颗粒强化钛基复合材料的断裂特征

颗粒强化钛基复合材料的断裂特征 第22卷第】期稀有金属材料与 工程 路基工程安全技术交底工程项目施工成本控制工程量增项单年度零星工程技术标正投影法基本原理 V0I.22.No1 cbruarv19932月RAREMETALMATERIALSANDENG]NEERING q-22,颗粒强化钛基复合材料的断裂特征 ,/ 鲎垒遗陆锋]jl (西北有色金属研究院.宝鸡721014) 摘要研究了TICp强化敏基复合材料在室温静态拉伸条件下的断裂 特征.结果 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 明,宏观断口表现为赡性断裂.高倍下为TiCp解理断裂 和基体局部延性断裂相结合的捏合断口.材料的失效受TiCp断开与基 体塑性变形制约,由于Ticp的限制作用.基体的塑性变形根不充分. 粒子中的空洞和工艺过程中的粒子损伤是主要的裂纹源.裂纹的传播 则以沿晶或穿晶方式在基体中扩展,擐终引起材料失效. 关键词TiTiC复合材料静态拉伸堑型塑,壹;匀参前 l前言 金属基复合材料中.由于增强剂的加 人.其组织,性能和断裂失效方式发生明显 的变化一般来说,纤维增强复合材料各向 异性,断裂与失效方式与传统材料差别很 大.目前已建立的传统材料的断裂 机制 综治信访维稳工作机制反恐怖工作机制企业员工晋升机制公司员工晋升机制员工晋升机制图 严格 地说对其是不合适的.颗粒强化复合材料具 有各向同性的性质,断裂方式虽然与传统材 料有相似之处.但由于增强相的作用.裂纹 的萌生和扩展途径也有很大差异. 对于金属基复合材料断裂机制的研究大 多是在铝基复合材料中进行的.钛基复合材 料有其自身的特点.在断裂行为方面应该有 所异同.然而.也许是材料研究成熟程度上 的原因,至今对钛基复合材料的断裂行为研 究不多近年来有一些讨论纤维增强钛基复 合材料断裂机制的报导”.但对颗粒强 化钛基复合材料的断裂研究甚少.只有 M.H.Loretto等人对糟末冶金法TiCp强化 钛基复合材料的断裂行为作过一些工 作0.本研究探讨了熔铸法TiCp强化钛 基复合材料在室温静态拉伸条件下的断裂特 征.以便进一步了解颗粒强化钛基复合材料 的断裂失效行为. 2实验材料与 方法 快递客服问题件处理详细方法山木方法pdf计算方法pdf华与华方法下载八字理论方法下载 本研究采用PTMP法制备的 Tj一15S+10%TiC颗粒强化复合材料.TiCp 的平均尺寸为4.3/zm.拉伸试样取自直径 中t2rflrfl的锻造棒材,经双重热处理之后 按GB228-76 标准 excel标准偏差excel标准偏差函数exl标准差函数国标检验抽样标准表免费下载红头文件格式标准下载 在INSTRON-l】85型 电子拉伸机上进行静态拉伸试验为了避免 因表面缺陷引起过早断裂,试样表面经机械 研磨抛光.然后对拉断后的试样断口以及断 口附近的横剖面和纵剖面进行光学显微镜和 SEM观察.根据对多个试样断口形态和性 状的分析,以及裂纹萌生和扩展的考察,对 TiCp强化钛基复合材料的断裂机制进行了 讨论. 3结果和讨论 金属基复合材料中.由于增强相的作 用,通常都具有很快的加工硬化速度和鞍低 的断裂应变.TiCp强化钛基复合材料也是 如此图t为Ti-15S+10%TiC复合材料静 态拉伸断裂后的宏观照片.即使该材料在室 温下具有4%一5%的延伸率也不出现传统材 肺 ? l8?稀有金属材料与工程22卷 料常见的缩颈 断口比较平坦 类似. 呈现均匀延伸的特性.而且与其相适应的断裂机制是TiCp的断裂与 基 与传统材料中的脆性断12I相体的有限塑性变形进而导致材料失效. 裂源 圈1Ti_15S+10%TiC复舍材料的 室温拉断试样 在所研究的TiCp强化钛基复台材料的 宏观断口中观察到了两种典型的室温拉伸断 口.一种是裂源位于试样内部,然后向四周 呈放射状扩展,断口较粗糙(图2a);另一 种裂源在表面附近,并向内部呈扇形发敞, 断口比较平坦(图2b).