Al2O3纖維具有很高的強(qiáng)度和優(yōu)異的耐高溫性能，化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定，不與基體金屬發(fā)生界面反應(yīng)，也不容易損傷[1,2,3] Al2O3纖維的成分是在高溫下非常穩(wěn)定的Al2O3，其抗高溫氧化性能極強(qiáng)，長時(shí)間使用溫度超過1000℃ Nextel 610氧化鋁纖維增強(qiáng)復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度高達(dá)1500 MPa[4,5,6]，是SiC纖維和C纖維等增強(qiáng)纖維難以達(dá)到的 氧化鋁纖維的優(yōu)異性能使Al2O3纖維增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料具有高比強(qiáng)度、優(yōu)異的熱穩(wěn)定性、抗疲勞性和抗老化等性能，是應(yīng)用在現(xiàn)代航天、航空、國防和電力等尖端技術(shù)領(lǐng)域最具戰(zhàn)略性的材料之一[7,8,9] 目前，連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料常用的制備方法有無壓浸滲法、擠壓浸滲和真空壓力浸滲法等[10,11]，其中真空壓力浸滲法的浸滲效果好，能保證復(fù)合材料的致密度，減少孔隙與縮孔等常規(guī)的鑄造缺陷，提高復(fù)合材料綜合力學(xué)性能 真空壓力浸滲法的制備工藝操作簡單且工藝參數(shù)容易控制，是制備高性能復(fù)合材料復(fù)雜制件近凈成形的最有效方法[12,13]

盡管Al2O3纖維可在1000℃以上的大氣中長期使用，而且在Cu元素作用下與金屬液的潤濕性好，但是纖維表面參差不平，游離有活性元素，在真空壓力浸滲過程中的高溫高壓條件下會(huì)與液態(tài)鋁合金發(fā)生一定程度的界面反應(yīng)，影響復(fù)合材料的性能[14] 因此，調(diào)整浸滲工藝參數(shù)控制界面反應(yīng)以制備出界面穩(wěn)定、力學(xué)性能優(yōu)良的復(fù)合材料，是真空壓力浸滲法制備連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的關(guān)鍵，而調(diào)整纖維預(yù)熱溫度是真空壓力浸滲法實(shí)現(xiàn)完整浸滲，控制界面反應(yīng)最簡單有效的方法[15] 鑒于此，本文選取Nextel610型Al2O3纖維作為增強(qiáng)體、Al-Cu系ZL210A鋁合金為基體合金，采用真空壓力浸滲法制備連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料，研究纖維預(yù)熱溫度對連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料微觀組織及力學(xué)性能的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法1.1 實(shí)驗(yàn)用材料

實(shí)驗(yàn)用增強(qiáng)體材料為Nextel610型Al2O3纖維，其性能參數(shù)列于表1；基體合金為鋁銅系ZL210A合金，其成分含量列于表2，其中Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4.5%~5.1% Cu元素可改善鋁基體/氧化鋁纖維的潤濕性，減小潤濕角，提高浸滲效果

Table 1

表1

表1Nextel610型Al2O3纖維的性能指標(biāo)

Table 1Property index of Nextel610 Al2O3 fiber

Fiber model	Density /g·cm-3	Monofilament diameter/μm	Tensile strength /GPa	Young's modulus /GPa	Elongation /%
Nextel610	3.75	10~12	3.2~3.5	380~400	0.5

Table 2

表2

表2基體鋁合金的化學(xué)成分

Table 2Chemical composition of aluminum

Alloy code	Mass fraction/%
	Si	Mg	Cu	Mn	Ti	Zn	Others	Al
ZL210A	0.2	0.05	4.5~5.1	0.35~0.8	0.15~0.35	0.1	Cd/Zr/Fe	Margin

1.2 連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的制備

用2層純鋁箔將增強(qiáng)Al2O3纖維束包裹后放入內(nèi)徑為8 mm長度為100 mm的陶瓷管內(nèi)，制成纖維單向排布預(yù)制體，用真空壓力浸滲法制備連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料 在純氬氣氛中將鋁液進(jìn)一步加熱至720℃并保溫30 min 纖維的預(yù)熱溫度分別選取500℃、530℃、560℃和600℃，在浸滲爐密封空間內(nèi)充入N2，使尺寸為d8 mm×100 mm的試驗(yàn)件在7 MPa壓力下充型凝固，時(shí)間約為5 min

