内容摘要
本次原位铝基纳米复合材料课程设计主要包括四个任务，即原位铝基纳米复合材料在国内外的应用和研究现状，原位铝基纳米复合材料的制备技术，原位铝基纳米复合材料的性能（其中包括力学性能，磨损性能，热学性能，和蠕变性能）以及原位铝基纳米复合材料制备及应用中存在的关键技术问题。
目录
一.原位铝基纳米复合材料的国内外应用及研究现状 ......................................................... 3
1.1 原位铝基复合材料的定义 .................................................................................... 3
1.2 原位铝基纳米复合材料在国内外的应用 ............................................................... 3
1.3 原位铝基纳米复合材料的研究现状 ...................................................................... 4
二.原位铝基纳米复合材料制备技术 ................................................................................. 5
2.1气-液反应制备工艺 .............................................................................................. 5
2-2 固-液反应制备工艺 ............................................................................................ 7
2-3固-固反应制备工艺............................................................................................. 7
三. 原位铝基纳米复合材料的性能 ................................................................................... 8
3.1 力学性能 ............................................................................................................ 8
3.2 磨损性能............................................................................................................ 9
3.3 热学性能.......................................................................................................... 12
3.4 蠕变性能.......................................................................................................... 16
四.原位铝基复合材料制备及应用中存在的关键技术问题 ................................................ 17
参 考 文 献 .................................................................................................................. 17
一.原位铝基纳米复合材料的国内外应用及研究现状
1.1 原位铝基复合材料的定义
复合材料(composite materials)是由两种或两种以上的材料通过先进的材料制备技术组合而成的性能优异的新材料。一般来说，复合材料由基体和增强材料组成。它既能保留原组成材料的主要特色，并通过复合效应获得原组分所不具备的性能。[1]
金属基复合材料(MMCs)是以金属或合金为基体，以金属或非金属线、丝、纤维、晶须或陶瓷颗粒组合为增强相的非均质混合物。在金属基复合材料中，铝基复合材料具有更高的比强度、比模量和低的热膨胀系数，尤其是弥散增强的铝基复合材料，不仅具有各向同性特征，而且具有可加工和价值低廉的优点。在金属基复合材料制备过程中，往往会遇到增强材料与金属基体之间的相容性问题。如果增强体能从金属基体中直接原位生成，则相容性问题可以得到很好的解决。因为原位生成的增强体与金属基体界面结合良好，生成相的热力学稳定性好，不存在基体与增强体之间的润湿和界面反应等问题。
原位铝基复合材料,是利用混合体中组分之间的化学反应,生成一种或多种高硬度和高熔点增强相,均匀分布于铝合金基体上,达到强化基体的作用。由于增强相是反应合成的,内生于基体之中,因而具有许多外加强化相强化铝基复合材料所不具有的独特优点[3]：
1) 增强体在铝基体上原位形核、长大,具有强界面结合、良好的相容性。
2) 通过选择反应物来控制增强相种类、大小和数量,并可以通过工艺来控制其大小和分布,不易出现增强相的团聚或偏析。
3) 省去了增强物的预处理,简化了工艺流程,成本也相对降低。
4) 增强相颗粒细小,往往处于微米级或微米以下,能保证铝基复合材料不但有良好的韧性和高温性能,而且有很高的强度和弹性模量。
5) 能与铸造工艺结合,直接制造出形状复杂、尺寸变化大的近终形产品。
1.2 原位铝基纳米复合材料在国内外的应用
在航空航天方面，A356和A357／SiC颗粒增强铝基原位复合材料可制造飞机液压管，直升飞机支架和阀体。2099铝合金+25％SiC材料可以制造火箭发动机零件。美国DWA特种复合材料公司用f(SiCp)25％增强6061铝合金基复合材料代替7075铝合金生产宇航结构导槽、角材，其密度下降了17％，用A357合金+f(SiC)20％可以制造坦克火力控制镜的基片和导弹机翼。在汽车制造方面，几乎所有的欧美汽车制造厂，在研究采用金属基复合材料制造制动盘、制动鼓。国内已将铝基复合材料应用于刹车轮，使其重量减少了30％～60％，[2]
且导热性大大改善。颗粒增强铝基原位复合材料还可用于制造自行车、医疗器具、运动器械等其他高性能要求的零部件。尤其现在研究较多的碳化硅颗粒增强铝基复合材料性能优异，用作功能材料，可望在机械、冶金、建材、电力等工业部门得到更广泛的应用。[4]
1.3 原位铝基纳米复合材料的研究现状
