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1、文章编号:1000-3851(2002)04-0046-05收稿 日期:2000-11-15;收 修改 稿日期:2001-04-13基金 项目:教育 部材料 与结 构破坏 力学开 放试 验室研 究基 金和四 川省 应用基 础项目(川教科(1998)19)作者 介绍:高 庆(1939),女,教授,主 要从 事金属 基复 合材料 及金属 材料 在复杂 加载 和高温 环境 下力学 行为的 研究。高 温 下 短 纤 维 增 强 金 属 基 复 合 材 料 界 面 的 微 观结 构 和 热 残 余 应 力 状 态 研 究高 庆1,康国政1,杨 川2,张 娟1(1.西南交 通大 学 应用 力学与 工程系,
2、成 都 610031;2.西南 交通 大学 材 料工程 系,成都 610031)摘 要:利用透射电镜观察了 -Al2O3短纤维增强 Al-5.5Mg 合金复合材料界面在不同环境温度下的微观结构特征。同时,基于该类复合材料的单纤维模型,利用弹塑性有限元分析方法,研究了在不同温度下界面热残余应力的大小和分布情况,并讨论了热残余应力对界面行为的影响。最后,讨论了界面的微观结构和热残余应力特征对复合材料整体性能的影响。研究表明,不同环境温度下,界面具有不同的微观结构和热残余应力特征,这些特征的变化将引起复合材料整体性能的明显变化。关键词:短纤维复合材料;界面;微观结构;热残余应力;高温中图分类号:TB
3、331;O241.82 文献标识码:ASTUDY ON THE MICROSTRUCTURE CHARACTERISTICS AND THERMALRESIDUAL STRESS STATES OF INTERFACE IN SHORT FIBER REINFORCEDCOMPOSITE AT ELEVATED TEMPERATUREGAO Qing1,KANG Guo-zheng1,YANG Chuan2,ZHANG Juan1(1.Department of Applied Mechanics and Engineering,Southwest Jiaotong University,Ch
4、engdu 610031,China;2.Department of Materials Engineering,Southwest Jiaotong University,Chengdu 610031,China)Abstract:The microstructure characteristics of interface in W-Al2O3short fiber reinforced Al-5.5Mgalloy composite at different temperatures were observed by TEM.In the meantime,based on the si
5、n-gle fiber model of the short fiber reinforced metal matrix composite,the thermal residual stress statesof interface were calculated by an elasto-plastic finite element method.The effects of the interfacialthermal residual stress on the mechanical behavior of interface at various temperatures were
6、also dis-cussed.At last,the effects of varied microstructure features and thermalresidualstress statesof inter-face on the whole mechanical behavior of the composite were analyzed.It is shown that the mi-crostructure features and thermal residual stress states of interface change with the variation
