不同种类的陶瓷颗粒加强铁基复合材料机械性能的试验和模型翻译

第一篇：不同种类的陶瓷颗粒加强铁基复合材料机械性能的试验和模型翻译

不同种类的陶瓷颗粒加强铁基复合材料机械性能的试验和模型

摘要

强度，杨氏模量和硬度的铁基复合材料性能的试验通过不同种类的陶瓷颗(SiC, Cr3C2, TiC 和 Ti(C, N)）的动力学温度控制的陶瓷颗粒制备直流加热技术进行了实验研究。不同复合材料的应力应变曲线增强颗粒的应力通过埃什尔方法模型进行模拟，为了解释实验和揭示强化机制。在四种增强性的实验当中，碳化硅增强颗粒表明，在改善复合物的强度上表现出最强的影响。理论分析揭示了原因，因为其更高断裂韧性和硬度，以及有限的分解来增加基体强度。四种复合材料的强度提出了10％体积分数的最大值，当体积分数为10％以上该微粒发生显着增强团聚。由模拟的应力应变曲线与实验在SiC / Fe和Ti（C，N）/ Fe复合材料的曲线符合的很好，与SiC / Fe和Cr3C2/Fe复合材料曲线符合的不好。这表明，复合材料的强化机制不仅取决于增强体的负载分布，而且也增加基体强度。1.简介

金属基复合材料，特别是铝基复合材料，已被广泛应用于许多先进的工程如现代汽车和航空航天工业的应用[1,2]。在复合物系统中，用铁做基体材料由于其成本低，热处理，以及更好的加工性和焊接性使得对其感兴趣[2,3]。铁基复合材料通过液相加工或常规粉末冶金工艺来制备[3-6]。然而，铁和碳化硅的熔融反应需要在一定的湿度下进行[6]，所以它不适合液相烧结。普通的粉末冶金（P / M）和热等静压烧结需要超过2小时烧结时间，并导致碳化硅颗粒和基体界面难以反应[6,7]。铁基复合材料的力学性能在文献中有报道说是不好的，因为碳化硅颗粒的分解[3-7]。动态温度控制直流电加热技术在我们前期工作的基础上已经被发展，动力学温度控制的直流加热技术使得制造可行和低成本，由于小于300秒的短处理时间从而具有优良性能。

最常用的陶瓷颗粒增强在金属基复合材料，包括各种不同的氧化物（例如，Al2O3 和 ZrO2)，氮化物（如[11]。据报道，Cr3C2及TiN比），和碳化物（例如，SiC, TiC, Cr3C2, VC,和）

和TiC颗粒在改善铁基复合材料的性能上有更好的影响，但加强颗粒不是在同尺寸下研究的 [12]。这是非常有趣的认识的想知道，不同类型的加固效果和在复合物的力学性能上的体积分数和报告的影响是远远不够的，和得出一致结论。不过，在文献中的铁基复合材料的有关研究通过常规加工方法来完成，导致了低机械性能和与其他数据比较的低应用性。一个系统化调查需要建立这样的结论采用先进的双级直流加热技术。

一个理论模型已经被引进讨论颗粒增强金属基体复合材料的力学行为[13-17]。有效介质近似模型引进，研究SiC / Al和Si / Al复合材料的颗粒大小，粒度分布的影响并在变形响应体积分数进行比较模拟和实验应力应变曲线 [15]。Paul模型，Paul估计模量上限和下限和Halpin-Tsai模型预测石墨/Al和SiC / Al复合材料弹性模量变化 [16]。Mori-Tanaka模型，两相自洽模型等方面的研究，以简化预测的单调各向同性单轴响应颗粒增强金属通过计算应力应变曲线法制备Al2O3/Al和Al / Al复合材料[17]。该颗粒符合机械模型埃什尔方法，开发了计算负载分区在增强体和基于应变基于负载传递机械性能的基体 [18-20]。利用该模型成功模拟了碳化硅颗粒增强铝基复合材料的应力应变曲线[18-20]。对铁基复合材料这种模拟需要提供通过计算对实验结果在不同增强颗粒的压力和应力应变曲线理论分析。