铝基复合材料的研究开始于上世纪50年代。近20年来，从理论上、技术上都取得了较大成就。第一代铝基复合材料用于受力不大的简单零件，如方向舵，减轻重量约20%；第二代铝基复合材料用于机翼、垂直安定面等受力较大的零件，可减轻重量约30%；第三代铝基复合材料用于机身，可减轻重量约50%。现今铝基复合材料已广泛用于航空航天、汽车和休闲物品。
铝基纳米复合材料的密度一般在2.8g/cm左右，基本上与一般铝合金相当，比钢低2/3，同等几何尺寸的零件，其重量仅为钢制品的1/3左右；颗粒增强的铝基纳米复合材料，其强度在400-700MPa，与一般结构钢相当；颗粒增强的铝基纳米复合材料弹性模量E约为80-140GPa，其比刚度（E/P）比一般铝合金高约60%，是钢铁材料的1.5-2倍。
近年来，国内外科研工作者对CNTs／A1基复合材料的制备工艺、性能、组织结构等多方面内容进行了广泛而深入的研究，在CNTs对铝基体力学性能、耐磨性、电学性能、热稳定性等方面影响进行了探讨，极大推进了CNTs／A1基复合材料的研究和应用进程。例如，成会明等[5]通过在室温下冷压成型后再真空热压处理的工艺制备了CNTs／A1基复合材料，当热压温度为380℃时，复合材料硬度可达2．21GPa，是纯铝金属的15倍左右，比相同条件下热挤压的铝块硬度高36．4％。An等[6]采用热压法制备的CNTs／Al复合材料显示出良好的减磨抗磨效果。Kuzumaki等[7]用粉末冶金法经热压一热挤压工艺制备的CNTs／Al复合材料经873K退火50h和100h后，抗拉强度和延伸率分别保持在80MPa和25％左右不变，表现出良好的热稳定性；而相同处理条件下纯铝的抗拉强度由85MPa降至47MPa，延伸率从40％提高到80％。Xu等[8]3用热挤压法制备的CNTs／Al复合线材显示出优越的低温导电性能。Zhou等[9]采用无压渗透法制备的20％CNTs／A1基复合材料布氏硬度为170并显示出良好的耐磨性。George等[10]通过粉末冶金法制备的MWNTs／A1复合材料达到了抗拉强度150MPa、屈服强度99MPa、杨氏模量85．85GPa的性能，SWNTs／K2ZrF6／A1达到了抗拉强度181MPa、屈服强度98．7MPa、杨氏模量93．7GPa。
目前铝基复合材料的增强相主要是颗粒、晶须（短纤维）及连续纤维。表1-1
铝基复合材料的常用增强相及碳纳米管的性能指标。 [11]列出了
由表1-1可知，碳纳米管与其他增强相相比有很多优越的性能，如：其密度较低，满足复合材料轻量化要求；其抗拉强度与弹性模量很高，对于提高复合材料的力学性能有一定帮助。此外，碳纳米管还具有十分优越的性能，为制备高性能的铝基复合材料提供了新的方向。
二.原位铝基纳米复合材料制备技术
原位反应生成铝基复合材料发展至今，已逐渐形成几种不同的制备方法和工艺。根据参与合成增强体的两个反应组分的状态，可将现有的制备工艺方法分为气-液，固-液和固-固反应三类。
2.1气-液反应制备工艺
（1）VLS法
VLS法是由Koczak和Kuma等人在1989年发明并申请美国专利的。该法的基本原理是：在高温下，用气体分解得到某种元素，此种元素能与合金液中的某种元素起反应生
成硬质相颗粒，从而制备金属基复合材料。该工艺的具体过程为：先在真空条件下熔炼A1．Ti合金，接着向真空室内充入纯净的氩气(传输介质)，当升高到适当的处理温度后，将纯净的含碳或含氮气体吹入A1．Ti熔体中，由吹入气体分解的碳或氮与合金熔体中的钛反应生成TiC或TiN的增强相
a．气体的分解：
CH4(g)一C(s)+2H2(g)
2NH3(g)-N2(g)+3H2(g)
b．气体与合金的化学反应及增强颗粒的形成：
C(s)+A1．Ti(1)一Al(1)+TiC(s)
N 2(g)+Al-Ti(1)-Al(1)+TiN(s)+AlN(s)
其过程参数包括反应温度、合金元素种类、反应气体成分及浓度等，为了保证上述两过程的顺利进行，一般要求合金熔体温度较高以及气．液两相接触面积尽可能大，并应采取适当措施抑制TiAl3和A14C3等有害化合物的产生[13]。
（2）合金熔体直接氧化法(DIMox。M、．DIMOX(Direct Melt Oxidation)法是由美国的Lanxide公司开发的一种制备金属一陶瓷复合材料新的合成路线。在该方法中，增强相靠熔体的直接氧化而来，即将金属液(如Al，Ti和zr等)在高温下直接暴露于空气中，使其表面氧化生成一层氧化膜，氧化层由于温度梯度而产生裂纹，里层的金属液通过氧化层的微型小缝向上毛细扩散，与氧继续反应，随氧化层厚度增加，金属液的毛细扩散阻力增大，到某一时刻扩散停止，氧化反应也就结束，生成的氧化物即为增强相或为基体[14]。为了保证金属氧化反应的不断进行，Newkirk等人认为，在铝中加入一定量的Mg，Si等合金元素，可破坏表层A1203膜的连续性，以保持铝液与已形成的A1203之间的显微
通道畅通，并可降低液态铝合金的表面能，从而增强生成的A1203与铝液的相容性，这样
使得氧化反应能不断地进行下去。目前，有关DIMOx法的研究包括A1203形成的反应动力
学和材料显微组织结构分析等。该法的主要优点是能够形成比较复杂、致密度高的复合材料，其性能可以设计，以满足各种应用对性能的要求[15]。
（3）反应自发浸渗法(spontaneous Infiltration Technique)反应自发浸渗又称无压浸渗(Pressureless Infiltration)，也是由Lanxide公司在1989年提出的专利技术。该工艺是合金熔体在向多孔固体预制体浸渗的同时，金属熔体与预制体反应生成尺寸细小、热稳定性高的陶瓷增强相的工艺。其实质是将基体合金和含增强体组分的原料一起放入可控气氛加热炉中，加热到基体合金液相线以上温度，合金熔体自发浸渗到颗粒层[12]。由此可见；VLS法一般包括如下两个过程：
或预制块中，通过化学反应形成所需要的增强体[16]。在此工艺中，同时存在两个反应过程：一是液态金属在环境气氛的作用下向陶瓷预制件中的渗透；二是液态金属与周围气体反应生成新的增强粒子。Taheri_Nassaj等用TiN、TiCo．3No．7、TiCo．5No．5，TiCo．7No．3与B粉作原料，成功地制备出Al／TiB2复合材料。
（4）反应喷射沉积法(RAD)
该工艺是在DlMOXTM法和喷射沉积工艺的基础上发展起来的。它是利用一个特殊的液体喷射分散装置，在氧化性气氛中，将铝液分散成大量细小的液滴，使其表面氧化生成A1203膜。这些带有A1203膜的液滴在沉积过程中，相互碰撞使表层A1203膜破碎分散，同时内部Al液迅速冷却凝固，从而形成具有弥散分布A1203粒子增强的铝基复合材料129J。该方法主要用于耐磨、耐热复合涂层的制备
2-2 固-液反应制备工艺
固一液反应法是目前研究较广的一种复合工艺。一般是将反应物粉末与金属熔体混合，使加入粉术与金属熔体成分反应或自行分解，生成难熔的高硬度质点，均匀分散在基体中，形成复合材料。该复合工艺的特点是成本较低，反应材料种类较多，复合后的材料组织细密。固一液反应法根据反应原理可分为：
