1.4　航空航天材料的應用

1.4.1　航空航天材料的服役環境

除了經受高應力、慣性力外，航空飛行器還要經受起飛和降落、發動機振動、轉動件的高速旋轉、機動飛行、突風等因素導致的沖擊載荷和交變載荷。發動機燃氣以及太陽輻照導致航空器處于高溫環境，隨著飛行速度提高，氣動加熱效應凸顯，產生“熱障”。此外，還要經受交變溫度，在同溫層以亞音速飛行時，表面溫度會降到-50℃左右，極圈以內地域的嚴冬環境溫度會低于-40℃，金屬構件或橡膠輪胎容易產生脆化現象。汽油、煤油等燃料和各種潤滑劑、液壓油，多數對金屬材料產生腐蝕作用、對非金屬材料產生溶脹作用，而太陽輻照、風雨侵蝕、地下潮濕環境長期儲存產生的霉菌會加速高分子材料的老化過程。

宇宙的嚴酷環境對人類提出了嚴峻挑戰。隨著離地距離增加，大氣壓、大氣密度、地球引力逐漸下降，強宇宙射線輻射逐漸增強，在高真空環境，互相接觸的金屬材料會出現“冷焊”現象，在高真空和宇宙射線輻照下，非金屬材料會加速揮發和老化。對于航天器，低溫推進劑、發動機燃氣、空氣動力加熱、太陽輻照導致表面溫度出現大范圍的交變。液體火箭發動機使用液氧和液氫作為推進劑，其沸點很低，部分金屬材料和絕大多數高分子材料在如此低的溫度環境都會變脆。航天器進入太空或者返回大氣層時會產生氣動加熱，其表面會產生上千攝氏度乃至上萬攝氏度的高溫，返回艙、彈道導彈彈頭再入大氣層時會出現熱障現象，到達離地面60～70km時，速度仍然保持在聲速的20多倍，處于嚴重的氣動加熱環境中，溫度急劇升高至10000℃以上，必須采取特別措施來克服氣動加熱導致的“熱障”。火箭發動機燃氣溫度達3000℃以上，噴射速度達10余個馬赫數，固體火箭燃氣中還夾雜有固體粒子，飛行器要經受高溫高速氣流和粒子沖刷。四氧化二氮、肼類等火箭推進劑以及各種潤滑劑、液壓油，多數對金屬有強烈的腐蝕作用，對非金屬材料有溶脹作用。

1.4.2　航空航天材料的失效分析

在極端環境（超高溫，超低溫，高真空，高應力，強腐蝕介質）、交變載荷和交變溫度聯合作用下，航空航天材料容易出現磨損、變形、開裂、腐蝕、疲勞、蠕變和應力松弛等行為，導致零件、構件、儀器、裝置、系統等出現功能衰退或失效，使飛行器失去可靠性和安全性。

1.4.2.1　磨損

相互接觸的一對表面發生相對運動（滑動和/或滾動）時，接觸表面微小部分分離出來，導致質量不斷損耗和接觸面尺寸不斷變化，這種現象稱為磨損。磨損可分為黏著磨損、磨料磨損、表面疲勞磨損、沖刷磨損、腐蝕磨損等基本類型，實際服役中往往存在多種磨損類型的復合狀態，產生復合磨損失效。在局部高壓下，兩個金屬表面的微凸部分產生局部黏著，稱為黏著磨損，主要特征是材料從一個表面轉移到另一個表面，或撕下作為磨料留在表面之間，嚴重時產生“咬合”現象，完全喪失滑動能力。因外來硬顆粒或表面微凸體的作用，導致相對運動的配合表面損傷，稱為磨粒（料）磨損，主要特征是表面被犁削形成溝漕。滾動或滾動滑動復合摩擦的接觸表面，在交變接觸壓力作用下，因材料表面疲勞而產生的磨損，稱為表面疲勞磨損，主要特征是表面小片脫落而形成麻坑。含有固態粒子的流體沖刷表面而導致的磨損為沖刷磨損，固體粒子的運動方向與被沖刷表面平行時為研磨沖刷，固體粒子的運動方向與被沖刷表面近似垂直時為碰撞沖刷。金屬在摩擦過程中與周圍介質發生化學或電化學反應，產生表層金屬的損失或遷移，稱為腐蝕磨損，化學反應增加了磨損。

