金属基复合材料的现状与展望

金属基复合材料的现状与展望（通用8篇）

金属基复合材料的现状与展望 篇1

任课教师 曹鹏军

题目：金属基复合材料的发展现状及展望

班级: 金属材料工程 学号: 2010444174 姓名: 耿坤峰 成绩:

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金属基复合材料的发展现状及展望

耿坤峰

（重庆科技学院冶金与材料工程院系

401331）

摘要：金属基复合材料【1】是以金属或合金为基体，并以纤维、晶须、颗粒等为增强体的复合材料。其特点在力学方面为横向及剪切强度较高，韧性及疲劳等综合力学性能较好，同时还具有导热、导电、耐磨、热膨胀系数小、阻尼性好、不吸湿、不老化和无污染等优点。介绍了金属基复合材料的研究及应用现状。介绍了金属基复合材料的分类、性能特点，并总结了其主要应用。对于大批量生产的复合材料来讲，轧制方法复合具有比其它方法有更多的适用性和经济性。

关键词：金属基复合材料；分类；性能；制备工艺；发展趋势；应用

1前言

随着现代科学技术和现代工业的发展,单一的金属或合金已很难完全满足其对材料综合性能的要求,因而近年来新型复合材料

【2】

受到世界各国的普遍重视。自20世纪80年代以来,美国每年耗资10亿美元专门用于研究开发新材料,其重点之一就是金属复合材料。目前美国复合材料的研制和生产居世界领先的地位。金属复合材料是利用复合技术使两种或两种以上物理、化学、力学性能不同的金属材料结合成一体制备的。金属复合材料在保持母材金属特性的同时还具有“相补效应”可以弥补各自的不足,经过恰当的组合从而获得优异的综合性能。复合材料的力学性能和功能,可以根据实际需要,通过适当选材和优化设计来获得。复合材料广泛应用于航空、航天、汽车、运输、桥梁、民用建筑、体育设施及国防建设等诸多领域。

现代科学技术对现代新型材料的强韧性，导电、导热性，耐高温性，耐磨性等性能都提出了越来越高的要求。与传统的金属材料相比，金属基复合材料具有较高的比强度与比刚度，而与高分子基复合材料相比，它又具有优良的导电性而耐热性，与陶瓷材料相比，它又具有较高的韧性和较高的抗冲击性能。这些优良的性能决定了它从诞生之日起就成了新材料家庭中的重要一员。

2金属基复合材料的发展历史

金属基复合材料(MMC)

【3】

是多功能复合材料的一种。它是一类以金属或合金为基体,以金属或非金属线、丝、纤维、晶须或颗粒状组分为增强相的非均质混合物,其共同点是具有连续的金属基体。金属基复合材料有着悠久的历史,在土耳其发现的公元前7000年的铜锥子,在制造过程中经过反复锤打与拓平,非金属夹杂物被拉长,从而产生类似纤维增强的效果。近代金属基复合材料的研究始于1924年Schmit关于铝Π氧化铝粉末烧结的研究工作。在30年代,又出现了沉淀强化理论,并在以后的几十年中得到了很快的发展。到60年代,金属基复合材料已经发展成为复合材料的一个新的分支。到80年代初,日本丰田公司首次将陶瓷纤维增强铝基复合材料用于制造柴油发动机活塞,从此金属基复合材料的研制与开发工作得到了异乎寻常的发展。土耳其的S.Eroglu等人用等离子喷涂技术制得了NiCr2Al/MgO2ZrO2功能梯度涂层。目前,尽管在制造成本和工艺上存在很大的问题,但金属基复合材料已经引起有关部门的高度重视,特别是航空航天部门推进系统使用的材料,其性能已经达到了极限。因此,研制工作温度更高、比刚度和比强度大幅度增加的金属基复合材料,已经成为发展高性能结构材料的一个重要方向。

90年代后期，由于电子产品发展迅速，要求同时具有高热传导能力和低膨胀特性的电子元件构造装配材料的量迅速增加，于是低膨胀、高强化与高热传导的金属基体合理匹配的金属基复合材料备受重视；同时也需要强度高，耐电弧冲蚀，导电率高的电接触用复合材料。

复合材料已经成为当代材料领域中一个重要发展方向，地位越来越重要。到20世纪90年代初，先进复合材料的世界总产量已经达到300万吨，在许多领域特别是航空航天领域显示了极其重要的地位。西方国家把先进复合材料列为战略材料，列入为数有限的国家重点研究和发展项目，列入不准许输出的新材料。

3金属基复合材料的分类和性能

金属基复合材料【4】除力学性能优异外，还具有某些特殊性能和良好的综合性能，应用范围广泛。依据基体合金的种类可分为：轻金属基复合材料、高熔点金属基复合材料、金属间化合物基复合材料。按增强相形态的不同可划分为：连续纤维增强金属基复合材料、短纤维增强金属基复合材料、晶须增强金属基复合材料、颗粒增强金属基复合材料、混杂增强金属复合材料。以下从基体、增强体以及复合材料的性能应用等方面，分别予以评述。3．1合金基体复合材料性能

铝、镁、钛、铜合金及金属间化合物合金是目前应用广泛、发展迅速的轻金属合金。用其制成的各种高比强度、高比模量的轻型结构件广泛地应用于航天、航空和汽车工业等领域。

铝基复合材料具有轻质、高强、高韧性、导热性较好的性能特点，且铝基复合材料适用的制备方法多，易于塑性加工，制造成本低。与铝基复合材料相比，镁基复合材料最大的优点是质量更轻，多用于航天、空间等对构件质量有严格要求的高技术领域。铜的导电性、导热性和塑性在金属中名列前茅，属于廉价金属，但在铜中加入增强体可提高其强度、刚度、耐热性和降低热膨胀系数，所以铜基复合材料有良好的导热性可有效地传热散热，能减少构件受热后产生的温度梯度，主要用于电力工业和半导体工业。铝基复合材料在温度高于300℃后，其强度迅速下降，极限工作温度约350℃，相比之下，钛基复合材料比铝基复合材料有更高的耐热性，但成本明显高于铝基复合材料，因此，钛基复合材料应用领域主要集中于飞行器及发动机的耐热零部件。3．2增强体金属基复合材料

金属基复合材料的增强体是一些不同几何形状的金属或非金属材料。目前，其增强相已有很多，重要的有氧化铝纤维、硼纤维、石墨(碳)纤维、SiC纤维晶须；颗粒型的有SiC、碳化硼、图化钛等；丝状的有钨、铍、硼、钢等。金属基复合材料按其增强材料的几何形态可划分为以下几类。

3.2.1连续纤维增强金属基复合材料。

纤维增强金属基复合材料【5】是利用无机纤维(或晶须)及金属细线等增强金属得到质量轻且强度高的材料，纤维直径从3～150μm(晶须直径小于1μm)，纵横比(长度／直径)在102以上。

3.2.2短纤维增强金属基复合材料。作为金属基复合材料增强体的短纤可分为天然纤维制品和短切纤维。天然纤维主要是一些植物纤维和菌类纤维索等，长度一般为35～150mm；短切纤维一般是由连续纤维(长纤维)切割而成长度1～50mm，用于金属基复合材料短纤维增强体的材料主要有Saffil－Al2O3、Al2O3－SiO2、SiC等。

3.2.3晶须增强金属基复合材料。

晶须是指在特定条件下以单晶的形式生长而成的一种高纯度纤维，其原子排列高度有序，几乎不含晶界位错等晶体结构缺陷，有异乎寻常的力学性能。作为金属基复合材料的增强体使用的晶须使用做多、性能较好的是SiC、SiN4晶须，成本最低的是Al2O3·B2O3晶须。

3.2.4颗粒增强金属基复合材料。

颗粒增强金属基复合材料是利用颗粒自身的强度，其基体起着把颗粒组合在一起的作用，颗粒平焊接材料均直径在1μm以上，强化相的容积比可达90％。常用作金属基复合材料增强体的颗粒主要有：SiC、Al2O3、TiC、TiB2、NiAl、Si3N4等陶瓷颗粒，以及石墨颗粒、甚至金属颗粒。

3.2.5混杂增强金属复合材料。

对上述四种单一的增强形式进行有机的组合就形成了混杂增强。增强体的混杂组合可分为三种：颗粒－短纤维(或晶须)、连续纤维－颗粒、连续纤维－连续纤维。在短纤维或晶须的预制件中，易出现增强的粘结、团聚现象，颗粒的混入可以解决这一问题。

4金属基复合材料制备工艺方法

由于金属材料熔点较高，同时不少金属对增强体表面润湿性很差加上金属原子在高温状态下很活泼，易与多种增强体发生反应，所以金属基复合材料【6】的复合工艺比较复杂和困难，这也是金属基复合材料的发展受到制约的主要原因。4.1粉末冶金复合法

粉末冶金复合法基本原理与常规的粉末冶金法相同，包括烧结成形法，烧结制坯加塑法加成形法等适合于分散强化型复合材料(颗粒强化或纤维强化型复合材料)的制备与成型。该方法在铝基复台材料的制备方面应用较广，但其主要缺点是基体金属与强化颗粒的组合受限制。4.2铸造凝固成型法

铸造凝固成型法是在基体金属处于熔融状态下进行复合。主要方法有搅拌铸造法、液相渗和法和共喷射沉积法等。铸造凝固成型铸造复合材料具有工艺简单化、制品质量好等特点，工业应用较广泛。