（1）直接反应法[17]
将固态碳粉或硼粉直接加入到高温合金熔体中，使C或B同合金熔体中个别组元反应，从而在基体中形成碳化物或硼化物的增强粒子。
（2）还原反应法[18]
该法利用了化学的还原反应原理，即将不稳定的化合物加入到合金熔体中，使合金熔体中的组元与加入的化合物发生热还原反应，生成所需要的更加稳定的陶瓷或金属间化合物增强相。
（3）反应挤压铸造法[19]
该法的基本原理是将基体金属液挤压渗透到由反应物制成的预制体中，通过其与基体金属或其中的某一组元反应生成新的增强相，从而达到强化基体的目的。Fukunaga等首先将反应压铸法用于自生A1203粒子增强金属间化合物基复合材料的制备。
2-3固-固反应制备工艺
固相间原子扩散来完成，通常温度较低，增强相的长大倾向较小，有利于获得超细增强相，但是该工艺效率较低。属于此方法的复合工艺有自蔓延高温合成法(SHS)、XDTM法、接触反应法、混合盐反应法和机械合金化(MA)法等。
（1）自蔓延高温合成法(SHS)
SHS法是指生成热足够高的材料通过起燃后燃烧波的自蔓延使反应物转变成产物的方法。该法是由前苏联的Merzhanov等人于1967年提出的，这种方法的主要优点是反应合成所需要的能量由自身产生(节能)，产品纯度高(高温下低沸点杂质挥发掉)，以及反应速度快、产量高等，因此具有非常大的吸引力。目前主要用于反应合成陶瓷、金属间化合物及金属间化合物基复合材料。
（2）XDTM法
XDTM法(Exothermical Dispersion Technique)也叫放热弥散法，该方法是在SHS法的基础上改进而来的，1983年由美国的Martin Marietta实验室首先提出的。其基本原理是将预期构成增强材料的两种组分的粉末与金属基体粉末混合均匀并压实除气后，将压坯快速加热到金属基体熔点以上的温度，使它们之间发生反应，生成粒径小于1nm、均匀分布的弥散颗粒，反应放出的热量可以使反应继续下去。
这样，在金属基体熔体的介质中，两固态反应元素相互扩散、接触并不断反应析出稳定的增强相，然后再将熔体进行铸造，挤压成形。
（3）触反应法
接触反应法(MCR)是在综合了SHS法和XDTM法优点的基础上，发展起来的又一制造原位MMCs的方法。该方法的基本原理是将反应元素粉末按一定比例混匀，并制成预制块，然后用钟罩等工具将预制块压入一定温度的金属液中，在金属液的高温作用下，预制块中的元素发生化学反应，生成所需的增强相，搅拌后浇注成形。
（4）混合盐反应法
该法是英国London Scandinarian Metallurgical公司的专利技术。它是将含有Ti和B的盐类(如KBF4和K2TiF6)混合后，加入到高温的金属熔体中，在高温作用下，所加盐中的Ti和B就会被金属还原出来而在金属熔体中反应形成TiB2增强粒子，扒去不必要的副产品，浇注冷却后即获得了原位TiB2增强的金属基复合材料。
（5）机械合金化(MA)
机械合金化(MechanicalAIloying)是一种固态粉末处理工艺，采用该方法可用来制备陶瓷粒子增强金属基复合材料。这种方法是在1970年由Benjamin首先提出的。其基本原理是将所需粉末置于高能球磨机中球磨，球磨过程中粉末反复受到强烈塑性变形、冷焊和破碎，并形成尺寸较为平均的颗粒，然后将此粉末真空脱气，热压或冷处理固结成形。[20]
三. 原位铝基纳米复合材料的性能
3.1 力学性能
利用原位反应合成技术制备金属基复合材料，在等同条件下。其力学性能一般高于外加增强相制备的复合材料。这是因为增强相是在基体内反应生成．具有尺寸小、与基体合金界面结合良好、界面洁净无污染、高的耐磨性和抗高温蠕变性等性能。原位反应合成的铝基复合材料，具有细晶粒组织结构，生成的增强相细小，可达到lμm粒度以下，且增强体与基体之间界面结合良好，具有优良的力学性能。
表3-1 为郑梦等人[21]在高能超声场下Al-(Na2B4O7+K2ZrF6)体系原位合成复合材料测试的力学性能。可看出，施加高能超声后，复合材料的抗拉强度ζb及伸长率δ 都得到了很大的提高，分别达到了116MPa 和28.31%，较未施加高能超声作用的复合材料分别提高了52.63%和24.38%。
表3-2所示为近几年国内外应用原位法制备的铝基复合材料的部分实例，可看出原位颗粒增强铝基复合材料在强度大幅度提高的同时，仍保持一定的塑性，其综合力学性能良好；与传统方法制备的铝基复合材料相比，其性能更加优越，因此原位法被认为是最有前途实现产业化的工艺技术之一。
3.2 磨损性能
基体材料、增强相、基体与增强相的相容性是影响颗粒增强铝基复合材料性能的重要因素。 在选择基体材料时我们首先要把硬度、强度、韧性等参数考虑在其中。常见的增强颗粒有：碳化物、氧化物、氮化物和其他增强物质等等。其中最为常用的为B4C、SiC、A1203等。许多研究者想通过添加两种或两种以上颗粒来对材料进行混杂增强，取得的效果都很不错。而影响增强效果的因素包括增强颗粒的弹性模量、抗拉强度、硬度、密度、熔点、热膨胀系
数、热稳定性、尺寸形状等。最后，增强颗粒和基体之间的相容性以及彼此的热膨胀系数是否匹配等是影响增强颗粒和基体结合是否紧密的重要参数而这些因素都能影响复合材料的摩擦磨损性能。
摩擦系数是反映材料磨损性能好坏的一个重要指标[22]。材料的性质和状态决定摩擦系数的高低，即使相同的材料，如果是在不同的条件下，它们的摩擦系数都不会相同。影响摩擦系数的因素有许多：1)材料的物理、化学性质与及材料的种类；2)材料表面粗糙度，包括增强颗粒的大小、分布与及和基体的界面结合情况；3)外界的影响因素有温度和外加载荷，它们二者一般是通过改变材料表面的状态来影响摩擦系数。
判定材料磨损性能好坏的主要标准就是磨损率，其中研究人员的主观观察数据也会对其产生一定的影响。在于摩擦条件下，磨损率指的是单位体积试样磨损量。磨损率的影响因素有很多，材料自身因素和外界因素对试样的磨损率都有一定的影响。在一定条件和范围内，不管是那种增强颗粒，材料的磨损率随着载荷的增加而增大[23]。多数学者一致认为，温度是影响摩擦磨损的重要因素。在实际应用中，汽车发动机活塞和缸套、刹车碟片等零件的正常工作温度都很高，而高温下材料的摩擦磨损性能与常温下有很大差异[24]。
通过“点-面滑动干摩擦”方式进行摩擦学试验。图3-1是不同温度下制备复合材料的摩擦性能，其中μ表示摩擦系数，ω表示磨损量。结果表明，800℃时制备的复合材料摩擦系数和磨损量较825℃制备的复合材料的大。材料点摩擦的摩擦系数与材料的硬度有关，随着硬度的增加，材料在正向载荷的作用下，变形量变小，所以摩擦阻力较小，摩擦系数较小；材料的磨损量则和材料的硬度和显微组织结构有关，一般情况下，硬度高的材料较耐磨，材料的显微组织中缺陷少，耐磨性也会提高。
图3-1