然而,不管哪种类 型,在两者的裂源处都可以明显地看到TiC 粒子的存在.而且已经断开.同时,试验结 果已经证明,裂纹位于试样内部者,可以获 得较高的室温延性;裂源在试样表面附近 者,往往与室温延伸率的下降相联系. 提高放大倍数观察,可以清楚地看到这 两种断口的微观差别.图3是与图2相对应 的断口的SEM二次电子像.在裂纹源位于 试样内部的断口上,粒子的脆性断裂与基体 的局部延性断裂特征是明显的(图3a),但 是韧窝比较小,塑性变形发展不充分,基体 的延性缺乏是显而易见的.基体中存在许多 撕裂脊,局部区域的河流状条纹也清晰可 见.基体显示出比较复杂的断裂行为.但 是,可以肯定,TiCp及其粒子的局部应变 效应,导致应变初始阶段即J生很大的加工 硬化速度,使基休的滑移变形受刮了m剐 图2Ti—I5S+10%TiCp复合材料的宏观断口 a室温5;5%:b室温5—2% 在试样表面附近的断口上可以看到一些平的 小刻面(3b),TiCp解理断裂,基体亦 为脆性断裂,粒子与基体中有大量的二次裂 纹,显示出与上述结果不同的断裂行为.然 而,就断裂机制而言仍然是TiCp断裂, 接着立即引起基体失效.在其他条件相同的 情况下,可以认为这_蚵种断裂方式与基体的 显微组织有关.出J基体显微组织的差别, 前者的基体具有较好的延性和韧性,后者的 基体具有较高的强度和较差的延性. 室温拉伸断裂试样纵剖面的SEM观 察,为TiCp强化钛基复合材料中的裂纹萌 生和扩展途径捉供了实证.图4,图5和图 6为上述第一种断裂方式的试样纵剖面的 SEM二次电子像,它们给我们提供了有关 一 重孽瑟嚣 逮臀E巍 囊 韪 1期曾泉浦等:颗粒强化钛基复合材料的断裂特征?19? 裂纹萌生和扩展的信息. 图3与图2相对应的断口gEM二次电子像 口裂源位于试样内部;b裂源在试样表面附近 图4Ti一15S+10%TiCp复合材料中的裂纹萌生 口TiCp中的空洞和裂纹,以及粒子邻接处形戚的裂纹; bTiCp中的空洞萌生裂纹,基体晶界上的空洞连接形威裂纹; cTiCp中的裂纹萌生与扩展; dTiCp断裂以及基体晶界上的空洞 由图4可见,TiCp中的空洞,不规则粒子引起的应力集中处形成的孔 洞,基体晶 ? 2o?稀有金属材料与工程22卷 界上的孔洞以及工艺过程中的粒子损伤都可 能成为裂纹萌生地.尺寸较大的TiCp,特 别是当粒子尺寸大于1Opm时,内部往往 存在一些空洞(图4a,4b):工艺过程中也 容易引起粒子损伤,产生裂纹.当这些缺陷 的尺寸大于临界尺寸,取向合适,在外加载 荷作用下,满足Grlmth判据的要求,裂纹 就会开始启动并迅速扩展.导致粒子解理断 裂.图4(b,c和d)示出了TiCp中的裂 纹形成,扩展和断裂的过程.TiCp中的空 嗣降低了粒子强度,削弱了粒子承载相的作 用.TiCp是主要的增强相,粒子先行断裂 将成为复合材料失效的主要原因.在所研究 的复合材料中,尺寸超过10m的TiCp大 约占1O%,粒子中的空洞以及工艺过程中 的损伤引起裂纹萌生和导致粒子断裂的几率 是比较大的.为了改善复合材料的性能,控 制TiCp的尺寸具有重要的意义. 由图4和4d可见,基体晶界上亦存在 许多孔洞,它们也是裂纹萌生的重要场所. 这些孔洞相互连接,发展成裂纹或者成为裂 纹扩展有利途径的例子已被图帖中的观察 结果所证实. 一 般说来,复合材料中的增强粒子与基 体的界面也可能成为裂纹的萌生地和裂纹扩 展的有利途径.由于粒子与基体间的膨胀系 数差别,增强粒子受到压应力,基体受到拉 应力.尽管此种残余应力可以通过位错的发 射得到松驰,但是与外加应力的迭加效果, 容易引起界面分离.界面反应层中的脆性生 成相亦为界面分离提供了便利.然而,在本 研究中没有找到界面萌生裂纹以及裂纹沿界 面扩展的证据,说明PTMP工艺制备的 TiCp强化的钛基复合材料的界面结合良 好,界面强度高于基体,在静态拉伸条件下 不发生界面分离.