使用ZYQ250/400 I型真空壓力浸滲爐(圖1)制備纖維增強(qiáng)復(fù)合材料，根據(jù)實(shí)驗(yàn)要求設(shè)定溫度、壓力等參數(shù)并可實(shí)現(xiàn)數(shù)字顯示，記錄，設(shè)備可以一次性完成真空熔化，真空冶煉，壓力浸滲等實(shí)驗(yàn)步驟 設(shè)備的最高工作壓力為12 MPa，最高工作溫度為1000℃，極限真空度＜10 Pa，工作介質(zhì)為純度≥99.99%的氮?dú)?氬氣)對整個(gè)裝置提供氣體保護(hù)，控溫精度為±5℃，升溫時(shí)間≤2 h



圖1真空壓力浸滲裝置和模具示意圖

Fig.1Schematic diagram of vacuum pressure impregnation

為了比較，隨爐制備鑄態(tài)鋁合金

1.3 性能測試

將制備出的連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣(圖2)，根據(jù)GB/T228-2010金屬拉伸試驗(yàn)國家標(biāo)準(zhǔn)，使用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NaOH溶液萃取復(fù)合材料中的Al2O3纖維，并將其制成如圖3所示的拉伸試樣，用Instron5543型精密拉伸儀測試Al2O3纖維的拉伸強(qiáng)度；用阿基米德排水法測定連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料試樣的實(shí)際密度，并根據(jù)復(fù)合材料的理論密度計(jì)算材料的致密度；用Nova Nano SEM450型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)和能譜分析儀(EDS)對萃取的Al2O3纖維進(jìn)行表面形貌觀察和元素分析；使用D8ADVANCE型X射線衍射分析儀分析復(fù)合材料的物相組成；用Quanta2000型掃描電子顯微鏡(SEM)對復(fù)合材料斷口形貌和斷口組織進(jìn)行觀察和分析；用JEM-2001F型透射電鏡(TEM)觀察復(fù)合材料的界面結(jié)構(gòu)和界面相



圖2Al2O3f/Al復(fù)合材料的拉伸試樣示意圖

Fig.2Tensile specimens schematic of Al2O3f/Al composite



圖3纖維的拉伸試樣

Fig.3Tensile specimens of fiber

2 結(jié)果和討論2.1 纖維的預(yù)熱溫度對連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料致密度的影響

圖4給出了不同預(yù)熱溫度Al2O3f/Al復(fù)合材料的平均致密度 可以看出，隨著纖維預(yù)熱溫度的提高連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的致密度隨之提高 預(yù)熱溫度為500℃的Al2O3f/Al復(fù)合材料其致密度僅為90.6%；隨著預(yù)熱溫度提高到530℃，試樣的致密度提高到96.8%；預(yù)熱溫度為600℃的復(fù)合材料致密度最高，達(dá)到99.2% 整體觀察發(fā)現(xiàn)，當(dāng)纖維預(yù)熱溫度低于530℃時(shí)，隨著纖維預(yù)熱溫度的提高復(fù)合材料致密度提高的幅度大；當(dāng)預(yù)熱溫度高于530℃時(shí)，隨著纖維預(yù)熱溫度的提高復(fù)合材料致密度的提高有限 其原因是，提高纖維預(yù)熱溫度能提高Al2O3纖維的表面活性，改善Al2O3纖維與鋁液的潤濕性，降低毛細(xì)阻力，使纖維間距較小的區(qū)域也能完全浸滲，致密度高 同時(shí)，提高預(yù)熱溫度實(shí)際上降低了鋁液和纖維之間的溫度差，使鋁液的冷卻速率降低，提高鋁液的浸滲能力，使連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料浸滲更完整，致密度更高



圖4不同預(yù)熱溫度Al2O3f/Al復(fù)合材料的平均致密度

Fig.4Average density of Al2O3f/Al composites at different preheating temperatures

