CfMg复合材料热膨胀系数及其计算

第38卷 2009焦 第6期 6月 稀有金属材料与工程 RARE～正1’ALMATERIAISANDENGINEERING 、，01．38-No．6 June2009 Cf／Mg复合材料热膨胀系数及其计算 宋美慧，武高辉，王 宁，张贵一 (哈尔滨工业大学，黑龙江哈尔滨150001) 摘要：利用热膨胀仪测定压力浸渗法制各的单向碳纤维增强镁复合材料在20-300℃区间的平均热膨胀系数，讨论热 处理工艺、碳纤维弹性模量、基体合金种类等因素对连续纤维增强镁基复合材料热膨胀系数的影响。结果表明，可以 通过退火处理降低复合材料的热膨胀系数。同时，选择高模量石墨纤维或选择低屈服强度基体合金都可以获得低热膨 胀系数的复合材料。对计算复合材料横向热膨胀系数的理论进行改进．与实验测试值比较，理论计算值更加接近 实际测试值。提出计算层合板结构复合材料二维平面内热膨胀系数的模型，计算出不同铺层方式下层合板复合材料的 热膨胀系数，结果表明当层合板采用『O／：t：15／士30／+451i-60／士75／90]s的铺层方式时，复合材料热膨胀系数基本达到各向同 性。 关键词：镁基复合材料：热膨胀系数；热膨胀 中图法分类号：TB331 文献标识码：A 文章编号：1002．185X(2009)06．1043．05 碳纤维增强轻金属(主要是Al或Mg合金)复合材 料是目前结构材料中比强度和比刚度最高的金属基 复合材料【11，它具有低密度、低热膨胀系数(厦)、高导 电导热性能以及良好的尺寸稳定性等优点f2-4]。与传 统的树脂基复合材料相比，它显示出耐更高温度、防 燃、横向强度和刚度高、不吸潮、导热与导电率高， 抗辐射、使用时不放出气体等优点【5】。因此它是应用 于航空、航天等对构件质量要求苛刻的高技术领域的 理想结构材料。目前纤维增强金属基复合材料主要用 于制造大型光学系统构件，以及高精度空间结构件， 如光学系统反射镜、卫星和雷达天线、波导管、航天 站的安装板等【¨】。 复合材料的热膨胀性能是重要的佐能参数之一。 连续纤维增强金属基复合材料的性能受到基体和增 强体性质、增强体含量、排布方式、复合材料界面性 质，以及由于在制各过程中纤维与金属热膨胀系数差 异造成的热错配应力等诸多因素的影响【10】。另一方 面，单向纤维增强复合材料由于性能各向异性，很难 达到安全及稳定性要求，因此实际应用中常采用层合 结构的复合材料[1l】。层合板结构可以通过改变纤维含 量及铺设方式，设计出热膨胀系数在较大温度范围内 近似为零，并且各向异性的复合材料。那么在复合材 料设计中，热膨胀系数模型的选择是决定设计制备结 果的关键因素之一。 本研究以压力浸渗法制备的碳纤维增强镁(C舢g)复 合材料为例，分析讨论了热处理状态、纤维与基体合 金种类等因素对单向纤维增强金属基复合材料热膨胀 性能的影响。并在修正计算单向复合材料横向热膨胀 系数模型的基础上，建立计算二维层合板结构金属基 复合材料热膨胀系数的模型。 1 实验 采用压力浸渗法制备单向碳纤维增强镁基复合材 料T700／AZ91D、M40／AZ91D、T700／ZM6和M40／ ZM6，复合材料中增强体纤维体积分数为60％。基体 镁合金化学成分(质量分数，％)为：9AI．1Zn．0．2．Mn (AZ91D)；2．8Re．0．2．Zn．0．5Zr(ZM6)。纤维与基体镁 合金的性能见表1所示。 以AZ91D为基体的材料热处理工艺为：260℃保 温lh后炉冷；以ZM6为基体的复合材料，采用285℃ 保温lh后炉冷的退火工艺。 裹1材料性能 MaterialEUGPaET／GPaaL／X10缶℃。1aT／x10击℃～ '， ’Coefficientofthermalexpansionofmetalmeasuredat20-200℃ 收稿日期：2008-06-07 作者简介：宋美慧，女，1981年生，博士研究生．哈尔滨工业大学材料科学与工程学院，黑龙江哈尔滨150001，电话：0451．86402373， 传真：0451·86412164，E-maihsmhl980@126．oom 万方数据 ·1044· 稀有金属材料与工程 第38卷 复合材料热膨胀系数测试在DIL402C型热膨胀 仪上进行。试样为圆柱形，直径4衄，长25mm， 严格要求试样端面与圆柱轴线垂直。测试温度范围 20-300℃，升温速度5℃／min。为保证测试时温度均 匀和防止试样氧化，采用高纯氦气进行保护，流量为 50mL／min。并且，为了消除设备的系统误差，在相 同的实验条件下，首先采用氧化铝标样进行较验。单 向纤维增强金属基复合材料分别测试纵向(与纤维轴 向平行方向)和横向(与纤维轴向垂直方向)的热膨胀 系数。复合材料线膨胀系数计算公式如下： 口：旦 (1)口=一 、I，毛·dT 式中，／o是试样在温度死时的长度，这里死为20℃。 