目前工作的目的是揭示直流加热技术对不同种类的陶瓷颗粒增强铁基复合材料的机械强度。在和Ti（C，N）的在同样大小尺寸的实验结果，探讨不同增强颗粒的效果和体积分数（5％，10％和15％）时复合材料的性能。基于建模我们以前的工作进行了解释实验分数的结果。2。材料和方法 2.1.材料和实验过程

用于实验的，Cr3C2和TiC和Ti（C，N）四种增强颗粒全都是纯度≥99.85％的。铁粉采用的是纯

和1％比率商业粉末产品。在商业标准下全部陶瓷粉末粒子的平均尺寸为度≥98.68％的商业粉末产品，最大C的含量是0.015％。铁粉平均粒径为硬脂酸锌作为结块剂和润滑剂被添加。每个粉混合后16小时，然后240MPa的压力压缩成60mm× 30mm× 10mm的体积。所有的组成单元通过动态温度控制直流电加热技术来烧结，已经在传统热压烧结炉的基础上发展出新的实验设备[8-10]。强电流通过粉末坯体直接使用陶瓷模具的动力学温度温度控制，加速烧结的目的增强体与铁基体反应。根据到陶瓷模具的性能在这项研究仅限于40MPa和烧结伏的5V。烧结包括两个阶段，即加热阶段和保温阶段。在第一阶段的加热时间为100s和第二阶段时间为200s。在保温阶段直流的接通为1s，断开为1s。

拉伸试验是在室温下以速率为0.3mm/min拉伸长度为28mm和5mm直径样品。每组实验数据至少进行三次试验。拉伸强度的范围取决于负载测量位移曲线。拉伸试验CCS的电子拉伸机和引伸与应变计的使用，以取得整体应力应变曲线。标本屈服后立即卸下然后重装直到拉伸断裂，测出其弹性模量，聚合物的微观结构通过光学显微镜和扫描电镜的能谱测量。2.2。模型

根据Eshelby的观点，基于复合物中增强颗粒和基体之间应变的不匹配概念，复合材料的合规张量伴随着两种偶然的增强体，（1）可得到。，为Eshelby颗粒1的张量，两种颗粒各自的的体积分数，种颗粒增强，因此在这面中=0，和

为Eshelby颗粒2的张量，是基体单元，和是

分别是颗粒1 2和基体的硬度，聚合物仅通过一。

（1）计算的.然而，通过增强颗粒和基体的杨氏模量和泊松是在复合物的弹性阶段通过当复合物的塑性变形发生时，基体开始屈服，但可以根据基体合金的应力应变曲线判断组成关系，基体的杨氏模量和泊松比通过割线被取代。割线模量和割线泊松比通过

（2），（3）来定义。等同塑性应变，根据是流动应力。

等式来计算，和为流动应力和应变，用数字表示的割线模量来自于基体拉伸试验曲线，通过等式（1）计算不通复合物的割线模量。开始于基体的小应变，我们制定了应变增量0.001和重复这一过程，目的是曲线上的点被模拟。经过数重复，复合材料的应力应变曲线最终将模拟。颗粒的应力在真应力下通过（4）被证明，（4）

其中为基体的外加应力下的弹性应变，是转型应变或本征应变，是通过限定应变的。因此，我们也可以通过复合物的应变计算增强粒子的载荷分布。应用该模型模拟了SiC颗粒增强铝基复合材料的应力应变曲线并与以前测量的曲线符合的很好[18-20]。

该模型用在这里为铁基复合材料与实验比较检查模型的柔韧性。该模型将被用来检查作为体积分数的功能对改善复合材料的增强颗粒不同的影响。

为了模拟复合物的应力应变曲线，需要单体铁集体的应力应变曲线。因此，铁基合金单体通过相同的加工为一体的复合材料。合金的应力应变曲线由拉伸试验获得，并在图所示。1（b）展示。0.2％的试验应力和铁基合金的杨氏模量为422MPa和168 GPa的拉伸试验分别应用于模型。增强体的的弹性性能在表1展示用于说明目前的模型。该铁基体泊松比为0.28[21]和根据显微结构观察增强体颗粒的纵横比近似为1.2的比例。3.结果

