基体与增强相之间的界面结合力，从而增强了材料的抗拉性能。

三、增强相尺寸对Al/Al2O3复合材料的影响增强相尺寸是影响Al/Al2O3复合材料性能的另一个重要因素。

增强相尺寸的合适与否直接关系到复合材料的力学性能、物理性能和加工性能。

（一）力学性能的影响增强相尺寸的合适与否直接影响到Al/Al2O3复合材料的力学性能。

当增强相尺寸过小时，其对基体的强化作用不明显；而当增强相尺寸过大时，又容易在基体中产生应力集中，导致材料性能下降。

Al_2O_3陶瓷的动态力学性能研究

∀ 14 ∀
中
国
陶
瓷
1999 年第 1 期
的实验进行了划分 [ 7] 。准静态实验 ( 应变率为 10- 4 ~ - 1 - 1 - 1 2 - 1 10 S ) 、中应变率实验( 10 ~ 10 S ) 、中高应变率实验( 102~ 104S- 1 ) 和高应变率实验 ( > 105 S- 1 ) 。穿甲冲击属于后两类范围。由于应变率实验的强冲击载荷作用, 惯性效应和波的效应对加载装置和试件的影响必须考虑。为了使变形试样内部应力平衡的假设继续有效 , 试样必须较小, 安装试件必须能很快加速, 而且其几何形状要保证波传播效应是可控的。一个较好的解决办法就是利用弹性长杆, 借助于在杆中传播的应力脉冲给短试样施加压缩载荷。其中最著名的就是分离式霍普金森压杆( split Hopkinson pressure bar, 简称 SH PB) 。 SHPB 装置是将压杆分为两段, 把试样置于其中, 用来测量试样在一维应力条件下经历冲击压缩时的应力和应变关系。由图 1 可见 , 其核心部分是两段分离的弹性杆 ( 波导杆 ) , 即输入杆和输出杆。短试件夹在两杆之间, 当滑膛枪发射一子弹( 打击杆) , 使它以一定速度对心撞击输入杆时, 则产生入射弹性应力脉冲, 试件在该脉冲作用下产生高速变形。与此同时, 向输入杆反射一反射弹性波, 向输出杆传递一透射弹性波, 这就可以通过波导杆上的电阻应变片记录下入射、反射和透射的波形 ∃ ∃ i、 r和∃ t。
~ ~
第 35 卷第 1 期
黄良钊等
Al2 O3 陶瓷的动态力学性能研究
∀ 15 ∀
动态抗压强度高于静态抗压强度。 3 2 影响动态抗压强度的因素对金属材料而言, 高速冲击造成了物体的大变形, 物体经历的是强烈的弹塑性变形。弹性应变和塑性应变幅值都是有限的。这样, 在有限变形条件下对应力、应变和应变历史的数学描述变得十分复杂。就弹性变形而言 , 在大弹性变形下, 弹性性质不但由弹性模量和泊松比决定, 而且高阶弹性模量起着重要作用。由此看来, 在高速高压下影响材料动态力学性能因素异常复杂, 时效因素、热和机械耦合、有限应变给本构方程的建立带来困难。采用 SHPB 装置这种一维条件下或简单的组合应力条件下 , 可以从实验角度逐步弄清单一因素。如应变率或压力、温度以及组成对材料流动或破坏的影响, 把握材料高速变形的特点 , 从中找到普遍规律。从实验发现, 随打击速度的提高, 陶瓷材料的应变率增大, 但它不像金属材料那样稳定。由于陶瓷没有塑性变形, 只有脆性开裂 , 不能较好地表现出应变率效应。但无论从打击速度还是应变率的增加均会提高材料的动态抗压强度, 这一点是一致的。图 2 为 99 瓷在不同打击速度 20m/ s 、 30m/ s 和 35m / s 下的应力 - 应变曲线 a、 b和 c。它们所对应的应变率为 936/ s、 1288/ s 和 1587/ s, 动态抗压强度为 1145MPa、 1221M Pa 和 1283M Pa。若要进一步提高应变率或打击速度 , SH PB 技术难以完成, 需要利用化爆和高压技术。

材料力学论文

如何理解生物软组织力学特性中的滞后环，应力松弛以及蠕变现象摘要：软组织主要有皮肤、浅层与深层筋膜、韧带、滑膜、软骨盘和关节软骨，以及肌肉肌腱。

滑膜、软骨盘和关节软骨在关节生物力学中已经提及，这里主要讨论韧带和肌腱的生物力学特性。

生物软组织受力，产生脱离虎克定律的应力一应变曲线，即具有非线性变形。

在非线性变形中，又分为材料非线性与几何形状非线性两类。

形状、尺寸有显著变化时，是形状非线性。

在固体力学中，弹性板和弹性壳的大挠度及屈曲后的变形在解析上只考虑形状非线性即可。

然而对生物软组织的变形，在许多情况下，必需考虑两者。

皮肤覆盖于体表，是人体最大的器官，具有多种生理功能，其中许多功能的实现有赖于其生物力学特性，如粘弹性、张力、抗压力等，因此人体皮肤生物力学特性的研究有其重要意义。

皮肤是软组织，与其它生物软组织在力学特性上是相似的，如动脉、血管、心脏瓣膜和肌肉等，它们都有应力-应变关系、应力松弛、蠕变、滞后、各向异性等性质，以及需要预调。

关键字：软组织，应力一应变曲线，特性，性质软组织的主要特点是具有大量结缔组织纤维，结缔组织起源于胚胎时期的间充质，具有连接、支持、养、保护等功能。

其细胞少而排列稀疏，细胞间质非常发达。

与人体运动有关的致密结缔组织多为规则结缔组织与不规则结缔组织。

软组织的基质具有支持和固着细胞的功能，营养物质及代谢产物可自由地通过这层基质在毛细血管和细胞之间进行交换，基质的主要成分是纤维性细胞间质，间质中的纤维是由成纤维细胞合成的，它们对组织能起到支持和加固的作用，包括胶原纤维、弹性纤维。