磨損為動態過程，相互作用的耦合件表面形貌、成分、結構和性能都隨時間推移而發生變化，與此同時，磨損亞表層（表面下相當厚度的一層金屬）也會因磨損發生變化，產生變形和加工硬化及軟化，形成絕熱剪切層、超細晶層、非晶態層等。磨損失效分析主要包括磨損表面形貌分析、磨損亞表層分析、磨損產物（磨屑）分析，根據磨損表面的宏觀形貌可初步判斷磨損類型、磨損程度及原因；根據磨損微觀形貌分析可以了解磨損過程及工況條件對磨損過程的影響，分析磨損機理；通過磨屑形貌觀察，配合磨損表面形貌及亞表層特征分析，可判斷磨屑的類型（切削屑，變形屑，脆斷屑）。為了深入了解磨損失效的細節，可根據磨損件的運行規律和工況條件進行磨損的強化模擬試驗，分析各種類型材料的磨損特性。

1.4.2.2　變形

結構件在外力作用下會發生變形，外力較小時發生彈性變形，卸載后變形恢復，外力較大時發生塑性變形，為不可逆和永久性的變形，當承受的載荷過大時就會發生斷裂。

晶體材料的彈性變形是因原子在力作用下偏離其平衡位置而產生微小位移所致，高分子材料的彈性變形是因分子鏈沿受力方向伸展所致，外力去除后原子和分子鏈回歸到原來的位置，彈性變形消失。金屬、陶瓷、結晶態高分子材料的彈性變形量較小，應力應變保持線性關系，橡膠態高分子材料的彈性變形量較大，應力應變不遵循線性關系。

金屬材料的塑性變形主要是因應力迫使晶粒內部及晶粒間產生滑移和轉動所致，滑移是晶體的一部分沿一定晶面（原子密排晶面）和晶向（原子密排晶向）相對于另一部分產生位移，滑移前后晶體結構和晶格位向均未改變。晶體還可能以孿生方式產生塑性畸變，晶體的一部分沿著一定晶面（孿生面）相對于另一部分產生一定角度的切變，發生切變的部分稱為孿生帶，簡稱孿晶，孿晶的晶格位向已發生改變，但晶體結構沒有變化。陶瓷材料的塑性變形通常是晶相滑移所致，只有少數具有簡單晶體結構的陶瓷在室溫下產生塑性畸變，非晶態陶瓷材料的塑性畸變是分子位置交換所致，屬于黏性流動變形機制，在一定剪切應力作用下，材料以一定變形速度流動而產生不能恢復的變形。結晶態高分子材料的塑性畸變是因薄晶體轉變成沿應力方向排列的微纖維束所致；非晶態高分子材料的塑性畸變，一是在正應力作用下形成銀紋，二是無取向分子鏈在切應力作用下轉變為規則排列的纖維束。

彈性變形主要受工件形狀尺寸、材料的彈性模量、服役環境和載荷大小影響，與強度無關。除了導致彈性變形的因素外，導致塑性變形的因素還有材質缺陷、使用不當、設計失誤等。材質缺陷包括冶金缺陷和熱加工缺陷，較為常見的是熱處理不良造成的缺陷，熱處理未能使工件達到所需的硬度和屈服強度。實際上，在制造和裝配過程中會產生機械應力、熱應力、組織應力、裝配應力，造成不均勻塑性變形而導致殘余應力，應力集中和殘余拉應力會導致早期疲勞斷裂、應力腐蝕斷裂和低應力脆斷，殘余應力的重新分布會導致工件發生變形。