通过不通陶瓷颗粒体积分数为10％的复合材料的增强体模型和试验的应力应变曲线相比较用图（1）表示。这是表明，对TiC / Fe和Ti（C，N）/ Fe复合材料曲线模型与相应的实验曲线相吻合如图 1（a）所示。这是一个相当愉快的结果，证明了埃什尔平均场模型的挠性,我们只证明其对铝基复合材料的影响。

在模型和试验的一致性告诉我们，增强体的载荷分布是那些复合物的主要增强机制。然而，通过 Cr3C2和SiC颗粒增强复合物的应力应变曲线都远高于模型预测的曲线如图。1（b）所示。这表明，加固效果较好的SiC和Cr3C2陶瓷颗粒不是来自其良好的弹性性能，该模型以解释为可能来自他们的良好的机械性能和铁基体好的化学性能。复合物的应力应变曲线比预计的高，说明增强体不仅取决于载荷分布，而且能提高基体强度。

图2显示了复合物模型和试验的屈服强度的比较。实验数据图。2（a）表明具有碳化硅颗粒在其他增强体对屈服强度的影响是最强的。这为开发颗粒增强铁基复合材料提供一个非常重要的参考，并首次在文献中报道。Cr3C2增强体目前比TiC和Ti（C，N）增强颗粒有较好的强度影响。然而，四种增强体的模拟结果在图2（b）中显示，Ti（C，N）效果最好，归功于比其他增强体弹性模量的微小不同。这表明增强颗粒的机械性能，化学性能和物理性能在增强颗粒中扮演重要角色。表2指出，SiC增强颗粒比其他三个增强颗粒具有较高的断裂韧性，以及较高的硬度。这两个因素可能使碳化硅最好的增强体。

令人惊讶的是，四种复合材料的屈服强度证明了在体积分数10％下的最大之现象，通过实验如图2（a），而四种复合材料的屈服强度都不断增加随着体积分数的增加呈线性变化，通过模型用图2（b）所示。这种差异说明，进一步增强机械性能，除了负载分布机制在复合材料，而且在复杂的处理加工步骤。一个最可能的解释取决于复合材料的微孔，如果体积分数高于15％，这将导致断裂强度代替屈服断裂致使强度急剧下降。这需要进一步微观的观察为后下一节提供依据。

图（3）给出了复合物试验和模型的比较。通过模型测出复合物的杨氏模量与作为体积分数的功能四种复合物的实验结果吻合得很好。随着模量的增加，复合材料的体积分数单调增加。在模量上模型成功地预测了复合物中增强体的载荷分布。但是，如果与图3进行仔细检查对比可以看出。该复合材料的弹性模量的值通过实验测定，由一系列SiC/Fe，Cr3C2/Fe和TiC / Fe和Ti（C，N）/Fe从高向低得到，而模型给出在Ti（C，N）/Fe，SiC / Fe，TiC / Fe和Cr3C2/Fe的一系列结果。对不同增强体的影响在复合材料刚度通过模拟预测出错一系列中，这表明该复合材料的刚度不依赖于增强体的弹性而取决于基体的结合程度，因为复合材料的屈服强度来作为同一系列刚度在实验。

增强体种类和体积分数在铁基复合材料的拉伸强度试验结果由图 4（a）表示。很明显，拉伸强度的趋势作为一种作为体积分数的功能以及加强型颗粒的种类相似以观察屈服强度。通过实验得出的复合材料的维氏硬度由图4（b）给出。相同的硬度显示拉伸强度一般现象，高拉伸强度具有普遍的高硬度。然而，Cr3C2复合颗粒比其他陶瓷颗粒在改善复合物的强度方面有最强的影响，但SiC颗粒有最好的拉伸强度。高拉伸强度是比较难实现使SiC颗粒在目前研究中仍然可以作为最好的增强体。

Fig.5.Stress in the reinforcing particles as a function of(a)volume fraction and(b)Young’s modulus of reinforcement by modeling.4.讨论