一、软组织的滞后环：应力-应变曲线滞后：应力-应变曲线滞后指对物体作周期性加载和卸载，加载和卸载时的应力-应变曲线不重合的特性。

在同样负载下，卸载曲线的拉长比值（受载下的长度与原来长度的比值）要比加载过程中的大，只有在卸载较多负荷情况下才能恢复到原有载荷状态下的变形。

即应力-应变曲线的上升曲线与下降曲线不相重合。

氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展

第42卷第11期2023年11月硅㊀酸㊀盐㊀通㊀报BULLETIN OF THE CHINESE CERAMIC SOCIETY Vol.42㊀No.11November,2023氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展孙敬伟1,王洪磊1,2,周新贵1(1.国防科技大学空天科学学院,新型陶瓷纤维及其复合材料重点实验室,长沙㊀410073;2.中南大学轻质高强结构材料重点实验室,长沙㊀410083)摘要:与传统金属材料相比,氧化铝纤维增强氧化铝基(Al 2O 3/Al 2O 3)复合材料因具有比强度高㊁密度低㊁耐高温和抗氧化等特点,已经成为新一代备受国内外学者关注的航空航天热结构复合材料㊂本文介绍了目前常用的氧化铝纤维及其基本性能,总结了Al 2O 3/Al 2O 3复合材料中常用的界面相及其对复合材料性能的影响规律,归纳了Al 2O 3/Al 2O 3复合材料的制备工艺及性能,指出了该材料未来的发展趋势,旨在为国内Al 2O 3/Al 2O 3复合材料的研究提供借鉴和参考,促进Al 2O 3/Al 2O 3复合材料在航空航天领域热端高温部件上的广泛应用㊂关键词:氧化铝;复合材料;纤维;界面相;制备工艺中图分类号:TQ174㊀㊀文献标志码:A ㊀㊀文章编号:1001-1625(2023)11-4092-21Research Progress of Al 2O 3Fiber Reinforced Al 2O 3Matrix CompositesSUN Jingwei 1,WANG Honglei 1,2,ZHOU Xingui 1(1.Science and Technology on Advanced Ceramic Fibers and Composites Laboratory,College of Aerospace Science andEngineering,National University of Defense Technology,Changsha 410073,China;2.National Key Laboratory of Scienceand Technology on High-Strength Structural Materials,Central South University,Changsha 410083,China)Abstract :Compared with traditional metal material,Al 2O 3fiber reinforced Al 2O 3matrix (Al 2O 3/Al 2O 3)composites have become a new generation of thermos-structured composites for aerospace that have attracted much attention from scholars all over the world due to their high specific strength,low density,high temperature resistance and oxidation resistance.This paper introduces the commonly used Al 2O 3fibers and their basic properties,summarizes the frequently used interfacial phases in Al 2O 3/Al 2O 3composites and their influence on performance of composites,summarizes the preparation process of Al 2O 3/Al 2O 3composites and their properties,and points out the future development trend of this material,aiming toprovide a reference for the research of Al 2O 3/Al 2O 3composites in China and promote the widespread application of Al 2O 3/Al 2O 3composites in high-temperature components at the hot side of aerospace industry.Key words :Al 2O 3;composite;fiber;interfacial phase;manufacturing process 收稿日期:2023-06-02;修订日期:2023-08-03基金项目:中南大学轻质高强结构材料重点实验室开放课题基金(SYSJJ202104)作者简介:孙敬伟(2000 ),男,硕士研究生㊂主要从事陶瓷基复合材料方面的研究㊂E-mail:sunjingwei0120@通信作者:王洪磊,博士,副教授㊂E-mail:honglei.wang@ 0㊀引㊀言连续纤维增强陶瓷基复合材料具有低密度㊁高强度㊁高模量㊁耐高温和抗磨损等特点[1-4],已被应用于航空航天发动机热端等关键部件[5-7]㊂在发动机实际工况下,高温燃气中的水蒸气会加速航空发动机热端复合材料部件的氧化[8-10],从而减弱复合材料的力学性能和可靠性[11-14]㊂氧化铝纤维增强氧化铝复合材料(简称Al 2O 3/Al 2O 3复合材料)相较于其他陶瓷基复合材料具有较好的抗水蒸气氧化性能[14-17],有效解决了陶瓷基复合材料在特定环境下易氧化的问题,极大拓宽了陶瓷基复合材料在航空航天等领域的应用[16,18-19]㊂目前Al 2O 3/Al 2O 3复合材料作为航空航天领域热端高温部件的新兴候选材料受到了国内外学者的广泛关注[17,20-21]㊂国外对Al 2O 3/Al 2O 3复合材料的研究起步较早,现已对Al 2O 3/Al 2O 3复合材料的制备技术㊁微观结构及第11期孙敬伟等:氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展4093㊀性能展开了系统的基础研究,并进入了工程应用阶段[22-24]㊂美国CHI(Composites Horizons)公司制备的Al2O3/Al2O3复合材料中心锥㊁混合器和核心整流罩部件成功应用到了GE-passport20发动机中,是Al2O3/ Al2O3复合材料在商用航空发动机中最早的应用㊂美国在CLEEN项目[22]中成功制备了Al2O3/Al2O3复合材料中心锥和喷管部件,组成了航空发动机排气部件(中心锥宽1.14m㊁高2.34m,喷管直径1.60m),是迄今为止尺寸最大的Al2O3/Al2O3复合材料航空发动机部件,该部件已完成装机测试,达到TRL(Technology Readiness Level)7水平,进入了最终完善阶段㊂此外美国的罗㊃罗AE3007发动机[25]㊁F414发动机等也都装配了Al2O3/Al2O3复合材料部件㊂德国在HiPOC项目[24,26]成功制备了Al2O3/Al2O3复合材料燃烧室衬套,完成了模拟发动机推力90%的测试,衬套整体保持完整㊂在此基础上,德国DLR[23,27]制备了WHIPOX-Al2O3/ Al2O3复合材料燃烧室衬套,该衬套经10h模拟环境考核后出现裂纹,但部件整体完整,没有出现灾难性破坏㊂同时,Al2O3/Al2O3复合材料也被广泛应用于民用工业领域㊂德国WPS公司[28-29]在Al2O3/Al2O3复合材料部件的工业开发与应用制造方面具有丰富的经验,制备了高温炉部件㊁汽车排气系统㊁陶瓷紧固件和太阳能吸收器等一系列复杂形态Al2O3/Al2O3复合材料部件,其中高温炉部件经500~780ħ的温差热震试验循环107次后未失效,同时,太阳能吸收器热部件的直径可达2.5m,是目前最大的Al2O3/Al2O3复合材料部件㊂受限于高性能Al2O3纤维原材料,我国对Al2O3/Al2O3复合材料的研究起步较晚,虽然近年来在Al2O3/ Al2O3复合材料应用领域取得了一定进展,但仍处于基础研究阶段,尚有许多应用问题需要解决[30-32]㊂本文从氧化铝纤维㊁界面相和复合材料制备工艺的角度出发,重点介绍了Al2O3/Al2O3复合材料制备技术及性能,指出了这一领域未来的发展趋势,期望为国内Al2O3/Al2O3复合材料研究领域的发展提供一些参考㊂1㊀氧化铝连续纤维氧化铝连续纤维的研究始于20世纪70年代,目前只有美国㊁日本㊁德国和中国等国家掌握了其制造技术[33]㊂美国3M公司在1974年首次通过溶胶-凝胶法制备了氧化铝纤维,经过不断优化,推出了Nextel系列氧化铝纤维,其中Nextel610纤维和Nextel720纤维是目前应用最广泛的氧化铝纤维[11,34-35]㊂1.1㊀Nextel610氧化铝纤维Nextel610氧化铝纤维的主要成分为α-Al2O3,含有低于1%(质量分数,下同)的Fe3O4和SiO2,为单相多晶氧化铝纤维㊂在纤维制备过程中,Fe3O4有效提高了α-Al2O3的形核率,降低了α-Al2O3的相变温度, SiO2有效减小了α-Al2O3晶粒的生长速率㊂在Fe3O4和SiO2的共同作用下,氧化铝纤维的烧结温度显著降低且致密度明显上升㊂Nextel610氧化铝纤维是目前室温拉伸强度和拉伸模量最高的氧化铝纤维,但高温处理后纤维中α-Al2O3晶粒迅速长大,纤维缺陷增多,力学性能明显下降㊂Nextel610氧化铝纤维的基础性能如表1所示㊂表1㊀Nextel610氧化铝纤维的基础性能Table1㊀General properties of Nextel610Al2O3fiberTrademark Component Diameter/μm Density/(g㊃cm-3)Tensilestrength/GPaTensilemodulus/GPaFracturestrain/%Nextel61099.0%α-Al2O30.7%Fe3O40.3%SiO210~12 3.90 3.103800.50在高温条件下,Nextel610氧化铝纤维晶粒会显著长大,晶粒生长速率受保温时间影响较大㊂Schmücker 等[36]对Nextel610氧化铝纤维在1300ħ热处理过程中的晶粒长大机制进行了详细研究,发现Nextel610氧化铝纤维中的掺杂元素在α-Al2O3晶界附近偏聚,使得α-Al2O3晶界迁移率降低,α-Al2O3晶粒生长速率较小㊂根据等温生长动力学计算公式(式(1))可得Nextel610氧化铝纤维的生长指数nʈ4,Nextel650和Nextel720氧化铝纤维的生长指数nʈ7㊂但由于Nextel610氧化铝纤维中没有第二相成分抑制晶粒生长, Nextel610氧化铝纤维相较于另外两种氧化铝纤维在高温条件下的晶粒生长速率受保温时间影响较大(如图1所示)㊂根据生长指数n㊁α-Al2O3的晶粒尺寸和温度的关系,计算出了Nextel610氧化铝纤维的晶粒生4094㊀陶㊀瓷硅酸盐通报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第42卷图1㊀氧化铝纤维1300ħ热处理后晶粒尺寸与保温时间的关系[36]Fig.1㊀Relationship