4.2.1原生铸造复合法

原生铸造复合法(也称液相接触反应合成技术Liquid Contact Reaction:LCR）是将生产强化颗粒的原料加到熔融基体金属中，利用高温下的化学反应强化相，然后通过浇铸成形。

4.2.2搅拌铸造法

搅拌铸造法也称掺和铸造法，是在熔化金属中加人陶瓷颗粒，经均匀搅拌后浇入铸摸中获得制品或二次加工坯料，此法易于实现能大批量生产，成本较低。该方法在铝基复合材料的制备方面应用较广，但其主要缺点是基体金属与强化颗粒的组合受限制。

4.2.3半固态复合铸造法

半固态复合铸造法是从半固态铸造法发展而来的。通常金属凝固时，初生晶以枝晶方式长大，固相率达0.2％左右时枝晶就形成连续网络骨架，失去宏观流动性。

4.2.4含浸凝固法

含浸凝固法是一种将预先制备的含有较高孔隙率的强化相成形体含浸于熔融基体金属之中，让基体金属浸透预成型体后，使其凝固以制备复合材料的方法。有加压含浸和非加压含浸两种方法。含浸法适合于强化相与熔融基体金属之间润湿性很差的复合材料的制备。

4.2.5离心铸造法

广泛应用于空心件铸造成形的 离心铸造法，可以通过两次铸造成型法成形双金属层状复合材料，此方法简单，具有成本低、铸件致密度高等优点，但是界面质量不易控制，难以形成连续长尺寸的复合材料。

4.2.6加压凝固铸造法

该方法是将金属液浇注铸型后，加压使金属液在压力下凝固。金属从液态到凝固均处于高压下，故能充分浸渗，补缩并防止产生气孔得到致密铸件。铸、锻相结合的方法叉称挤压铸造、液态模锻、锻铸法等。此法最适合复杂的异型MMCs。

4．3 喷射成形法

喷射成形叉称喷射沉积(Spray Forming)，是用惰性气体将金属雾化成微小的液滴，并使之向一定方向喷射，在喷射途中与另一路由惰性气体送出的增强微细颗粒会合，共同喷射沉积在有水冷衬底的平台上，凝固成复合材料。4．4 叠层复合法

叠层复合法是先将不同金属板用扩散结合方法复合，然后采用离子溅射或分子束外延方法交替地将不同金属或金属与陶瓷薄层叠合在一起构成金属基复合材料。这种复合材料性能很好，但工艺复杂难以实用化。4．5 原位生成复合法

原位生成复合法也称反应合成技术，最早出现于1967年前用SHS法合成TiB:／Cu功能梯度材料的研究中。金属基复合材料的反应合成法是指借助化学反应，在一定条件下在基体金属内原位生成一种或几种热力学稳定的增强相的一种复合方法。

5金属基复合材料的应用及发展趋势

5.1金属基复合材料的应用

目前应用的复合材料主要有金属基、无机非金属基和高分子基三大类。但是由于金属基复合材料价格昂贵，主要用于航空航天和军事领域，一般工业领域不多见。而由于铝基复合材料的优良的综合性能，使得铝基复合材料在金属基复合材料中应用最为广泛。

5.1.1铝基复合材料的应用

硼纤维增强铝基复合材料

【7】

是实际应用最早的金属基复合材料，美国和前苏联的航天飞机中机身框架及支柱和起落拉杆等都用该材料制成。硼-铝复合材料还用做多层半导体芯片的支座的散热冷却板材料，硼-铝复合材料的导热好，热膨胀系数与半导体芯片非常接近，能大大减少接头处的疲劳。硼-铝复合材料的应用前景宽广，可用作中子屏蔽材料，还可用来制造废核燃料的运输容器和储存容器、可移动防护罩、控制杆、喷气发动机风扇叶片、飞机机翼蒙皮、结构支承件、飞机垂直尾翼、导弹构件、飞机起落部件、自行车架、高尔夫球杆等。

碳化硅晶须增强铝基复合材料用于制造导弹平衡翼和制导元件，航天器的结构部件和发动机部件，战术坦克反射镜部件，轻型坦克履带，汽车零件，如活塞、连杆、汽缸、活塞销等，飞机的机身地板和新型战斗机尾翼平衡器。碳化硅增强铝基复合材料可用来制造卫星及航天用结构材料，如卫星支架、结构连接件、管材，各种型材，导弹翼、遥控飞机翼、飞机零部件等。

5.1.2钛基复合材料的应用

SiC纤维增强钛基复合材料的发展最初是以超高音速宇航器和先进航空发动机为主要目标。因为用它制造的波纹芯体呈蜂窝结构，在高温下具有很高的承载能力和刚度及低的密度，使其成为航天飞机发动机理想的候选材料。但是由于制作工艺复杂、成型工艺困难和原材料昂贵使得它的推广应用很困难。美国建立了SiC纤维增强钛基复合材料生产线，已为直接进入轨道的航天飞机提供机翼、机身的蒙皮、支撑梁及加强筋等构件。

5.1.3镁基复合材料的应用

镁合金材料【8】具有密度小、比强度和比刚度高、良好的尺寸稳定性和优良的铸造性能，正成为现代高新技术领域中最有希望采用的一种复合材料，其综合性能优于铝基复合材料。此外，这种材料还具有优良的阻尼减振、电磁屏蔽等性能，在汽车制造工业中用作方向盘减振轴、活塞环、支架、变速箱外壳等，在通讯电子产品中的飞机、便携计算机等也用做外壳材料。SiC晶须增强镁基复合材料可用于制造齿轮，SiC和Al2O3颗粒增强镁基复合材料由于耐磨性好，可用于制造油泵的泵壳体、止推板、安全阀等零件。镁合金复合材料由于其优异的力学性能和物理性能已经显示出广阔的用途。5.2金属基复合材料研究趋势

(1)简化制备工艺,降低制备成本，始终是研究热点之一。

(2)目前金属基复合材料【9】的强化机制研究还不是很成熟，学术观点各有所见,很难达成共识。应加强对强化机制的研究，探讨复合材料的凝固过程，研究增强相与基体的微观作用机理，进一步推动金属基复合材料的发展。

(3)润湿性问题一直困扰研究金属基复合材料的学者，给实际制备复合材料带来很大的困难。目前，有些学者研究了铝基复合材料的润湿性，并取得了一定的进展。但对钢基复合材料的研究却很少，国内目前尚未见报道。如果想制备优良的钢基复合材料，润湿性问题尤显重要。

(4)研究的重点侧重于增强体与基体的结合界面及增强体在基体中的分布，却忽略了基体自身的性能。基体本身的性能对复合材料的影响也至关重要，性能优越的复合材料同样要求有性能优越的基体，因此应加大对基体和增强体性能同步提高的研究。

6结束语

由此看来,金属基复合材料研究较早,但关键处还有待突破;而表面复合金属基复合材料虽研究较晚,但由于具有相对简单的复合工艺和较低的造价等特性,正受到越来越多的重视。尽管金属基复合材料有于广大科研人员的继续努力。相信在不久的将来,金属基复合材料一定会在众多的材料家族中占有举足轻重的一席之地。我国金属基复合材料的研究起步仅落后于美、日等国不到五年。鉴于国际上金属基复合材料尚未大规模生产，因此目前差距不大。目前主要集中在以轻金属（如铝、镁、钛）等为基体的复合材料研究，少量研究致力于铜、铁、铅基体的复合材料。增强的形式包括连续纤维、短纤维、晶须和颗粒。鉴于国际的发展趋势侧重于非连续的颗粒、晶须和短纤维方面，因此我国的研究也早已转向这方面。但在关于其理论基础性研究的理论深度上与国外有一定的差距，特别是在原子、分子水平上深入认识界面的结构方面不够，这主要是缺少先进的分析表征手段和物理学家的介入不够有关。另外，复合材料可持续发展及其实用化降低成本的要求使金属基复合材料的再生问题显得尤为重要，应该加强对金属基复合材料的再生研究工作。

参考文献

金属基复合材料的现状与展望 篇2

钢筋混凝土是目前应用最广泛的建筑结构材料。但是,由于对混凝土耐久性认识不足,使得国内外大量的混凝土结构过早破坏,造成了巨大的经济损失[1]。氯盐是导致混凝土中钢筋锈蚀的主要因素之一[2]。氯盐中的氯离子到达钢筋表面吸附于局部钝化膜时,氯离子的局部酸化作用使钢筋钝化膜破坏,形成“腐蚀电池”;氯离子的阳极去极化作用、导电作用加速了钢筋的电化学腐蚀作用[3]。混凝土中的氯离子有2种存在形式:一是混凝土孔溶液中游离(自由)的氯离子;二是被水泥组分或水化产物结合(固化)的氯离子,它在混凝土孔溶液中无法自由移动。只有溶解在混凝土孔溶液中的氯离子(自由氯离子)对钢筋的腐蚀起作用,被混凝土结合的氯离子(固化氯离子)不会引起钢筋的锈蚀。混凝土固化氯离子的性能对港工混凝土和除冰盐环境下的钢筋混凝土的寿命预测具有重要意义,它首先降低了钢筋表面的自由氯离子浓度,减小了钢筋腐蚀的风险;其次降低了自由氯离子流量,减弱了氯离子的渗透速率;最后由于Friedel′s盐(简称F盐)的形成堵塞了混凝土中的孔隙,降低了氯离子的传输速率[4]。因此,研究混凝土中氯离子的传输与混凝土的寿命预测必须考虑混凝土对氯离子的固化作用。

