三维连通网状SiC陶瓷Zr基非晶复合材料动态变形特征.pdf

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1、第!卷第#期!$年#月北 京 理 工 大 学 学 报%&()*+,-()-./0,1,(2 3()+,+4+0-.%0*5(-6-2 78-6 9!:-9#;(9!$文章编号：#$#?（!$）$#$)D#的冲击载荷下，非晶相表现为软化后的多重脊状条带9复合材料断口上大量的非晶球形液滴及非晶软化条带的发现表明，绝热温升在非晶变形与断裂过程中起重要作用9关键词：三维连通网状A,B陶瓷 C&基非晶复合材料；动态压缩；高能冲击；动态变形中图分类号：%/E E#文献标识码：F收稿日期：!$=$=$G基金项目：国家部委基金资助项目（$;#!9#9 9/H$#!E）作者简介：刘娜（#G G），女，博士生，I

2、$），男，教授，博士生导师，中国工程院院士9&()*+&,-.%*)/.()(01%)+/2%,3,4)5 .%.-6&7 8,/!#$%7 3)9,0:*.%;4.2 9)/%=#.*;.9 /,9M 3 N:#，B F 3O-(2 (,(#，PF:QM 4#，M F:A 5 (#，C O F:QO ,.0(2!，PF:QF,J,(!，A O F RB 5 (2 9/%)+/：V 7(J,*L 0.-&J +,-(L.&*+4&0K 0 5 W,-&-.E V (0+A,BC&K )0 L J-&X 5-4)J +&,S*-J X-),+0)+&-J+0 J X 0&+4&0(LW&,-4)

3、+&,(&+0),(*-J X&0),-(Y ),(W 0)+,2 +0 LK 7J 0 ()-.+5 0)X 6,+O-X Z,()-(X&0)4&0K&（A O /）9%5 0X 5 )0)+&4*+4&0 (L.,6 4&0)4&.*0)Y 0&0,L 0(+,.,0 LK 7)*(,(20 6 0*+&-(J,*&-)*-X 7（A I T）9 3+Y ).-4(L+5 +，+5 0L 7(J,*-J X&0),W 0)+&0(2+5,(*&0 )0)Y,+5,(*&0 ),(2)+&,(&+0)9%5 0J-L 0-.,6 4&0-.+5 0*-J X-),+0),)J,S+4&0*

4、-J K,(,(2)X 6,+,(2 (L)5 0&.&*+4&0 9 E V)D#），)4 K)+(+,W 0 0 6-(2 +0 L&,L 2 0 6,Z 0)+&4*+4&0（J 0 6+0 LK 0 6+)）Y 0&0-K)0&W 0 L-(+5 0.&*+4&0)4&.*0-.C&K )0 L J-&X 5-4)9%5 0-K)0&W 0 L(4 J 0&-4)6,4,LL&-X 6 0+)(LJ 0 6+0 LK 0 6+)-(+5 0.&*+4&0)4&.*0L 0 J-()+&+0 L+5 +5 0 L,K +,*5 0 +,(20 S 0&+),2(,.,*(+0.0*+-(

5、+5 0.&*+4&0K 0 5 W,-&-.+5 0 J-&X 5-4)6 6-7)9?,.%0 9：E V (0+A,BC&K )0 L J-&X 5-4)J +&,S*-J X-),+0)；L 7(J,*-J X&0),-(；5,2 5)5-*Z6-L,(2；L 7 (J,*L 0.-&J +,-(锆基块状非晶合金作为新一类高强度结构材料受到广泛的关注!然而这类合金在室温下的变形只局限在单一的剪切带内，导致其几乎没有宏观塑性变形就发生破坏，使得非晶合金的应用受到限制研究发现，在非晶基体中引入第二相能够有效地抑制局域剪切带的萌生，诱发多重剪切带的形成，从而提高材料的塑性或冲击韧性因此，利用