between grain size and dwell time of Al 2O 3fibers heat-treated at 1300ħ[36]长活化能约为660kJ㊃mol -1㊂D n -D n 0=K (T )ˑt (1)式中:D 为热处理后晶粒尺寸,D 0为原始晶粒尺寸,K为反应常数,t 为热处理时间,n 为生长指数,理想状态下n 为2[37]㊂Nextel 610氧化铝纤维经高温处理后晶粒会显著长大,力学性能下降㊂姜如等[35]对Nextel 610氧化铝纤维在1000~1400ħ进行热处理后发现,纤维经1200ħ热处理后的表面晶粒尺寸明显增大;当热处理温度为1400ħ时,纤维表面缺陷明显增多,纤维经不同温度热处理后的表面形貌如图2所示㊂对不同温度热处理后的纤维进行拉伸强度测试发现,随着热处理温度的升高,纤维的拉伸强度逐渐降低㊂当热处理温度为1200ħ时,纤维的拉伸强度发生突变,强度保留率仅为71.15%㊂不同温度热处理后纤维的晶粒尺寸与拉伸强度关系如图3所示㊂图2㊀不同温度热处理后Nextel 610氧化铝纤维的表面形貌[35]Fig.2㊀Surface morphologies of Nextel 610Al 2O 3fibers heat-treated at different temperatures [35]Nextel 610氧化铝纤维的高温力学性能随测试温度变化显著㊂美国3M 公司[38]报道了Nextel 610氧化铝纤维的高温力学性能,如图4所示㊂由图4可知,Nextel 610氧化铝纤维在1200ħ之前强度较高,强度保留率在95%以上;1300ħ时强度下降明显,强度保留率降低至64%;1400ħ时的强度保留率仅为30.2%㊂这主要是因为Nextel 610氧化铝纤维是单相纤维,在较高的温度下晶粒快速长大,导致强度迅速下降㊂第11期孙敬伟等:氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展4095㊀图3㊀不同温度热处理后Nextel 610氧化铝纤维晶粒尺寸和拉伸强度关系[35]Fig.3㊀Relationship between grain size and tensile strength of Nextel 610Al 2O 3fiber heat-treated at different temperatures[35]图4㊀Nextel 系列氧化铝纤维的高温力学性能[38]Fig.4㊀High temperature mechanical properties of Nextel series Al 2O 3fiber [38]㊀Nextel 610氧化铝纤维的抗蠕变性能较差,在不同环境热处理后其蠕变性能有明显差异㊂Armain 等[39]研究了1100ħ时Nextel 610氧化铝纤维分别在空气和水汽气氛下的蠕变行为,发现当蠕变应力为100MPa 时,Nextel 610氧化铝纤维在两种气氛下的寿命都超过100h,水汽气氛下的蠕变应变为空气气氛下的5倍㊂而当蠕变应力为200~500MPa 时,水汽气氛下的蠕变应变略低于空气气氛下的蠕变应变,Nextel 610氧化铝纤维在不同气氛下的蠕变曲线如图5所示㊂水汽显著增加了Nextel 610纤维的蠕变速率,当蠕变应力为100~500MPa 时,纤维在水汽气氛下的蠕变速率较空气气氛下的蠕变速率高近一个数量级㊂图5㊀1100ħ下Nextel 610氧化铝纤维在不同气氛中的蠕变曲线[39]Fig.5㊀Creep curves of Nextel 610Al 2O 3fiber in different atmosphere at 1100ħ[39]1.2㊀Nextel 720氧化铝纤维Nextel 720氧化铝纤维主要含α-Al 2O 3和SiO 2,其中SiO 2的含量约为15%[35]㊂在纤维烧成过程中SiO 2与α-Al 2O 3反应生成莫来石,莫来石可在α-Al 2O 3晶界处聚集,形成莫来石包围α-Al 2O 3的结构,有效抑制了α-Al 2O 3晶粒的生长,明显提高了纤维的抗蠕变性能㊂Nextel 720氧化铝纤维的性能如表2所示㊂表2㊀Nextel 720氧化铝纤维的基础性能Table 2㊀General properties of Nextel 720A 2O 3fiberTrademark Component Diameter /μm Density /(g㊃cm -3)Tensile strength /GPa Tensile modulus /GPa Fracture strain /%Nextel 72085.0%α-Al 2O 315.0%SiO 210~12 3.40 2.102600.81与Nextel 610氧化铝纤维类似,高温热处理可使Nextel 720氧化铝纤维的晶粒长大,尤其在高于1600ħ的温度下,Nextel 720氧化铝纤维晶粒长大明显㊂Schmücker 等[36]在1500~1700ħ对Nextel 7204096㊀陶㊀瓷硅酸盐通报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第42卷图6㊀Nextel 720氧化铝纤维在1500~1700ħ热处理时晶粒尺寸与保温时间的关系[36]Fig.6㊀Relationship between grain size and dwell time of Nextel 720Al 2O 3fiber heat-treated at 1500~1700ħ[36]氧化铝纤维进行热处理,晶粒尺寸随时间的变化如图6所示㊂由图6可以看出,1600ħ以下的氧化铝纤维晶粒长大不明显,1600ħ以上氧化铝纤维晶粒显著长大㊂根据式(1)计算得到1600ħ以下莫来石晶粒的生长指数n ʈ12,1600ħ以上莫来石晶粒的生长指数n ʈ3,均在典型的陶瓷晶粒生长指数区间内[37]㊂因此当热处理温度低于1600ħ时,Nextel 720氧化铝纤维中的晶粒长大主要为α-Al 2O 3晶粒的生长,莫来石晶粒几乎不长大,并且由于莫来石的存在,α-Al 2O 3晶粒的生长受到抑制㊂当热处理温度高于1600ħ时,Nextel 720氧化铝纤维中晶粒长大主要来源于莫来石晶粒的生长㊂高温热处理会对Nextel 720氧化铝纤维的拉伸强度产生显著影响㊂郑周等[31]通过对Nextel 720氧化铝纤维热处理后发现,当热处理温度为1300ħ时,莫来石相由伪四方结构逐渐转变为斜方结构,氧化铝晶体从莫来石晶体中析出㊂观察纤维热处理后的表面形貌发现,1100ħ热处理后纤维表面由颗粒状α-Al 2O 3晶体和条状的莫来石晶体混杂形成,1300ħ热处理后的纤维表面颗粒状α-Al 2O 3晶体显著长大为块状晶体,与条状莫来石晶体镶嵌分布,不同温度热处理后的纤维表面形貌如图7所示㊂对不同温度热处理后的纤维拉伸强度进行测试后发现,随着热处理温度的升高,纤维的拉伸强度逐渐下降㊂1100ħ热处理后纤维室温拉伸强度下降明显,强度保留率为64.48%;1300ħ热处理后的纤维拉伸强度保留率降为54.10%㊂图7㊀不同温度热处理的Nextel 720氧化铝纤维表面形貌[31]Fig.7㊀Surface morphologies of Nextel 720Al 2O 3fiber heat-treated at different temperatures [31]Nextel 720氧化铝纤维的高温力学性能也随测试温度的升高而显著降低㊂美国3M 公司[38]报道了Nextel 720氧化铝纤维的高温力学性能,如图4所示㊂由图4可知,当测试温度低于1200ħ时,Nextel 720氧化铝纤维高温拉伸性能低于Nextel 610氧化铝纤维,这是因为在1200ħ前,Nextel 610氧化铝纤维晶粒长大不明显,纤维拉伸强度保留率较高;当测试温度高于1200ħ时,Nextel 610氧化铝纤维晶粒明显长大,拉伸强度明显下降,而Nextel 720氧化铝纤维晶粒长大不明显,导致Nextel 720氧化铝纤维在1200ħ以上高㊀第11期孙敬伟等:氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展4097温拉伸性能高于Nextel610氧化铝纤维㊂Nextel720氧化铝纤维的抗老化性能优于Nextel610氧化铝纤维㊂根据3M公司的报道[38],Nextel720氧化铝纤维在不同温度下暴露1000h后的拉伸强度和晶粒尺寸关系如图8所示㊂相较于Nextel610氧化铝纤维,Nextel720氧化铝纤维长时间高温暴露后的强度保留率较高,晶粒尺寸增长较缓慢㊂这得益于莫来石相减少了α-Al2O3的晶界滑移,且有助于钉扎晶粒,使Nextel720氧化铝纤维的抗热老化性能增强㊂图8㊀不同温度暴露1000h后Nextel720氧化铝纤维拉伸强度和晶粒尺寸[38]Fig.8㊀Tensile strength and grain size of Nextel720fiber exposured1000h at different temperatures[38] Nextel720氧化铝纤维的抗蠕变性能较好,但不同高温环境对Nextel720氧化铝纤维的蠕变性能的影响显著不同㊂Armain等[40]研究了Nextel720氧化铝纤维在空气和水汽气氛下不同温度时的蠕变行为,发现当蠕变应力为400MPa㊁热处理温度为1100ħ时,Nextel720氧化铝纤维在水汽气氛下的蠕变应变约为空气气氛下蠕变应变的2倍㊂当蠕变应力为200MPa㊁热处理温度为1200ħ时,水汽气氛下的蠕变应变为空气气氛下蠕变应变的4~7倍㊂Nextel720氧化铝纤维在不同气氛下的蠕变曲线如图9所示㊂水汽的存在显著增㊀㊀㊀图9㊀不同温度下Nextel720氧化铝纤维在不同气氛中的蠕变曲线[40]Fig.9㊀Creep curves of Nextel720Al2O3fiber in different atmosphere at different temperature[40]4098㊀陶㊀瓷硅酸盐通报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第42卷加了Nextel 720纤维的蠕变速率,当蠕变应力为100~300MPa㊁热处理温度为1200ħ时,水汽气氛下的蠕变速率比空气气氛下的蠕变速率高近一个数量级㊂综上所述,Nextel 610氧化铝纤维成分单一,主要为α-Al 2O 3相,其室温和高温拉伸强度较高,但纤维的单相组成导致其力学性能受温度影响较明显,纤维的高温稳定性和抗蠕变性能差㊂为提高纤维的稳定性和抗蠕变性能,3M 公司在Nextel 610氧化铝纤维的基础上开发了Nextel 720氧化铝纤维㊂Nextel 720氧化铝纤维中主要含有α-Al 2O 3和莫来石两相,相较于Nextel 610氧化铝纤维,Nextel 720氧化铝纤维的室温和高温力学性能较差㊂但由于莫来石相的存在,Nextel 720氧化铝纤维在高温下的晶粒长大速率较小,稳定性和抗蠕变性能较好㊂Nextel 610氧化铝纤维和Nextel 720氧化铝纤维的优缺点如表3所示㊂表3㊀Nextel 610氧化铝纤维和Nextel 720氧化铝纤维的优缺点Table 3㊀Advantages and disadvantages of Nextel 610and Nextel 720Al 2O 3fibersAl 