水泥基材料对氯离子的固化十分复杂,影响因素众多,本文主要从固化能力测试方法、固化能力影响因素和固化机理等方面对国内外文献进行综述。

1 固化能力测试方法

目前,测试水泥基材料固化氯离子能力的方法主要有压滤法、滤取法和平衡法。Glass等[5]比较了测试氯离子含量的压滤法和滤取法,认为在压力作用下由于松散结合的氯离子释放引起压滤法获得的自由氯离子含量偏高,而酸溶法得到的总氯离子含量偏低,同时超声波处理也能引起松散结合的氯离子释放,从而限制了它的使用。管学茂等[6]比较了测试固化氯离子的3种方法即压滤法、滤取法和平衡法,认为滤取法是最适合测定氯离子含量的方法。

此外,还有一些其它方法被应用于测试氯离子的固化。Ping Yu等[7]用核磁共振方法研究了水泥的水化物羟钙石、水化碳铝酸钙和水化硅酸钙对氯离子的吸附,结果表明羟钙石和水化碳铝酸钙有较强的固化能力,而水化硅酸钙固化能力相对较小。M. Castellote等[8]用蒸发水量法测定了混凝土试样中的自由氯离子含量,并与孔溶液压滤法进行了比较,认为蒸发水量法可以快速测定自由氯离子含量且误差较小。

2 水泥基材料组成对固化氯离子的影响

普遍认为在水泥基材料的矿物组成中水泥的铝含量是影响固化能力的主要因素。Zibara[9]研究了C3A、C4AF、C3S、C2S单矿各自对氯离子的固化,发现C3A对氯离子的固化起着至关重要的作用,特别是当氯离子浓度高时起着决定性的作用,但在低浓度时它的作用不明显;C4AF的固化能力是C3A的1/3;C3S对氯离子的固化贡献在25%～50%的范围以内。Csizmadia等[10]研究了含C3A 1.41%的抗硫酸盐水泥对氯离子固化的影响,发现抗硫酸盐水泥具有一定的固化能力,认为这是由于氯盐与C4AF生成了类Friedel 盐的化合物,并用XRD和DSC证实了他们的结论。Erik P. Nielsen等[11]运用C3A含量为4%和12%的白水泥和C3A含量为7%的普硅水泥,从相平衡角度研究了不同水泥对氯离子的固化,同时建立了固化的热力学模型。

水泥基材料中的辅助胶凝材料对氯离子的固化也起着重要的作用。Jitendra等[12]研究了不同氯离子浓度下掺粉煤灰浆体的氯离子固化能力,发现粉煤灰的加入提高了氯离子的固化量。Ha-Won Song 等[13]研究了在矿渣的不同掺量下水泥浆对氯离子固化的影响,结果表明随着矿渣掺量的增加氯离子的固化量加大。余红发等[14]研究了矿渣掺量对混凝土氯离子固化能力的影响,发现掺加矿渣并没有改变混凝土对氯离子的等温吸附规律,且随着矿渣掺量的增加,混凝土对氯离子的结合能力先增大后减小。Delagrave等[15]研究了ASTM Ⅰ型水泥、ASTM Ⅲ型水泥中掺入6%的硅灰对氯离子固化的影响,计算了C-S-H 凝胶固化氯离子的量和自由氯离子的量,结果表明,掺6%硅灰的ASTM Ⅲ型水泥固化量明显偏低,认为这主要是硅灰的水化引起C/S较低的缘故,同时引起了C-S-H 凝胶的比表面积减少。此外,胡红梅等[16]研究了几种典型矿物功能材料对氯离子的初始固化力,结果表明矿物功能材料对氯离子有较强的初始固化力,且这种初始固化力主要归因于它们对氯离子的物理吸附作用。

3 环境因素对固化氯离子的影响

3.1 氯离子浓度的影响

浸蚀液中氯离子浓度可能是水泥基材料对氯离子固化的主要因素之一。Dhir等[17]研究了不同氯离子浓度下的固化性能,发现随着浸蚀液中氯离子浓度的增加,混凝土孔溶液中的氯离子浓度增加,固化氯离子的量也增加,认为这是由于高浓度的氯离子增大了结合的机会,但同一水泥浆体固化氯离子的量存在一个最大值。谢友均等[18]研究了不同氯离子浓度下单位浆体结合氯离子的性能,发现随着氯离子浓度的增加,结合的氯离子量增加,但结合氯离子量占总氯离子含量的百分数减小。Y.Elakneswaran等[19]研究了不同氯离子浓度下的固化性能,发现随着浸蚀液中氯离子浓度的增加,固化氯离子的量也增加。

3.2 OH-浓度的影响

Delagrave等[15]研究了溶液pH值对固化氯离子性能的影响,认为当浸泡液的pH值从12.55上升到13时,固化氯离子的量随着OH-浓度的增加而减少。Paul Sandberg[20]通过原位溶出法试验研究了氯离子固化与孔隙中OH-浓度变化的关系,发现氯离子渗入混凝土的速率与OH-溶出的速率一致,随着孔隙中OH-浓度的减小,固化氯离子的量增加,固化氯离子的速率与传输速率取决于孔隙中能自由移动的OH-浓度。B. Reddy等[21]通过普通硅酸盐水泥、铝酸盐水泥和抗硫酸盐水泥研究了pH值对固化氯离子的影响,认为随着pH值的减小,结合的氯离子会释放出来。

3.3 SO42-浓度的影响

Guerrero等[22]测定了硫酸根离子浓度对固化氯离子性能的影响,发现随着硫酸根离子浓度的增加水泥浆体固化氯离子的量减少。Brown等[23]研究了混凝土受NaCl、MgSO4和Na2SO4侵蚀时对氯离子和硫酸根离子的固化情况,发现在混凝土试样的顶部和底部形成了钙矾石,在中间部位形成了钙矾石和Friedel 盐,认为中间部位Friedel 盐的形成是由于氯离子的渗透速率比硫酸根的高所致。H.A.F.Dehwah等[24]用不同的硫酸盐溶液研究了硫酸根对氯离子固化的影响,结果表明,Na2SO4加NaCl能使混凝土孔隙溶液中的pH值增大,从而使氯离子的固化量减少,而MgSO4加NaCl对孔隙液中的pH值没有影响。

3.4 氯盐阳离子类型的影响

Delagrave[16]指出,与NaCl相比,浸泡液为CaCl2时混凝土能固化更多的氯离子,认为强碱性的金属阳离子能显著影响氯铝酸盐的溶解度,能使氯离子从吸附状态解吸;同时,硬化水泥浆体的Na+比Ca2+和Mg2+更能引起混凝土孔隙液中的pH值增大,OH-取代氯离子被混凝土固化。Wowra等[26]则认为由于C-S-H 凝胶对钙离子吸附,为了补偿电荷平衡,双电子层上固化的氯离子浓度增加。F. Pruckner等[25]从混凝土电阻的角度研究NaCl和CaCl2对混凝土固化氯离子性能的影响,发现CaCl2能引起混凝土中Friedel 盐的生成量增加。

3.5 温度的影响

Guerrero[22]发现随着温度的升高氯离子的固化量减少,认为随着温度的升高,物质的分子运动加速,使氯离子的物理吸附解吸,同时随着温度的升高Friedel 盐的溶解度增加,两者的共同作用导致固化氯离子的量减少。Zibara[9]发现氯离子浸蚀液的浓度在1mol/L以下,随着温度的升高固化氯离子的量减少,但在高浓度时随着温度的升高固化氯离子的量增加。

3.6 碳化的影响

Suryavanshi等[26]研究了碳化对氯离子固化的影响。结果表明,在碳化作用下,水泥水化产物表面覆盖一层CaCO3、硅胶和铝胶,同时系统的pH值下降。由于C-S-H 凝胶的分解和孔隙率降低能减少氯离子的物理吸附,pH值下降能增加Friedel 盐的溶解度,从而使氯离子的化学固化量降低。金祖权等[27]研究了碳化对混凝土中氯离子扩散的影响,混凝土与净浆试样快速碳化14天,28天后浸泡到3.5%的NaCl溶液中650天,发现混凝土中的氯离子扩散系数增大,混凝土对氯离子的结合能力下降,且随着碳化时间的延长,变化幅度变大。

3.7 电学的影响

Castellote等[28]研究了非稳态扩散试验后电压对固化氯离子性能的影响,发现当氯离子浓度低于0.14%时,加速试验没有氯离子固化,这明显比自然扩散的要小。胡曙光等[29]研究了杂散电流对固化氯离子性能的影响,发现杂散电流会对水泥石固化氯离子的性能产生不良影响,使一部分结合的氯离子转化成游离状态的氯离子。