2结果和讨论 2．1 影响C／Mg复合材料热膨胀系数的因素 2．1．1 热处理对复合材料热膨胀系数a的影响 图1是几种复合材料在热处理前后的a变化情 况。可以发现，经过热处理后几种复合材料热膨胀系 数均有所降低。复合材料在制备的冷却过程中，由于 增强体和基体热膨胀系数不匹配，在纤维．基体界面的 约束下，会在近界面区的基体中产生大量的残余拉应 力，并导致基体合金发生相应的弹性应变。另一方面 在复合材料进行升温热膨胀时，每当温度发生△丁的 改变时，将引起错配应变AaAT(Aa为纤维与基体合 金热膨胀系数之差)。因此，可以认为复合材料的热膨 胀量由基体的无约束膨胀和热错配应力引起的应变 组成。文it欢[12]根据等效夹杂理论【13】，推导出复合材 料热膨胀系数与热应力的关系： 口，：竺．上：—o"o+—O'Ar)．上+口。 (2)口．=一=一+口． LZJ’ 厶△2’C。(s—J)△2’9式中：C『m为刚度张量，S为Eshelby张量，j为单位矩 阵，‰为基体热膨胀系数。 由于cm、S、，是由材料决定的，因此复合材料的 热膨胀系数与基体中初始残余应力oo及升温过程中的 热错配应力％7'密切相关。因为退火处理后，基体中的 残余拉应力crb降低，所以导致退火态复合材料的热膨 胀系数低于铸态材料。去应力退火因为降低影响材料 热膨胀性能的初始热应力，使材料性能更加稳定。因 此，以下分析讨论涉及的复合材料均为退火状态。 2．1．2 纤维及基体对复合材料热膨胀系数a的影响 在连续纤维增强金属基复合材料中，增强体纤维 与基体合金的力学性能、物理性能严重影响复合材料 的热膨胀系数。以高模量M40石墨纤维作为增强体的 复合材料具有比T700碳纤维增强复合材料更低的热膨 胀系数，如图2所示。从材料受热变形的角度来分析， 选择高模量石墨纤维，即增强了纤维在热应力作用下 抵抗变形的能力，进而增加热膨胀过程中纤维对基体 合金膨胀的制约作用，使复合材料具有更低的热膨胀 系数。而在复合材料横向上，由于碳纤维的热膨胀系 数高于石墨纤维，其弹性模量也低于石墨纤维，所以 T700纤维复合材料在900方向的热膨胀系数较高。 从图2中还可以发现，当增强纤维相同时，以ZM6 为基体的复合材料具有比AZ91D为基体的复合材料 更低的热膨胀系数。这主要与基体合金力学性能不同 有关，所使用的2种镁合金中ZM6的屈服强度更小 (AZ9lD，160MPa；ZM6，120MPa)，由此可以发现， 基体合金的屈服强度越低，复合材料的热膨胀系数越 低。在碳纤维增强金属基复合材料中，基体屈服强度 以及弹性模量会对复合材料的热膨胀系数产生影响。 基体合金屈服强度越低、弹性模量越小，它在复合材 料升温过程中由于受到热应力作用，就越容易发生塑 性变形，并且其塑性变形开始温度越低，从而导致复 合材料的热膨胀系数降低p4,ts]。但是这主要是针对复 合材料沿纤维方向，而对于垂直纤维方向基体对热膨 胀系数的影响不是很明显。 图l 熟处理对CVMg复合材料热膨胀系数的影响 Fig．1Effectofthermaltreatmentconditions011aofC／Mgcomposites：(a)T700／AZ91D，(b)T700／ZM6，and(c)M40／ZM6 6 4 2 O 8 6 4 2 O 万方数据 第6期 宋美慧等：ClMg复合材料热膨胀系数及其计算 ·1045· 图2纤维及基体合金种类对C椰Ig复合材料a的影响 Fig．2Effectofvaxietyofcarbonfibersandalloys∞aofCdMg composites：(a)longitudinaldirectionand(b)transveil皓 direction 2．2 C／Mg复合材料热膨胀系数的理论计算 2．2．1单向复合材料热膨胀系数的计算 目前，针对单向纤维增强金属基复合材料热膨胀 系数进行理论计算的模型很多，主要有ROM和 Schapery模型等【16】。其中被广泛应用的是Schapery 模型，其表达式如下：％：—VfEaaa,+—VinEgar． (3)“ K民+‰瓦 口cT=0+Vm虹。k+(1+Vf虹fr以一口吐’，。(4) V。=Vm吒4-咋砟 (5) 式中：a为热膨胀系数，’，为泊松比，层为弹性模量， y为体积分数。下标f，m分别代表纤维和基体；L和 T分别代表纤维的纵向和横向。 Schapery模型在推导复合材料横向热膨胀系数的 过程中，认为纤维是各向同性材料，即： afr 2 a正2af 但是，实际上碳纤维并不是各向同性的，在计算中应 考虑纤维不同方向热变形能力不同对复合材料横向热 膨胀系数的影响，因此可以将式(4)修正为如下形式： 口cT=(1+％)a。％+(口仃4-Vfa也)vf一口cLvc(6) 表2列举了碳纤维增强镁基复合材料热膨胀系数 的理论计算值以及实验测试值。