1.4.2.3　斷裂

斷裂是結構件最危險的失效形式。材料內部缺陷引起的微裂紋，在外力或外力與環境（腐蝕、溫度、輻照等）聯合作用下，擴展到大于臨界尺寸后失穩而快速擴展，導致結構件斷裂，被分成兩個或幾個部分。

（1）裂紋分析

按形成的先后次序，裂紋可分為主裂紋和二次裂紋，主裂紋通常擴展較快。按擴展途徑，裂紋可分為沿晶裂紋和穿晶裂紋。按產生原因，裂紋可分為使用裂紋和工藝裂紋，疲勞裂紋、應力腐蝕裂紋、氫脆等為使用裂紋，加工過程中產生的裂紋為工藝裂紋。

裂紋源總是在構件承受應力最大（應力集中）處和薄弱環節（材料缺陷）處，通常在裂紋源處都能找到缺陷，在裂紋擴展的轉折處也能找到缺陷。微觀裂紋擴展的方向可能穿晶、沿晶或二者混合，如圖1-25所示。當晶界強度大于晶內強度時，裂紋穿晶擴展；應力腐蝕、氫脆、過燒等的晶界為薄弱環節，裂紋沿晶擴展。

根據應力場強度因子與斷裂韌度的相對大小，可以建立裂紋失穩擴展斷裂的K判據，如式（1-8）所示，由于平面應變斷裂最危險，通常以K_Ⅰc為臨界值。

K_Ⅰ ≥K_Ⅰc　　（1-8）

裂紋體受力時，如果K_Ⅰ ≥K_Ⅰc ，裂紋擴展發生脆斷；如果，即使存在裂紋也不會發生斷裂，稱為破損安全。材料的K_Ⅰc越高，裂紋體的斷裂應力或臨界裂紋尺寸越大，因此可以用K_Ⅰc表征材料抵抗斷裂的能力。對于高強度脆性材料，利用K判據可以估算裂紋體的最大承載能力σ、允許的裂紋尺寸a，可用于分析評價帶傷工件的安全性和壽命，也可用于選材、優化工藝等。

裂紋分析包括裂紋部位的宏觀分析、裂紋的微觀分析、材質的檢驗，首先采用X射線、磁粉、超聲波、熒光等探傷方法檢測裂紋的存在，然后通過觀察裂紋的形態、大小、顏色、產生部位及走向確定主裂紋和裂紋源，并在取樣前進行宏觀形態拍照。

確定主次裂紋主要采用T型法、分叉法、變形法、氧化顏色法、疲勞裂紋長度法等方法。通常，脆性斷裂可用T型法或分叉法判別主次裂紋；韌性斷裂則可用變形法來判別主次裂紋；環境斷裂可根據氧化或腐蝕程度及顏色深淺來區分主次裂紋；疲勞斷裂通常利用斷口的宏觀、微觀特征形貌加以區分。當斷裂成2塊或2塊以上碎片時，如圖1-26所示，可將其合攏起來，其裂紋如構成T型，則橫貫裂紋為主裂紋，其他裂紋為二次裂紋。圖1-27為判別主次裂紋的分叉法示意圖，通常裂紋的分叉或分支方向為裂紋擴展方向，相反方向為裂紋的起始方向，即分支或分叉裂紋為二次裂紋，匯合裂紋為主裂紋。

當構件在斷裂過程中產生變形并斷裂成幾塊時，可根據各碎塊不同方向上的變形量大小來確定主次裂紋，變形量大的部位為主裂紋，其他裂紋為二次裂紋。對于在環境介質與溫度作用下的斷裂，顏色較深的為主裂紋部位，顏色較淺的為二次裂紋部位。疲勞斷裂可根據疲勞裂紋擴展區的長度、疲勞弧線或疲勞條帶間距的疏密來判別主次裂紋，疲勞裂紋長、疲勞弧線或條帶間距密者為主裂紋，反之為二次裂紋。