2O 3fiberAdvantage Disadvantage Nextel 610Single phase fiber;high tensile strength Mechanical properties are significantly affected by temperature Nextel 720Good stability;mechanical properties are not significantly affected by temperatureTwo phase fiber;low tensile strength 2㊀界面相在连续纤维增强陶瓷基复合材料中,界面是连接纤维与基体的桥梁,主要承担着传递载荷㊁偏转裂纹㊁消除热应力和阻挡元素扩散的作用,对复合材料的性能有重要影响[41-43]㊂界面相要与纤维和基体间有良好的物理和化学相容性,同时界面相与纤维和基体间的结合强度要适中,这是因为一方面界面相能防止界面结合强度过大导致复合材料发生脆性断裂,降低力学性能[44];另一方面界面相能防止界面结合强度过小导致载荷不能通过界面传递给纤维,减弱纤维的增强作用[45]㊂目前,Al 2O 3/Al 2O 3复合材料中常用的界面相主要为热解碳(PyC)[46-48]㊁氮化硼(BN)[49]和独居石(LaPO 4)[50-51]㊂2.1㊀热解碳(PyC )界面相PyC 具有特殊的层状结构,层与层之间通过范德瓦尔斯力结合,被广泛应用于复合材料界面相材料㊂PyC 与氧化物纤维相容性好,且能有效阻挡纤维和基体间的元素扩散㊂Wang 等[48]采用化学气相沉积(chemical vapor deposition,CVD)工艺于1300ħ在氧化铝纤维表面制备了厚度约为70nm 的PyC 涂层,涂层的微观形貌如图10所示㊂由图可知,PyC 涂层与纤维结合性良好,纤维表面产生了由缺陷和晶粒长大引起的凹凸表面㊂纤维和基体两个组分被约60nm 厚的均匀PyC 涂层分离,没有发生任何界面扩散和反应㊂PyC 涂层具有明显的层状结构,非常有利于裂纹偏转[52],提高复合材料的力学性能㊂PyC 涂层厚度会对纤维的力学性能产生较明显的影响㊂Wang 等[46]采用CVD 法在氧化铝纤维表面制备了不同厚度的PyC 涂层,纤维的截面形貌如图11所示,此外还研究了涂层厚度和结合强度对纤维力学性能的影响㊂结果表明,当涂层厚度较小(0.15μm)时,涂层能够愈合纤维表面缺陷[53],从而提高纤维的拉伸强度㊂随着涂层厚度的增加,纤维的拉伸强度逐渐降低㊂产生这一现象的原因是:1)涂层的柔软性对纤维拉伸强度的影响大于表面缺陷的愈合效果;2)涂层厚度增加需要更长的CVD 时间,长时间高温环境易使纤维强度下降;3)纤维和PyC 涂层的热膨胀系数不同(纤维为5.3ˑ10-6ħ-1,PyC 涂层为2.5ˑ10-6ħ-1),当涂层较厚时,纤维和涂层间出现间隙,界面结合强度较弱㊂受到外力时,裂纹不能偏转,导致应力集中于纤维表面,易使纤维发生断裂㊂PyC 涂层会对复合材料的力学性能产生明显影响㊂Geng 等[47]在氧化铝纤维编织件上制备了PyC 涂层,随后通过溶胶-凝胶法制备了莫来石/Al 2O 3复合材料,有无PyC 涂层的莫来石/Al 2O 3复合材料的断口形貌如图12所示㊂无PyC 涂层的复合材料断口平整,没有纤维拔出现象㊂这说明复合材料在断裂过程中,由于裂纹尖端应力集中导致裂纹直接穿过氧化铝纤维,纤维的增韧机制没有得到发挥㊂有PyC 涂层的复合材料的断口纤维大量拔出,纤维拔出机制吸收了大部分能量,并且在断裂过程中产生沿纤维轴向扩展的裂纹,有效阻止了复合材料发生脆性断裂㊂㊀第11期孙敬伟等:氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展4099图10㊀PyC涂层纤维的微观结构[48]Fig.10㊀Microstructure of PyC coated fiber[48]图11㊀不同厚度PyC涂层纤维的截面形貌[46]Fig.11㊀Cross-section morphologies of PyC coated fibers with different thickness[46]2.2㊀氮化硼(BN)界面相BN具有与PyC类似的层状结构,在复合材料中引入该结构界面相后,当复合材料受到外力时,裂纹可沿界面层间扩展,起到保护纤维和提高复合材料力学性能的作用㊂相较于PyC涂层,BN的抗氧化性能较好,但在高于850ħ的氧化环境下,BN可与O2发生反应生成具有挥发性的B2O3,从而导致界面相消失㊂4100㊀陶㊀瓷硅酸盐通报㊀㊀㊀㊀㊀㊀第42卷图12㊀莫来石/Al2O3复合材料的微观结构[47]Fig.12㊀Microstructure of mullite/Al2O3composites[47]高温热处理会对BN涂层的结晶度产生显著影响㊂Sun等[49]通过CVD工艺在氧化铝纤维表面制备了BN涂层,BN涂层的微观结构如图13所示㊂图13(a)为700ħ下沉积的BN涂层,由图可知涂层与纤维结合良好,BN呈非晶结构㊂图13(b)和13(c)为700ħ下沉积后经1300ħ热处理后的BN涂层,由图可知热处理后的BN涂层结晶度显著提高,具有明显的层状结构,为六方相氮化硼(h-BN)㊂对比图13(a)~(c)可知,高温热处理可以提高BN涂层的结晶度,使其由非晶相BN涂层转变为六方相BN涂层㊂图13㊀BN涂层纤维的微观结构[49]Fig.13㊀Microstructure of BN coated fibers[49]BN涂层的沉积温度会对涂层厚度和涂层纤维的力学性能产生明显影响㊂Sun等[49]以单源氨硼烷为前驱体,采用低温CVD工艺(700~900ħ)在氧化铝纤维表面制备了BN涂层,BN涂层纤维截面的微观形貌如图14所示㊂由图可知,在不同温度下沉积的BN涂层与纤维结合良好,且随着沉积温度的升高,BN涂层的厚度逐渐增加㊂对涂层纤维进行拉伸强度测试后发现,随着沉积温度的升高,涂层纤维的拉伸强度逐渐下降㊂700ħ下沉积涂层后的氧化铝纤维强度保持率为94.9%,900ħ下沉积涂层后的氧化铝纤维强度保持率迅速下降到54.8%㊂纤维拉伸强度下降的原因为:1)涂层沉积过程中的高温使纤维晶粒长大,导致纤维力学性能下降;2)BN涂层和氧化铝纤维的热膨胀系数不同,涂层和纤维在不同的沉积温度下有不同的收缩速率,从而产生残余热应力㊂残余热应力随着沉积温度的升高而升高,从而导致涂层纤维的力学性能随着沉㊀第11期孙敬伟等:氧化铝纤维增强氧化铝基复合材料研究进展4101积温度的升高而下降㊂图14㊀不同温度沉积BN涂层后的纤维截面形貌[49]Fig.14㊀Cross-section morphologies of fibers after deposition of BN coating at different temperatures[49]上述PyC㊁BN两种界面相均起到阻挡元素扩散㊁传递载荷和偏转裂纹等作用,是复合材料中较为常用的界面相,但抗氧化性能较差,在Al2O3/Al2O3复合材料中的应用受到一定限制㊂为解决这一问题,研究人员把目光投向了具有较强抗氧化性的多孔稀土-磷酸盐类材料上,其中应用最广泛的为独居石(LaPO4)界面相㊂2.3㊀独居石(LaPO4)界面相LaPO4的熔点高㊁硬度低,与氧化物纤维和基体相容性好,同时与氧化物纤维和基体结合强度适中,已被用于氧化物/氧化物复合材料中的界面相材料[54]㊂在受到外力时,LaPO4可以通过滑移㊁解离和孪晶等机制有效偏转裂纹,提升复合材料的力学性能㊂LaPO4在高温下会在表面形成一层连续致密的反应层,保护纤维不被高温侵蚀,提高复合材料的稳定性㊂Zhang等[50]以La2O3和磷酸为原料,通过化学共沉淀法和闪烧法制备了LaPO4涂层,该涂层导热系数较低,在1000ħ时的导热系数为1.41W/(m㊃K);稳定性较好,在1400ħ保温100h涂层不受破坏;耐蚀性能好,在700~900ħ的V2O5熔盐中腐蚀4h的腐蚀产物主要为La(P,V)O4,涂层的微观结构变化不大,在1000ħ的V2O5熔盐中腐蚀4h会生成少量的LaVO4,但腐蚀产物仍主要为La(P,V)O4㊂LaPO4涂层的微观结构会对涂层纤维的力学性能产生明显影响㊂Xu等[51]将硝酸镧与植酸混合得到LaPO4前驱体溶液(编号PA f),将硝酸镧与磷酸和柠檬酸混合制备了另一种LaPO4前驱体溶液(编号CA f),采用非匀相沉淀法在35和90ħ下将LaPO4前驱体沉积在氧化铝纤维表面,经600ħ高温处理后得到厚度为500~800nm的LaPO4涂层,涂层纤维的微观形貌如图15所示㊂研究了不同前驱体和沉积温度对纤维强度的影响,分析了涂层纤维的强度退化机理㊂结果表明,在35ħ下沉积的前驱体可以在纤维表面转化为致密的LaPO4涂层,该致密涂层阻止了高温下生成的有害气体排出,导致纤维强度下降[55-56];而采用植酸前驱体可在90ħ获得颗粒细小且堆叠松散的LaPO4涂层,该结构的孔洞分布均匀,有利于有害气体的逸出,使涂层纤维具有最高的拉伸强度㊂通过单纤维拔出测试(示意图如图16所示)发现,90ħ下由柠檬酸前驱体和植酸前驱体在纤维表面制备LaPO4涂层后,纤维与基体间的界面结合强度分别下降了32.5%和46.7%,纤维与基体实现弱界面结合,有助于提高复合材料的力学性能㊂图15㊀LaPO 4涂层纤维的截面形貌[51]Fig.15㊀Cross-section morphologies of LaPO 4coated fibers[51]图16㊀单纤维拔出测试示意图[51]Fig.16㊀Schematic diagram of single fiber pull-out test [51]LaPO 4涂层的厚度会对涂层编织件的稳定性有显著影响㊂Tao 等[54]以LaNO 3和P 2O 5为原料制备了LaPO 4前驱体溶液,采用反复浸渍烧结法在氧化物纤维编织件中制备了厚度为80~300nm 的LaPO 4涂层,涂层的微观形貌如图17所示㊂研究了LaPO 4涂层㊁SiC-SiO 2涂层和LaPO 4-SiC-SiO 2涂层对氧化物纤维编织件柔韧性的影响,其典型力-挠度曲线和氧化物纤维编织件测试前后的照片如图18所示㊂研究发现,具有LaPO 4涂层的氧化物纤维编织件刚度有所增加,但增加的程度很小㊂这说明LaPO 4涂层对氧化物纤维编织件的柔韧性没有明显影响,且对氧化物纤维编织件的高温脆性有一定的缓解作用㊂LaPO 4涂层对高温处理后复合材料的力学性能有明显影响㊂Keller 等[57]制备了Nextel 610/LaPO 4/Al 2O 3复合材料,探究了LaPO 4涂层对高温处理后的复合材料力学性能的影响㊂研究发现,不含LaPO 4涂层的复合材料在1200ħ热处理5h 后拉伸强度下降约70%,复合材料断口几乎没有纤维拔出现象;而含LaPO 4涂层的复合材料经热处理后的拉伸强度下降约36.7%,复合材料断口处有明显的纤维拔出现象(见图19),同时发现纤维拔出现象主要出现在涂层㊁纤维/涂层和涂层/基体界面,这说明LaPO 4涂层与纤维和基体结合力较弱㊂综上所述,PyC 涂层和BN 涂层均具有层状结构,是复合材料中常用的界面相㊂当复合材料受到外力时,PyC 涂层和BN 涂层可通过滑移㊁解离等机制有效偏转裂纹,提高复合材料的力学性能[44,52]㊂但涂层制备工艺复杂且抗氧化性能较差,PyC 涂层在空气中的温度高于400ħ即可被氧化,BN 涂层在空气中的温度高于850ħ即被氧化,限制了涂层在Al 2O 3/Al 2O 3复合材料中的应用㊂LaPO 4涂层与氧化物纤维和基体相容性好,制备工艺简单㊁抗氧化性能较好,被广泛用在Al 2O 3/Al 2O 3复合材料中㊂不同涂层的优缺点如表4所示㊂。