6、韧性金属或陶瓷颗粒作为增强体的非晶复合材料得到了发展#$%对于金属陶瓷复合材料，传统的增强相一般是丝和颗粒，近来出现了一种以三维连通网状结构（&()*+）作为增强体的新型复合材料（,)+*-.*)*(+-/+,)0.1/2*3 4 5.4 2,+*2，6 7 8 2）9，它没有孤立的相，每一个独立的相在整个致密的复合材料中形成各自的三维连通网状结构，并且互相缠绕在一起，能够最大限度地发挥每种组分对复合材料整体的强化作用，从而能显著提高复合材料的机械性能目前人们对含三维连通网状结构增强相的非晶复合材料及其动态力学性能的研究报道很少而该类材料在高应变率下的动态响应对于高速变形过程中的工程应用有重要

7、意义，因此作者在动态压缩及更高冲击载荷条件下，研究了三维连通网状:,8陶瓷;-基非晶复合材料的动态力学性能，以及动态变形、断裂特征与断裂机理!实验方法实验采用的三维连通网状结构:,8预制体孔隙率为%#；采用压力 浸渗 快凝法将;-基非晶合金与三维连通网状结构:,8预制体复合，制备出尺寸为!?5 5!?5 5的圆柱形复合材料棒料室温下，利用分离式霍普金森杆装置（:A 7 B）进行动态压缩实验，应变率!在!?&2$!范围内在配有能谱（C D）的扫描电镜（:C E）上，观察分析材料的微观结构和压缩断口形貌同时为了研究材料在更高冲击载荷（!?%2$!）作用下微结构的变化情况，将试样进行了高能冲击破坏实

8、验，并回收破碎样品进行微观变形分析实验结果图!为三维连通网状结构:,8陶瓷;-基非晶复合材料的D F 谱从图中可以看出，:,8晶体相的强衍射峰叠加在具有明显非晶特征的漫散射峰上，没有发现其他晶化相的衍射峰，表明制备的复合材料中;-基非晶合金保持了非晶态结构图!三维连通网状结构:,8;-基非晶复合材料D F 曲线G,0 !D(-/HI,J J-/3+,4)./+*-)4 J&()*+:,8;-(K/2*I/5 4-.1 4 L 25/+-,M3 4 5.4 2,+*2动态压缩实验在:A 7 B上进行，图#是复合材料的动态压缩应力 应变曲线由图#可知，在动态压缩过程中，复合材料先发生弹性变形，没有

9、明显的屈服现象，当应力达到试样的屈服极限后开始迅速衰减随着打击速度的增加，复合材料的断裂强度也随之增加当打击速度从#?%!52增大到&%&52，试样的断裂强度从=N=E 7/增加到!O!E 7/，断裂应变保持在?左右图#三维连通网状结构:,8;-基非晶复合材料动态压缩应力 应变曲线G,0#H)/5,3 3 4 5.-*2 2*I 2+-/,)(2+-*2 2 3 L-Q*2 4 J&()*+:,8;-(K/2*I/5 4-.1 4 L 25/+-,M3 4 5.4 2,+*2图&为动态压缩试样断口形貌压缩断裂后，试样破碎形成两三块体积较大的碎片，断裂面主要是与加载轴向成一定角度的剪切断裂面，同

10、时也包括纵向劈裂面复合材料的动态压缩断口为典型的解理断裂形貌，裂纹扩展至晶界时，如果晶界的结合强度较低，会发生沿晶断裂，如图&/所示三维连通网络结构:,8多呈现层片状、台阶式的断口形貌，并伴有明显的开裂，如图&K所示图%是动态压缩试样断口上非晶基体的形貌，PO北 京 理 工 大 学 学 报第#O卷表现为陶瓷相对非晶合金粘性流动的阻碍!由于在高应变率下，复合材料结构和内部应力状态的复杂性对非晶基体的影响更加明显，试样压缩断口上的非晶相不再表现为单一的脉纹状花样，而是包含了几种不同的形貌!图#是非晶基体局部形成的典型脉状花样，这种充分发展的脉状花样出现的几率较小；图$是复合非晶断口上大量存在的类“