（2）斷裂分析

根據受力狀態，斷裂可分為靜載斷裂（拉伸斷裂，扭轉斷裂，剪切斷裂等）、沖擊斷裂、疲勞斷裂。根據斷裂面取向，斷裂可分為正斷型斷裂和切斷型斷裂，塑性變形受到較大約束時發生正斷型斷裂，塑性變形不受約束或受約束較小時發生切斷型斷裂。根據斷裂前的塑性變形量，斷裂可分為韌性斷裂和脆性斷裂。根據裂紋擴展路徑，晶體材料的斷裂可分為穿晶斷裂和沿晶斷裂。根據微觀斷裂機理，斷裂可分為解理斷裂和剪切斷裂。斷裂類型會隨環境變化而改變，如低溫冷脆斷裂、高溫蠕變斷裂、應力腐蝕斷裂和氫脆斷裂。

①韌性斷裂和脆性斷裂　產生了明顯塑性變形的斷裂稱為韌性斷裂，一般為緩慢撕裂，斷口呈暗灰色、纖維狀。沒有明顯塑性變形的斷裂稱為脆性斷裂，通常規定光滑拉伸試樣的斷面收縮率小于5%的為脆性斷裂，斷口齊平光亮，呈放射狀或結晶狀。室溫靜載拉伸時，塑性較好的金屬材料和聚合物材料發生韌性斷裂，陶瓷、玻璃等無機非金屬材料通常發生脆性斷裂，金屬在韌脆轉變溫度以下發生脆性斷裂，聚合物在玻璃化溫度以下發生脆性斷裂。

②沿晶斷裂和穿晶斷裂　穿晶斷裂的特征是裂紋穿過晶粒內部擴展，可以是韌性斷裂或脆性斷裂。金屬在室溫通常產生穿晶韌性斷裂或混晶斷裂，在其韌脆轉變溫度以下通常產生穿晶脆性斷裂，而離子鍵晶體以穿晶解理斷裂為主。沿晶斷裂的特征是裂紋在晶界形成并沿晶界擴展，多為脆性斷裂，但是，高溫蠕變會產生沿晶韌性斷裂。共價鍵陶瓷和晶界較弱（包括高溫導致晶界弱化）的金屬材料通常產生沿晶斷裂，當晶粒特別粗大時，沿晶斷裂形成石塊或冰糖狀斷口；當晶粒較細時，沿晶斷裂形成結晶狀斷口，比解理斷裂的結晶狀斷口的反光能力稍差，顏色黯淡。偏聚于晶界的雜質元素、脆性第二相和夾雜物等會弱化晶界結合力，當晶界受到損傷并形成晶界開裂時，裂紋沿晶界擴展的阻力最小，容易產生沿晶斷裂。材料在熱加工過程中，因加熱溫度過高，造成晶界熔化，嚴重減弱了晶界結合力和晶界處的強度，受載時會產生早期的低應力沿晶斷裂。環境因素與晶界相互作用造成的晶界弱化或脆化，如高溫蠕變條件下的晶界弱化，應力腐蝕條件下晶界易于優先腐蝕等，均促使沿晶斷裂產生。因此，將金屬進行提純、凈化晶界、防止雜質原子在晶界偏聚、防止第二相在晶界析出、改善環境因素等，均可降低金屬發生沿晶脆性斷裂的傾向。