4.1 增强颗粒的应力

两种复合材料的模拟与实验符合的很好，而不是其他两种复合材料。然而，模型工作不是真的为了满足实验，而是为了理解加强机械性能和检查强度的影响因素。本模型是基于机械性能的负载分布以至于增强体的应力需要计算，为了揭示不同种类的增强体理论的影响作为体积分数的一个功能。

在复合材料的屈服点应力在不同的增强颗粒的模拟计算，如图 5（a）所示。一个重要的事实是，颗粒的平均应力通过预测模量的减少来增加的体积分数。如图 5（a）所示，但对复合材料的强度正在逐步完善。此外，在不同种类的增强颗粒在平均应力下不存在显着差异。

图5（b）通过模拟说明在复合物屈服点粒子的平均应力作为增强体的杨氏模量的一个功能。可以看出，在不同体积分数颗粒的应力颗粒随着杨氏模量增加，这意味着增强体的杨氏模量从基体到增强体的转换中扮演重要作用。此外，在颗粒应力开始下降是伴随着体积分数的增加。这意味着从从基体到增强体的负载转换通过不匹配的应变固依赖于粒子的弹性特征。

它也显示在图5，四种不同增强体负载分布的贡献几乎归功于彼此弹性模量的近似值。然而，图 2（a）通过实验展示了不同种类增强体的复合材料使增强类型多样，强度显着SiC/Fe具有最高的强度，而不是Ti（C，N）/Fe通过模拟预测。因此，这四个增强体类型对复合材料的强度的影响不是由于增强体不同的弹性性能。增强体的机械性能可能只发挥很小的的作用，因为在不同的应力水平通过模型预测复合材料的屈服点不够高。这表明，增强体不同的效果必须依靠他们在集体中的不同的角色，我们将讨论和通过微观结构来观察。4.2.增强颗粒分布

四种复合材料的拉伸强度和屈服强度表明在15％的体积分数时显着下降，通过实验展示在图者 4（a）和图 2（a），而复合材料屈服强度的增加伴随着体积的分数线性增加，通过模型显示图 2（b）。一种解释可能取决于在高体积分数下复合物中的大部分微孔，这将导致断裂机制代替屈服强度突然下降。微孔可能导致增强颗粒的集群，这是报告通过应力集中和裂纹萌生导致的材料性能的恶化 [12]。

由SiC和Ti（C，N）粒子增强的铁基复合材料的典型显微结构展现于图 6，以显示增强体分布。可以看出，SiC和Ti（C，N）粒子种类的分布具有不同增强体的体积分数。增强体伴随着低体积分数分布的一致性，而在复合材料分数伴随着高体积分数为15％，增强体分布不均匀，有一定数目集群。增强体集群可能产生局部应力强度，促使过早屈服，甚至在应变中微孔逐渐降低复合材料的强度。因此，复合材料的强度会随着体积分数的增加而增加，达到最高值10％，然后在增强体形成许多集群下降到低值15%。4.3.增强体对增加基体强度的影响

目前研究的显著成果揭示了不同类型的增强体对铁基复合材料强度影响，如图2（a）和图 4（a）所示。它已被证明SiC增强颗粒在改善强度上有最强的影响，Cr3C2，TiC，Ti（C，N）出现了一系列由强到弱的效果。进行微观结构观察找出原因，因为之前的模型建议加强基体的机械强度。

图7说明了在10％体积分数下不同增强颗粒加强铁基复合材料的微观结构，尤其是暴露基体的细节。

可以看出，TiC和Ti（C，N）粒子与铁基体反应，留下纯的铁素体微观结构如图7（a）和（b）所示，而Cr3C2和SiC颗粒采取铁的一些轻微的反应，形成基体中的珠光体如图7（c）和（d）所示。珠光体+铁素体基体比纯铁素体有更高的强度 [25]，这样SiC/Fe和Cr3C2/Fe复合材料比TiC / Fe和Ti（C，N）/ Fe复合材料应该有更高的强度。此外，图 7（d）SiC/ Fe复合材料比图 7（c）Cr3C2/Fe复合材料在基体中有更多珠光体。SiC比Cr3C2具有较高的断裂韧性（请见表2）。这两个因素有助于SiC / Fe复合材料比Cr3C2/Fe复合材料有较高的强度，成为研究四种复合材料最好的复合材料。5.结论