20%Mo／Cu-Al2O3复合材料的强化机理及热变形行为

第２３卷第３期
、，０１．２３ＮＯ．３
中国有色金属学报
ＴｈｅＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓ
２０１３年３月
Ｍａｔ．２０１３
文章编号：１００４．０６０９（２０１３）０３．０７５０．０６
中图分类号：ＴＢ３３１文献标志码：Ａ
Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆ
２０％Ｍｏ／Ｃｕ－Ａ１２０３ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ
２．ＨｅｎａｎＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＡｄｖａｎｃｅｄＮｏｎ — ＦｅｒｒｏｕｓＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｌｕｏ ห้องสมุดไป่ตู้ ａｎｇ４７１００３，Ｃｈｉｎａ）
ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｔｈｅ２０％Ｍｏ／Ｃｕ — Ａ１２０３ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｅｌｌｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅ，ｎｏａｇｇｒｅｇａｔｅｐｈｅｎｏｍｅｎａａｎｄｈｏｌｅｓａｒｅｏｂｓｅｒｖｅｄ，ａｎｄｔｈｅｄｅｎｓｉｔｙｉｓｒｅｌａｔｉｖｅｌｙｈｉｇｈ．ＴｈｅｉｎｓｉｔｕｉｎｔｅｒｎａｌｏｘｉｄａｔｉｏｎｇｅｎｅｒａｔｅｄｎａｎｏＡ１２０３ｐａｒｔｉｃｌｅｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅｌｙ，

Al_Al2O3复合材料伪半固态触变模锻成形

／犜犺犻狓狅犱犻犲犳狅狉犻狀犳犃犾犃犾犗狅犿狅狊犻狋犲犻狀狆狊犲狌犱狅狊犲犿犻狊狅犾犻犱狊狋犪狋犲２３犮犵犵狅狆
ＣＨＥＮＧＹｕａｎｓｈｅｎＬＵＯＳｈｏｕｉｎｇ，ｊｇ
／１２ · ，９０ＭＰａａｎｄ８．５～１６．８ＭＰａｍｒｅｓｅｃｔｉｖｅｌｉｎｗｈｉｃｈｔｈｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎｏｆＡｌｉｓ３７％ｕｎｄｅｒａｒｅａｂｏｕｔ４３０～６ｐｙ
［５７］
。该工艺
综合了上述２种工艺的特点，例如可期：２００９０５１３基金项目：国家自然科学基金（）；中国博士后科学基金（）；黑龙江博士后基金（）５０７０５０１８２００７０４２０８４７ＬＢＨＺ０７１４０通讯作者：程远胜，讲师，主要从事合金及复合材料半固态成形研究Ｅ：ｍａｉｌｄａｓｈｅｎ２１ｃｎｉｔ．ｅｄｕ．ｃｎ＠ｈｇ
１２ · ，与原位反应及高温氧化工艺相比抗弯强度及断裂韧性大幅度提高。同时分析了成形温度、８．５～１６．８ＭＰａｍ／
成形压力等工艺参数对制件性能的影响。研究结果证明采用该工艺成形金属／陶瓷复合材料是可行的。关键词：／ｌＡｌ伪半固态触变模锻；Ａ２Ｏ３；抗弯强度；断裂韧性中图分类号：Ｂ３３３；ＴＧ３７６文献标志码：ＡＴ

Al_2O_3_Cu复合材料的塑性变形及再结晶

文章编号:1000-3851(2000)02-0106-05收稿日期:1998-08-11;收修改稿日期:1998-11-20基金项目:河北省自然科学基金(94087)及河北工业大学“50工程”资助项目作者介绍:武建军(1962),男,博士,教授,从事金属材料及金属基复合材料的研究。

Al 2O 3/Cu 复合材料的塑性变形及再结晶武建军,张　运,李国彬,雷廷权*(河北工业大学材料系,天津300130)　(*哈尔滨工业大学材料学院,哈尔滨150001)摘　要:　内氧化方法虽然可获得细小氧化物颗粒,但是所得氧化物在复合材料中的分布很不均匀,且材料致密度较低。

本文研究了Al 2O 3/Cu 复合材料的塑性变形行为,变形材料在退火过程中的再结晶规律以及塑性变形对氧化铝弥散强化复合材料组织及性能的影响。

实验证明,该材料具有很高的加工硬化系数,弥散氧化物能够明显提高复合材料的再结晶温度,提高材料的高温强度。

关键词:　弥散强化;塑性变形;再结晶中图分类号:　T B 331 文献标识码:APLASTIC DEFORMATION A ND RECRYSTALLIZATION OF Al 2O 3/CuWU J ian-jun,ZHANG Yun,LI Guo-bin,LEI Ting-quan*(Dept.of M a ter.Sci.a nd Tech.,Hebei U niv ersity o f T echnolog y ,Hebei 300130)(*Ma ter .School ,HI T ,H a rbin 150001)Abstract:　Dispersiv e particles can be obtained with internal oxidation ,but the distributio n of the particles in the matrix is not uniform and the material is no t dense .This article deals with the plastic defo rma tion of Al 2O 3/Cu composites,and the recrystallization of the defo rm ed com posites.The ex-perim ents and analy ses show that the material has a high w ork hardening coefficient,the dispersoid can obviously improve the recry stallization temperature of the composites ,and thus the mechanical properties of the composites are increased g rea tly.Key words :　dispersion strengthened;plastic deformation;recry stallization 众所周知,氧化物具有较高的硬度和良好的化学稳定性,采用少量氧化物弥散强化可以明显改善金属基体的力学性能,尤其是高温力学性能,而且又不会过多地牺牲导热导电性能。