4 固化机理的研究

4.1 化学固化

化学固化的反应机理目前仍不太清楚,人们只知道水泥中的C3A相可与氯离子反应生成水化氯铝酸钙(C3A·CaCl2·10H2O),通常又将这种物质称为Friedel盐。另有学者[10]认为,C4AF与氯离子之间也有类似的反应,生成氯铁酸钙盐(C3F·CaCl2 ·10H2O),其与Friedel盐的结构类似。罗睿等[30]认为反应物应是硅酸盐水泥中的C3A相,但存在硫酸盐时,硫酸根会与氯离子争夺C3A相,并与之发生反应,在这一竞争中,硫酸根更具优势,即在有氯离子存在的水化反应中,先是C3A与硫酸盐生成钙钒石(AFt),硫酸盐消耗完毕后,才生成Friedel盐,而在氯离子消耗尽后,钙钒石又继续与C3A或C4AF反应生成单硫铝酸盐类水化物(AFm)。但在无内掺氯离子的条件下,外部氯离子首先要渗透进入硬化浆体,此时C3A已经水化完毕。Manera等[31]发现在这种条件下AFt与AFm相仍保持稳定,仅有未水化的C3A相与渗透进入的氯离子反应。但Glasser等[32]的研究表明,水化了的C3A相也可与氯离子反应生成Friedel盐。

M.R.Jones等[33]提出了Friedel盐形成机理,一种是离子交换机理,AFm通过离子交换转化成Friedel盐,对于氯化钠,由于氯离子进入AFm结构,混凝土液相中的Na+浓度增大,为了补偿电荷平衡,OH-从AFm中释放出来,即[Cl-]bound=[OH-]released。另一种是吸附机理,Friedel盐由2个[Ca2Al(OH)6·2H2O]+结构层组成,氯离子被吸附进入结构层,平衡其电荷,钠离子则离开孔溶液被吸附到固相中,可能被C-S-H凝胶吸附。Suryavanshi等[34]则研究了内掺氯离子条件下氯离子的固化,认为离子交换作用下固化的氯离子仅是总固化量中的一小部分,Friedel盐主要是在内掺氯离子条件下水化过程中生成的,仅有很少一部分是在水化之后通过氯离子与AFm结构发生离子交换而生成的。Paul Brown等[35]从相平衡角度讨论了Friedel盐与其他氯的化合物之间的共溶问题,从而提出了混凝土中Friedel盐的稳定机理。

4.2 物理固化

氯离子的物理固化主要是指水泥基材料对氯离子的物理吸附作用,如水化硅酸钙(C-S-H)凝胶表面吸附氯离子,由于水泥基材料中C-S-H凝胶量远大于C-A-H,所以物理固化占很大的比重。文献[36]的研究表明,当C-S-H中的C/S比为1.5时,其吸附氯离子的能力最强,文献[37]的研究表明,随C/S比增大吸附氯离子的能力增强。不过遗憾的是,至今有关氯离子的物理固化或吸附的相关机理研究同样不很完整。近来的研究多集中在利用双电层理论来解释氯离子在C-S-H凝胶表面被固化的现象。Larsen[38]解释,水化物因吸附了溶液中的阳离子(如Ca2+、Na+等)而带正电,并使带负电的氯离子被吸附在其上。双电层的电位与所吸附阳离子的价数、温度和孔溶液中的氯离子浓度均有关系,特别是后者具有决定性的影响。

此外, Diamond报道了其他形式的氯离子与C-S-H凝胶的固化情况,通过观察背散射电子的SEM图像,发现有氯离子存在于C-S-H结构内部,认为这是由于内掺氯离子条件下某些氯离子可进入C-S-H结构的内部。Ramachandran则通过研究CaCl2与C3S水化物的作用机理,成功区分了3种不同反应类型,根据作者的论述,氯离子可以存在于水化硅酸钙的化学吸附层上,渗透进入C-S-H层间孔隙,还可被紧紧固化在C-S-H微晶点阵中。

5 结语

(1)水泥中的C3A对氯离子的固化作用很大,固化的机理是生成了Friedel盐,然而Friedel盐究竟是直接反应生成还是先生成AFm后再转化为Friedel盐还没有一致的定论,而这直接影响水泥基材料对氯离子的固化量,所以有待于进一步的研究。

(2)普遍认为水泥中掺入粉煤灰和矿渣能增加氯离子的固化量,然而对于掺入混合材的固化机理一般认为是由于水泥基材料中铝含量的变化,没有进一步地分析水泥基材料的AFm量、C/S比、C/A比的变化,即除化学固化机理外对物理固化机理的研究太少,需要进一步的研究。

(3)外界环境因素中随着氯离子浓度增加氯离子的固化量增加,而OH-和SOundefined的浓度增加、温度升高、测试时的电流增大、碳化作用均降低氯离子的固化量。特别是OH-和SOundefined比Cl-更易与[Ca2Al(OH)6]+结构层结合,在此情况下AFm能否转化为Friedel盐还是一个疑问。

金属基复合材料的现状与展望 篇3

关键词：环保节能材料；应用现状；展望探究

前言：在我国建筑事业高速发展背景下，建筑节能标准也在随之不断提升，在广泛推广、深入研究先进节能技术的前提下，为了进一步推动我国建筑领域节能工作的开展，还应重视起新型节能环保材料的运用。这类材料是节能建筑不可不可或缺的物质基础，是建筑企业实现节能目的的重要途径。同时，环保节能材料的科学运用，不论是对增强建筑品质，还是优化环境等方面都具有重要意义。因此，必须要加强应用研究与创新探索。

一、环保节能材料应用的必

二、要性

首先，能够积极响应国家节能减排政策。面对逐渐恶化的生态环境，国家针对节能减排制定诸多政策，积极整合全社会力量来构建理想的低碳生活，且随着人们环保意识的不断增强，环保性建筑工程也随之不断增加，这些都在一定程度上对环保节能材料的应用、开发提出了更高要求。另外，从国家一些大政策层面来讲，节能减排也是一项最基本可持续发展政策，有助于促进各行业发展模式的创新转变。因此，为了积极响应国家提出的节能减排政策，必须要重视起环保节能材料的开发与利用[1]。

其次，有助于清洁生产的大力发展。环保节能是建筑行业未来发展的必然趋势。因此，当前很多建材企业都在不断加强产业升级，对自身材料、产品的环保节能、可持续发展特性也给予了重点关注。因此，在应用环保节能材料过程中，应对其具有的清洁生产积极作用做出全面理解与把握。

再者，有助于节约、降低资源与能耗。当前，各种环保节能材料在建筑工程中应用的主要目的，就是为了给建筑的环保、节能特性提供有力保障。对此，在应用各类材料过程中，用重点考虑其是否能够满足节能、降耗等发展目标，也就是应全面、深入了解掌握应用各类环保节约材料的必要性，以此来为可持续、节能降耗目标的实现提供有力保障[2]。

三、环保节能材料的发展应用现状

（一）发展现状

1.1废弃植物纤维

废弃植物纤维是一种用途较多，且可再生的生物资源，主要是指农作物秸秆、废弃竹子等诸多材料，且作为一个农业大国，我国拥有极其丰富的废弃植物纤维资源，这种资源不仅具有诸多良好性能，也拥有较大的开发、应用潜力。

与其建筑材料相比，废物植物纤维材料的运用，不仅简便，且不会给环境带来污染，用该资源来进行建筑工程建设，能够获得百分之百的生态建筑，是及其重要的环保节能材料。但由于其材料本身具有一定特性，因此，使用的建筑项目范围也存在较大限制，所以，还未得到广泛应用推广。不过对于当前一些私人住宅，以及小型公共建筑来讲，秸秆砌块也是极其适合的建筑节能材料，且能够充分满足人们对自然那种冲上的心理需求[3]。

1.2泡沫玻璃与粉煤灰

首先，对于泡沫玻璃来讲，其是一种能够有机整合环保、阻燃，以及保温等良好性能为一体的新型建筑材料，且废弃的各种颜色平板，以及瓶罐玻璃碎块都可以用作制作这种材料的原料，生产出的产品具有相对较高的环保效益，且生产中也不会给环境带来污染。同时，这种材料还具有较高的抗渗防水、耐火与抗压等性能，是一种可以将保温、保冷科学融合的一种建筑材料。现阶段，这种材料在各种建筑工程中都得到了广泛应用，不仅可以有效替代砖、砌块材料，也能够成为屋顶、墙体等部位的重要节能环保材料[4]。

其次，对于粉煤灰材料来讲，是火力发电厂燃煤粉锅炉产生的工业废渣，这些废渣的产生量不仅逐年递增，且在堆放中也占据着较大面积，也会对生态环境出安生一定威胁，因此，为了让这些废渣得到有效处理，以及科学运用，就可以将其制作成空心砖、墙地砖等材料，并在建筑建设运用中，充分体现出了自身的应用发展前途。这些粉煤灰具有良好的性能，不仅具有一定的环保意义，而且能够在一定程度上提升发电厂的经济效益。以前，发电厂的粉煤灰都是被当作废料处理掉，无法取得经济效益。现在，这部分材料可以用作生产原材料，是对于废料的有效利用吗，值得进行推广。

1.3膜材料

复合膜材料具有良好的透光性，以及较强的机械强度、防火与保温特性，是目前比较新颖的环保节能型建筑材料。对于自然光来讲，膜材具有较高透光率，即使是对保温隔热性能提出了较高要求的双层膜建筑，其透光率也能够达到百分之四以上，通过透射光可以在其建筑内部形成比较均匀的漫射光，且不会产生相应的阴影、眩光现象，白天也可以适应各种活动对光线提出的要求，因此，可以使得照明用电得到大幅度降低。另外，膜材的运用还可以有效避免室内受到太陽能辐射的影响，具有较为显著的保温、隔热效能，且不会对环境、人体等方面带来不利影响，现阶段在诸多建筑工程中都得到了广泛应用与推广。