圖5給出了不同纖維預(yù)熱溫度的連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的微觀組織圖 可以看出，預(yù)熱溫度為500℃的復(fù)合材料內(nèi)部有大尺寸孔洞，纖維分布不均勻，出現(xiàn)大面積的纖維偏聚，可見浸滲效果很差(圖5a，b)；預(yù)熱溫度為530℃的連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的浸滲效果比預(yù)熱500℃復(fù)合材料好得多，雖然仍有浸滲孔隙，但其尺寸遠(yuǎn)比預(yù)熱溫度為500℃復(fù)合材料的小，也有纖維偏聚現(xiàn)象，且在纖維偏聚處形成大量的浸滲微孔(圖5c，d)；預(yù)熱溫度為560℃的連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料組織中有少量浸滲缺陷，主要是纖維偏聚處存在較多的浸滲微孔，復(fù)合材料的浸滲效果相對較好(圖5e，f)；在預(yù)熱溫度為600℃的Al2O3f/Al復(fù)合材料中纖維分布均勻，纖維偏聚現(xiàn)象較少，在纖維偏聚處的微孔等浸滲缺陷也比預(yù)熱溫度為560℃材料的有所減少，復(fù)合材料的浸滲效果最佳(圖5g，h)



圖5不同預(yù)熱溫度的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的微觀組織

Fig.5Microstructure of continuous Al2O3f/ZL210A composites with different preheating temperatures (a，b) 500℃; (c，d) 530℃; (e，f) 560℃; (g，h) 600℃

在Al2O3纖維增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料體系中，液態(tài)鋁合金與Al2O3纖維的潤濕角為152°~155°，在720℃浸滲其潤濕性極差或完全不潤濕，金屬液必須在外界壓力作用下克服附加阻力進(jìn)入纖維間隙中 當(dāng)纖維的預(yù)熱溫度較低時(shí)，浸滲前沿的熔融鋁液與低溫纖維接觸后過熱熱量迅速散失，鋁液流動(dòng)性也急劇下降 在復(fù)合材料浸滲過程中浸滲壓力、浸滲溫度和保壓時(shí)間保持一致的情況下，纖維與熔融鋁合金的溫度差越大則鋁合金完全凝固時(shí)間越短，留下沒有完全浸滲的纖維間隙就越大，容易形成復(fù)合材料的內(nèi)部浸滲缺陷；同時(shí)，浸滲開始時(shí)預(yù)制體內(nèi)外巨大的壓力差，在壓力作用下鋁液流動(dòng)速度大，局部區(qū)域的纖維因受到鋁液的沖擊作用其位置發(fā)生微小的錯(cuò)動(dòng)而形成纖維偏聚現(xiàn)象 當(dāng)纖維預(yù)熱溫度較低時(shí)，鋁液流動(dòng)性差且凝固時(shí)間很短，不利于偏聚纖維在鋁液中的均勻分散，因此較低的纖維預(yù)熱溫度容易造成復(fù)合材料內(nèi)部出現(xiàn)較多的纖維偏聚 提高纖維預(yù)熱溫度可使纖維的表面活性提高，鋁液和纖維的溫度差減小，增加鋁合金的完全凝固時(shí)間，有利于提高鋁液對纖維的浸滲效果 因此，Al2O3纖維的預(yù)熱溫度越高連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的浸滲效果越好，改善纖維的分布，減少纖維偏聚，使纖維分布均勻，鋁液均勻充填纖維間的間隙，減少孔洞缺陷

2.2 纖維的預(yù)熱溫度對Al2O3纖維的表面形貌和拉伸強(qiáng)度的影響

圖6給出了不同狀態(tài)下Al2O3纖維的表面形貌 由圖6a，b可以看出，Al2O3纖維原絲表面光滑平整，氬氣保護(hù)氣氛下預(yù)熱500℃再用10%的NaOH溶液處理后的Al2O3纖維表面較粗糙，與Al2O3纖維原絲之間沒有很大的差異，體現(xiàn)出Al2O3纖維優(yōu)異的耐腐蝕性和熱穩(wěn)定性 比較圖6c、d、e、f可以發(fā)現(xiàn)，從Al2O3f/Al復(fù)合材料中萃取出來的Al2O3纖維表面較粗糙，有較多的附著物，附著物尺寸較大，且隨著纖維預(yù)熱溫度的提高纖維表面附著物的數(shù)量不斷增多，尺寸變大 纖維的預(yù)熱溫度與纖維表面附著物的數(shù)量和尺寸的關(guān)系，類似二次曲線