《高压处理和增强相尺寸对Al-Al2O3复合材料组织性能的影响》

《高压处理和增强相尺寸对Al-Al2O3复合材料组织性能的影响》篇一高压处理和增强相尺寸对Al-Al2O3复合材料组织性能的影响一、引言随着现代工业的快速发展，对材料性能的要求日益提高。

Al/Al2O3复合材料因其优异的物理和机械性能，在航空航天、汽车制造、电子封装等领域得到了广泛应用。

本文将探讨高压处理和增强相尺寸对Al/Al2O3复合材料组织性能的影响，旨在为相关研究与应用提供理论支持。

二、Al/Al2O3复合材料概述Al/Al2O3复合材料是一种以铝基体为基础，添加氧化铝颗粒增强的复合材料。

氧化铝颗粒的加入，使得复合材料具有较高的硬度、耐磨性、耐腐蚀性和高温性能。

然而，复合材料的性能受多种因素影响，其中高压处理和增强相尺寸是两个重要的因素。

三、高压处理对Al/Al2O3复合材料的影响高压处理是一种通过施加高压力来改变材料内部结构和性能的方法。

在Al/Al2O3复合材料中，高压处理可以显著改善材料的组织结构，提高材料的力学性能。

首先，高压处理可以使得铝基体与氧化铝颗粒之间的界面更加紧密，减少界面缺陷，从而提高材料的整体强度。

其次，高压处理还可以促进铝基体的再结晶过程，使得晶粒更加均匀，提高材料的塑性和韧性。

此外，高压处理还可以细化氧化铝颗粒的尺寸，进一步提高材料的硬度、耐磨性和耐腐蚀性。

四、增强相尺寸对Al/Al2O3复合材料的影响增强相尺寸是影响Al/Al2O3复合材料性能的另一个关键因素。

适当的增强相尺寸可以显著提高材料的性能。

一方面，较小的增强相尺寸可以提高材料的有效体积分数，增加材料中的硬质点数量，从而提高材料的硬度和耐磨性。

另一方面，较小尺寸的增强相还能使应力更均匀地分布到整个材料中，减少局部应力集中现象，提高材料的冲击性能。

然而，当增强相尺寸过大时，可能会导致应力集中效应增强，降低材料的韧性和延展性。

五、高压处理与增强相尺寸的综合影响在综合考虑高压处理和增强相尺寸对Al/Al2O3复合材料的影响时，可以发现两者之间存在协同效应。

不同形态的Al_2O_3对WC-Al_2O_3复合材料的制备及其性能影响的研究

不同形态的Al_2O_3对WC-Al_2O_3复合材料的制备及其性能影响的研究硬质合金是由一种具有高强度、高硬度、耐磨损、耐高温、抗氧化和化学稳定性等一系列优良性能的复合材料,在工具材料、耐磨材料、耐高温和耐腐蚀材料等领域占有重要的地位。

主要用在切削工具、耐磨零件、高压金刚石合成等工具、采矿与筑路工程机械以及其他领域。

钨钴类（WC-Co）硬质合金是该领域材料的研究主题,其中金属钴（Co）是合金材料获得韧性的前提,但我国是一个钴资源缺乏的国家,每年需要从国外进口大量的钴产品和钴原料。

Co由于其特殊的物理、化学性能,在催化剂、电池、电子部件等领域的应用也很广泛,因此Co在我国是一种昂贵而稀缺的战略资源,此外,由于Co的低熔点、高温时易软化、高化学活性等特点使得合金材料的硬度和耐蚀性受到影响。

因此,研制兼具高硬度和高韧性、原材料易得的新型复合材料,作为钨钴类合金的理想替代物,具有重要的战略和经济意义。

本文中,采用高能行星球磨方法制备出具有微纳米结构的WC粉末,熔盐法制备片状Al2O3和水热法制备Al2O3前驱体,运用热压烧结工艺制备WC-Al2O3块体复合材料。

主要工作包括:设计熔盐法制备片状Al2O3和水热法制备Al2O3前驱体粉末的制备工艺,系统观察熔盐法制备片状Al2O3过程中各工艺条件对片状Al2O3形貌和尺寸的影响以及水热法各工艺条件对al2`o3前驱体粉末形貌的影响;考察晶粒抑制剂vc和Cr3C2对制备的wc-Al2O3复合材料的微观组织和力学性能的影响,并且研究了晶粒抑制剂阻碍wc晶粒长大的机理;优化了以片状Al2O3和Al2O3晶须制备的wc-Al2O3复合材料的工艺及其对应的最佳添加含量,并且探讨了片状Al2O3和Al2O3晶须增韧补强wc-Al2O3复合材料的机理。

Al2O3 Al3Zr A356 nano composites 翻译全文

合金及化合物刊物通过磁化学原位反应制备的（Al2O3 + Al3Zr）/ A356复合材料摘要（Al2O3 + Al3Zr）/ A356复合材料是通过磁化学原位反应制备。

接口之间的原位颗粒与铝基质的机械性能和行为通过SEM，TEM和原位拉伸观察进行了研究。

该结果表明，该接口界面干净，并且没有观察到界面生长。

接口界面的抗拉强度值界面屈服强度和布氏硬度均达到393.8MPa，339.74MPa和139.8Kgf/mm2，分别与脉冲磁场援助;裂缝是由位错积累效应启动，cavitynucleation 效果与基体缺陷的影响;裂纹扩展行为是非常依赖于复合材料的显微结构。

故由此建立复合材料的断裂模型，并进行讨论。

关键词：纳米复合材料磁化学接口微观结构拉伸行为1、简介颗粒增强的铝基复合材料因为具有低密度，高比刚度，中强耐磨性，热膨胀系数降低和高导热性（PRAMMCs）被应用在航空航天，军工，汽车，电子领域，如机翼，发动机气缸车身，制动盘等[1-5]。

在所有制备颗粒增强的铝基复合材料的技术中，熔体原位反应制备是一个最经济灵活的制备方式[6-8]，然而在原位加固中由传统的熔体原位反应合成的颗粒外形粗糙且有尖锐的棱角，并且会导致颗粒与铝基质之间的界面被污染。

这会恶化铝基质的微观结构并会使复合材料的机械性能降低。

一些技术方法已经被提出来解决这些问题[9-11]。

原位微纳米颗粒通过磁化学原位反应从Al-Zr（CO3）2系统中制备[ 12 ]，并对动力学的形成机制进行研究。

金属材料的粒子的力学性能的增强是非常依赖于其加固特点的[13-14];引进加固颗粒成整体材料会改变材料的微观结构和改变其机械性能。

在目前的工作中，(Al2O3 +Al3Zr)/A356铝基复合材料基于A356-Zr(CO3)2系统运用脉冲磁场通过熔体原位反应来制备，并对其微观结构及该加固颗粒与铝之间的界面行为矩阵和复合材料的力学行为进行研究，由此建立了复合材料的断裂模型并讨论了。

Al2O3ZrO2（Y2O3）复合材料断裂过程中的相变及力学性能

第４１卷第１期２００５年１月９３—９８页金属学跋ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＳＩＮＩＣＡＶｂｌ．４１Ｊａｎ．２００５Ｎｏ．１ＰＰ．９３—９８Ａ１２０３／Ｚｒ０２（Ｙ２０３）复合材料断裂过程中的相变及力学性能马伟民，，ｚ）修稚萌·）毕孝国－）闻雷ｓ）孙旭东，）１）东北大学材料与冶金学院材料电磁过程教育部重点实验室，沈阳１１０００４２）沈阳大学基础部，沈阳１１００４４３）北京大学化学与分子工程学院，北京１０００８１摘要用真空烧结方法制备了Ａ１２０３／Ｚｒ０２（Ｙ２０３）复合材料，分析了Ｚｒ０２（３Ｙ）和Ｚｒ０２（２Ｙ）含量对Ａｌｅ０３基陶瓷抗弯强度、断裂韧性的影响．用ＸＲＤ定量分析了含摩尔分数２％与３％Ｙ２０３的ｚｒ０２（２Ｙ）与Ｚｒ０２（ＢＹ）在断裂过程中四方相转变成单斜相的相变量，用以阐明增韧机制．结果表明，在ｚｒ０２含量为１５％（体积分数）时，Ａ１２０３／Ｚｒ０２（３Ｙ）和Ａ１２０３／Ｚｒ０２（２Ｙ）复合材料的抗弯强度、断裂韧性分别达到８２５ＭＰａ，７．８ＭＰａ·１Ｔ１１／２和７３８ＭＰａ，６．７ＭＰａ·ｍ１胆，两者的性能差异主要来自不同的增韧机制．关键词Ａ１２０ａ／Ｚｒ０２复合材料，真空烧结，相变增韧，力学性能中图法分类号ＴＱｌ７４．７５文献标识码Ａ文章编号０４１２－１９６１（２００５）０１—００９３—０６ＰＨＡＳＥＴＲＡＮＳＦｏＲＭＡＴＩｏＮＡＮＤＭＡＣＨＮＩＣＡＬＰＲｏＰＥＲ．ＴＩＥＳｏＦＡ１２０３／Ｚｒ０２（Ｙ２０３）ｃｏＭＰｏｓＩＴＥｓＤｕＲＩＮＧＦＲＡＣＴＵＲＩＮＧＭＡＷｅｉｍｉｎｌ，２１。

