金属基复合材料

金属基复合材料知识总结，包括它的定义、长纤维增强金属基复合材料、凝固过程、强化向形态、自生复合材料等内容。

金属基复合材料

• 定义
  • 复合材料可分为金属基复合材料 、 金属间化合物基复合材料、树脂基复合材料、陶瓷基复合材料和玻璃基复合材料等 按照强化相的不同又可分为纤维(长纤维、短纤维和纤维编织体)（包括液态合金浸渗法(加压及不加压)和机械复合热压 成形法。）增强复合材料及颗粒增强复合材料（包括粉末冶金法、液态混合铸造法、半固态铸造法、 液态合金浸渗法(加压及不加压)和共喷射沉积法 。)
  • 将两种或两种以上的材料在显微尺度内复合，使得各组成相的性能互补，则可获得一种性能优异的新材料
  • 性能不是简单的叠加
    • 力学性能近似为两者平均 性能表现为乘积效应
  • 具有优秀的高温力学性能
  • 功能复合材料
  • 结构复合材料
  • 结构-功能一体化
• 长纤维增强金属基复合材料
  • 单向力学性能优秀
  • 纤维的典型排列方式为纤维束一维定向排列、二维及三维纤维编织体的叠层排列
    • 前者可获得一 维复合材料，后者可获得二维或三维受载的复合材料 在受力时纤维是主要受力单元
  • 浸渗法
    • 润湿
      • 当θw<90 °时，合金液的前沿下凹，其表面张力对浸渗过程施加 一个虹吸力，可以促进浸渗过程的进 行。θw角越小，该虹吸力就越大，浸渗过程越容易进行。 当θw >90 °时，合金液的表面张力将对浸渗过程施加一个反压力(拉普拉斯附加压力)，阻止 合金液的渗入， 必须施加一定的压力才能保证浸渗过程的进行。 
      • 对纤维进行表面涂层可以改善润湿条件
    • 工艺
      • 加压
      • 合金液的温度控制和防氧化
      • 纤维预制体的预热和防氧化
      • 纵向浸渗
        • 
      • 横向浸渗
        • 阻力较大但尺寸小的多使得可以在较短的时间内完成，同时横向浸渗还具有较大的可设计性
• 凝固过程
  • 冷却速率
  • 形核条件
  • 凝固组织
    • 过热度低：体积凝固
      • 当合金液的过热度较低时，浸渗结束后合金液已处于过冷状态，将按照体积凝固的方式进行
    • 合金液仍处于过热状态：导热条件
      • 均匀冷却：体积凝固
      • 一维散热：单向凝固
    • 自由凝固
      • θ<90°，增强纤维将成为合金液有效的形核基底
        • 并随着 θ角的减小，形核作用随之增强。 由于增强纤维提供了数量充分的形核衬底，基体 材料的晶粒将被细化。（类似非均质形核）
        • θ减小在此条件下必须对纤维预制体预热或采用大的合金液过热度，以防止浸渗过程的凝固而引起通道的堵塞
    • 单向凝固
      • 平面凝固
        • 如果纤维孔隙的尺寸足够大(远远大于界面失稳的扰动波长)，则 当θ≈90°时界面张力对平界面的失稳(形状起伏)具有抑制作用。否则凝固界面与增强纤维的交界处将成为平界面失稳的扰动源。  θ>90°的接触角将使凝固界面凸起，θ<90°的接触角将使凝固界面凹陷
      • 胞晶凝固
        • 
        • θ=90纤维间的孔隙尺寸远小于正常的胞晶间距
          • 胞晶尖端将位于孔隙的中心，并且由于溶质扩散受到增强纤维的限制，使得溶质富集更加明显，凝固速率减小。胞晶尖端的曲率也由于受θ的影响而不同于正常的单向凝固过程。
        • θ<90°时，特别是当其趋近于零时，生长过程首先在纤维的表面附近发生，凝固界面凹陷
      • 枝晶凝固
        • 
        • θ <90°时，固相倾向于沿着纤维优先生长，然后 向纤维间的孔隙中生长出枝晶
        • 如果温度梯度足够低，θ角足够小，纤维表面可能成为有效的形核基底，则在凝固界面前发生连续形核
        • θ>90°时，枝晶生长的尖端将倾向位于孔隙的中心
• 非共晶成分
  • 在单向凝固的条件下，偏离共晶成分的合金可以获得两相不同含量的复合材料
  • 第一阶段
    • 对于亚共晶C0成分合金，当温度达到液相线时，结晶出单相合金α，其成分为k0C0 。随着凝固向前推进，固-液界面上固相和液相成分沿固、液相线变化。 当液相线成分变化到共晶成分CE 时，与之平衡的固相α的成分是k0CE ＝C α m(α相饱和固液度)，此前为第一阶段。
    • 液相前沿浓度达到共晶浓度
  • 第二阶段