③解理斷裂和剪切斷裂　在正應力作用或低溫條件下，原子間的結合鍵被破壞，致使材料沿特定晶面以極快速率發生的穿晶斷裂，稱為解理斷裂，屬于脆性斷裂，但脆性斷裂不一定是解理斷裂。解理斷裂具有明顯的結晶學性質，裂紋沿著一定結晶方向<uvw>擴展，斷裂面為解理面{hkl}，解理面是原子鍵合力最弱、在正應力下容易開裂的晶面，通常為低指數晶面或表面能最低的晶面。體心立方、密排六方金屬及合金處于低溫、沖擊載荷作用下，通常會發生解理斷裂，體心立方的解理面為{100}面，六方晶系的解理面為{0001}。對于面心立方金屬，通常不發生解理斷裂，但在非常苛刻的環境下也可能發生解理斷裂。剪切斷裂是材料在切應力作用下沿滑移面分離而造成的斷裂，又分為滑斷和微孔聚合型斷裂。滑斷為純剪切斷裂，用肉眼觀察斷口可以看到很多直線狀的滑移痕跡。微孔聚合型斷裂是材料韌性斷裂的普遍形式，宏觀斷口一般呈現暗灰色、纖維狀，微觀斷口分布大量韌窩。在外力作用下，在夾雜物、第二相粒子與基體的界面處，或在晶界、孿晶帶、相界、大量位錯塞積處形成微裂紋，因相鄰微裂紋的聚合產生可見的微孔，微孔不斷增殖、長大和聚合，沿晶界聚合發生沿晶斷裂，在晶內聚合發生穿晶斷裂。

（3）斷口分析

斷口包含很多與斷裂有關的信息，通過斷口分析可以找到裂紋源、了解裂紋擴展途徑和發展過程，分析斷裂原因、性質、機理及影響因素。

①宏觀斷口分析　宏觀斷口分析是用肉眼、放大鏡及100倍以下的顯微鏡對斷口進行觀察，具有可全面觀察斷口形貌的優點。根據斷口顏色、形貌特征和變形等信息，可以判斷載荷類型、加載方式和斷裂類型，可以確定裂紋源的位置和裂紋擴展方向，判斷材料的冶金質量和熱處理質量，分析材料的強度水平、構件的應力集中情況、工作溫度和環境等。解理斷裂的斷口表面光滑平整、光亮有金屬光澤；脆性沿晶斷裂的斷口為結晶狀和反光的小刻面；韌性斷裂的斷口表面的纖維區粗糙不平、顏色灰暗而無金屬光澤；應力腐蝕斷裂的斷口表面無金屬光澤，其裂紋區及亞臨界擴展區因介質作用呈黑色或灰黑色；氫脆斷裂的斷口比較平齊、較光亮、無腐蝕產物。

根據破斷面的形貌，大致可以將宏觀斷口分為三類。第一類為杯錐狀斷口，破斷面與拉伸軸呈90°，即斷口垂直試樣的軸線，有明顯的剪切唇，表明材料抗剪切屈服強度較低，在外加切應力作用下發生塑性變形，表現出較好的塑韌性。第一類拉伸斷口的典型形貌由纖維區、輻射區、剪切唇區組成，如圖1-28所示，纖維區一般位于試樣中部且呈粗糙狀，其面積大小和粗糙度反映裂紋形成前材料變形的大小程度，變形越大，纖維區面積越大、越粗糙、越發灰；輻射區有放射狀條紋，是中心裂紋達到臨界尺寸后發生快速撕裂的痕跡；剪切唇區在最后形成，與拉應力方向呈45°。第二類斷口的破斷面也與拉伸軸呈90°，基本觀察不到剪切唇，沒有明顯的塑性變形，中部的纖維區很小，斷口的放射線匯集于啟裂點，表現為脆性斷口。第三類斷口的破斷面與拉伸軸呈45°，且可以觀察到剪切唇，表明材料切斷抗力較低，失效前先發生塑性變形，且在切應力作用下形成裂紋、斷裂。

與圓柱形樣品不同，片狀樣品在拉伸時處于平面應力狀態，對于韌性材料，切斷抗力比正斷抗力弱很多，通常在最大剪應力作用下撕裂，而最大剪應力與軸線近似呈45°，斷口面往往與拉伸軸呈45°，如圖1-29所示，斷口也分為三個區域，心部的纖維區變為橢圓形，輻射區變為人字形花樣，花樣的尖端指向裂紋源，最后的破斷區仍為剪切唇區。