（二）应用现状

2.1节能墙体的运用

在建筑室内使用功能各项要求的制约下，出于对墙面造型不可存在显著的凹凸痕迹，且还要全面适应建筑室内的防火等级要求的前提下，节能墙面应尽可能采用具有良好保温性能的保温隔热材料，以此来尽可能的降低室内热量的散失。采用轻质隔断墙体的部分，尤其是一些需要对热量传导区域的分隔做出严格控制时，为了有效避免一些热量被传导一些不需要控温的房间中，应结合具体情况，采用新型的环保节能型保温隔热墙面材料，比如，在轻质隔断内融入相应的保温材料，或者是在轻钢龙骨纸面石膏板隔墙中融入适量的保温材料，应用到一些需要给予保温处理的墙面，尽可能的避免热量时被散失。

2.2节能门窗与玻璃的运用

随着可持续发展政策的进一步推进，节能门窗、玻璃的大面积应用也逐成了现代建筑的发展趋势与潮流。同时，玻璃幕墙、门窗也是建筑围护结构的关键组成部分，且是建筑室内外热量交换、传导的活跃与敏感部分。对于建筑能耗来讲，维护结构的保温、隔热性能是能够对建筑能耗产生直接影响的因素，门窗也是其中最薄弱的环节，因此，节能玻璃的可续而运用对于整体建筑节能有着重要意义。当前，我国建筑工程中运用到的节能玻璃材料主要有真空、中控，以及带薄膜型热反射等。

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另外，为了促进其采光通风面积的不断扩展，并将现代建筑性格特征充分体现出来，建筑物门窗面积也随之不断增加，甚至还有应用全玻璃的幕墙建筑，进而导致建筑总热量受到大量损耗。这就对门窗节能提出了更高要求，在节能处理上应着重考虑保温隔热性能、密闭性能的提升。同时，建筑维护结构的门窗、玻璃幕墙，也应该将节能、太阳能、风能等一些新型技能技术进行有机整合，适当加强开发力度，进而研发出更多新型环保的节能门窗、幕墙材料。

2.3节能外围护材料的运用

现阶段，很多大型公共建筑还在运用大面积的玻璃幕墙来作为外部维护结构体系的主导形式，对此，应尽可能采用具有较高透光率，以及保温隔热性能的玻璃材料，或者是积极引用太阳能等一些新型能源。应用大面积的采光屋顶，不仅可以促进建筑室内白天采光面积的大幅度提升，且通过自然光来实现节能省电的目的。另外，其太阳能光电板的科学运用，也可以通过发电来为其他电气设备提供电能，使具有极大价值的环保节能材料。但就目前来看，节能外围护材料虽未在我国居民住宅建设中得到大量运用，但也在逐渐向轻质保温负荷材料的方向研发转变中。

四、环保节能材料的展望探究

（一）注重可再生资源的利用

就近几年来看，我国工业废渣的年产量一直都在增加，若能够通过科学回收与利用来替代一些原材料进行新型建材的生产，不仅可以使得环境污染、资源浪费得到大幅度降低，更重要的是有助于经济、环境可持续发展战略的实施。因此，在开发、利用环保节能材料过程中，应将天然资源的消耗量控制在最低范围内，促进能耗量的大幅度降低，积极将废弃物作为生产原料。同时，还应积极引进新颖、先进的生产技术，尽可能生产出更多有利于人体健康的产品，研发出更多可以获得更多社会效益、功能较多的新产品。可再生资源不仅具有良好的环保性能，而且是对于目前资源的合理利用，具有重要的现实意义，因此相关的技术值得进行推广。通过应用可再生资源，也可以降低不可再生资源的使用数量，属于对于现有资源的节约。

（二）加强新型节能环保建材的开发

在人们环保意识不断增强背景下，面对逐渐恶化的人类生存环境，人们对居家环境也提出更高要求，这也为各种环保节能材料的应用发展给出新的方向。

对此，建材相关主管部门，以及建筑行业之间应不断加强合作力度，在建筑应用规程、管理中，恰当的融入新型建材的制定、落实工作，以此来确保各种新型建筑材料的科研、生产工作能够得到妥善解决，处理好各个施工环节产生的种种问题，针对新型建材、制品，制定出较为完善的应用、推广方案。其中，若条件允许，对于部分新型环保节能产品与材料，可以实行生产许可证，以此来为环境友好型建材市场的创新、大力发展提供有力支持。

另外，相关部门还应对不同地区、建筑类型做出综合考虑，并将新型墙体材料的开发应用作为重点，并适当加大对称重复合墙体、保温等材料应用与建筑工程中的研究力度，真正实行系列化、配套化的产品开发，对产品结构做出进一步优化，以此来为我国绿色环保节能建筑事业的发展提供有力保障。

结语：综上所述，在我国社会经济、科技高速发展带动下，可持续发展战略的逐步深入人心，对环保节能材料的开发、应用方面也提出了更高要求，开发更新颖、先进的节能材料与技术也是未来发展的必然趋势。因此，为了我国的环保节能型建筑事业能够获得更广阔的发展前景，对于各项应用研究、创新开发工作的落实，应给予足够重视，并结合当前应用发展需求，探索出未来的正确发展方向。

参考文献

[1] 李琪.浅谈新时期环保节能材料在建筑施工中的应用[J].房地产导刊，2014，（34）：255-255.

[2] 王汝昭.浅谈环保节能材料的应用现状及市场展望[J].行政事业资产与财务，2012，（4）：2-3.

[3] 石凱文.浅谈新型环保型节能材料的发展及应用[J].新材料新装饰，2014，（2）：333-333.

[4] 李海花.环保节能材料在电厂建筑工程装饰中的应用[J].建材与装饰，2013，（36）：123-124.

金属基复合材料的现状与展望 篇4

一、国家实验室的发展目标是以国家高科技、国防建设的需求及学科前沿发展为引导，开展多结构、多功能复合材料的应用基础研究，为满足高科技、国防建设的发展对高性能化、高功能化、高可靠性、低成本的先进复合材料的迫切需求，提供方向性、共性、关键性的理论依据和原理性技术支撑，和小批量、多品种、高技术含量的军用和民用关键急需复合材料。在加强金属基复合材料的应用研究的同时，继续推进复合材料在航空、航天、信息和汽车工业等领域的实际应用；不断开展其它基体的复合材料的研究，尤其重点逐步向多学科交叉平台发展，以期在多结构、多功能复合材料的研究上有所作为。进一步加强来自不同学科和不同学术背景的研究人员之间的融合和交流，使实验室真正成为跨学科的学术交流和研究平台，使实验室成为本领域国际著名的实验室

实验室主要以材料学、材料加工工程和凝聚态物理3个二级学科为支撑，结合实验室研究现状和发展趋势，确定实验室的主要研究方向为：

1、金属基复合材料：主要研究铝、镁、钛基复合材料的设计、制备、加工和应用过程的关键基础理论和应用问题，继续加强在金属基复合材料的界面、制备科学、重熔与再生和成型加工等应用基础研究课题；同时依据对复合材料长期系统深入地研究所取得的阶段性成果，大力推进复合材料在航空、航天和国防工业中的实际应用。

2、聚合物基复合材料：主要研究聚合物基复合材料的分子设计、合成新方法、加工和应用过程的关键基础理论和应用问题，如功能聚合物分子设计理论、合成新方法、声隐身复合材料消声瓦和复合材料螺旋桨等研究方向。

3、新型功能复合材料：

（1）能源用复合材料：主要研究能源用新型功能复合材料的制备、加工和应用过程的关键基础理论课题。

（2）遗态复合材料：主要研究将植物、生物的结构等自然结构为模板，制备出各种具有特殊功能材料，并开展对转换机理等问题的基础和前沿的探索研究。

（3）纳米复合材料：以纳米尺度特殊的结构和功能效应为基础，开展聚合物基和金属基纳米复合材料的基础和应用基础研究。

二、聘任和流动

固定、客座人员管理体制以开放、联合、流动、竞争为原则，凡与本室研究方向一致的研究人员，符合以下条件的都可提出申请。

1．主持国家级基金、自然科学基金面上项目。2．重点、重大项目的主要完成人。3．国家，省市或学校杰出青年。

4．有创意和可行性并已获资助的创新项目负责人。申请者经由实验室主任召集的专家小组评议通过，即可成为实验室固定、客座人员。

由实验室主任召集的专家小组将对实验室的固定、客座人员每年进行评议，根据个人的工作成绩、工作状态和发展潜力，结合实验室的发展目标，对评议优秀者给予奖励，对评议不合格者流出实验室。

三、权利和义务

本室固定客座人员在使用本室仪器设备时享有优先权，仪器使用费可从实验室的奖励经费中支出。

为了促进学术研究，多出高水平成果，对本室固定客座人员以金属基复合材料国家重点实验室为主要完成单位的论文、鉴定成果、发明专利和获奖进行嘉奖。奖励条例见《金属基复合材料国家重点实验室论文奖励条例》、《金属基复合材料国家重点实验室成果奖励条例》。

实验室将从各方争取资源，对实验室的固定和客座人员发放额外补助津贴。

在本学科领域有原创性、有自主知识产权、有广阔发展前景和有优秀研究队伍的研究方向，实验室将在研究经费、人力、用房、仪器使用、国家研究项目申请等诸方面给予大力支持。

实验室的固定和客座人员有义务在发表论文、成果，申请专利和各种奖励时，必须署名金属基复合材料国家重点实验室并标注是实验室固定或客座人员。

自制定之日起执行。

上海交通大学

金属基复合材料国家重点实验室

航空材料数据库领域的现状及展望 篇5

航空材料数据库领域的现状及展望

材料是整个国防工业生产的基础,材料数据库应用系统的研究和开发是工业现代化的`重要方面.在现代飞机/发动机研制中,结构分析和计算流体动态分析等工作必须依赖大量的材料性能和相关数据.