7、of ambi-ent temperatures,which then results in the different mechanical behavior of the composite.Key words:short fiber composite;interface;microstructure;thermal residual stress;elevated tem-perature 在短纤维增强复合材料中,载荷主要是通过基体经纤维与基体间的界面传递到纤维上,因此界面的微观结构特征和微观应力状态对该类复合材料的力学性能有很大的影响。为了确保复合材料优良性能的获得,必须对界面问题进
8、行系统而深入的研究。已有的研究表明 15:界面的微观结构非常复杂,它将随不同的复合体系和制备工艺而变化,或为一反应层,或为一扩散过渡层。由于界面微观结构的复杂性,对界面问题的研究都是在一定的简化模型基础上进行的。康国政等 6,7将界面看成是一层极薄的、与纤维和基体具有不同力学性能的界面层,在这一界面模型的基础上,研究了界面性能以及界复 合 材 料 学 报ACTA MATERIAE COMPOSITAE SINICA 第 19卷 第 4期 8月 2002 年Vol.19 No.4 August2002(a)平 直型 界面 3600;(b)过渡 层界面 1500;(c)非平 直型 界面 2100;
9、(d)有粗 大反 应产物 的界 面1000(a)Linear interface 3600;(b)Transitional layer 1500;(c)Non-linear interface2100;(d)Large reactant1000图 1 W-Al2O3/Al-5.5Mg中 的界面 结构Fig.1 The microstructures of interface in W-Al2O3/Al-5.5Mg面细观应力状态的变化对短纤维增强金属基复合材料室温下力学行为的影响,研究结果验证了该模型的合理性。在该模型中,界面层具有一定的厚度,界面结合的好坏由界面层材料力学性能来表征。但在已有的
10、研究中,针对高温下短纤维增强金属基复合材料的强度和断裂特征的文献不是很多,尤其是界面状态对高温性能的影响讨论得就更少。笔者对W-Al2O3短纤维增强 Al-5.5Mg 合金复合材料,利用透射电镜观察其界面微观结构在不同环境温度下所具有的特征,并借助前述的界面模型用弹塑性有限元分析方法,对不同温度下界面热残余应力的分布状态进行有限元计算,并在此基础上讨论界面微观结构和热残余应力状态对复合材料整体力学行为的影响。1 不同温度下界面微观结构特征 对挤压铸造法制备的 W-Al2O3短纤维增强 Al-5.5Mg 合金复合材料(Vf=10%)截取试样,在不同 的环境温度(100,200,300)下 保温
11、30min,随后空冷至室温。在垂直于挤压方向的平面内进行薄膜 样品的磨制。先机械预 磨为 50100 m 厚的样品,然后由离子减薄机制成可供透射电镜观察用的薄膜样品,利用透射电镜对复合材料中界面的微观结构进行观察。一般认为,对在高温保温后经过空冷的试样,其界面的微观结构可以看成是高温下的微观结构特征。经过观察发现,在不同温度下,该类复合材料的界面微观结构是不同的,主要具有如图 1 所示的一些特征结构:(1)在 Al-Mg 基复合材料中,由于Mg 元素为表面活性元素而易向界面的偏析,改善了液态金属对纤维的浸润性,使得纤维与基体间形成化学反应结合的界面。但由于在制备过程中的冷速较快,界面反应未能充
12、分进行。因此,室温下为图 1(a)所示的轻微反应平直型界面,反应产物非常细小,界面结合良好。当环境温度为 100 时,因温度不高,在一定的保温时间下界面反应仍很轻微,界面保持为和室温下相近的平直型界面,界面结合74高 庆,等:高温下 短纤 维增强 金属 基复合 材料 界面的 微观结 构和 热残余 应力 状态研 究仍保持良好。(2)在 200 时,界面反应有所增加,形成具有一定厚度的过渡层并有明显反应产物的界面,如图 1(b)所示。此时,界面结合的完好程度有所下降。(3)在 300 时,由于温度升高,界面反应加剧,界面表现为一种如图 1(c)所示的具有严重化学反应的非平直型界面,并有如图 1(d
13、)所示的粗大反应产物形成。此时,界面结合变得很差。2 界面热残余应力分析2.1 分析模型 文献 7曾利用前述的界面层模型对室温下短纤维增强金属基复合材料的界面微观应力状态进行了系统的研究,讨论了界面应力分布与界面结合好坏、基体性能以及纤维位向等的关系,但没有考虑热残余应力的影响。实际上对金属基复合材料,由于纤维与基体两种材料的热膨胀系数相差甚大,在挤压铸造制备过程中不可避免地会在材料内部产生热残余应力。这种热残余应力特别是界面热残余应力的存在将对界面及复合材料的整体性能造成影响,对分析界面及复合材料力学性能是一个不可忽略的因素。因此,笔者着重分析了界面热残余应力问题及其对界面行为的影响。进行细