图3-2是采用不同增强体的复合材料的摩擦性能，结果显示，SiC颗粒增强复合材料的摩擦系数大于CuO增强的复合材料，但是耐磨性却优于CuO增强的复合材料，主要是由于二者的性质差异造成的。
图3-2
图3-3是不同颗粒含量的复合材料的摩擦性能，结果表明，随着颗粒含量的增加，复合材料的摩擦系数降低，磨损量降低，耐磨性增加。
图
3-3
3.3 热学性能
加工图(Processing Map)能够反映在各种变形温度和应变速率下，材料高温变形时内部微观组织的变化，并且可对材料的可加工性进行评估[25]。加工图是由基于动态材料模型建立的能量耗散率图和失稳图叠加而成，它通过微观组织演变描述材料对变形工艺参数的动态响应。应变速率敏感指数、能量耗散率和非稳定参数可由材料热模拟压缩实验获得的应力．应变数据计算得到。在一定的温度和应变下，热加工工件所受的应力ζ应与应变速率ξ存在如下动态关系：
ζ=kξm
式中，K表示应变速率为1时的流变应力；m是应变速率敏感因子，可表达为：
m=δ(1nζ)／δ(inζ)
功率耗散图(见图7)代表材料显微组织改变时
功率的耗散，其变化率可用反映材料功率耗散特征的无量纲参数(Efficiency ofPower Dissipation)来表示，其定义式如下：
η=2m/(m+1)
失稳图(见图8)是根据不可拟热力学极值原理，用无量纲参数表示大塑性流变时的连续失稳判据
将功率耗散图与失稳图重叠就可获得加工图(见图9)。应用热加工图来分析合金的加工性能不仅可以优化加工工艺而且可以避免流变不稳定区域。
图9是TiB2／7055AI原位合成铝基复合材料的加工图。图中灰色区为功率耗散峰区，红色区为流变失稳区[26]。由图9可以看出，图中失稳区较多，说明该TiB2／7055AI铝基复合材
料热加工性较差。
功率耗散图由功率耗散系数的等值线组成，代表材料中由显微组织耗散引起的熵增量相对变化速率。功率耗散图由于实际代表热加工变形过程中的显微组织变化率。因此又被称作“显微组织轨迹”。加工图中局部区域存在功率耗散效率最大值，它代表特殊的显微组织机制或流变失稳机制。功率耗散图中高功率耗散区对应于动态再结晶区，具有最佳加工性能区，然而由于楔形裂纹破坏机制通常也对应着高功率耗散系数，因此分析加工图需要用显微组织进一步来验证。研究表明，随着变形温度升高，材料的相界和晶界更加容易发生滑移，界面处可能发生严重的应力集中，从而引起界面开裂。如果应变速率较快，基体变形速率比界面滑移速率更快时，滑移影响可以忽略，界面不会发生开裂。如果应变速率很慢，界面滑移产生的应力集中有足够的时间来通过扩散等途径释放，也不会引起开裂。因此在中等变速率时界面开裂最可能发生。
图10是不同峰区所对应的微观组织[27] 。由图10可以看出，峰区内的微观组织具有以下特点，峰区l中增强颗粒分布均匀，颗粒有相互挤压变形倾向(图10a)。峰区2可以观察到界面有开裂现象(图10b)，由于该峰区接近失稳区，在这些区域，界面开裂区域具有较高的能量耗散因子，功率耗散效率急剧减小，这可能是变形应力集中造成的，从而出现加工失稳，加工中应尽量避免这些区域。峰区3可以看到颗粒形貌有圆角化倾向，颗粒相互挤压破碎倾向较大(图10c)。
制定加工制度应优先选择动态再结晶区，因为动态再结晶区内功率耗散效率较高，加工性能好，并且组织易于控制。发生动态再结晶的峰区1对应的应变速率为10～3．16 S，与轧-1
制、挤压和锤锻的应变速率相对应，可以在这个区域内选择挤压、轧制的热变形参数。峰区2由于靠近失稳区，易发生失稳，热加工中不宜选用。峰区3应变速率较低，该区域也具有较好的热加工性。
3.4 蠕变性能
采用幂律蠕变方程[28]
可计算出复合材料的显态蠕变应力指数和蠕变激活能.式中ε,为稳态蠕变速率,A为材料常数,ζ为外加应力,n为显态蠕变应力指数,Qa为显态蠕变激活能(kJ/mol),R为气体常数,T为绝对温度(K).由表1可见,两种原位复合材料的显态应力指数n和显态蠕变激活能Qa都远大于纯Al的数据(n=3—5,Q=142 kJ/mol),且随着温度的增加复合材料的蠕变应力指数亦增加.类似的结果在SiC晶须[29].
样品A,B在623和673 K的显态应力指数基本相同,其蠕变抗力在623 K基本相当;而在673 K,样品A稍大于样品B,这表明样品B中含有的条状Al3Ti并未影响复合材料蠕变速率的应力依赖性,对复合材料的蠕变抗力亦未产生很大影响.这与复合材料的室温拉伸性能和动态压缩性能是完全不同的.考虑到复合材料的蠕变是基体的蠕变,上述现象是不难理解的.在复合材料基体的蠕变过程中,主要是细小的原位陶瓷粒子阻碍位错的运动,粗大的Al3Ti对位错的运动并没有太大的作用.文献已经报道,样品A,B中原位陶瓷粒子的尺寸基本相同,而样品B中由于形成Al3Ti,原位粒子的含量稍低于样品A.所以,样品A,B表现出大致相同的蠕变应力指数应由两种复合材料中原位粒子尺寸相似、含量相近来解释;而样品B稍低的蠕变抗力主要归因于该复合材料中降低的原位粒子含量.对于复合材料所表现出的高的蠕变应
力指数和蠕变激活能,一般采用有效应力来解释,即外加应力必须克服一个门槛应方能使复合材料产生蠕变.则蠕变方程式(1)可以改写为
四.原位铝基复合材料制备及应用中存在的关键技术问题 CNTs优异的物理和力学性能已使其成为金属基复合材料的理想增强相，但距该新型复合材料的实际应用仍有较大差距，例如，复合材料力学性能提高的幅度与理论计算值相比仍有较大差距，原位合成CNTs/Al复合材料的强化机理不够清楚，理论还不完善，CNTs/Al复合材料块体的制备工艺还需进一步改进和创新[30]，等等主要体现在[31]：
1)如何实现CNTs原位增强铝基复合材料的低成本、规模化生产；
2)如何解决较高增强相含量时CNTs团聚的问题；
3)结合具体应用领域或产品，有针对性的对CNTs原位增强铝基复合材料性能进行改进；
4)采用量子力学理论或分子动力学方法进一步分析CNTs．AI异质界面结构差异的原因、揭示界面反应机理；
5)就CNTs／AI基复合材料中Ni催化剂对复合材料组织、性能的影响进行探讨。
6)探讨原位合成CNTs/Al材料的其他性能如电学性能、热物理性能、介电性能、磨擦磨损性能等方面，并阐明内在机理。
7）蠕变理论模型存在自身的缺陷,不能精确描述MMC的应力应变场,对于纤维呈随机分布的MMC,简直不可能描述其蠕变损伤的演化过程。尽管通过蠕变试验可以比较真实地揭示MMC的一些蠕变规律,但是蠕变试验过程长,成本相对高,在长时间的试验过程中可能会有一些不可估计的因素影响试验结果,而且不能动态地说明那些因素是如何影响MMC蠕变过程的。近年来随着计算机的发展,促进了有限元技术的应用。有限元模拟较理论模型准确,更容易得到整个蠕变过程中的应力应变场的变化,同时又能模拟MMC在真实试验条件下所发生的蠕变形为,具有试验方法和理论解析无与伦比的优势,因此也是现行研究MMC时采用较多的一种方法。
参 考 文 献
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内容摘要