作 者：沈军 朱亦刚 黄新跃 王越 郑永斌  作者单位：北京航空材料研究院,北京,100095 刊 名：航空材料学报  ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF AERONAUTICAL MATERIALS 年，卷(期)： 23(z1) 分类号：V25 TP39 关键词： 

金属基复合材料产业化及标准现状 篇6

上世纪90年代,在我国掀起了一股金属基复合材料(MMC)的研究热潮,经过20多年的研究,MMC已在军事国防领域取得了产业化应用并向民用领域渗透,如今已在陆上运输、民航、工业和体育休闲产业等诸多领域实现商业化的应用。迄今为止,由于MMC的制备工艺不稳定、不完善、成本高等因素,导致难以大规模生产。由于缺乏对生产出MMC的性能指标进行检测、评价的相关标准和规范,产品质量不能得到保证,易导致生产企业(单位)与用户间的质量纠纷。

本文将从MMC产品生产应用情况、目前已颁布或正在制定中的相关标准等方面进行论述,探讨未来MMC产业化及相关标准的发展方向。

2 金属基复合材料产品和行业现状

美国对MMC研究起步最早和投入最大,也是得到应用的终端产品最多的国家,日本、英国也出现了一些拥有成熟生产工艺的生产企业。相比较而言,我国对MMC的研究起步较晚,目前在军工、航天领域已能够进行规模生产,但由于生产工艺还不够成熟、成品率低等因素影响,在民用领域还没有大的突破。

2.1 在航空、航天领域的应用

众所周知,飞行器所用的结构材料总是希望有足够的强度、刚度和抗疲劳的能力,且总质量在满足各条件下最小。目前,比较理想的飞行器用材料有:MMC、碳纤维复合材料、超高强度钢、陶瓷基复合材料等,其中MMC以其特殊的性能受到青睐。

铝基复合材料的研究和应用最为广泛,早在上世纪80年代,美国DWA复合材料公司生产的25%的SiCp/6061Al复合材料已被用作飞机上承放电子设备的支架,其刚度比原用的7075铝合金约高65%。F-18战斗机上采用碳化硅颗粒增强铝基复合材料,作为液压制动器缸体,与替代材料铝青铜相比,不仅净质量减小,热膨胀系数降低,而且疲劳极限还提高1倍以上。

在航天领域,MMC具有超过聚合物基复合材料的一系列性能优点(耐高温能力,老化性能、抗辐射和抗原子氧、抗热冲击、导热率、尺寸稳定性、表面缺陷敏感性等)。MMC在航天中的最早应用是美国航天飞机,它的轨道器中段机身主隔框、翼肋桁架、框架稳定支柱、前起落架、制动拉杆支柱,共使用了243根B/Al复合材料管形支撑件,用体积含量60%的单向硼纤维增强铝制成,刚度好,质量比铝合金轻45%。上世纪90年代初美国采用SiC增强8009铝合金开发的高温MMC材料,使用温度达370℃,密度2.93～2.95g/cm3,作为钛合金的替代品,用于航天飞机机翼蒙皮,火箭箭体和其他航空航天结构。

MMC还可用于惯性器件,碳化硅-铝MMC可替代铍材用作惯性器件,被誉为“第三代航空航天惯性器件材料”,已被正式用于美国某导弹惯性环形激光陀螺制导系统,并已形成美国的军标(MIL-M-46196)。

2.2 在军工领域的应用

美国世纪公司通过与美国陆军坦克机动车辆研究开发与工程中心(TARDEC)合作,采用铝基复合材料(MMC)刹车鼓,替代原来军用车辆沉重的铸铁或钢制部件。该铝基复合材料(MMC)刹车鼓比铸铁轻45%,散热也优于铸铁。

2.3 在交通运输领域的应用

铝基复合材料可用于制作发动机连杆。连杆的要求是高强度、轻量化、低成本,传统连杆材料主要有调质钢、非调质钢、粉末冶金材料,成本高、工艺复杂。丰田公司在其新式Fx-1轻型特种车辆的高性能试验发动机上装了多晶氧化铝纤维强化铸铝连杆。这种连杆的重量轻,比钢质连杆减轻大约30%,抗拉强度和疲劳强度高,线膨胀系数小,可满足连杆工作时的性能要求。

用MMC制造的汽车发动机活塞、汽车发动机汽缸套、汽车传动轴、汽车发动机连杆、汽车阀杆、汽车刹车组件、高速列车刹车组件等已经得到应用,汽车轻量化对节能减排意义重大。

2.4 其他

在热控领域,铝基复合材料还可作为非结构应用,提高陶瓷颗粒的体积分数可有效降低其热膨胀系数,同时保持较高的导热率。此类材料密度小、导热高、膨胀低,在微电子封装领域得到应用。代表性的材料有6092/SiC/40p和6063/SiC/50p。

铝基复合材料在一些对性能要求较高的民用产品领域也具有较大的应用潜力。在过去的几年中,铝基纳米复合材料赛车零部件的研制也取得了重要进展,已经研制出可批量生产的纳米复合材料赛车传动轴、活塞以及齿环等零部件。在体育休闲领域,用于制造各种自行车架及零件、赛艇和游艇的发动机活塞、传动轴、高尔夫球杆、棒球和垒球棒。

铝基复合材料还可用于高速切削刀架、数控机器、核废料存储设备、油钻塔张力调整器、煤矿绞车离合器等。

2.5 我国MMC生产、应用现状

我国尚未形成完善的MMC产业。目前仅少数研制单位具有小批量的配套能力,其品种、规格较为单一,但仍然为国防和军工建设提供有力的支撑。例如军用复合装甲、军用发动机活塞、刹车制动盘等。

在民用方面,目前,中铝山东分公司电解铝厂生产的颗粒增强MMC原料应用于刹车制动盘、活塞、连杆,上海爱丹耐火材料有限公司使用硅酸铝纤维增强铝基复合材料制作发动机活塞,宁波良勇机械厂可生产铝基颗粒增强复合材料刹车盘。

轻质高强多功能MMC在航天、航空、国防先进武器等军事领域的应用具有不可替代性,是典型的军民两用新材料。也正是由于MMC特殊的国防应用背景,国外对其核心技术和产品严格保密。随着我国在空间技术、航天航空、高速交通、通讯电子等领域综合实力的提升,对高性能金属基复合材料的需求日益增加,例如汽车发动机零部件、高速列车制动系统、电子封装及核废燃料辐射防护等。近年来,觑觎中国的MMC巨大的市场空间,西方一些MMC公司在中国建立了若干合资或独资企业,但是并没有、也不可能转移相关技术。为了避免受制于人,必须尽快提升我国自主的MMC生产和应用水平。

3 金属基复合材料已有检测方法和产品标准

目前,我国MMC的相关标准严重缺失,MMC的标准化工作大大落后于美国、日本等发达国家并滞后于我国MMC的发展。目前可以检索到的相关标准及规范见表1。

ISO_TTA2-1997《Tensiletests for discontinuously reinforced metal matrix composites at ambient temperatures》主要针对非连续增强MMC的常温拉伸试验作出了相关规定。需要注意的是,它并不是ISO标准,而是作为MMC常温拉伸测试方法的技术趋势评估。

检索到的美标有3个,分别是:ASTM B976-2011《Standard Specification for Fiber Reinforced Aluminum Matrix Composite(AMC)Core Wire for Aluminum Conductors,Composite Reinforced》,ASTM D 3552-96R07《Standard Test Method for Tensile Properties of Fiber Reinforced Metal Matrix Composites》,MIL-HDBK-17-4A Composite Materials Handbook Vol 4《metal matrix composites》。其中,ASTM B976-2011标准名称为《铝导体用纤维增强铝基复合材料芯线》。这是一个产品标准,规定了氧化铝纤维连续增强铝基导线的性能要求。该产品的典型性能有:抗拉强度1380 MPa,断后伸长率0.65%,拉伸模量210Gpa,20℃电阻0.0718Ω·mm2/m,20-240℃热膨胀系数6.3×10-6/℃,密度3370kg/m3。

ASTM D 3552-96R07为纤维增强MMC拉伸试验方法。它适用于各种连续、非连续纤维增强MMC的室温、高温拉伸试验。

MIL-HDBK-17-4A《金属基复合材料》为美国的军标。它包含了三个部分,第一部分为MMC总论及材料表征试验计划、复合材料试验和分析方法、中间产品的试验和分析方法、增强纤维试验和分析方法、纤维浸润剂试验和分析方法、纤维涂层、界面、中间相的试验和分析方法、基体试验和分析方法、结构敏感性能表征、数据分析。第二部分为MMC设计指南,主要包含:结构设计和分析、应用及实例研究。第三部分为材料性能数据,包含增强体性能、基体性能、纤维涂层特征、铝基复合材料的性能、铜基复合材料的性能、镁基复合材料的性能、钛基复合材料的性能、其他基体复合材料的性能。从结构上看,该标准已经建立了较为全面的MMC标准体系。但是,该标准的很多重要章节内容为空白,留待以后补充,例如:缺少非连续增强MMC力学性能试验方法,没有增强纤维、中间相相关试验方法,应用及实例研究为空白,等等。但客观上讲,该标准的框架搭得比较好,考虑问题比较全面,值得借鉴。