11、蜂窝状”形貌，这是由于复合材料中三维连通网状陶瓷过早发生脆性断裂，使得受力时间减短，非晶基体的流动过程减小，同时在正应力的作用下，直接被撕裂后留下的形貌；图%为在非晶基体压缩断口上发现的多重脊状条带形貌，这些拉长的条带大都互相平行扩展，这是非晶软化后，沿外力方向发生粘性流动受阻后形成的，并且脊带有被纵向撕开后与基体分离的现象，在条带中发现有类似拉长熔滴的形貌，表明脊状条带形成过程中产生了大量的热，随着打击速度的增加，这种脊状条带形貌有增多的趋势；随着局部绝热温升，非晶相压缩断口表现为大面积熔融和液滴的形貌，如图&所示，说明非晶合金变形过程中在剪切平面内形成了一个流体层!动态压缩断口上非晶基体形

12、貌的多样化，也说明了在高应变率下非晶的不均匀变形越趋严重!图复合材料动态压缩断口形貌()*!+,-#.)%/.0 1 2 3 3)4 2 5 1#%6 7 1 2 3 7 1 5#%2/5 6 8 2%/.0/3)6 2 3 3 0 2%).2-3图非晶相的动态压缩断口形貌()*!+,-#.)%/.0 1 2 3 3 2&5 1#%6/*1#*8 3/5 6 8 2#./1 0 8/7 3#9 9/,3 0 8#3 2将在应变率!:;3)?相上出现了大量的微裂纹，裂纹近乎互相平行扩展，在扩展过程中发生分叉、相交连接，从而导致断裂!但微裂纹大都沿)?相内部扩展，或是在界面处偏转、止裂!图=$是变

13、形过程中非晶基体与陶瓷相交互作用的形貌，韧性非晶相起到了有效钝化初始裂纹、协调变形的作用，图中箭头所指为被抑制的陶瓷相中的微裂纹!以上结果表明了复合材料的断裂是由于脆性陶瓷相的破坏引起的，非晶相在断裂过程中起到了钝化裂纹、桥连的增韧作用!图是复合材料高能冲击试样的断口形貌!由图#可以看出，断口表面含有裂纹及较多的孔洞!图$是严重碎化的陶瓷相，这是高能冲击下陶瓷相发生断裂后留下的形貌!图%是非晶基体断口上的多重脊状条带形貌!随着应变率的进一步提高，非晶基体断口上的脉状花样等形貌逐渐被大量的多AB第:期刘娜等：三维连通网状)?陶瓷 C 1基非晶复合材料动态变形特征重脊状结构代替，这同高温下纯非晶断

14、口上的脉纹结构转变为流动熔体凝固后的特征结构有所类似!在!超过#$%&#的高速冲击下，由于内部温度的急剧升高，非晶基体发生大面积的软化，在第二相的强烈约束作用下，非晶基体类似流体的粘性流动受到阻碍，同时基体间相对滑动，从而表现为多重脊状条带形貌与()*+动态压缩条件下的相比，脊状条带表现得更加密集、广泛，表明在高能冲击载荷作用下，非晶基体的变形更加剧烈，大量的脊状变形带与网络陶瓷发生交互作用，避免了单一剪切带的形成和扩展由图!,可以看出，非晶基体上出现了裂纹，越靠近裂纹区脊状条带的密度越大，说明非晶断裂前发生了较大的变形如图!-所示，在复合材料高能冲击断口上，发现了多处分布的球形液滴形貌，有的