通过对比可以发现， 用Schapery模型得到的复合材料纵向热膨胀系数理论 计算值与实际测试值之间相差不大。但是其横向热膨 胀系数计算值与实验测量值之间存在较大差异，在对 计算复合材料横向热膨胀系数的Schapery模型进行修 正后，其结果与实验测试值更加吻合，由此说明修正 后的公式(4)更加适合碳纤维增强金属基复合材料的横 向热膨胀系数计算。 2．2．2复合材料层合板热膨胀系数计算 在单向纤维增强复合材料中，如果复合材料在横 向和纵向的热膨胀系数已知，那么其他任意方向的热 膨胀系数与纤维轴向夹角之间的关系可表示为【17】 ％=吼COS20+aTsin20 (7) 以M40／ZM6复合材料为例，计算出单向纤维增强 镁基复合材料在不同方向的热膨胀系数值，如图3所 示。由图可见材料的热膨胀系数随着角度不断变化， 说明材料热膨胀性能各向异性明显。 在实际应用中，复合材料经常以层合板的结构方 式出现，为了单独讨论碳纤维铺层情况对复合材料层 合板热膨胀系数的影响，除经典层合板理论的原有假 设之外，还作出如下假设：(1)每单层等厚，性能相同； (2)体系各组分的弹性模量不随温度变化；(3)体系各 组分的热膨胀系数不随温度变化。 将层合板复合材料的各层单向板作为一整体，并 且每一层单向板中纤维体积分数相等。对于两层单向 板的叠加，将其中一层看作增强体，另一层看作基体， 当忽略剪切变形的影响时，在某一方向上，其热膨胀 系数用式(3)进行计算，即：仉．=—alEIVI+—a2E2V2=—alEt+—a2E2(8) “ 互巧+易匕 互+易 襄2碳纤维增强镁基复合材科热膨胀系数理论计算值和实验测试值 c。mposite。111e。o。r驴etic℃a1．a．√E絮掣。口√111并器笔∥∞：裳：0。署沁“h≮警等j氐一 Note：acL-coefficientofthermalexpansioninlongitudinaldirection，act-coefficientofthermalexpansionintransversedirection O 5 O 5 O 5 O 5 O 5 O丝扒孔加加侈侈侣埔"" ，p乞_×龟 万方数据 ·1046· 稀有金属材料与工程 第38卷 0／(。) 图3单向复合材料不同方向上的热膨胀系数 Fig．3TheaofM40／ZM6compositeasafunctionoftheangle withthefibredirection 对于三层板复合材料，其中前两层用式(3)计算， 并将它们作为一整体再与第3层用式(3)计算即： 栌专鬻 一2啊2巨2V+吩马y 2巨2V+日矿 一q巨+吒巨+吻马 E、+E2+E， (9) 其中置2=互K+E2Y2=(巨+E2)／2(10) 据此，对于刀层层合板某一方向的热膨胀系数为： ～=窆a，E，／窆E (11) 其中口i--aLcos2吼+aTsin2q (12) E=警+警+s舻‰如c去一争E(13)‘ E． E， 、Gl， ．7 式中，0为第i层铺层的9方向与第i层纤维轴向方 向的夹角。 图4为采用(11)式计算出的M40／ZM6的[0／90]s 层合板复合材料不同方向热膨胀系数(单向M40／ZM6 1 p 叶 2 × 飞 0／(。) 图4 懒[o／901，铺层复合材料不同方向的热膨胀系数 Fig．4The口ofunidirectionmaterialand【0／901-composites laminates 性能参数见表3)，其中00、900方向的热膨胀系数最 小，450方向的热膨胀系数最大，其它角度的热膨胀系 数值处于二者之间。可以发现，当选用正交铺层方式 时，复合材料具有了明显的经纬对称性。 图5为不同铺层方式复合材料的热膨胀系数随角 度变化曲线。可以看到，随着铺层之间夹角减小，层 合板结构复合材料的热膨胀系数出现明显的对称性， 不同方向的热膨胀系数差异减小，各个方向的热膨胀 系数逐渐趋于一致。而且当选择[0／4-151+301+45／+60／ +75／+90]s的铺层方式时，复合材料具有较低的热膨胀 系数，并且已经达到近似的各向同性。 o／(。) 图5铺层方式对复合材料热膨胀系数的影响 Fig．5The口ofcompositesangleplylaminates 3结 论 1)退火处理因降低基体合金在制备过程中产生 的残余拉应力，所以能够明显降低碳纤维增强镁基复 合材料的平均热膨胀系数。 2)高模量石墨纤维作为增强体时，增加了升温过 程中纤维对基体膨胀的制约作用，从而使石墨纤维增 强镁基复合材料具有比碳纤维增强镁基复合材料更低 的平均热膨胀系数。基体合金屈服强度对镁基复合材 料热膨胀系数产生明显影响，屈服强度越低，热膨胀 系数越低。 