日本标准有2个,分别是MMC用语、MMC增强体积含量试验方法。JIS H7006-1991《MMC用语》从复合材料、素材、成型方法、性能评估4个方面对MMC相关术语进行了定义。日标中并没有评估拉伸等力学性能测试方法的相关标准。

表1中序号6～10为我国已有的MMC相关标准,两个是国军标,两个是航标。GJB 5443-2005《高体积分数碳化硅颗粒/铝基复合材料规范》适用于以52%～68%碳化硅颗粒为增强体,应用于特殊紧密仪器、电子元器件制造的碳化硅颗粒增强铝基复合材料。该材料对密度、热导率、线膨胀系数、电阻率、弯曲强度、弯曲弹性模量有特殊要求。GJB 5975-2007《碳化硅颗粒增强铸造铝基复合材料规范》适用于以铸造铝合金ZL101A为基体,以14%～16%和19%～21%碳化硅颗粒为增强体的MMC。该材料对化学成分、抗拉强度、拉伸弹性模量、断后伸长率、密度、热导率、线膨胀系数作出了规定。

这两个军标中,密度、热导率、线膨胀系数、电阻率的检测方法参照相关国标、航标的规定。拉伸试验参照GB/T228-2002,SiC增强体含量的测定采用图像分析法,制备金相试样,采用图像分析仪测定SiC颗粒在观察视野中的面积,规定每个测试值为5个视野的平均值。

HB 7616-1998《纤维增强MMC层板拉伸性能试验方法》规定了拉伸试样的尺寸,考虑到试样的低延性,夹持端采用铝合金加强片。试验速率控制在0.05～5mm/min。

可以看出,我国的MMC相关标准呈现以下特点:(1)应用范围很窄,仅仅涉及了军工领域,而且也只是颗粒增强的部分铝基复合材料;(2)相关样品制备、检测方法的缺失,大部分性能测试还在参照相应基体合金对应的国标、行标;(3)已有检测方法已大大落后于MMC的发展。以拉伸试验方法为例,缺少颗粒增强MMC的拉伸试验方法,已有的HB7616-1998标准无论在样品制备、尺寸形状、试验速率等方面都存在一定的问题,急需进行更新。

连续纤维增强陶瓷基复合材料(Continuous Fiber Reinforced Ceramic Matrix Composites,简称CFCC)是将耐高温的纤维植入陶瓷基体中形成的一种高性能复合材料。具有高强度和高韧性(相对于普通陶瓷材料),其力学性能与连续纤维增强MMC具有一定的相似性,对于我们进行连续纤维增强MMC拉伸试验有一定的参考价值,检索到纤维增强陶瓷基复合材料的相关拉伸试验方法标准见表2。

序号1～2为日本标准,分别是连续纤维增强高温拉伸试验方法、连续纤维增强常温拉伸试验方法。常温拉伸试验方法中规定了带头和不带头两种矩形截面试样,基于拉伸性能的离散性,规定了1批次样品的试验样本数最小为5,引入了统计计算的方法来表征检测结果,需给出均值、标准差、离散系数。试验速率:横梁位移0.01～0.05mm/s。GJB 6475-2008中规定了每组有效试样不小于5个,对试验结果进行统计计算。采用位移控制进行拉伸试验,加载速率为0.1～1mm/min。

4 我国MMC体系框架组建的构想

4.1 MMC产品框架

按基体分类搭建产品标准框架。

4.2 MMC检测方法框架

首先应尽量优先采用已有的相关金属材料检测方法,基于MMC的特殊性能,某些常规方法并不完全适用于MMC的,研究并制定相应适用的检测方法。

4.2.1 化学成分检验

应分别检验基体和增强体的化学成分。基体化学成分分析可采用相应金属材料的湿法或仪器分析方法,增强体化学成分分析可采用扫描电子显微镜X射线能谱分析方法。

4.2.2 力学性能试验方法

拉伸试验方法。可按增强体划分为两个标准:颗粒增强复合材料拉伸试验方法和长纤维增强复合材料拉伸试验方法。拉伸试验方法的制定应重点考虑以下几个方面:(1)样品的制备,包括取样位置、方向、样品的表面状况;(2)试验的速率,可参照现有的MMC标准、拉伸试验方法标准,设定不同的速率进行验证试验,获得最为适合的拉伸试验速率;(3)检测样品的数量及代表性,考虑MMC不均匀性带来的拉伸数据离散性,一次检测样品数量是否应达到5个或以上。

冲击试验方法。由于MMC冲击韧性较基体有较大程度的降低,因此不推荐采用常规金属的冲击试验方法。目前可采用GB/T 1817-1995《硬质合金常温冲击韧性试验方法》等。制定MMC冲击试验方法应考虑以下几个方面:(1)样品的制备,包括取样位置、方向、样品的表面状况,考虑到V口的缺口敏感性,优先采用全截面试样;(2)试验机的测量精度,MMC试样的冲击吸收能量可能仅有几个焦耳,故冲击试验机的测量下限应能达到1焦耳,并能准确到小数点后1位;(3)一组冲击样品的数量,考虑到离散性,一组试样不应少于5个;(4)试验温度,应根据产品的应用工况确定试验温度。

弯曲试验。对于连续纤维增强MMC的弯曲试验可采用HB 7617-1998《纤维增强金属基复合材料层板弯曲性能试验方法》。对于非连续增强金属基复合材料的弯曲试验可参照GB/T 232-2010《金属材料弯曲试验方法》和YB/T 5349-2006《金属弯曲力学性能试验方法》。

硬度试验。可参照现行的国标布氏、洛氏、维氏试验方法,考虑到样品的不均匀性、数据的代表性,推荐优先使用布氏方法。

4.3 增强体体积含量试验方法

可划分为图像分析法和溶解法(化学法),对于增强体尺寸较大的金属基复合材料,可采用金相法测定增强体的体积含量。对于难以制备金相样品的金属基复合材料,可采用溶解法测定增强体体积含量。

4.4 其他

热膨胀系数、电阻率、导热系数、耐磨损等性能的测定可采用现行的国标试验方法。全国工程材料标准化工作组已于2009～2012年获得金属基复合材料国家标准立项3项,分别是《原位颗粒增强铝基复合材料》、《金属基复合材料拉伸试验室温试验方法》和《金属基复合材料增强体体积含量试验方法图像分析法》。目前,各标准均在加紧制定中。

摘要：本文总结了国内外金属基复合材料的应用领域及产品应用现状,对现有金属基复合材料标准、规范进行了分析、比较,提出了我国金属基复合材料标准体系框架设想,指出建立我国金属基复合材料标准体系搭建的必要性,以期尽早形成与我国科研、生产相匹配的金属基复合材料标准体系。

关键词：金属基复合材料,产业化,标准体系

参考文献

陈汉华,张军,杨安元.先进材料在军用飞机上的应用[J].装备制造技术,2010,9:188-189.

张晓岚,王海涛,张德雄.金属基复合材料在航天器上的应用.第三届空间材料及其应用技术学术交流会论文集:150-155.

高彬彬.金属基复合材料用于军用车辆刹车鼓[J].国防制造技术,2010,3.

王乾.发动机连杆新材料的发展与研究[J].机械,2010,37(3):69-71.

金属基复合材料的现状与展望 篇7

聚乙烯醇纤维(Polyvinyl Alcohol Fiber)简称PVA纤维,在我国与日本又称之为维纶纤维与维尼纶纤维,是以高聚合度的优质聚乙烯醇为原料,采用特定的先进技术加工而成的一种合成纤维。普通纺织用聚乙烯醇纤维的弹性模量较低、极限延伸率过高,不能作为水泥增强材料。20世纪80年代初,日本可乐丽(Kuraray)公司与尤尼切可(Unitika)公司开发了可用于增强水泥基体的高弹性模量聚乙烯醇纤维,80年代中期我国以自主知识产权研制成功改性聚乙烯醇纤维和高模量聚乙烯醇纤维,并相继投入生产[1]。

高强高弹模聚乙烯醇纤维(PVA纤维)的弹性模量仅次于钢纤维、玻璃纤维、碳纤维和超高分子聚乙烯纤维,其抗拉强度可与钢纤维、玻璃纤维、碳纤维、超高分子聚乙烯纤维和对位芳香聚酰胺纤维媲美,PVA纤维的价格低、密度小、粘结力高、分散性好、易于搅拌;与其他合成纤维相比,PVA纤维亲水性好、弹性模量高,并且具有高比表面积,与水泥相容性好,增强效果明显。另外,其耐光性和耐碱性也好,具有优良的化学稳定性。