15、球形液滴还出现了拉长的现象，软化条带和液滴的存在表明绝热温升造成的温度超过了非晶合金的熔点图!.是非晶断口上极少区域发现的脉状花样形貌，脉纹发展得比较充分，同时在高速冲击下，脉状花样出现了局部化现象图/复合材料试样冲击后的显微照片0 1 2 /3 1 4 5 6 2 5 7 8 9&6.:9-4 6;8 6&1:-&8-4 1;-6 7,1 -&7.:-5 9 1 2 9&9 6 4=6 7,1 2!讨论在非晶合金内，塑性响应是以粘滞性流变的方式发生的对于流变的产生存在两种观点：!变形过程中由于自由体积的产生而引起局域剪切带内粘度的降低，即自由体积理论；由于绝热加热而引$A北 京 理 工 大

16、学 学 报第B 卷起升温，超过非晶的玻璃转变温度甚至是熔点而发生断裂，即绝热剪切理论!两种理论都认为是局域剪切带内粘度的降低导致了非晶的断裂，局域剪切带是非晶合金变 形 的 重 要 特 征!#$%&等 对(#)*!+,-.*/!0,1$*+!0,2.*3 4+!,研究后发现，在准静态和动态加载条件下，非晶合金均沿与加载轴向成约),5的平面发生断裂，这种行为表明了非晶的断裂是由一条主剪切带控制的!另外，6$7 8 9:8;等研究了(#)*!+-.*/!1$*+!,2.*3 4+!,在准静态及高应变率条件下的单轴压缩行为，认为在快速加载条件下，可能由于内在空洞和杂质等缺陷，或者由于微观成分分布不均

17、，从而引起应力场和温度场的波动，造成塑性变形很不均匀，导致非晶合金发生快速断裂!以上结果说明动态加载条件下(#基非晶易于产生贯穿整个试样的剪切带，因此只要限制主剪切方向上大面积流变的发生，则可以明显提高其断裂韧性!第二相的引入将会影响非晶基体剪切带的形成和扩展；复合材料特殊的三维连通网状结构以及高体积分数的网络结构陶瓷相与非晶相的强烈约束作用，导致剪切带很难在非晶基体中形成和扩展!随着应变率的提高，非晶基体的变形越趋向不均匀，基于自由体积理论，在非均匀变形过程中，应力的升高导致剩余自由体积数量增加，同时，变形过程中积累的应变能提高了材料内部的温度，两种因素的作用导致非晶基体发生软化!当在应变率

18、进一步提高的冲击载荷作用下（!*3):时，强度达到了*0*?9!复合材料在动态压缩条件下呈现明显的脆性断裂，主要的断裂模式包括陶瓷相的解理断裂、陶瓷相与非晶基体的界面开裂、非晶的流变等!#在!*3):4 E 9 F F.%:$I 4#%C C F 4 JF.K$.J9 B J7$F&9 C#I 8 C$:9 F F C L:M!D%E 9?9 E 4#.9 F.9，+3 3 3，)：+0;4 E 9 F F.%S F 9:9 E#.T%C UI C:.E 4:M!D%E 9?9 E 4#.9 F.9，*;，)N：N 3 ;W，$:%8O，X Y:E 4#Z，4 E9 F!6 L B E 8 4

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20、.%9 B1 4#9 .%6 C%.4 E L，*;+，0,（)）：0/;I#4:.C BH#9%E$#4C H7$F&(#,D F*32.,1$/39 C#I 8 C$:9 F F C L9 E8.S 8E 4 I 4#9 E$#4M!D%E 9?4 E 9 F F$#S.%96.B.%9，+3 3+，/（）：/,.%#C:%C I.%4%8 9 B.:H C#:E 4 9 J L:E 9 E 4.B 8 C C S 4 B 4 C$:H F C _.B 4 E 9 F F.%S F 9:4:M!D%E 9?4 E 9 F F，*;0 0，+,：)3 0 .%C I#4:.47 4 8 9

21、.C#C H 4#L F F.$7 4 9#.B S7$F&4 E 9 F F.%S F 9:M!M?9 E 4#O 4:，*;N，*：,3/I#4:.4#4:I C B:4C H97$F&9 C#I 8 C$:(#)*!+-.*/!1$*+!,2.*3 4+!,9 F F C LM!?9 E 4#6%.B SD，+3 3+，D/)（*+）：/)3!（责任编辑：赵业玲）*第*期刘娜等：三维连通网状6.1陶瓷(#基非晶复合材料动态变形特征三维连通网状SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料动态变形特征三维连通网状SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料动态变形特征作者：刘娜，才鸿年，王鲁，兰山，张海峰，王爱民，邵长