    • 当固-液界面达到共晶温度TE 时，固-液界面的液相成分为CE ，则α、β两相将同时析出 。 此后，β相的量不断增加，直到达到在TE温度下α、 β两相的平衡比例为止，这是第二阶段
    • 固相达到原始浓度、液相平均浓度达到原始浓度
  • 过渡阶段
    • 第一阶段和第二阶段固、液相成分都在不断变化
  • 第三阶段
    • 在第二阶段结束时，固相的平均成分由Cam 逐渐增加到合金原始成分C0 ，液相的平均成分也是 C0 ，这时凝固过程进入了“稳定态生长阶段”，即第三阶段。 这时固相平均成分始终保持C0 ，固-液界面前沿的 液相成分保持共晶成分CE ，界面前沿的液相内溶质的 浓度梯度保持不变，结晶出来的α、β两相比例是平 衡图上C0成分时α、β的比例，并保持不变，形成了 单向凝固的伪共晶组织。其稳定态生长是以不出现成 分过冷为前提的，因此，仍应保持有一定的GL / R值。
    • 液相前沿保持共晶浓度
• 凝固过程
  • 平面生长
  • 温度梯度GL
    • 对于纯二元共晶合金，在单向凝固时，生长着的相邻两相前沿液相成分的差异引起原子侧向扩散比较容易，溶质富集程度远较单相合金小， 成分过冷也小
    • 保证纯度的时候只需GL>0（非小平面-非小平面）
  • 生长速度R
• 强化相形态
  • 片状
    • 片状共晶的相界往往保持着最优取向关系， 相界面上共格区最大，位错区最小，因而具有低的界面能
  • 纤维状（棒状）
    • 不可能任一 组界面都和基体持有良好的共格程度，因而棒状共晶平均相界面能较高
    • 多面体
  • 棒状共晶具有良好的常温性能，而片状共晶则高温性能较好
    • 棒状共晶界面处具有大的畸变能，使系统变得不稳定。随着温度升高，系统力图缩小界面以降低界面能，强化相由棒状变为球状，使材料高温性能恶化
  • 即强化相体积分数小于1／π (即32％)时此时为棒状
  • 即强化相体积分数大于1／π (即32％)时为片状
  • 纯二元金属理论下
• 自生复合材料
  • 第二相是在单向凝固时相变过程中析出的
  • 共晶合金
  • 偏晶合金
  • 单向凝固
  • 优点
    • 在普通凝固条件下，凝固组织由许多取向不同的共晶团构成，性能比较低
    • 第二相是结晶凝固中析出的，两相存在键合
      • 这种结合形式对于应力从基体向纤维传递是十分有利的。同时还可以避免人工结合带来的问题,如润湿、化学反应或互溶问题。
    • 良好热稳定性
      • 由于两相是在高温接近热力学平衡条件下缓慢生长而成，同时两相界面处于低能界面状态 而人工复合材料，由于其金属基体和纤维之间化学性质的差异、高的界面能、在高温下会发生化学反应等原因而使性能恶化。
    • 纤维均匀分布，同时不会造成人工结合时 的污染和损伤等问题
    • 良好的高温强度和抗疲劳性能
      • 由于相间良好的结合， 在接近共晶熔点的高温下，仍能保留高的强度和良好的抗疲劳性能
  • 要求
    • 共晶系的要求
      • 共晶系中一相为高强度相
        • 自合金中析出的高强度相大都是金属间化合物，具有高的强度，并且在接近熔点温度下，仍能保持其强度性能
      • 基体相应具有较高的断裂韧性，以固溶体为宜
        • 在一定的固溶浓度下得到高的韧性和一定强度。 同时可用加入合金元素的方法来改善性能
      • 在单向凝固时能够获得定向排列的规则组织, 即可以呈棒状(纤维状)或片层状组织
        • 这是共晶相本身特点和凝固条件所决定的， 非小平面-非小平面(即金属-金属)共晶长大时， 比较容易获得规则排列的自生复合材料；而非小平面-小平面(即金属-非金属)共晶欲获得规则的复合组织，控制凝固过程时条件更苛刻些
    • 相界的性质
      • 单向凝固的共晶合金可能出现规则排列的复合材料所要求的组织，称为正常共晶组织
      • 相界面的性质影响到共晶两相间的结合强度、高温下组织的稳定性以及强化相析出的形态等
      • 界面能低
        • 凡是有利于最小固-液界面能的晶向均为长大 的优先取向
        • 是自生复合材料具有高稳定性的条件
      • 界面稳定性高
        • 通常共晶复合材料中相界是部分共格。共格程度稍大时，相界上的晶格过渡是通过界面位错网来实现的， 这种部分共格界面有畸变存在，它们有效地阻止位错的运动，表现出在低、中温工作条件下高的力学性能。 相界匹配良好的共晶复合材料，有高的界面稳定性，因而具有高的高温稳定性和好的高温抗蠕变性能。