3)在Schapery模型基础上对计算单向复合材料 横向热膨胀系数的理论公式进行修正，可以准确计算 单向纤维增强镁基复合材料的热膨胀系数。 4)当复合材料采用每层纤维间隔150铺层时，材 料在二维平面内的热膨胀系数基本达到各向同性。 O 9 8 7 6 5 4 3 2 l O 1．p弋_×飞 万方数据 第6期 宋美慧等：C#Mg复合材料热膨胀系数及其计算 ．1047·一一一一———————————————__———I-—-—___—-__●●—————-————●—-——_●—_—__—--_-—-—_—●_●—-_●——__—’————_-_——’-—__●-—●_--—__I—eering(稀有金属材料与工程)明，2004，33(12)：1248 参考文献 References 【ll】MccartneyLNeta1．CompositesSciTechnff]，2007，67：646 【1】AbuDaggnYeta1．Materials＆Des妇[j]，1997，18(4)：221【12】ClyneTW，WithersPJ．彳打Introductio刀tOMetalMatrix 【2】ArminFeldhoffeta1．AdvancEngMater[J]，2000：471 Composites[M]．Cambridge：CambridgeUniversityPress． 【3】DaoudA．MaterSciEngd[J]，2005，391：l14 1996：41 【4】WangHaowei(=F浩伟)etai．ActaMaterialCompositesSinica 【13】CaoJinhua(曹金华)．ModificationofCarbD—FiberSurface (复合材料学报)田，1992，9(2)：73 andStudyofbficrostructareandThermal-PhysicalProperties 【5】CarolinK0mereta1．AdvancEngMater[J]，2000(6)：327ofc／c=Composites(碳纤维表面改进及C／Cu复合材料显 【6】Russell-StevensMeta1．SurfaceandInterface彳M咖is[J]，微组织和热物理性能研究)【D】．Harbin：HarbinInstituteof 2005，37：336 Technology，2005：43 【7】MarkRussell-Stevenseta1．MaterSciEng御J】，2005，397：【14]WangHongh岫(王鸿华)eta1．MaterialsforMechanieal 249 Engineering(机械工程材料)【几1990(1)：14 【8】RobertWendt,MohanMisra．AdvancesinOpticalStructure【15】WangHonghuaO=鸿华)eta1．AerospaceMaterials＆Tech． System[J]，1990，1303：554 notogv(宇航材料工艺)川，1995(1)：41 【9】9 ChenVu(陈煜泗a1．RareMetalMaterialsandEngin． 【16】JonesRM．MechanicsofComposite[M]．NewYork： eering(稀有金属材料与工程)【J】，1997，26(3)：20 Mcgrawhill。1999：100 [10】MaZ蝎恤(马志军)et吐RareMetalMaterialsandEngin-【17】RojstaczerSetaLJMaterSciLett[J]，1985，4：1233 CoefficientofThermalExpansionandComputeofCarbonFibreReinforced MagnesiumComposites SongMeihui，WuGaohui，WangNing，ZhangGuiyi (HarbinInstituteofTechnology,Harbin150001，China) Abstract：60v01％Carbonfiberreinforcedmagnesiummatrixcompositeswerefabricatedbypressureinfiltrationmethod．Thecoefficient ofthermalexpansionmeasurementofcarbonfiberreinforcedmagnesiummatrixcompositeswerecarriedoutonadilatometer402Catthe temperaturerangedat20-300℃．