ＸＩＵＺｈｉｍｅｎ９１）．ＢＩＸｉａｏｇｕ０１）。

ｗＥＮＬｅｉ３）．ＳＵＮＸｕｄｏｎｇ¨１）ＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＮａｔｉｏｎａｌＥｄｕｃａｔｉｏｎＭｉｎｉｓｔｒｙｆｏｒＥｌｅｃｔｒｏｍａｇｎｅｔｉｓｍＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ，ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＭｅｔａｌｌｕｒｇｙ，ＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１０００４２）ＤｅｐａｒｔｍｅｎｔｏｆＢａｓｉｃＣｏｕｒｓｅｓ，ＳｈｅｎｙａｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１００４４３）ＣｏｌｌｅｇｅｏｆＣｈｅｍｉｓｔｒｙａｎｄＭｏｌｅｃｕｌｅＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，ＢｅｉｊｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８１Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｎｔ：ＭＡＷｅｉｍｉｎ，ｐｒｏｆｅｓｓｏｒ，死ｆｊ（０２４）８１，５ｓｓ６８，Ｆａｘ：（０２４）８８５１５６９７，Ｅ—ｍａｉｌ：ｗｅｉｍｉｎ５６＠ｈｏｔｍａｉｌ．ｃｏｍＳｕｐｐｏｒｔｅｄｂｙＮａｔｉｏｎａｌＮａｔｕｒａｆＳｃｉｅｎｃｅＦｏｕｎｄａｔｉｏｎｏｆＣｈｉｎａ（Ｎｏ．５０１７２０ｌｏ）Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ２００４—０２－１９，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ２００４—０６—２５ＡＢＳＴＲＡＣＴＴｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｔｈｅＣＯｎｔｅｎｔｓｏｆＺｒ０２（３Ｙ）ａｎｄＺｒ０２ｆ２Ｙ）ｏｎｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅＡ１２０３／Ｚｒ０２（Ｙ２０３）ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓｐｒｅｐａｒｅｄｂｙｖａｃｕｕｍｓｉｎｔｅｒｉｎｇｈａｓｂｅｅｎｓｔｕｄｉｅｄ．Ｔｈｅｃｈａｎｇｅｏｆｍ—Ｚｒ０２ａｎｄｔ－Ｚｒ０２ｃｏｎｔｅｎｔｓｂｅｆｏｒｅａｎｄａｆｔｅｒｆｒａｃｔｕｒｅｗａｓｄｅｔａｒｍｉｎｅｄｂｙＸ—ｒａｙｄｉｆｉｒａｃｔｉｏｎｐｈａｓｅａｎａｌｙｓｉｓ，ｗｈｉｃｈｉｓｒｅｌａｔｅｄｔｏｔｈｅｔｏｕｇｈｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍ．ＷｈｅｎｔｈｅｃｏｎｔｅｎｔｏｆＺｒ０２ｉｓ１５％（ｖｏｌｕｍｅｆｒｅｃｔｉｏｎ），ｔｈｅｂｅｎｄｉｎｇｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｔｏｕｇｈｎｅｓｓｏｆＡ１２０３／Ｚｒ０２（２Ｙ）ｃｏｍｐｏｓｉｔｅａｒｅ７３８ＭＰａａｎｄ６．７ＭＰａ·ｍ１∥，ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ，ｗｈｉｌｅｔｈｏｓｅｏｆｔｈｅＡ１２０３／Ｚｒ０２（３Ｙ）ｃｏｍｐｏｓｉｔｅａｒｅ８２５ＭＰａａｎｄ７．８ＭＰａ·ｍ１／２．ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．ＴｈｅｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｉｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｉＳｄｕｅｔｏｔｈｅｏｐｅｒａｔｉｏｎｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｏｕｇｈｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ．ＫＥＹｗｏＲＤｓＡ１２０３／ｚｒ０２（Ｙ２０３）ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ，ｖａｃｕｕｍｓｉｎｔｅｒｉｎｇ，ｔｒｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｏｕｇｈｅｎｉｎｇ，ｍｅ—ｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙ氧化铝由于具有高弹性模量、高耐磨性、抗腐蚀、高温稳定性等优点，是很多领域广泛应用的工程陶瓷材料．４国家自然科学基金资助项目５０１７２０１０收到初稿日期：２００４—０２—１９，收到修改稿日期：２００４—０６－２５作者简介：马伟民，男，１９５６年生，教授，博士生近年来采用超细粉体Ａ１２０３制备的陶瓷的强度和断裂韧性已达到６５４ＭＰａ和５．７ＭＰａ·ｍ１／２【１，引，力学性能的进一步改善将扩展氧化铝陶瓷的工程应用范围．自Ｇａｒｖｉｅ等【３Ｊ在１９７５年提出用马氏体相变可以改善氧化锆陶瓷的强度和韧性以来，已有报道在Ａ１２０３基体中添加超细Ｚｒ０２颗粒改善力学性能［４－７Ｊ．很多研究表明［８－－１２ＪＺｒ０２相变增韧受自身晶体结构稳定程度的影９４金属学报４１卷响很大，如添加离子半径相近的氧化物（ＭｇＯ，ＣａＯ，Ｙ２０３，Ｃｅ０２等）可稳定Ｚｒ０２，使亚稳四方相（ｔ）－÷单斜相（ｍ）Ｚｒ０２的相变温度降到室温以下．调整稳定剂的含量可使ｚｒ０２分别以单相、双相或三相存在．Ｚｒ０２陶瓷ｔ＿÷ｍ相变还存在“尺寸效应”以及时效老化．本文主要研究Ｙ２０３含量不同时Ｚｒ０２对Ａ１２０３复合材料在断裂过程中相变增韧机制及力学性能的影响．１实验方法采用共沉淀方法【１４Ｊ，制备了高纯Ａ１２０３粉体．经ＸＲＤ分析，粉体主晶相为ＯＺ—Ａ１２０３相，一次粒径平均约为２０ａｍ，纯度为９９．９９％．以ＺｒＯＣｌ２·８Ｈ２０，ＹＣｌ３和ＮＨ３Ｈ２０为原料，采用湿化学法制备了含摩尔分数２％和３％Ｙ２０３的Ｚｒ０２粉体，分别称为Ｚｒ０２（２Ｙ）与Ｚｒ０２（３Ｙ），粒径约为２０ｎｍ（图１）．用湿法球磨制备｝昆合粉体，磨球为高纯Ａ１２０３，球磨介质为无水乙醇，分别在聚氨脂球磨罐中球磨４８ｈ．复合粉体中Ｚｒ０２含量（体积分数）分别为１０％，１５％，２０％，２５％，３０％．试样经过双向模压成型后进行２００ＭＰａ等静压，得到５５％相对密度的生坯．经箱式炉中６００℃下预烧２ｈ，然后采用ＶＳＦ一７型真空炉（真空度大于１×１０＿３Ｐａ），在１５５０℃下烧结２ｈ，得到复合材料样品，最终试样尺寸为３０ｍｍｘ５ｍｍｘ５ｍｍ．用三点弯曲法测量试样的抗弯强度，用单边切口梁法（ＳＥＮＢ）测定试样的断裂韧性（每个数据为６个样品的平均值），所用设备为Ｉｎｓｔｒｏｎ４２０６材料试验机，加载速度０．０５ｍｍ／ｍｉｎ．跨距为２５ｉｎｍ．采用日本理学Ｄ／ｍａｘ—ＲＢ型ｘ射线衍射仪进行物相分析．试样断裂前后ｍ－Ｚｒ０２相的含量（体积分数），可根据１１１ｔ，１１１。