本次原位铝基纳米复合材料课程设计主要包括四个任务，即原位铝基纳米复合材料在国内外的应用和研究现状，原位铝基纳米复合材料的制备技术，原位铝基纳米复合材料的性能（其中包括力学性能，磨损性能，热学性能，和蠕变性能）以及原位铝基纳米复合材料制备及应用中存在的关键技术问题。
目录
一.原位铝基纳米复合材料的国内外应用及研究现状 ......................................................... 3
1.1 原位铝基复合材料的定义 .................................................................................... 3
1.2 原位铝基纳米复合材料在国内外的应用 ............................................................... 3
1.3 原位铝基纳米复合材料的研究现状 ...................................................................... 4
二.原位铝基纳米复合材料制备技术 ................................................................................. 5
2.1气-液反应制备工艺 .............................................................................................. 5
2-2 固-液反应制备工艺 ............................................................................................ 7
2-3固-固反应制备工艺............................................................................................. 7
三. 原位铝基纳米复合材料的性能 ................................................................................... 8
3.1 力学性能 ............................................................................................................ 8
3.2 磨损性能............................................................................................................ 9
3.3 热学性能.......................................................................................................... 12
3.4 蠕变性能.......................................................................................................... 16
四.原位铝基复合材料制备及应用中存在的关键技术问题 ................................................ 17
参 考 文 献 .................................................................................................................. 17
一.原位铝基纳米复合材料的国内外应用及研究现状
1.1 原位铝基复合材料的定义
复合材料(composite materials)是由两种或两种以上的材料通过先进的材料制备技术组合而成的性能优异的新材料。一般来说，复合材料由基体和增强材料组成。它既能保留原组成材料的主要特色，并通过复合效应获得原组分所不具备的性能。[1]
金属基复合材料(MMCs)是以金属或合金为基体，以金属或非金属线、丝、纤维、晶须或陶瓷颗粒组合为增强相的非均质混合物。在金属基复合材料中，铝基复合材料具有更高的比强度、比模量和低的热膨胀系数，尤其是弥散增强的铝基复合材料，不仅具有各向同性特征，而且具有可加工和价值低廉的优点。在金属基复合材料制备过程中，往往会遇到增强材料与金属基体之间的相容性问题。如果增强体能从金属基体中直接原位生成，则相容性问题可以得到很好的解决。因为原位生成的增强体与金属基体界面结合良好，生成相的热力学稳定性好，不存在基体与增强体之间的润湿和界面反应等问题。
原位铝基复合材料,是利用混合体中组分之间的化学反应,生成一种或多种高硬度和高熔点增强相,均匀分布于铝合金基体上,达到强化基体的作用。由于增强相是反应合成的,内生于基体之中,因而具有许多外加强化相强化铝基复合材料所不具有的独特优点[3]：
1) 增强体在铝基体上原位形核、长大,具有强界面结合、良好的相容性。
2) 通过选择反应物来控制增强相种类、大小和数量,并可以通过工艺来控制其大小和分布,不易出现增强相的团聚或偏析。
3) 省去了增强物的预处理,简化了工艺流程,成本也相对降低。
4) 增强相颗粒细小,往往处于微米级或微米以下,能保证铝基复合材料不但有良好的韧性和高温性能,而且有很高的强度和弹性模量。
5) 能与铸造工艺结合,直接制造出形状复杂、尺寸变化大的近终形产品。
1.2 原位铝基纳米复合材料在国内外的应用
在航空航天方面，A356和A357／SiC颗粒增强铝基原位复合材料可制造飞机液压管，直升飞机支架和阀体。2099铝合金+25％SiC材料可以制造火箭发动机零件。美国DWA特种复合材料公司用f(SiCp)25％增强6061铝合金基复合材料代替7075铝合金生产宇航结构导槽、角材，其密度下降了17％，用A357合金+f(SiC)20％可以制造坦克火力控制镜的基片和导弹机翼。在汽车制造方面，几乎所有的欧美汽车制造厂，在研究采用金属基复合材料制造制动盘、制动鼓。国内已将铝基复合材料应用于刹车轮，使其重量减少了30％～60％，[2]
且导热性大大改善。颗粒增强铝基原位复合材料还可用于制造自行车、医疗器具、运动器械等其他高性能要求的零部件。尤其现在研究较多的碳化硅颗粒增强铝基复合材料性能优异，用作功能材料，可望在机械、冶金、建材、电力等工业部门得到更广泛的应用。[4]
1.3 原位铝基纳米复合材料的研究现状