圖6不同狀態(tài)下Al2O3纖維的表面形貌

Fig.6Surface morphology of Al2O3 fibers in different states (a) Raw silk; (b) treated by 500℃ and NaOH;(c) Extracted from Al2O3f/Al composite at 500℃ preheating temperatures; (d) Extracted from Al2O3f/ Al composite at 530℃ preheating temperatures; (e) Extracted from Al2O3f/ Al composite at 560℃ preheating temperatures; (f) Extracted from Al2O3f/ Al composite at 600℃ preheating temperatures

圖7給出了連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料中主要合金元素的分布 可以看出，在纖維周邊存在大量的某種呈白色的物質(zhì)(圖7a)，圖7b中相應(yīng)區(qū)域的EDS結(jié)果顯示這些區(qū)域含有大量的Cu元素 結(jié)合圖8中 XRD衍射結(jié)果分析，可以發(fā)現(xiàn)這是在纖維表面反應(yīng)生成的Al2Cu相 出現(xiàn)這種現(xiàn)象的主要原因是，在鋁銅合金的鑄造凝固過程中ZL210A的結(jié)晶溫度范圍較寬，在Al-Cu相圖中固溶相α首先結(jié)晶，大部分Cu存在于液相中，而預(yù)熱后纖維表面的顆粒狀突起在高溫浸滲過程中有利于Cu元素在該區(qū)域富集，富集的Cu元素在高溫和高壓作用下容易在纖維表面發(fā)生反應(yīng)生成Al2Cu相 圖9給出了連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的界面形貌 可以看出，連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的纖維與基體之間結(jié)合緊密，界面結(jié)合良好，Al2O3纖維邊緣光滑，纖維保持較完整 同時(shí)還可以看到，多晶Al2O3纖維的晶粒大小較均勻，呈無序排列，但是未在Al2O3f/Al復(fù)合材料的界面附近找到界面反應(yīng)產(chǎn)物，這是界面反應(yīng)產(chǎn)物含量較少和在制樣時(shí)脫落所致



圖7連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料中主要合金元素的分布

Fig.7Distribution of main alloying elements in continuous Al2O3f/Al composites



圖8連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的XRD衍射圖譜

Fig.8XRD diffraction pattern of continuous Al2O3f/Al composites



圖9連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料界面層的形貌

Fig.9Morphologies of interface layer of continuous Al2O3f/Al composites

圖10給出了不同狀態(tài)Al2O3纖維的平均拉伸強(qiáng)度 由圖10可以發(fā)現(xiàn)，Al2O3纖維原絲的平均拉伸強(qiáng)度為2189 MPa，經(jīng)500℃預(yù)熱處理和經(jīng)NaOH溶液腐蝕的Al2O3纖維拉伸強(qiáng)度分別為2167 MPa和2171 MPa，拉伸強(qiáng)度損失不到1% 在500℃預(yù)熱處理和NaOH腐蝕處理對Al2O3纖維的拉伸強(qiáng)度影響較小，表明Al2O3纖維具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性和耐腐蝕性 從4種不同預(yù)熱溫度的連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料萃取到的纖維，隨著纖維預(yù)熱溫度的提高其拉伸強(qiáng)度不斷下降，拉伸強(qiáng)度最高的是從預(yù)熱溫度為500℃的復(fù)合材料中萃取出來的纖維，其拉伸強(qiáng)度為1746 MPa，約為Al2O3纖維原絲的79.7%，從預(yù)熱溫度為600℃復(fù)合材料中萃取出來的Al2O3纖維其拉伸強(qiáng)度最低，僅為1150 MPa，是Al2O3纖維原絲的52.3%