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金
变过程的理论模型【
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３卷６
；察了纤维／考基体界面＿５、ｌ一１
形量测量采用ＬＤＴ延伸探头直接固定在试样标距部Ｖ
增强物几何形状【等对蠕变性能的影响，Ｄａｏｅ如ｒｇｎ和
Ｎｘ根据二维有限元模型计算推导出纤维断裂在蠕变过ｉ［程中的重要作用；ＤＩｕｙ等Ｊ出的微观力学模型ｏｈ提认为，在纤维周围的基俸中有工作硬化区的存在并对蠕
■ 要研究了＊造ＡＯ短挤压ｂａ纤维（体积分数为ｉ％）５增强Ａ音金Ａ－ｉ－ｕ— ｌＮｌＩ１ｌＣｌＭｇ— ｉ复台材Ｓ２料的变载荷蠕变
和回蠕变行为．结果表明，复音材料在主应力作用下蠕变当载荷突然降低后．表现为瞬态大应变量收靖以及随后的回蠕变．研究裹音材料的弹性应变，有别于前人采用复音材料或纯金属，音金所得到的效倍于弹性应变结果．实验结果经
金【应用于汽车发动机零部件（，如活塞的燃烧室、环槽
等关键部位）可以减轻重量，提高工作效率和寿命．而
且，相对于连续纤维增强金属基复合材料．其制备工艺简单、成本低廉，在汽车工业中亦具有广阔的应用前景．短纤维增强Ａｌ基复合材料的高温蠕变行为是其作为高温结构材料在工程应用中最重要的性能之一，而近来因引起国内外的关注．国外一些研究者对于这种复合材料在等温，载荷条件下的蠕变行为进行了研究，出了一些蠕恒提
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第３６卷
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Ｎｏｅｂｅｖｍｒ２０００
２０００年
Ａ２ｓＡ合金复合材料的蠕变与回蠕变行为Ｉ／ＩＯ
主应力（０ＭＰ）４ａ下蠕变一定时间，进入稳态蠕变区后迅速降载至按弛应力（ＭＰ）８ａ；在松弛应力条件下保持一定时问（定义为松弛时间）再迅速加载至主应力；后，试样
重新加载，在主应力下蠕变一定时间（定义为主应力蠕变
降载荷后的变形特性，提出了复台材料回蠕变概念，并探讨了回蠕变变形行为．
ｂｃｒｅｒｃｓｔｅｃｅｐｒｔａｃｎｂｅｃｉｅｓ（）＝Ａａｄｔｅｃｅｐｓｒｉａａｋｃｅｐｐｏｅｈｒｅａｅｌｗａｅｄｓｒｄａｔｂｔ，ｈｅｔａｎｌｎｒｗＥｃｔ＝ＡＩ＋Ｃｗｉｅｅｅｒｓｄｆｍｅｅｐｒｎａｒｕｔ．ｈｘｏｅｔｉｔｅｃｅｐｂ（）ｔ，ｈｃｗｒｇｅｓｏｔｘｅｉｔｌｅｌｓＴｅｅｐｎｎｎｈｅｎｈｒｅｒｈｍｅｓｒ
蓦．量■ ∞
的Ｍ１４Ａ合金，２Ｉ其成分（质量分数，％）为：Ａ－ｉ一ＩＳＩ２Ｃｕ— １Ｎｉ，ｌＭｇ－ｌ增强相Ａ１２０３短纤维（ａｌＳｆ１ｌ）的体积分
ｒｔａｉｌｓｔａｅｌｗＢｃｏｅｏ－１ａｎｙｓａｅｉｔｅｃｅｐｌｆ，ＴｈｏｍｃｅｔＡｉｔｆｒｕａｐｅｓｏｔｔａｔｇｎｈｒｅｉｅｅｃｅｉｎｎｂｏｈｏｍｌｓｄｅｎｄｎｈｅ
效值回归得出变速率回蠕（＝Ａ回蠕￡）ｔ，变应查Ｅ￡＝ＡｉｔＣ指数ｎ在任一主应（）＋．ｎ力应变阶段均接近于一，敷１系
Ａ取决于降载前复合材料积累的主应力蠕变状态，井随降载前主应力蠕变程度的增加面增大，表明复合材皋回蠕变行为受到降载｝
ｔｅｔａｓｅｔｓｒｉｅｐｎｅｉｊｓａｌｔＯｔｔｎｏｅｃｍｐｓｅｗｉｉｅｅｔｔｈｈｒｎｉａｎｒｓｏｓｔｎｅｉＣｎｒｉｆｈｏｏｉ．ｈｃｉｅｆｒｎｏｔｅｎｔｓｕｓａｃｃａｏｔｔｈＢｌ
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位，测量精度为３一ｍｍ，ｘｉ０可以保证精确、完整的瞬态蠕变变形记录，特别是对于降载初期瞬态回蠕变的研究
具有重要性．
采用动感测量技术【Ｊ定所用复合材料于３０ ℃ “ 测５
变过程产生影响．刘丕林等【报道了复台材料的循环蠕
的Ｙｕｇｓ模量为（６３４０ＭＰ．蠕变实验于恒温ｏｎ’ ７．．）ａ￣
三鎏焦
（上海交通大学金属基复台材料国家重点实验室，上海２０３）０００Ａ，ａＷｎｎｅｒＴ．ｄｌｍａｅＢｉｉｎｇｉｒＤ，ｇＶｏｔＥ，ｚＡｒｔ
（ｘＰａｃ－ｎｔｕｅｔｌｒｃｕｇａｄＩｔｕｅｔｌｕｄｎｅｓｙＳｕｔａ）Ｍａ－ｌｋＩｓｔｔｕｒａｆｓｎｎｓｉｔｕｒａｋｎｅＵｉｒｔｔｔｇｒｎｉｆＭｅｌｈｏｎｔｆＭｅｌｖｉｔ
变行为，文献［ —１】１３结合蠕变破坏后材料微观组织１
对等温恒载荷条件下的蠕变机制进行了探讨，出了复台提材料在低应力和高应力阶段不同的蠕变机制．短纤维增强Ａ基复合材料作为工程材料在实际应用ｌ过程中受到的载荷经常是变化的，因此研究复合材料在变
时间）后，再重复上述松弛过程．主应力蠕变时间为２ｈ，可以保证埔变达到稳态蠕变区，使降载实验均在稳态蠕变
区进行；松弛时问在５ｓ２内变化．至４ｈ
１实验方法
实验所用基体材料是由德国ＭＡＥ铝业公司提供ＨＬ
２实验结果与讨论
２１复合材料恒载蠕变过程．
中分Ｔ１１ —蔽羁文号一田冀ＢＴ１丽章法号３Ｇ．３ｌ，８编
Ａ文章鳙号
０１— ９１００１— ２３０４２１６（０）１１２— ６２
一一丁；ｆ夕Ｂ
ＣＲ．ＥＰＮＤＡＣＫＲＥＥＰＥＡＢＣＢＥＨＡＶ１０ＵＲＳ０Ｆ
短纤维增强Ａｌ基复合材料作为高温结构材料和功能材料具有巨大的应用潜力，高熔点增强相的存在可以显著提高Ａ合金基体在高温下的性能，ｌ使这种复合材料在航空、宇航工业中，有希望在一定的工作条件下替代Ｔ合ｉ
国家自拣科学基金资助项目５９１０９００６收到韧稿日：２０．４１，期０ｏ０．７收到修改祷日：如０．８０期ｏ０＿７作者筒舟：王措伟，男，１６９６年生，教授
ｒｓｌｓｏｔｎｔｍｐｓｔ．ｌｙ鹅ｗｅｌｓｐｒｔｎｌｙｎｔｅｌｅａｕｅ．Ｄｕｉｇｔｅｅｕｔｂａｅｗｉｃｌｄｈｏｏｉａｌｅｏｌａｕｅｍｅａａｄａｌｓｉｈｔｒｔｒｓｌｏｉ￣ｎｈ
Ａ１／ＡｓＤＡＬ０ｃ０２ＡＩＯａＢＥＬＹＭＰＩｓ０ｓＴＥ
Ｗ＿ＧｏｏｉＡＮＨｎｌｅ
ＴｈｔｔｙＬｂｒｔｒｆｅａａｒｏ＜ｉｅ，ｈｎｈｉｉｏｏｇＵｎｖｒｉ，ｈｎｈｉ０００ｅＳａｅＫｅａｏａｏｙｏｔｌＭＭｔｉＣｍｐ￣ｔｓＳａｇａ￥ａｔｎｉｅｓｔＳａｇａ０３ｘｙ２
（５３０℃）、大气下进行．恒载蠕变实验中．试样的应力为
４ＭＰａ０．
为考察复合材料降载荷后的变形特性，复合材料先于
载条件下的蠕变更具有实际意义．目前极少有这方面研究工作的报道．本文详细考察了Ａ２１０３短纤维（椭１增ｓ）
强Ａ合金基复合材料的变载蠕变行为，研究了复合材料Ｉ