Therelationsamongaandheattreatmentcondition,elastic"modulusofthefibersandyieldstrengthof matrixalloyswereinvestigated．Resultsshowedthataofthecompositesdecreasedwithincreasingofelasticmodulusoffibersand reducingofyieldstrengthformatrixalloys．Moreover,theaofcompositesdecreasedafterannealingtreatmenLInthispaper,theestimate formulaoftheain岫Versedirectionofcompositesispresented,andthiscalculationmethodshouldminimizetheen口rbetw咖me calculationvalueandthetruevalue．Themodelforlaminatestructurecomposite口in2Dplanarissuggested,andtheaof 【O，士15，士30／：斟5／士60，士75／士90】slaminatesareisotropy． Keywords：magnesiummatrixcomposites；coemcientofthermalexpansion口：thermalexpansion Biography：SongMeihui，CandidateofPh．D．。MaterialScience＆EngineeringCollege，HarbinInstituteofTechnology,Harbin150001．P- kChina,Tel：0086-451-86402373。E-mail：stubl980@126．tom 万方数据 Cf/Mg复合材料热膨胀系数及其计算 作者： 宋美慧， 武高辉， 王宁， 张贵一， Song Meihui， Wu Gaohui， Wang Ning， Zhang Guiyi 作者单位： 哈尔滨工业大学,黑龙江,哈尔滨,150001 刊名： 稀有金属材料与工程 英文刊名： RARE METAL MATERIALS AND ENGINEERING 年，卷(期)： 2009，38(6) 引用次数： 0次 参考文献(17条) 1.Abu Daggn Y 查看详情 1997(4) 2.Attain Feldhoff 查看详情 2000(471) 3.Daoud A 查看详情 2005 4.王浩伟 查看详情 1992(2) 5.Carolin Korner 查看详情 2000(6) 6.Russell-Stevens Met ai 查看详情 2005 7.Mark Russell-Stevens 查看详情 2005 8.Robert Wendt.Mohan Misra 查看详情 1990 9.陈煜 查看详情 1997(3) 10.马志军.杨延清.朱艳.陈彦 连续纤维增强钛基复合材料热残余应力的研究进展[期刊论文]-稀有金属材料与工程 2004(12) 11.Mccartney L N 查看详情 2007 12.Clyne T W.Withers P J An Introduction to Metal Matrix Composites 1996 13.曹金华 碳纤维表面改进及Cf/Cu复合材料显碳纤维表面改进及Cf/Cu复合材料显[学位论文] 2005 14.王鸿华 查看详情 1990(1) 15.王鸿华 查看详情 1995(1) 16.Jones R M Mechanics of Composite 1999 17.Rojstaczer S 查看详情 1985 相似文献(10条) 1.学位论文 许艺 (C<,sf>+SiC<,p>)/AZ91镁基复合材料的显微组织及性能 2005 采用挤压铸造法成功制备出了两种规格的短C纤维(Csf)和SiC颗粒(SiCp)混杂增强AZ91镁基复合材料：(39﹪Csf+13﹪SiCp)/AZ91和 (26﹪Csf+26﹪SiCp)/AZ91。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)对材料的显微组织进行了观察；通过室温拉伸试验测定了材料 的力学性能；采用热膨胀仪(DIL)和动态机械分析仪(DMA)对材料的热膨胀性能和阻尼性能进行了测定。由于增强体的加入，两种短碳纤维和碳化硅颗粒 混杂增强AZ91镁基复合材料的力学性能(硬度和拉伸)和物理性能(热膨胀和阻尼)与基体相比，均有了较大程度的提高。 与 (39﹪Csf+13﹪SiCp)/AZ91相比，(26﹪Csf+26﹪SiCp)/AZ91拥有更优异的力学性能(硬度和拉伸性能)、更低的热膨胀系数和更好的阻尼性能。