14、观应力分析的简化模型取纤维位向与外载方向一致的单向短纤维增强金属基复合材料进行研究,图 2 所示为代表性体积单元。由对称性,图中只给出了整个模型的 1/4 部分,对称轴为 y 轴。模型尺寸为:lm=lf+5rf,lfr2f/lmr2m=Vf,lf/rf=20(纤维长径比,也用 L/d 表示),界面层厚度 ri-rf=0.05rf。有限元分析程序为 ANSYS/Multiphysics5.6 Release 分析软件,单元为八结点轴对称单元,边界条件由对称性可得.计算中采用的材料参数为:纤维为弹性材料,弹性模量 Ef=300 GPa,泊松比 f=0.20,热膨胀系数 Tf=7.510-6/;基体
15、为弹塑性材料,弹性模量 Em=70 GPa,泊松比 m=0.33,热膨胀系数 Tm=23.610-6/,服从 Von-Mises 屈服准则,为双线性材料,其屈服强度 emy=200 MPa,切线模量 H=2 GPa。2.2 界面热残余应力及其对界面行为的影响 计算中认为复合材料在浇铸过程中液-固态转变(在 500 左右)完成之前可不考虑纤维与基体间图 2 轴 对称 模型及 有限元 网格 简图Fig.2 The axi-symmetrical model and the sketchof finite element mesh的热变形不匹配(相当于 T=0),此时的热残余应力为零。另外,本文中只
16、讨论界面热残余剪应力和界面热残余法向正应力的分布情况。首先讨论挤压铸造制备的复合材料处于室温下的界面热残余应力的分布状态。此时,相当于 T=500。在 lf/rf=20,Vf=10%,emy=200 MPa,H=2 GPa,界面结合完好的条件下,按前面所给材料参数进行界面热残余应力的弹塑性计算。在金属基复合材料中,界面结合的好坏可以由界面层材料弹性模量 Ei的高低来表征,界面层的弹性模量值越接近于基体的弹性模量值,表明界面结合越趋近于完好 7。图 3 中 R.T.(T=500)所示曲线给出了此时界面热残余应力沿纤维长轴方向的分布情况,图中 y/rf表示离纤维中部的距离与纤维半径之比(以下所有图
17、同)。由图可见:界面热残余剪应力 fiy在纤维中部较长范围内接近于零,在纤维端部有较大值。界面热残余法向正应力 eir在纤维中部也保持一个几乎不变的值,且为较高水平的压应力(负值)。界面法向热残余压应力的存在对保持良好的界面结合而言,是一个有利的因素。为了讨论环境温度升高时界面热残余应力分布状态的变化,按前述模型、材料和几何参数,计算环境温度升高到 200 和 300 左右时(相当于 T84复 合 材 料 学 报图 4 室 温和 300 下 的断 面形貌 600(a)室 温;(b)300)Fig.4 The micro-graph of fracture face at room temper
18、ature and300 600(a)Room temperature;(b)300)图 3 界面沿 纤维 方向的 热残余 应力 分布曲 线Fig.3 The distribution of interfacial thermalresidual stresses=300 和 200)界面的热残余应力,结果如图 3所示曲线。由图可见,随复合材料所处环境温度的升高(相当于温差 T 降低),界面热残余应力要发生重新分布。由于界面热残余法向应力水平有所下降,热残余应力对界面结合的这一有利因素渐趋削弱。温度越高,这种弱化效应越明显。同时,纤维端部附近的界面热残余剪应力也随温度的升高有所下降,这对短纤维
19、增强复合材料中发生在界面处的应力传递效果是不利的。总之,随复合材料所处环境温度的升高,界面热残余应力会使界面处于一种更为不利的状态。3 讨 论 为了讨论界面微观结构和热残余应力状态的变化对短纤维增强金属基复合材料力学行为的影响,笔者测量了不同温度下 W-Al2O3/Al-5.5Mg 复合材料的抗拉强度和对室温和 300 下的拉伸断口进行了扫描电镜观察,结果如表 1 和图 4 所示。表 1 不同温度下 熥-Al2O3/Al-5.5Mg 复合材料的抗拉强度Table 1 The tensile strength values of 熥-Al2O3/Al-5.5Mgat different ambi