圖10不同狀態(tài)Al2O3纖維的拉伸強(qiáng)度

Fig.10Tensile strengths of Al2O3 fibers in different states

Al2O3纖維預(yù)熱去膠后的表面并不十分光滑，表面有一些微小的缺陷 由于Al2O3纖維與基體之間的熱膨脹系數(shù)不一致，在Al2O3纖維與基體的高溫高壓復(fù)合過程中容易在復(fù)合材料基體和纖維界面處產(chǎn)生殘余應(yīng)力，而界面處的殘余應(yīng)力容易在纖維缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力集中，進(jìn)一步放大缺陷，最后表現(xiàn)為纖維強(qiáng)度的損傷，使從萃取出的Al2O3纖維拉伸強(qiáng)度下降 另外，Al2O3纖維與基體之間發(fā)生的界面反應(yīng)造成Al2O3纖維表面被反應(yīng)侵蝕，使纖維的實(shí)際截面積減小，同時(shí)，這些反應(yīng)形成的缺陷易在纖維受載時(shí)產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致纖維強(qiáng)度大幅下降 由纖維表面的形貌圖可以看出，隨著纖維預(yù)熱溫度的提高Al2O3纖維表面附著物的數(shù)量增多，尺寸變大，界面上的反應(yīng)程度不斷加深，纖維損傷不斷加重，纖維強(qiáng)度也不斷降低，是纖維拉伸強(qiáng)度下降的最主要原因

2.3 纖維預(yù)熱溫度對連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

圖11給出了基體合金ZL210A及不同預(yù)熱溫度Al2O3f/Al復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度 可以看出，鑄態(tài)ZL210A的強(qiáng)度較低，僅為165 MPa，4種預(yù)熱溫度的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度分別為298 MPa、465 MPa、498 MPa和452 MPa，分別是鑄態(tài)鋁合金的1.81倍、2.82倍、3.02倍和2.73倍 這充分說明，Al2O3纖維增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的增強(qiáng)效果明顯，Al2O3纖維是主要承載相，隨著纖維預(yù)熱溫度的提高連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢



圖11基體合金及其復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度

Fig.11Tensile strength of matrix alloy and continuous Al2O3f/Al composites

在復(fù)合材料拉伸過程中，纖維的不同預(yù)熱溫度對應(yīng)著不同的浸滲效果、纖維損傷和界面反應(yīng)程度 在預(yù)熱溫度為500℃的連續(xù)Al2O3f/Al復(fù)合材料的拉伸過程中，盡管其纖維損傷程度較低，纖維強(qiáng)度高，但是纖維預(yù)熱溫度越低浸滲過程中基體合金未能完全充填纖維間的間隙越大，復(fù)合材料的致密度越低，材料內(nèi)部存在較多尺寸較大的浸滲微孔和大面積纖維偏聚現(xiàn)象 這些缺陷在復(fù)合材料的拉伸過程中產(chǎn)生應(yīng)力集中，易成為裂紋源，裂紋在拉伸應(yīng)力作用下容易擴(kuò)展到纖維與基體界面，造成纖維損傷；同時(shí)，由于纖維的預(yù)熱溫度較低，基體與纖維的反應(yīng)較弱，界面結(jié)合強(qiáng)度較低，在基體裂紋擴(kuò)展到界面時(shí)界面極易產(chǎn)生脫粘，弱結(jié)合界面的界面脫粘無法有效起到緩解界面應(yīng)力集中的作用，在拉伸過程中界面不能有效的傳遞載荷，使增強(qiáng)纖維不能充分發(fā)揮增強(qiáng)作用，表現(xiàn)為纖維的大量拔出，復(fù)合材料強(qiáng)度較低 隨著纖維預(yù)熱溫度的提高纖維的表面活性提高，金屬液可有效充填纖維間的微小空隙，復(fù)合材料的浸滲缺陷較少，致密度高 盡管界面反應(yīng)使纖維損傷較嚴(yán)重，但是因預(yù)熱溫度較高復(fù)合材料的界面反應(yīng)加強(qiáng)了復(fù)合材料的界面結(jié)合強(qiáng)度 裂紋在基體缺陷處產(chǎn)生并在外加載荷的作用下沿著纖維徑向擴(kuò)展，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到纖維與基體界面時(shí)在界面處產(chǎn)生應(yīng)力集中 此時(shí)預(yù)熱溫度為560℃的Al2O3f/Al復(fù)合材料界面結(jié)合強(qiáng)度適中，纖維與基體之間產(chǎn)生脫粘使裂紋產(chǎn)生分叉或者改變方向，沿著纖維表面縱向擴(kuò)展 在裂紋沿著纖維表面的擴(kuò)展使界面處的應(yīng)力集中得以松馳，適中的界面反應(yīng)可提高增強(qiáng)纖維與基體金屬的結(jié)合強(qiáng)度，有效發(fā)揮纖維的承載作用，因此預(yù)熱溫度為560℃的Al2O3f/Al復(fù)合材料強(qiáng)度最高 隨著預(yù)熱溫度提高到600℃，復(fù)合材料內(nèi)部的缺陷最少，界面結(jié)合最緊密，按說復(fù)合材料的強(qiáng)度應(yīng)該最高，但是因?yàn)锳l2O3f/Al復(fù)合材料的界面反應(yīng)嚴(yán)重，界面反應(yīng)產(chǎn)生的侵蝕使增強(qiáng)Al2O3纖維的強(qiáng)度大幅度下降，僅為Al2O3纖維的一半 Al2O3纖維承擔(dān)著復(fù)合材料主要的拉伸載荷，增強(qiáng)纖維損傷對復(fù)合材料的整體強(qiáng)度有著一定影響；另外，嚴(yán)重的界面反應(yīng)使復(fù)合材料的界面結(jié)合強(qiáng)度過大，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到纖維與基體界面時(shí)界面過強(qiáng)的結(jié)合強(qiáng)度很難發(fā)生脫粘，纖維在大應(yīng)力作用下斷裂 裂紋沿著斷裂擴(kuò)展并穿過基體，引起鄰近的纖維斷裂，最后裂紋穿過整個(gè)承載面，使復(fù)合材料在低應(yīng)力下斷裂，強(qiáng)度較低