22、星，LIU Na，CAI Hong-nian，WANG Lu，LAN Shan，ZHANG Hai-feng，WANG Ai-min，SHAO Chang-xing作者单位：刘娜,才鸿年,王鲁,兰山,邵长星,LIU Na,CAI Hong-nian,WANG Lu,LAN Shan,SHAO Chang-xing(北京理工大学,材料科学与工程学院,北京,100081)，张海峰,王爱民,ZHANG Hai-feng,WANG Ai-min(中国科学院,金属研究所,辽宁,沈阳,110015)刊名：北京理工大学学报英文刊名：TRANSACTIONS OF BEIJING INSTITUTE OF T

23、ECHNOLOGY年，卷(期)：2007，27(1)被引用次数：1次 参考文献(9条)参考文献(9条)1.Inoue A Stabilization of metallic supercooled liquid and bulk amorphous alloys 20002.Conner R D.Dandliker R B.Johnson W L Mechanical properties of tungsten and steel fiber reinforcedZr41.25Ti13.75Cu12.5Ni10Be22.5 metallic glass matrix composites 1

24、9983.Choi-Yim H.Busch R.Kster U Synthesis and characterization of particulate reinforcedZr57Ni5Al10Cu15.4Ni12.6 bulk metallic glass composites 19994.Wu X F.Qiu K P.Zhang H F Effect of SiCp on the glass forming ability and thermal stability ofZr55Al10Ni5Cu30 bulk metallic glass 20035.Clark D R Interp

25、enetrating phase composites 1992(04)6.Zhang Q S.Zhang H F.Wang A M Compression fracture of bulk Zr55Al10Ni5Cu30 amorphous alloy at hightemperature 2002(08)7.Spaepen F A microscopic mechanism for steady state inhomogeneous flow in metallic glasses 19778.Bruck H A.Rosakis A J.Johnson W L The dynamic c

26、ompressive behavior of Beryllium bearing bulkmetallic glass 19969.Subhash G.Dowding R J.Kecskes L J Characterization of uniaxial compressive response of a bulkamorphous Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5 alloy 2002(1-2)相似文献(1条)相似文献(1条)1.期刊论文 刘娜.才鸿年.王鲁.兰山.王富耻.张海峰.LIU Na.CAI Hong-nian.WANG Lu.LAN Shan.WANG

27、Fu-chi.ZHANG Hai-feng 三维连通网状SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料单轴压缩性能研究-哈尔滨工业大学学报2006,38(5)利用分离式霍普金森压杆(SHPB)装置对三维连通网状SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料进行不同应变率下的动态压缩实验,并与准静态压缩实验结果比较.利用X射线衍射仪和扫描电子显微镜研究了复合材料的相组成和断口形貌.结果表明:在压缩条件下三维连通网状SiC陶瓷/Zr基非晶复合材料的断裂发生在弹性变形阶段,断裂前几乎观察不到塑性变形;复合材料的准静态压缩强度达到了1 270 MPa,高于在动态压缩中的断裂强度1 100 MPa.试样发生纵向劈裂和剪切断裂,准静态下试样形成的破片数量较多,动态加载条件下试样破碎成数量较少的较大块体.三维连通网状SiC陶瓷断口形貌为层片状、台阶式的解理断裂,非晶合金发生粘性流动,在变形过程中形成脉状花样,在高应变率加载条件下,非晶热软化严重,断口形貌复杂多样.引证文献(1条)引证文献(1条)1.郑雪.李敬明.蓝林刚.周红萍.朱凤云 PBX压缩疲劳过程中的红外热像试验研究期刊论文-火炸药学报 2009(5)本文链接：http:/