20、ent temperaturesAmbient temperature/Tensile strength/MPaRoom temperature33416100331142003012030016510 由表 1 可见,复合材料的抗拉强度随环境温度的升高而下降。100 时和室温下的抗拉强度基本相同。在 200 下变化也不是很大,但 300 时下降了很多。300 时的抗拉强度还不到室温时的一半。同时,由图 5 可见,在室温和 300 两种温度下,W-Al2O3/Al-5.5Mg 复合材料的断 面形貌具有很大的差别:(1)在室温下的断面上可以看到断裂的纤维以及纤维附近基体中的韧窝。同时在断面上还可
21、见少量横躺的、与基体脱粘的纤维,纤维拔出现象很少。(2)在 300 下的断面上则可看到大量与基体脱粘的横躺纤维,韧窝数量减少。断面上还94高 庆,等:高温下 短纤 维增强 金属 基复合 材料 界面的 微观结 构和 热残余 应力 状态研 究可看到一些纤维拉断和拔出的情况。通过文中 1,2 的分析可知,当环境温度改变时,界面的微观结构和热残余应力状态均要发生较大的变化:(1)界面的结合状态随环境温度的升高将逐渐变差,在 300 时,界面结 合已经变 得很差,界面强度大大下降;(2)随环境温度的升高,界面热残余法向应力这一对界面结合有利的因素渐趋削弱。温度越高,界面热残余应力越使界面处于一种更为不利
22、的状态。上述变化都会使界面结合强度下降,使之不同于室温时的情形。因此,必将使该类复合材料在室温和高温下具有不同的断裂机理和抗拉强度。对 W-Al2O3/Al-5.5Mg 复合材料,前述分析已经表明,在室温下,由于具有轻微反应型界面,界面结合状态良好。同时,受压的界面法向热残余应力有利于抵抗界面的法向和切向脱粘,因而界面强度高,能够抵抗较高的外加应力而不发生脱粘破坏,并确保基体与纤维间的载荷传递能充分进行,发挥纤维的增强作用。材料的破坏由纤维破坏控制,从而具有较高的强度。100 时,由于此时复合材料界面的微观结构和热残余应力均与室温相比基本没有变化,因而断裂机理和抗拉强度都与室温基本相同。在 2
23、00 以下,尽管界面结合状态的产生了一定变化,但界面结合强度下降不是很大,界面仍具有足够的强度来确保纤维与基体间的载荷传递,使得纤维的增强作用得以保证,因此,抗拉强度变化不是很大。当环境温度为 300 时,综合考虑结合界面的微观结构特征和热残余应力状态,该类复合材料的断裂机理可描述为:因界面抗拉强度和抗剪强度都低(低于同温度下的基体强度值),当外载达到一定值时,将在与外载基本平行的纤维端面和与外载基本垂直的纤维侧面发生界面的拉开脱粘,而在具有中间角度位向的纤维侧面发生界面的剪切脱粘。随外载的进一步增加,界面开裂形成的裂纹逐渐增多。当裂纹增加到一定程度时,裂纹将在基体中迅速扩展、长大,导致材料的
24、整体破坏,失效主要由界面脱粘控制。由于界面很易发生脱粘破坏,纤维与基体间的应力传递程度很弱,纤维的增强作用没有得到发挥,因此,此时复合材料的抗拉强度将显著下降。然而,与未增强基体同温度下的抗拉强度相比仍有较大提高,这正是复合材料的优良性能所在。4 结 论 (1)在不同温度下,W-Al2O3/Al-5.5Mg 的界面微观结构具有不同的特征:室温下为平直轻微反应型界面,界面结合良好,界面强度高;在 300 下,界面表现为一种具有严重化学反应的界面,界面结合变得很差,界面强度显著下降。(2)随环境温度的升高,界面热残余法向压应力这对保持界面良好结合的有利因素将逐渐减小,复合材料界面处于一种更为不利的
25、状态。(3)室温下因界面结合良好,且受压的法向热残余应力进一步加强了界面抵抗脱粘的能力,故复合材料破坏由纤维断裂控制,抗拉强度高。300 下,因界面微观结构和热残余应力状态的变化,复合材料的断裂主要由界面的脱粘破坏控制,纤维的增强作用没有得到充分发挥,抗拉强度显著下降。参考文献:1 黄玉 东,孔宪 仁,张志 谦,等.界 面 层对 纤 维与 基 体间 载 荷传递能 力的影 响 J.复 合材 料学报,1996,13(3):21-25.2 Sanadi A R,Piggott M R.Interfacial effects in carbon-epoxiesJ.J Mater Sci,1985,20
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