圖12給出了不同預(yù)熱溫度的連續(xù)Al2O3f/ZL210A拉伸斷口形貌 圖12a，b給出了預(yù)熱溫度為500℃的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸斷口 可以看出，基體合金沒有完全填充纖維間隙，斷口處纖維大量拔出，拔出長度長，斷口上纖維高度與基體的高度差甚至可達(dá)0.5 mm，界面結(jié)合弱；圖12c，d給出了預(yù)熱溫度為530℃的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸斷口，可見纖維與纖維之間存在未被浸滲的空洞，部分纖維拔出，纖維拔出長度較長，斷口處纖維與基體存在間隙，出現(xiàn)界面脫粘現(xiàn)象，界面結(jié)合較弱；圖12e，f給出了纖維預(yù)熱溫度為560℃的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸斷口，可見斷口參差不齊，有一定量纖維拔出，拔出長度較短，纖維與基體之間出現(xiàn)界面脫粘現(xiàn)象，界面呈現(xiàn)適中的結(jié)合強(qiáng)度；而從圖12g，h可明顯看出，預(yù)熱溫度為600℃的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸斷口平齊，纖維不能發(fā)揮增強(qiáng)效果，在拉伸應(yīng)力作用下界面沒有脫粘，裂紋直接沿著增強(qiáng)纖維徑向快速擴(kuò)展，橫穿整個(gè)承載面，復(fù)合材料在低應(yīng)力下斷裂，表現(xiàn)為脆性斷裂特征



圖12不同預(yù)熱溫度的連續(xù)Al2O3f/ZL210A拉伸斷口的形貌

Fig.12Continuous Al2O3f/ZL210A tensile fracture surface with different preheating temperatures (a, b) 500℃; (c, d) 530℃; (e, f) 560℃; (g, h) 600℃

3 結(jié) 論

(1) 隨著纖維預(yù)熱溫度的提高Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的致密度隨之提高，預(yù)熱溫度為600℃的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的致密度最大，達(dá)到99.2%，Al2O3纖維均勻分布，沒有明顯的浸滲缺陷

(2) 隨著纖維預(yù)熱溫度的提高萃取出來纖維的拉伸強(qiáng)度隨之降低，從預(yù)熱溫度為600℃的Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料中萃取出來的纖維拉伸強(qiáng)度最低為1150 MPa，為纖維原絲強(qiáng)度的52.3%，纖維表面有大量尺寸較大的附著物

(3) 隨著纖維預(yù)熱溫度的提高連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度先提高后降低，預(yù)熱溫度為560℃的連續(xù)Al2O3f/ZL210A復(fù)合材料的拉伸強(qiáng)度最大達(dá)498 MPa，比隨爐制備的鑄態(tài)鋁合金的拉伸強(qiáng)度提高了302%，其拉伸斷口參差不齊且有一定數(shù)量的纖維拔出，表現(xiàn)出適中的界面結(jié)合強(qiáng)度

參考文獻(xiàn):