铝基复合材料的研究开始于上世纪50年代。近20年来，从理论上、技术上都取得了较大成就。第一代铝基复合材料用于受力不大的简单零件，如方向舵，减轻重量约20%；第二代铝基复合材料用于机翼、垂直安定面等受力较大的零件，可减轻重量约30%；第三代铝基复合材料用于机身，可减轻重量约50%。现今铝基复合材料已广泛用于航空航天、汽车和休闲物品。
铝基纳米复合材料的密度一般在2.8g/cm左右，基本上与一般铝合金相当，比钢低2/3，同等几何尺寸的零件，其重量仅为钢制品的1/3左右；颗粒增强的铝基纳米复合材料，其强度在400-700MPa，与一般结构钢相当；颗粒增强的铝基纳米复合材料弹性模量E约为80-140GPa，其比刚度（E/P）比一般铝合金高约60%，是钢铁材料的1.5-2倍。
近年来，国内外科研工作者对CNTs／A1基复合材料的制备工艺、性能、组织结构等多方面内容进行了广泛而深入的研究，在CNTs对铝基体力学性能、耐磨性、电学性能、热稳定性等方面影响进行了探讨，极大推进了CNTs／A1基复合材料的研究和应用进程。例如，成会明等[5]通过在室温下冷压成型后再真空热压处理的工艺制备了CNTs／A1基复合材料，当热压温度为380℃时，复合材料硬度可达2．21GPa，是纯铝金属的15倍左右，比相同条件下热挤压的铝块硬度高36．4％。An等[6]采用热压法制备的CNTs／Al复合材料显示出良好的减磨抗磨效果。Kuzumaki等[7]用粉末冶金法经热压一热挤压工艺制备的CNTs／Al复合材料经873K退火50h和100h后，抗拉强度和延伸率分别保持在80MPa和25％左右不变，表现出良好的热稳定性；而相同处理条件下纯铝的抗拉强度由85MPa降至47MPa，延伸率从40％提高到80％。Xu等[8]3用热挤压法制备的CNTs／Al复合线材显示出优越的低温导电性能。Zhou等[9]采用无压渗透法制备的20％CNTs／A1基复合材料布氏硬度为170并显示出良好的耐磨性。George等[10]通过粉末冶金法制备的MWNTs／A1复合材料达到了抗拉强度150MPa、屈服强度99MPa、杨氏模量85．85GPa的性能，SWNTs／K2ZrF6／A1达到了抗拉强度181MPa、屈服强度98．7MPa、杨氏模量93．7GPa。
目前铝基复合材料的增强相主要是颗粒、晶须（短纤维）及连续纤维。表1-1
铝基复合材料的常用增强相及碳纳米管的性能指标。 [11]列出了
由表1-1可知，碳纳米管与其他增强相相比有很多优越的性能，如：其密度较低，满足复合材料轻量化要求；其抗拉强度与弹性模量很高，对于提高复合材料的力学性能有一定帮助。此外，碳纳米管还具有十分优越的性能，为制备高性能的铝基复合材料提供了新的方向。
二.原位铝基纳米复合材料制备技术
原位反应生成铝基复合材料发展至今，已逐渐形成几种不同的制备方法和工艺。根据参与合成增强体的两个反应组分的状态，可将现有的制备工艺方法分为气-液，固-液和固-固反应三类。
2.1气-液反应制备工艺
（1）VLS法
VLS法是由Koczak和Kuma等人在1989年发明并申请美国专利的。该法的基本原理是：在高温下，用气体分解得到某种元素，此种元素能与合金液中的某种元素起反应生
成硬质相颗粒，从而制备金属基复合材料。该工艺的具体过程为：先在真空条件下熔炼A1．Ti合金，接着向真空室内充入纯净的氩气(传输介质)，当升高到适当的处理温度后，将纯净的含碳或含氮气体吹入A1．Ti熔体中，由吹入气体分解的碳或氮与合金熔体中的钛反应生成TiC或TiN的增强相
a．气体的分解：
CH4(g)一C(s)+2H2(g)
2NH3(g)-N2(g)+3H2(g)
b．气体与合金的化学反应及增强颗粒的形成：
C(s)+A1．Ti(1)一Al(1)+TiC(s)
N 2(g)+Al-Ti(1)-Al(1)+TiN(s)+AlN(s)
其过程参数包括反应温度、合金元素种类、反应气体成分及浓度等，为了保证上述两过程的顺利进行，一般要求合金熔体温度较高以及气．液两相接触面积尽可能大，并应采取适当措施抑制TiAl3和A14C3等有害化合物的产生[13]。
（2）合金熔体直接氧化法(DIMox。M、．DIMOX(Direct Melt Oxidation)法是由美国的Lanxide公司开发的一种制备金属一陶瓷复合材料新的合成路线。在该方法中，增强相靠熔体的直接氧化而来，即将金属液(如Al，Ti和zr等)在高温下直接暴露于空气中，使其表面氧化生成一层氧化膜，氧化层由于温度梯度而产生裂纹，里层的金属液通过氧化层的微型小缝向上毛细扩散，与氧继续反应，随氧化层厚度增加，金属液的毛细扩散阻力增大，到某一时刻扩散停止，氧化反应也就结束，生成的氧化物即为增强相或为基体[14]。为了保证金属氧化反应的不断进行，Newkirk等人认为，在铝中加入一定量的Mg，Si等合金元素，可破坏表层A1203膜的连续性，以保持铝液与已形成的A1203之间的显微
通道畅通，并可降低液态铝合金的表面能，从而增强生成的A1203与铝液的相容性，这样
使得氧化反应能不断地进行下去。目前，有关DIMOx法的研究包括A1203形成的反应动力
学和材料显微组织结构分析等。该法的主要优点是能够形成比较复杂、致密度高的复合材料，其性能可以设计，以满足各种应用对性能的要求[15]。
（3）反应自发浸渗法(spontaneous Infiltration Technique)反应自发浸渗又称无压浸渗(Pressureless Infiltration)，也是由Lanxide公司在1989年提出的专利技术。该工艺是合金熔体在向多孔固体预制体浸渗的同时，金属熔体与预制体反应生成尺寸细小、热稳定性高的陶瓷增强相的工艺。其实质是将基体合金和含增强体组分的原料一起放入可控气氛加热炉中，加热到基体合金液相线以上温度，合金熔体自发浸渗到颗粒层[12]。由此可见；VLS法一般包括如下两个过程：
或预制块中，通过化学反应形成所需要的增强体[16]。在此工艺中，同时存在两个反应过程：一是液态金属在环境气氛的作用下向陶瓷预制件中的渗透；二是液态金属与周围气体反应生成新的增强粒子。Taheri_Nassaj等用TiN、TiCo．3No．7、TiCo．5No．5，TiCo．7No．3与B粉作原料，成功地制备出Al／TiB2复合材料。
（4）反应喷射沉积法(RAD)
该工艺是在DlMOXTM法和喷射沉积工艺的基础上发展起来的。它是利用一个特殊的液体喷射分散装置，在氧化性气氛中，将铝液分散成大量细小的液滴，使其表面氧化生成A1203膜。这些带有A1203膜的液滴在沉积过程中，相互碰撞使表层A1203膜破碎分散，同时内部Al液迅速冷却凝固，从而形成具有弥散分布A1203粒子增强的铝基复合材料129J。该方法主要用于耐磨、耐热复合涂层的制备
2-2 固-液反应制备工艺
固一液反应法是目前研究较广的一种复合工艺。一般是将反应物粉末与金属熔体混合，使加入粉术与金属熔体成分反应或自行分解，生成难熔的高硬度质点，均匀分散在基体中，形成复合材料。该复合工艺的特点是成本较低，反应材料种类较多，复合后的材料组织细密。固一液反应法根据反应原理可分为：