（1）碳化硅增强颗粒表明铁基复合材料的强度比其他三种Cr3C2，SiC和Ti（C，N）增强体有更强的影响。其原因可能是SiC具有较高断裂韧性和硬度，以及有限的分解来增加基体强度。（2）通过不同陶瓷颗粒的四种复合物增强的强度提出了体积的最大值10％实验对比了高强度的模拟结果具有较高的线性分数。这可以通过显微镜观察，不管增强体的种类，增强颗粒的团聚显著的发生时分数超过10％。

（3）通过模拟的应力应变曲线与实验TiC/Fe和Ti（C，N）/ Fe复合材料符合的很好，而与SiC/ Fe和Cr3C2/Fe复合材料。这表明，增强颗粒的弹性性能不发挥着重要角色和复合材料的加强机械性能，不仅与增强体的负载分布有关，而且增加基体强度。（4）通过模拟的4种复合材料的杨氏模量与作为体积分数的功能实验符合的很好。然而，不同增强体的刚度影响预测通过实验的错误模拟，这暗示，复合材料的刚度不取决于增强体的弹性，而与基体的结合情况。

[1] J.W.Kaczmar, K.Pietrzak,W.Wlosinski, J.Mater.Process.Technol.106(2000)58–67.[2] A.Kelly, J.Mater.Sci.41(2006)905–912.[3] S.Talas, Metall.Mater.Trans.A 44(2006)164–168.[4] S.N.Patankar, M.J.Tan, Powder Metall.43(2000)350–352.[5] K.Das, T.K.Bandyopandhyay, S.Das, J.Mater.Sci.37(2002)3881–3892.[6] J.Pelleg, Mater.Sci.Eng.A 269(1999)225–241.[7] S.B.Hassana, V.S.Aigbodion, Mater.Sci.Eng.A 454–455(2007)342–348.[8] G.Wang, Y.F.Yang, B.Y.Zong, Mater.Sci.Forum 561–565(2007)705–708.[9] Y.F.Yang, B.Y.Zong, Chin.J.Mater.Res.21(2007)67–71.[10] Y.M.Wang, B.Y.Zong, Y.F.Yang, J.Li, 138th TMS AnnualMeeting and Exhibition,Minerals, Metallurgy and Materials Society, San Francisco, 2008, pp.395–401.[11] A.Anal, T.K.Bandyopadhyay, K.Das, J.Mater.Process.Technol.172(2006)70–76.[12] E.Pagounis, V.K.Lindroos, Mater.Sci.Eng.A 246(1998)21–234.[13] V.V.Ganesh, N.Chawla, Mater.Sci.Eng.A 391(2005)342–353.[14] L.Z.Sun, J.W.Ju, J.Appl.Mech.Trans.ASME 71(2004)774–785.[15] C.W.Nan, D.R.Clarke, Acta Mater.44(1996)3801–3811.[16] M.Mares, Sci.Eng.Compos.Mater.9(2000)37–43.[17] R.Mueller, A.Mortensen, Acta Mater.54(2006)2145–2155.[18] N.Xu, B.Y.Zong, Comput.Mater.Sci.43(2008)1094–1100.[19] B.Y.Zong, Y.M.Wang, J.Li, N.Xu, Int.J.Mod.Phys.B 23(2009)1627–1633.[20] B.Y.Zong, X.H.Guo, B.Derby, Mater.Sci.Technol.A 15(1999)827–832.[21] G.W.C.Kaye, T.H.Laby, Tables of Physical and Chemical Constants and Some Mathematical Functions, 15th ed., Longman Group Ltd., 1986, pp.31–105.[22] N.J.M.Carvalho, E.Zoestbergen, B.J.Kooi, J.T.M.De Hosson, Thin Solid Films 429(2003)179–189.[23] G.Krauß, J.Kubler, E.Trentini, Mater.Sci.Eng.A 337(2002)315–322.[24] X.C.Stampfl, F.B.Prinz, Mater.Sci.Eng.A 282(2000)86–90.[25] G.Toktas, A.Toktas, M.Tayanc, Mater.Des.29(2008)1600–1608.