在增强体 总体积分数相同的情况下，SiC颗粒相对含量高的复合材料具有更优异的力学性能；SiC颗粒相对含量高的复合材料具有更低的热膨胀系数；SiC颗粒相对 含量高的复合材料具有更好的阻尼性能是因为SiC颗粒具有更多的界面面积和更好的界面结合强度，能在基体中引入更多的界面阻尼源和位错阻尼源。 2.会议论文 宋美慧.宋坚.王宁.修子扬.武高辉 T700/AZ91D复合材料微观组织及其性能研究 2008 采用压力浸渗法制备纤维体积分数60％的T700/AZ91D复合材料。利用多种分析测试手段研究复合材料的力学性能及热膨胀性能。结果表明，碳纤维 与基体合金发生界面反应，生成A14C3。复合材料弯曲强度在937MPa左右，弯曲弹性模量达到133GPa。20℃～300℃温度区间内平行纤维方向的热膨胀系 数仅为1．1×10-6/℃。 3.学位论文 李四年 纳米碳管增强镁基复合材料的研究 2006 本文以纳米碳管增强镁基复合材料为研究对象，采用实验研究与理论建模相结合的方法，探讨了纳米碳管与镁基体相容性问，并分别采用复合铸 造法和粉末冶金法开展了制备纳米碳管增强镁基复合材料的复合方法研究。与此同时，利用差热分析仪、透射电镜、扫描电镜(带波谱，能谱)等现代分 析仪器，对纳米碳管增强镁基复合材料的显微组织、力学性能以及纳米碳管与镁基体的界面结合状况和复合材料的拉伸断口形貌特征进行了系统的研究 ，分析了复合材料的断裂破坏机制。在此基础上，从复合材料中两种不同材料的热膨胀系数的不匹配出发提出了纳米碳管增强镁基复合材料的强化模型 。主要内容和研究结果如下： (1)采用合适的化学镀镀液和镀覆条件能够在纳米碳管表面获得很高的包覆率，且镀层完整，连续、致密、光滑和结 合力强的镀镍、镍锌和镍铜层，并首次发现可通过调整镀液中主盐组成、还原剂等在纳米碳管表面获得镍锌或镍铜复合涂覆层，这为在纳米碳管的表面 低成本、高可控设计和组装复合涂层提供了一种新思路，同时为研究纳米碳管与镁基结合界面提供了更多的选择。 (2)采用本文所设计和制作的装 置能制备性能良好的纳米碳管增强的镁基复合材料，为采用铸造复合法和粉末冶金法制备纳米碳管增强镁基复合材料提供了一种新装置和方法。 复合铸造法制备纳米碳管增强镁基复合材料的关键工艺参数主要是加热温度、搅拌时间和CNTs加入量，其中，纳米碳管影响最大，其加入量约为 1.0vol％时对力学性能比较有利，加温温度取较低(680℃)较好，搅拌时间在3min时，其综合性能较好，但纳米碳管加入量太高时，因CNTs难以分散而使 复合材料的性能大幅下降。 纳米碳管增强镁基复合材料的烧结工艺参数是采用粉末冶金法制备镁基复合材料的制备工艺关键参数，对试样的最终 性能(试样的硬度和相对密度)起着决定性的影响。其中，增压压力、CNTs加入量、保温时间、烧结温度的最佳参数为：增压压力：8atm，CNTs加入量 ：3.5vol％，保温时间：90min，烧结温度：540℃。 (3)CNTs能明显增强镁基复合材料，细化晶粒，提高镁基材料的位错密度，大幅度提高复合材 料的抗拉强度、延伸率、平均弹性模量和布氏硬度。其中，采用复合铸造法时，随着CNTs的加入量增加，复合材料的抗拉强度、延伸率、平均弹性模量 和布氏硬度明显提高，当CNTs加入量达1.0vol％时，复合材料的抗拉强度比基体最高可提高了150％以上，延伸率比基体最高可提高了30％以上，其平均 弹性模量可提高近80％，硬度增加达6个布氏硬度。但在本试验条件下，CNTs的加入量不能超过1.0vol％，否则，因CNTs难以分散而使复合材料的性能大 幅下降。采用粉末冶金法时，在一定的范围内，复合材料的强度和硬度随着CNTs加入量的增加而增加，当CNTs加入量达1.5vol％时，其拉伸强度可提高 近100％，硬度增加达6个布氏硬度以上。 (4)不同涂层的纳米碳管对复合材料具有不同的增强效果。其中，在CNTs表面镀镍锌的增强效果比单纯镀 镍要好，在同等加入量情况下，复合材料的抗拉强度和延伸率提高近30％，但CNTs加入量不能太多，无论其是镀镍-锌处理还是镀镍处理，CNTs加入量超 过1.0vol％以后，其抗拉强度和延伸率大幅下降。 (5)首次发现纳米碳管增强镁基复合材料的CNTs表面镀层很清晰，涂层比较完整，CNTs涂层与镁 基之间的界面没有观察到任何反应物存在。并发现纳米碳管增强镁基复合材料的拉伸断口具有明显的韧窝特征，采用镀镍锌纳米碳管增强的镁复合材料 ，其断口韧窝特征更明显，断裂界面在纳米碳管与其涂层之间而不是在涂层与镁基体之间，涂层与镁基体结合紧密。为此，提出了纳米碳管增强镁基复 合材料的断裂破坏形式为拔出机制的新观点，这些发现为建立和分析纳米碳管增强机理提供实验依据。 (6)从复合材料中两种不同材料的热膨胀系 数不匹配出发，提出镁基复合材料的强化主要是来自于纳米碳管与基体热膨胀系数不匹配而引起的位错强化和细晶强化。