所以,界面分离应该不是 所研究的复合材料中起主导作用的失效方 式. TiCp的断裂失效还与粒子的形状有 关,如图5所示,小于8m的近似球形粒 子和边缘规整的非条状粒子内部基本上没有 空洞,也难以萌生裂纹(图54),在拉伸过 程中能够起到良好的承载相作用.就粒子萌 生裂纹和断裂失效而言,粒子形状以球形或 近似球形的等轴状为宜,粒子尺寸最好控制 在5邶1以下.球形粒子因膨胀系数差别引 起的复合材料内部的残余应力分布比较均 匀,不会出现象不规则粒子那样的局部应力 集中现象,加之这些残余应力通过位错发射 得到部分松驰,界面上通常见不到孔洞.不 图5TiCp形状对断裂行为的影响 a小而边缘圆滑的等轴状粒子; b细长粒子; c纺锤状粒子 规则粒子的尖锐部分因应力集中而形成的界 l期曾泉浦等:颗粒强化钛基复台材料的断裂特征?21? 面孔洞在本研究中也观察到了(见图4d和 图5c),这些孔洞也可能萌生裂纹.细而长 的条状粒子更不可取,在外加应力作用下. 粒子很容易断裂(图56和5c).如果条状 粒子中存在空洞或者在工艺过程中受到损 伤,这样的粒子将具有更大的危害性. 由图4d和图56图5c还可以清楚地 看到,由于所研究的复合材料界面有足够的 结合强度,基体具有合适的强度和韧性,即 使TiCp已经断裂,裂纹也不会在界面或基 体中立即迅速扩展.裂纹尖端附近的基体的 范性变形.使裂纹尖端的高应力得以释放, 裂纹尖端被钝化,裂纹扩展受到暂时抑制. 强韧的基体以及基体与增强粒子的良好匹配 显然可以起到延迟断裂的效果. 裂纹扩展途径除了图46中已经看到的 之外,图6还示出了两种可能的方式.一种 是TiCp先断裂,然后裂纹以穿晶方式在基 体中扩展(见图6a):另一种是两个邻近的 粒子先断裂,再通过基体晶界上的孔洞使裂 图6Ti一15s+10%TiCp复台材料中的 裂纹扩展途径 a穿晶6沿晶 纹连接起来,也就是裂纹沿品扩展.图66 显示出了裂纹沿晶扩展的可能趋势.然而无 论裂纹以哪种方式在基体中扩展,裂纹源都 是TiCp先行断裂.对于那些内部无缺陷且 形状大小合适的TiCp,裂纹的扩展只能绕 过,还没有发现穿过粒子的迹象. 如此看来.在PTMP工艺制备的钛基 复合材料中,由于TiCp的大小和形状各 异.粒子中的空洞萌生裂纹引起粒子先行断 裂是致使复合材料失效的主要原因.有效的 裂纹一旦形成.因基体中残余应力以及晶界 上大量孔洞的存在.裂纹就会在基体中迅速 扩展.提高基体的强度和韧性虽然可以起延 迟断裂的效果,但粒子的早期断裂,基体的 延迟效果也只能是有限的. 在图4c和图5口中我们还可以观察到基 体晶内滑移变形的痕迹.然而,由于TiCp 的添加,一方面有效地阻碍了基体晶粒的长 大.另方面在应变初始阶段产生很快的加工 硬化速度,使基体的滑移变形被限制在局部 范围之内.基体的塑性变形得不到充分发 展.表观上即显示出脆性断裂的特征.所 以,图3中观察到的TiCp解理断裂和基体 的局部延性断裂行为可以得到解释. 4结论 1,TPMP工艺制备的Ti-15S+10% TiCp复合材料在室温静态拉伸试验中呈现 出均匀变形的特性.拉伸断口为TiCp解理 断裂与基体局部延性断裂相结合的混合型断 口. 2,TiCp中的空洞.不规则粒子尖锐处 应力集中产生的孔洞以及基体晶界上的孔洞 都可能萌生裂纹,但粒子中的空洞萌生裂纹 并导致粒子早期断裂是引起复合材料裂断失 效的主要原因.细长粒子中的空洞具有更大 的危险性. 3该复合材料的界面结合良好,具有 较高的界面结合强度,其断裂机制可以认为 屯?;蜘?勰.臻j ? 22?稀有金属材与工程22卷 是TiCp先行断裂,裂纹再在基体中以沿晶 或穿晶方式迅速扩展,导致复合材料失效. 参考文精 IDaVidSOBD.L.TheMicromechanicsofFatigue CrackGrowthat25?inTi-6A卜4vReinforced withSCS-6FibersMetallTtans.A,l992; 23A(3):815—侣79 2JcnS.M.A18,ssocurP.etaLFractureMecha. hisms0fFme卜ReinforeedTitaninmAlloyM8.