（1）直接反应法[17]
将固态碳粉或硼粉直接加入到高温合金熔体中，使C或B同合金熔体中个别组元反应，从而在基体中形成碳化物或硼化物的增强粒子。
（2）还原反应法[18]
该法利用了化学的还原反应原理，即将不稳定的化合物加入到合金熔体中，使合金熔体中的组元与加入的化合物发生热还原反应，生成所需要的更加稳定的陶瓷或金属间化合物增强相。
（3）反应挤压铸造法[19]
该法的基本原理是将基体金属液挤压渗透到由反应物制成的预制体中，通过其与基体金属或其中的某一组元反应生成新的增强相，从而达到强化基体的目的。Fukunaga等首先将反应压铸法用于自生A1203粒子增强金属间化合物基复合材料的制备。
2-3固-固反应制备工艺
固相间原子扩散来完成，通常温度较低，增强相的长大倾向较小，有利于获得超细增强相，但是该工艺效率较低。属于此方法的复合工艺有自蔓延高温合成法(SHS)、XDTM法、接触反应法、混合盐反应法和机械合金化(MA)法等。
（1）自蔓延高温合成法(SHS)
SHS法是指生成热足够高的材料通过起燃后燃烧波的自蔓延使反应物转变成产物的方法。该法是由前苏联的Merzhanov等人于1967年提出的，这种方法的主要优点是反应合成所需要的能量由自身产生(节能)，产品纯度高(高温下低沸点杂质挥发掉)，以及反应速度快、产量高等，因此具有非常大的吸引力。目前主要用于反应合成陶瓷、金属间化合物及金属间化合物基复合材料。
（2）XDTM法
XDTM法(Exothermical Dispersion Technique)也叫放热弥散法，该方法是在SHS法的基础上改进而来的，1983年由美国的Martin Marietta实验室首先提出的。其基本原理是将预期构成增强材料的两种组分的粉末与金属基体粉末混合均匀并压实除气后，将压坯快速加热到金属基体熔点以上的温度，使它们之间发生反应，生成粒径小于1nm、均匀分布的弥散颗粒，反应放出的热量可以使反应继续下去。
这样，在金属基体熔体的介质中，两固态反应元素相互扩散、接触并不断反应析出稳定的增强相，然后再将熔体进行铸造，挤压成形。
（3）触反应法
接触反应法(MCR)是在综合了SHS法和XDTM法优点的基础上，发展起来的又一制造原位MMCs的方法。该方法的基本原理是将反应元素粉末按一定比例混匀，并制成预制块，然后用钟罩等工具将预制块压入一定温度的金属液中，在金属液的高温作用下，预制块中的元素发生化学反应，生成所需的增强相，搅拌后浇注成形。
（4）混合盐反应法
该法是英国London Scandinarian Metallurgical公司的专利技术。它是将含有Ti和B的盐类(如KBF4和K2TiF6)混合后，加入到高温的金属熔体中，在高温作用下，所加盐中的Ti和B就会被金属还原出来而在金属熔体中反应形成TiB2增强粒子，扒去不必要的副产品，浇注冷却后即获得了原位TiB2增强的金属基复合材料。
（5）机械合金化(MA)
机械合金化(MechanicalAIloying)是一种固态粉末处理工艺，采用该方法可用来制备陶瓷粒子增强金属基复合材料。这种方法是在1970年由Benjamin首先提出的。其基本原理是将所需粉末置于高能球磨机中球磨，球磨过程中粉末反复受到强烈塑性变形、冷焊和破碎，并形成尺寸较为平均的颗粒，然后将此粉末真空脱气，热压或冷处理固结成形。[20]
三. 原位铝基纳米复合材料的性能
3.1 力学性能
利用原位反应合成技术制备金属基复合材料，在等同条件下。其力学性能一般高于外加增强相制备的复合材料。这是因为增强相是在基体内反应生成．具有尺寸小、与基体合金界面结合良好、界面洁净无污染、高的耐磨性和抗高温蠕变性等性能。原位反应合成的铝基复合材料，具有细晶粒组织结构，生成的增强相细小，可达到lμm粒度以下，且增强体与基体之间界面结合良好，具有优良的力学性能。
表3-1 为郑梦等人[21]在高能超声场下Al-(Na2B4O7+K2ZrF6)体系原位合成复合材料测试的力学性能。可看出，施加高能超声后，复合材料的抗拉强度ζb及伸长率δ 都得到了很大的提高，分别达到了116MPa 和28.31%，较未施加高能超声作用的复合材料分别提高了52.63%和24.38%。
表3-2所示为近几年国内外应用原位法制备的铝基复合材料的部分实例，可看出原位颗粒增强铝基复合材料在强度大幅度提高的同时，仍保持一定的塑性，其综合力学性能良好；与传统方法制备的铝基复合材料相比，其性能更加优越，因此原位法被认为是最有前途实现产业化的工艺技术之一。
3.2 磨损性能
基体材料、增强相、基体与增强相的相容性是影响颗粒增强铝基复合材料性能的重要因素。 在选择基体材料时我们首先要把硬度、强度、韧性等参数考虑在其中。常见的增强颗粒有：碳化物、氧化物、氮化物和其他增强物质等等。其中最为常用的为B4C、SiC、A1203等。许多研究者想通过添加两种或两种以上颗粒来对材料进行混杂增强，取得的效果都很不错。而影响增强效果的因素包括增强颗粒的弹性模量、抗拉强度、硬度、密度、熔点、热膨胀系
数、热稳定性、尺寸形状等。最后，增强颗粒和基体之间的相容性以及彼此的热膨胀系数是否匹配等是影响增强颗粒和基体结合是否紧密的重要参数而这些因素都能影响复合材料的摩擦磨损性能。
摩擦系数是反映材料磨损性能好坏的一个重要指标[22]。材料的性质和状态决定摩擦系数的高低，即使相同的材料，如果是在不同的条件下，它们的摩擦系数都不会相同。影响摩擦系数的因素有许多：1)材料的物理、化学性质与及材料的种类；2)材料表面粗糙度，包括增强颗粒的大小、分布与及和基体的界面结合情况；3)外界的影响因素有温度和外加载荷，它们二者一般是通过改变材料表面的状态来影响摩擦系数。
判定材料磨损性能好坏的主要标准就是磨损率，其中研究人员的主观观察数据也会对其产生一定的影响。在于摩擦条件下，磨损率指的是单位体积试样磨损量。磨损率的影响因素有很多，材料自身因素和外界因素对试样的磨损率都有一定的影响。在一定条件和范围内，不管是那种增强颗粒，材料的磨损率随着载荷的增加而增大[23]。多数学者一致认为，温度是影响摩擦磨损的重要因素。在实际应用中，汽车发动机活塞和缸套、刹车碟片等零件的正常工作温度都很高，而高温下材料的摩擦磨损性能与常温下有很大差异[24]。
通过“点-面滑动干摩擦”方式进行摩擦学试验。图3-1是不同温度下制备复合材料的摩擦性能，其中μ表示摩擦系数，ω表示磨损量。结果表明，800℃时制备的复合材料摩擦系数和磨损量较825℃制备的复合材料的大。材料点摩擦的摩擦系数与材料的硬度有关，随着硬度的增加，材料在正向载荷的作用下，变形量变小，所以摩擦阻力较小，摩擦系数较小；材料的磨损量则和材料的硬度和显微组织结构有关，一般情况下，硬度高的材料较耐磨，材料的显微组织中缺陷少，耐磨性也会提高。
图3-1