首次建立了纳米碳管增强镁基 复合材料的强化模型，该模型较好地解释了CNTs增强镁基复合材料的强化机理，并与实验结果比较吻合，为准确描述纳米碳管增强复合材料的损伤断裂 机制，丰富纳米复合材料强化机理的理论提供参考。 4.学位论文 杨益 碳纳米管增强镁基复合材料的制备与性能研究 2006 本文首先综述了镁基复合材料的设计和制备方法，介绍了镁基复合材料的常用增强体和基体，对镁基复合材料的性能也做了概述。介绍了碳纳米管 的结构和性质，讨论了将碳纳米管应用于复合材料增强相的优点。对碳纳米管增强镁基复合材料的特点和应用也做了初步的，并展望了制备碳纳米 管增强镁基复合材料可能遇到的问题和碳纳米管增强镁基复合材料的发展趋势。 本文采用球磨的方法将碳纳米管和镁粉进行混合，用热压烧结的 方法成功制备出碳纳米管增强镁基复合材料，为了增加碳纳米管和镁基体的润湿性，首先对碳纳米管进行了化学镀镍处理。对碳纳米管增强镁基复合材 料进行了力学和物理性能测试，复合材料的常温拉伸强度平均为194.6MPa，200℃拉伸强度为81.4MPa；复合材料的热传导系数为96.8 W/(m·K)，复合材 料的热膨胀系数为25.02×10<'-6>/K(30-50℃)。用光学显微镜、SEM、TEM对复合材料的金相组织、微区成分、断口形貌和碳纳米管在基体中的分布情况 进行了观察和分析。 研究结果表明，碳纳米管经化学镀镍处理后，增加了和镁基体的相容性，减少了团聚的倾向，合理的镀镍工艺为镀液温度 40℃、镀液的pH值4.5、时间20 min；经球磨后，碳纳米管分散在镁颗粒的表面；对影响热压烧结的工艺参数进行了考察，得出碳纳米管增强镁基复合材 料最优的参数为碳纳米管含量1.0wt％，热压压力20MPa，保压温度600℃，保压时间20min。最后考察了复合粉体氧化对复合材料性能的影响，发现常温 长时间空气中暴露对复合材料的性能影响不大，但是粉体高温空气中暴露后，制备的复合材料强度大幅下降，复合粉体对温度的变化很敏感。对比发现 ，纯镁样品的弯曲断口为沿晶断裂，复合材料的弯曲断口为沿晶和穿晶的混合断裂，复合材料的常温和高温拉伸断裂均为韧性断裂。实验发现，复合材 料由基体镁相和复合带组成，复合带将镁颗粒连接在一起：复合带对复合材料的性能有很大的影响。TEM发现复合带中的碳纳米管与细小镁晶粒结合良好 ，无团聚；最后对复合材料中复合带的形成机理进行了初步分析，认为复合带是回复再结晶的过程中，细小的镁晶粒和碳纳米管复合产生的。碳纳米管 对镁基体的增强机制有复合强化、桥连强化和细晶强化。 5.期刊论文 武高辉.宋美慧.王宁.WU Gao-hui.SONG Mei-hui.WANG Ning 二维碳纤维/镁基复合材料的力学和热膨 胀性能 -机械工程材料2008,32(3) 采用挤压铸造法制备出二维碳纤维织物增强镁基复合材料,并对其基本性能进行了研究.结果表明:加入二维织物能有效提高复合材料的弯曲性能,使 抗弯强度达到414 MPa,弹性模量达到59.65 GPa,并且使复合材料的力学性能具有经向和纬向对称性;碳纤维织物的加入降低了复合材料的热膨胀系数,该 材料经过热处理后,在20～200℃内平均热膨胀系数仅为5.59×10-6/℃,明显低于基体镁合金. 6.学位论文 王府 硼酸镁晶须增强镁基复合材料在热循环下的力学行为研究 2009 本文采用无粘结剂湿压成型技术成功制备了硼酸镁晶须预制块，并在此基础上用真空气压渗流法制备了Mg2B2O5w/AZ91D镁基复合材料。利用TEM、 XRD、热膨胀仪、热模拟试验机等现代分析手段，研究了复合材料的界面、尺寸稳定性、热循环下的力学性能以及疲劳裂纹等。 研究结果表明，用 此方法制备的复合材料，晶须分布比较均匀，内部组织比较致密，且复合材料界面处没有界面反应物的存在。 不同热处理态下的 Mg2B2O5w/AZ91D镁基复合材料在30℃～400℃间热循环过程中均有锯齿化现象发生，热处理能有效地降低材料的锯齿化现象，且不同的热处理机制对材料 的锯齿化的影响不同，铸态的复合材料锯齿化现象最严重，退火态次之，时效态的锯齿化现象很小，淬火态的复合材料没有看到明显的锯齿化现象。 热循环条件下复合材料的力学性能都会有所下降，且随着热循环次数的增加，力学性能下降的越来越明显。通过SEM对断口的观察，发现热循环后晶须 与基体的界面被破坏，甚至是脱粘，使得复合材料的力学性能下降，且随着热循环次数的增加断口处晶须的脱落现象越来越严重，揭示了力学性能下降 的原因。 在30℃～350℃热循环条件下，Mg2B2O5晶须与AZ91D的平均热膨胀系数相差较大，造成的热应变足以引起材料累积塑性应变损伤，创造了 裂纹起始的条件。裂纹扩展过程中，热疲劳裂纹与增强体晶须有明显的交互作用；裂纹的扩展受温度改变幅度△T、晶须的分布和界面结合强度等因素的 影响。 