- trixComposites.PartIV:LowCycleFatigue, Mater.Sci.Eng,199I:A148(1):67-77 3LorettoM.H.KontgorD,GTheEfleetofMa- trixReinforccmentReactionOnFracturein Ti-6A卜4V—BascComposites.Metal1.Trans.A. 1990;2IAf61:1579-I587 4曾泉捕等.颗粒强化钛基复合材料的研究.稀有金 属材料与II程,1991;20(6):33-38 I1992年7月l6日收稿) I黼吴爱珍】 FractureCharacteristicsofParticle—ReinforcedTiMatrixComposites ZengQuanpuMaoXiaonanLuFeng (NorthwestInstituteforNonferrousMetalResearch,Ba0j721014) AtractFraeturecharacteristicsofTiC0reinforeedTi-matrixcompositesarcstudiedat IoOmtemperaturestatictensilecondition.Themainmacrofractureshowsbrittlefracture, whicharemixedfracturewithcleavagefractureofTiCpandpartialductilefrac tureofmatrix underhighamplitication.ThematerialfailureisconfinedbyTiCpbreakingandplastic deformationofthematrix.SincethelimitationofTiCp,theplasticdeformationofthematrix isnotsufficcnt.Themaincracksourceisfromthecavitywithintheparticlesandthedamage ofthe~articlesduringprocessing.ThesecracksoropagateintomatrixintergranularlyOr transgranularly,leadingtOthefinalmaterialfailure. KeywordsTiTiCI3compositesstatictensilefracturecharacteristics TjAl台金的室温脆性 先进的TiA1台金正常成分为Ti.47.5A1-2.5Nb--2Cr一 0.5Mn-0.5Si(at%),是通过渣 壳熔炼和铸造而制备的.合金在1280?/3h+900?/9h处理后的显微 组织基本上是混 台型,晶粒尺寸为l0,30胛;同时观察到少量细小的粒状7晶粒,大约 3,am,主要沿晶 界分布.在室温下,台金在空气中的塑性断裂应变为0.2%,在真空中 为05%,在氧气中 为1.2%.这些结果表明,铝化物象许多其他金属问化台物一样,易于 产生室温环境脆性. 同时认为脆性是钛和铝原子与空气中湿氢反应的结果.当钛和铝与湿气反应时,产生氢原 子,而这些氢原子会渗透到裂纹尖端,从而降低台金的拉伸延性,因此,台金在空气中的延 性最低,在氧气中的延性最高,,屈服强度与实验环境无关,而最终拉伸强度随延性的增加而 提高.合金在空气和氧气中的断裂行为设有明显的差别,都表现出晶间断裂和穿晶断裂的混 合模式;在某些解理面上,可辨别出相当于超层状断裂和层状剥离的特征. 郑月秋摘译自((ScriptaMetallurgieaetMaterialia)),1992,27(5),599--603