2 PVA-ECC的性能及特点

2.1 ECC的定义及特点

高延性纤维增强水泥基复合材料(Engineered Cementitious Composite,简称为ECC)是经系统设计,在拉伸和剪切荷载下呈现高延展性的一种纤维增强水泥基复合材料[2]。ECC通常是以水泥或者以水泥加填料,或在上面的基础上再掺加小粒径细骨料作为基体,用纤维做增强材料。采用纤维体积掺量仅为2%的ECC,其单轴拉伸荷载下最大应变大于3%[3],约为普通混凝土的100倍～300倍。使用掺量适中的短纤维能满足不同的施工要求,包括自密实ECC和喷射ECC。目前,通过挤压成型已经生产出了ECC结构构件。在增强结构安全性、耐久性及可持续性方面,ECC有相当大的优势。ECC的特点就是超高韧性,具有高耗能、抗震、抗冲击、抗变形、防腐蚀、防泄漏的作用。

2.2 PVA-ECC的特点

PVA-ECC(Polyvinyl Alcohol-Engineered Cementitious Composites)即高强度高弹性模量聚乙烯醇纤维水泥基复合材料。PVA-ECC通常是以水泥或者以水泥加填料,或在上面的基础上再掺加小粒径细骨料作为基体,用PVA纤维做增强材料。国内外的研究表明,PVA-ECC的重要特点是以低掺量的PVA纤维实现超高韧性,其拉应变值大于3%,且多缝开裂,裂缝宽度小于3 mm,具有较高的抗裂性能。此外,PVA-ECC还具有耐高温、耐磨、耐疲劳及对环境无污染等特点。

1997年Victor C.Li和Kanda等开始将PVA纤维用于ECC,以下料时应在柱四个角均匀下料。混凝土浇筑时,应采用多个柱子进行循环下料,并严格控制下料速度,防止下料过于集中、下料速度过快造成胀模现象。

由于钢骨柱钢筋及钢骨较密集,如振捣不充分,很容易造成蜂窝麻面现象。因此,钢骨柱混凝土施工时,应在柱四角进行插棒振捣。施工时设两个振捣手,在柱两侧同时振捣,必须保证混凝土振捣充分,不得过振、漏振。

3 结语

通过此项新技术在本工程中的实践,显著提高了型钢混凝土组合结构的施工技术水平,加快了施工进度,减轻了劳动强度,保证了工程质量,为公司取得了良好的经济效益和社会效益。

型钢混凝土结构在我国应用较少,但此项新技术以其显著的经济效益和社会效益得到了迅速的发展,在我国有很大的发展空间。

参考文献

[1]沈荣熹,王璋水,崔玉忠.纤维增强水泥与纤维增强混凝土[M].北京:化学工业出版,2006.

[2]LI.V.C,Wang S,Wu C.Tensile strain-hardening behavior ofPVA-ECC[J].ACI Mater J,2001,98(6):483-492.

金属基复合材料的现状与展望 篇8

1 残余应力的影响因素

1.1 纤维涂层的影响

高温下制备复合材料时,基体与增强体之间极易发生有害的界面反应,而合适的界面涂层不但能有效阻挡这类反应,而且还可以对复合材料界面残余应力的分布起到一定的调节作用。Bin Huang等[5]研究了C、C/TiB2涂层对SiC/Ti-6Al-4V复合材料界面残余应力的影响,认为涂层对复合材料界面径向及轴向残余应力的影响不大,但使周向应力变化显著。与没有涂层相比,C涂层使邻近纤维一侧界面周向应力有所减小,C/TiB2涂层使邻近基体一侧界面周向拉伸应力明显增大。这主要是因为在没有涂层、有C涂层和C/TiB2涂层的情况下,界面相材料分别为TiC、C及TiC 和C及TiB2。表1列出了SiC、Ti-6Al-4V等材料的主要性能参数。

从表1可以看出, 3种界面相材料TiC、C及TiB2的热膨胀系数均较大,但它们之间差值较小,而杨氏模量相差很大。由此可知,当热膨胀系数一定时,复合材料界面周向应力在很大程度上依赖于界面相材料的杨氏模量。杨氏模量越高,相应的周向应力越大。L.L.Shaw等[6]对SiC/Ti-6Al-4V复合材料的研究发现,氧化钇涂层复合材料界面的径向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[8,9,10]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/Ti-24Al-11V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/Ti-6Al-4V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3GPa变为15GPa,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。

电子莫尔波纹与纤维顶出试验相结合的方法是用电子刻蚀技术在试样表面制作出10000线/mm的高灵敏度光栅,然后将纤维顶出释放残余应力,利用光栅和莫尔条纹计算残余应变,从而得出界面残余应力场。这是测定界面残余应力的一种高精度实验方法,缺点是只考虑了被顶出纤维对残余应力的贡献,而忽略了邻近纤维对残余应力的作用,故测量精度受纤维体积分数的影响。纤维体积分数越低,纤维之间相互作用小,测量精度就越高。但纤维顶出后半径方向残余应力完全释放,径向残余应力不受此影响。Y.M.Xing等[19]用这种方法成功测出SCS-6/Ti-15-3界面周向和径向残余应力分别为476MPa和-473MPa。

2.2 理论分析

理论分析界面残余应力包括解析法和有限元法。解析法以细观力学为基础对复合材料代表性体元进行分析,然后对解析结果进行数值求解。但解析法对增强体的排布与几何形状均进行了简化,且不适于局部应力场的精确求解,在复合材料界面残余应力计算中应用较少。有限元法将有限元计算技术与材料力学相结合,利用计算机方便、快捷的计算能力,模拟出复合材料任意微区的残余应力大小及分布状态,特别是一些实验测定难以实现的残余应力分析,且对增强体的几何形状无特殊要求。因此,有限元模拟计算界面残余应力为许多学者所采用。但有限元模型对增强体在基体中的分布进行了较大的简化,并假设界面结合完好,所得结果与实际情况仍存在误差。图1列出了常用的3种有限元计算模型:同心圆柱模型(a)、纤维四方排布模型(b)和六方排布模型(c)。其中同心圆柱模型忽视了增强体之间的相互作用,仅适用于增强体体积分数较低时界面残余应力的计算。为弥补这一不足,Muller等[20]提出改变边界条件,在外层圆柱表面施加压应力,然而界面残余应力的横向各向异性仍未体现。相比之下,四方与六方排布模型更接近实际情况。

3 残余应力对复合材料性能的影响

复合材料界面残余应力大于基体材料屈服强度时,残余应力部分松弛,基体合金中产生高密度位错,从而使复合材料屈服强度提高。研究表明,SiC/Al复合材料残余应力使界面附近基体位错密度提高1～2个数量级[21]。这种情况下,有限元模拟得出的残余应力值高于实际值,为残余应力上限。张国定等[22]测定了SiC/Al中单根纤维周围的硬度分布,界面附近基体硬度最大(是无应力状态下的4倍左右),远离界面硬度下降直到基体合金原始硬度。这种小范围内力学性能的巨大变化,证实了界面附近区域高密度位错的存在。

复合材料界面残余应力对横向力学性能有重要作用。M.M.Aghdam等[23]模拟了具有C/TiB2涂层的SiC/Ti基复合材料在横向拉伸与压缩时的力学行为,其纤维排布几何模型如图1(b)所示。他认为复合材料横向压缩强度是拉伸强度的2倍左右,这是因为基体杨氏模量低于纤维杨氏模量,横向拉伸载荷作用下基体沿轴向的收缩大于纤维沿轴向的收缩,导致界面受剪,且受剪方向与热膨胀系数差异引起的界面残余剪切应力方向一致,从而引起界面剪切强度降低、纤维脱粘,复合材料提前失效;材料受压时,情况正好相反。所以,界面残余剪切应力对弱结合界面的横向拉伸强度不利。另外,由于C的强度低于TiB2,因此在拉伸载荷达到250MPa失效首先发生在f/c界面,当载荷增加到440MPa后,c/m界面正方形对角线方向开始脱粘。原因在于TiB2的杨氏模量与热膨胀系数都较高,从而在c/m界面产生了很高的周向拉伸应力和径向压缩应力,但周向与径向残余应力在垂直于纤维方向的平面内具有明显的各向异性,界面正方形对角线方向周向拉伸应力最大,径向压缩应力最小,且当纤维体积分数大于某一临界值后,此处径向应力甚至变为拉伸状态[11]。随着复合材料界面径向残余压应力的减小,界面机械结合强度减弱,对弱结合界面横向强度不利。

4 结束语

金属基复合材料增强相、界面相及基体热膨胀系数的显著差异,导致界面产生极大的残余应力,而界面残余应力对复合材料各种宏观性能又具有重要影响,这使得研究复合材料界面残余应力非常重要。界面残余应力诸多影响因素中,由于制备温度、基体材料性能等的调整范围十分有限,故选择合适的涂层材料成为目前降低界面残余应力最可行的手段。 另外,界面残余应力的测定技术尚不成熟,各种实验方法仅限于平均残余应力粗略估计,解析法只适于计算复合材料整体平均性能,有限元法虽能模拟出复合材料中界面残余应力大小及分布状态,但有限元模型的理想化以及界面相材料性能的难确定性也会给分析结果带来一定误差。因此,如何将实验测定与有限元计算相结合,使残余应力测定更为准确,并进一步深入研究残余应力对宏观力学性能影响的规律和机制都是我们今后工作的重点。

摘要：综述了金属基复合材料界面残余应力的各种影响因素、残余应力的实验测试方法和理论分析方法及残余应力对复合材料宏观力学性能的影响,分析讨论了目前研究中存在的问题和不足之处,并指出了今后工作的重点与方向。