图3-2是采用不同增强体的复合材料的摩擦性能，结果显示，SiC颗粒增强复合材料的摩擦系数大于CuO增强的复合材料，但是耐磨性却优于CuO增强的复合材料，主要是由于二者的性质差异造成的。
图3-2
图3-3是不同颗粒含量的复合材料的摩擦性能，结果表明，随着颗粒含量的增加，复合材料的摩擦系数降低，磨损量降低，耐磨性增加。
图
3-3
3.3 热学性能
加工图(Processing Map)能够反映在各种变形温度和应变速率下，材料高温变形时内部微观组织的变化，并且可对材料的可加工性进行评估[25]。加工图是由基于动态材料模型建立的能量耗散率图和失稳图叠加而成，它通过微观组织演变描述材料对变形工艺参数的动态响应。应变速率敏感指数、能量耗散率和非稳定参数可由材料热模拟压缩实验获得的应力．应变数据计算得到。在一定的温度和应变下，热加工工件所受的应力ζ应与应变速率ξ存在如下动态关系：
ζ=kξm
式中，K表示应变速率为1时的流变应力；m是应变速率敏感因子，可表达为：
m=δ(1nζ)／δ(inζ)
功率耗散图(见图7)代表材料显微组织改变时
功率的耗散，其变化率可用反映材料功率耗散特征的无量纲参数(Efficiency ofPower Dissipation)来表示，其定义式如下：
η=2m/(m+1)
失稳图(见图8)是根据不可拟热力学极值原理，用无量纲参数表示大塑性流变时的连续失稳判据
将功率耗散图与失稳图重叠就可获得加工图(见图9)。应用热加工图来分析合金的加工性能不仅可以优化加工工艺而且可以避免流变不稳定区域。
图9是TiB2／7055AI原位合成铝基复合材料的加工图。图中灰色区为功率耗散峰区，红色区为流变失稳区[26]。由图9可以看出，图中失稳区较多，说明该TiB2／7055AI铝基复合材
料热加工性较差。
功率耗散图由功率耗散系数的等值线组成，代表材料中由显微组织耗散引起的熵增量相对变化速率。功率耗散图由于实际代表热加工变形过程中的显微组织变化率。因此又被称作“显微组织轨迹”。加工图中局部区域存在功率耗散效率最大值，它代表特殊的显微组织机制或流变失稳机制。功率耗散图中高功率耗散区对应于动态再结晶区，具有最佳加工性能区，然而由于楔形裂纹破坏机制通常也对应着高功率耗散系数，因此分析加工图需要用显微组织进一步来验证。研究表明，随着变形温度升高，材料的相界和晶界更加容易发生滑移，界面处可能发生严重的应力集中，从而引起界面开裂。如果应变速率较快，基体变形速率比界面滑移速率更快时，滑移影响可以忽略，界面不会发生开裂。如果应变速率很慢，界面滑移产生的应力集中有足够的时间来通过扩散等途径释放，也不会引起开裂。因此在中等变速率时界面开裂最可能发生。
图10是不同峰区所对应的微观组织[27] 。由图10可以看出，峰区内的微观组织具有以下特点，峰区l中增强颗粒分布均匀，颗粒有相互挤压变形倾向(图10a)。峰区2可以观察到界面有开裂现象(图10b)，由于该峰区接近失稳区，在这些区域，界面开裂区域具有较高的能量耗散因子，功率耗散效率急剧减小，这可能是变形应力集中造成的，从而出现加工失稳，加工中应尽量避免这些区域。峰区3可以看到颗粒形貌有圆角化倾向，颗粒相互挤压破碎倾向较大(图10c)。
制定加工制度应优先选择动态再结晶区，因为动态再结晶区内功率耗散效率较高，加工性能好，并且组织易于控制。发生动态再结晶的峰区1对应的应变速率为10～3．16 S，与轧-1
制、挤压和锤锻的应变速率相对应，可以在这个区域内选择挤压、轧制的热变形参数。峰区2由于靠近失稳区，易发生失稳，热加工中不宜选用。峰区3应变速率较低，该区域也具有较好的热加工性。
3.4 蠕变性能
采用幂律蠕变方程[28]
可计算出复合材料的显态蠕变应力指数和蠕变激活能.式中ε,为稳态蠕变速率,A为材料常数,ζ为外加应力,n为显态蠕变应力指数,Qa为显态蠕变激活能(kJ/mol),R为气体常数,T为绝对温度(K).由表1可见,两种原位复合材料的显态应力指数n和显态蠕变激活能Qa都远大于纯Al的数据(n=3—5,Q=142 kJ/mol),且随着温度的增加复合材料的蠕变应力指数亦增加.类似的结果在SiC晶须[29].
样品A,B在623和673 K的显态应力指数基本相同,其蠕变抗力在623 K基本相当;而在673 K,样品A稍大于样品B,这表明样品B中含有的条状Al3Ti并未影响复合材料蠕变速率的应力依赖性,对复合材料的蠕变抗力亦未产生很大影响.这与复合材料的室温拉伸性能和动态压缩性能是完全不同的.考虑到复合材料的蠕变是基体的蠕变,上述现象是不难理解的.在复合材料基体的蠕变过程中,主要是细小的原位陶瓷粒子阻碍位错的运动,粗大的Al3Ti对位错的运动并没有太大的作用.文献已经报道,样品A,B中原位陶瓷粒子的尺寸基本相同,而样品B中由于形成Al3Ti,原位粒子的含量稍低于样品A.所以,样品A,B表现出大致相同的蠕变应力指数应由两种复合材料中原位粒子尺寸相似、含量相近来解释;而样品B稍低的蠕变抗力主要归因于该复合材料中降低的原位粒子含量.对于复合材料所表现出的高的蠕变应
力指数和蠕变激活能,一般采用有效应力来解释,即外加应力必须克服一个门槛应方能使复合材料产生蠕变.则蠕变方程式(1)可以改写为
四.原位铝基复合材料制备及应用中存在的关键技术问题 CNTs优异的物理和力学性能已使其成为金属基复合材料的理想增强相，但距该新型复合材料的实际应用仍有较大差距，例如，复合材料力学性能提高的幅度与理论计算值相比仍有较大差距，原位合成CNTs/Al复合材料的强化机理不够清楚，理论还不完善，CNTs/Al复合材料块体的制备工艺还需进一步改进和创新[30]，等等主要体现在[31]：
1)如何实现CNTs原位增强铝基复合材料的低成本、规模化生产；
2)如何解决较高增强相含量时CNTs团聚的问题；
3)结合具体应用领域或产品，有针对性的对CNTs原位增强铝基复合材料性能进行改进；
4)采用量子力学理论或分子动力学方法进一步分析CNTs．AI异质界面结构差异的原因、揭示界面反应机理；
5)就CNTs／AI基复合材料中Ni催化剂对复合材料组织、性能的影响进行探讨。
6)探讨原位合成CNTs/Al材料的其他性能如电学性能、热物理性能、介电性能、磨擦磨损性能等方面，并阐明内在机理。
7）蠕变理论模型存在自身的缺陷,不能精确描述MMC的应力应变场,对于纤维呈随机分布的MMC,简直不可能描述其蠕变损伤的演化过程。尽管通过蠕变试验可以比较真实地揭示MMC的一些蠕变规律,但是蠕变试验过程长,成本相对高,在长时间的试验过程中可能会有一些不可估计的因素影响试验结果,而且不能动态地说明那些因素是如何影响MMC蠕变过程的。近年来随着计算机的发展,促进了有限元技术的应用。有限元模拟较理论模型准确,更容易得到整个蠕变过程中的应力应变场的变化,同时又能模拟MMC在真实试验条件下所发生的蠕变形为,具有试验方法和理论解析无与伦比的优势,因此也是现行研究MMC时采用较多的一种方法。
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