7.学位论文 沈金龙 碳纳米管增强镁基复合材料的研究 2005 本文的目的主要是对碳纳米管增强镁基复合材料的制备工艺、力学性能、增强机理及破坏机制进行研究.论文作者采用差热分析的实验方法探讨了碳 纳米管与基体相界面的相容性;采用粉末冶金的方法制备了碳纳米管增强镁基复合材料,并在实验的基础上,对其力学性能进行了测试与分析,对显微组织 进行了观察和分析;从复合材料中两种不同组分的热膨胀系数的不匹配关系提出一种强化机理,并导出其强化模型,估算出了热残余应力的大小,并与实验 值进行了对比,在一定程度上对CNTs的增强机理进行了合理地解释;在微观上用有限元的计算方法对复合材料在拉伸实验过程中的变形行为进行了计算机 模拟,对基体和增强体的应变和应力分布进行了具体的分析. 8.会议论文 吴昆.郑明毅 高性能晶须增强镁基复合材料 2004 本文介绍了碳化硅晶须、硼酸铝晶须增强镁基复合材料的制备工艺与变形行为、组织结构、力学性能、热膨胀性能、阻尼性能、表面处理技术以及 在航天构件上的应用.晶须增强镁基复合材料具有轻质、高比强度和比刚度、低热膨胀系数、优良的阻尼性能,以及良好的成形加工性能,经过表面处理后 ,复合材料的耐蚀性能良好.采用镁基复合材料已经成功制造出卫星拉杆件样件等航天构件.镁基复合材料是航天和国防等高技术领域的理想材料,具有广 泛的应用前景. 9.学位论文 贾树卓 原位生成Mg<,2>Si<,P>/Mg-Al基复合材料及其挤压变形的组织与性能 2007 本文设计并通过原位反应制备了三种不同体积含量的Mg<,2>Si<,p>/Mg-Al基复合材料,研究了普通凝固、挤压、往复挤压及不同热处理工艺对 Mg<,2>Si<,p>/Mg-Al基复合材料组织与性能的影响规律.通过光镜、扫描电镜、X射线衍射、差热分析等方法分析不同工艺制备的Mg<,2>Si<,p>/Mg-Al基 复合材料的显微组织与相组成；测试了复合材料的力学性能,并测试了所用状态复合材料的热膨胀系数.得到以下主要结论: 1、通过在镁合金熔体 中加入Al-Si中间合金,制备了AS93、AS96、AS99镁基复合材料.该系列复合材料组织由α-Mg基体,枝晶或块状Mg<,2>Si相和Mg<,17>Al<,12>相组成. 2、均匀化处理复合材料坯料挤压后,AS93基体发生了完全再结晶,破碎细化的Mg<,2>Si相沿挤压方向呈条带状分布；AS96只发生了部分再结晶 ,Mg<,2>Si相经挤压破碎后仍呈较大块状沿挤压方向带状分布；AS99基体被挤压拉长成条带状,没有发现等轴晶,Mg<,2>Si相挤压后,只是被挤断并未分离. 3、均匀化处理Mg<,2>Si/Mg-Al基复合材料经往复挤压可以获得Mg<,2>Si颗粒均匀分布基体的均匀细小组织.随挤压道次的增加,Mg<,2>Si相逐渐破 碎细化,基体晶粒尺寸也逐渐变小,12道次往复挤压基体晶粒尺寸<10μm,小于20μm等轴Mg<,2>Si颗粒均匀分布在基体间. 4、往复挤压可以大大改 善铸态Mg<,2>Si/Wig-Al基复合材料的力学性能.随挤压道次的增加,复合材料的室温、高温拉伸性能,抗压性能,硬度均得到大幅度的提高. 10.学位论文 史训兵 真空气压渗流法制备硼酸镁晶须增强镁基复合材料的试验研究 2007 本文研制成用于制备非连续增强金属基复合材料的真空气压渗流试验装置和无粘结剂湿压法成型制备晶须预制块的成型技术。 用真空气压渗 流技术制备的Mg<,2>B<,2>O<,5>w/AZ91D镁基复合材料中，Mg<,2>B<,2>O<,5>晶须分布均匀，无气孔缺陷，组织致密。所制备的复合材料较其基体合金 ，在抗拉强度，屈服极限及弹性模量显著提高的同时，延伸率大幅度增加，热膨胀系数显著降低，表明：Mg<,2>B<,2>O<,5>晶须使AZ91D基体镁合金同时 得到了增强与增韧。 应用TEM对Mg<,2>B<,2>O<,5>w/AZ91D镁基复合材料界面进行了观察，对复合材料中萃取的晶须进行了XRD分析，以及对复合材 料进行了DSC的分析表明在Mg<,2>B<,2>O<,5>w/AZ91D镁基复合材料界面无界面反应产物的生成。对晶须周围的电子探针分析表明在晶须表面处有Mg和O的 富集。根据测试的结果，本文对Mg<,2>B<,2>O<,5>/AZ91D镁基复合材料的界面的键合状况进行了分析和讨论。 固溶热处理使所制备的复合材料的 硬度下降，力学性能降低；而时效处理使复合材料的硬度值出现时效峰值201HV；固溶+时效可使复合材料的显微硬度值提高30％，但当时效时间为24小 时后，使复合材料的硬度值降低到183HV。 本文链接：http://d.g.wanfangdata.com.cn/Periodical_xyjsclygc200906023.aspx 下载时间：2010年2月7日