當斷口粗糙度較低（表面光亮）、輻射區面積較大，而纖維區與剪切唇區面積較少，表明材料強度較高而塑性、韌性較低。脆性斷口放射條紋的收斂處、韌性斷口纖維區的中央、疲勞斷口弧形貝紋線的圓心位置通常為斷裂裂紋源。受到軸向拉伸載荷的圓柱形工件，裂紋源如果不在中心區域，表明其材料本身有缺陷、存在附加應力或殘余應力。放射條紋的發散方向、疲勞貝紋線弧形的法線方向等為裂紋擴展方向，當裂紋擴展到接近表面時，裂紋尖端由平面應變狀態轉為平面應力狀態，呈現斜斷面，最后形成剪切唇區。多數情況下，宏觀斷口存在放射線，如圖1-30（a）、（b）所示，其匯集區便是裂紋源（或起裂點）區，放射線越細韌性越差，如果觀察不到放射線，可能為沿晶斷裂或解理斷裂。圖1-30（c）所示斷口也存在放射條紋，但在斷口找不到明顯的匯集區，其左邊較平坦區域是應力較小的裂紋開始擴展區域，凹凸不平區域是塑性變形較大的區域，裂紋失穩擴展區域、剪切唇區是最后斷裂區域。

②微觀斷口分析　采用掃描電鏡、透射電鏡和電子探針等分析手段可進行斷口的微觀分析，高倍觀察斷口形貌特征和分析微區成分，確定斷裂性質、研究斷裂機理和斷裂原因。微觀斷口分析必須要有統計學概念，在大面積范圍觀察的基礎上，選擇有代表性的斷口拍照。

韌性斷裂的微觀斷口通常存在大量韌窩，主要有拉伸型等軸狀、剪切型伸長狀、拉伸撕裂型伸長狀等形狀，其形狀取決于微區的應力狀態和加載方式。當裂紋擴展方向垂直于最大主應力σ_max且σ_max均勻分布于斷裂平面時，產生頸縮的拉伸試樣的中心部分呈現拉伸型等軸狀韌窩，邊緣部分呈現剪切型伸長韌窩，韌窩很大，上下斷面的韌窩方向相反。表面有缺口或裂紋的試樣，會導致σ_max沿截面非均勻分布，在邊緣部分應力很大，裂紋由表面逐漸向內部延伸，且擴展快，其斷口常呈現拉伸撕裂型伸長韌窩，韌窩小而淺，宏觀表現為脆斷，因此，不能把微孔聚合型斷裂的微觀機制都歸為韌斷。韌窩的大小和密度與第二相質點的大小及密度有關，韌窩深度則與基體的塑性變形能力相關。圖1-31為T6（160℃/44h）態和T8（5%+160℃/28h）態的2297合金的拉伸斷口的SEM照片，均為沿晶和穿晶混合型斷口。圖1-31（a）對應T6態，主要為沿晶斷裂，少部分穿晶斷裂，可以觀察到光滑的晶界和少量較淺的小韌窩；圖1-31（b）對應T8態，主要為穿晶斷裂，韌窩數量相對較多，尺寸也較大和較深。

解理裂紋沿著一簇相互平行但高度不同的晶面擴展，不同高度的解理面之間存在臺階，眾多臺階匯合成河流狀花樣并形成扇面形向四周擴展，裂紋源在解理扇的扇柄處，河流上游許多較小的臺階匯合成較大的臺階，河流下游較大臺階又匯合成更大的臺階，根據河流花樣的流向，可以判斷解理裂紋在微觀區域內的擴展方向。解理裂紋與孿晶相遇時可沿孿晶面形成局部裂紋，發展到一定程度后與解理面的裂紋相連通，形成似躺在解理面上的舌狀裂面，舌狀花樣容易在低溫高速加載條件下出現。

準解理斷裂屬于解理和微孔聚合的混合機制。與解理斷裂相同，準解理斷裂也是穿晶斷裂，也有小解理面、臺階或撕裂棱及河流狀花樣，但是，準解理小刻面不是晶體學解理面，而且準解理裂紋也不是源于晶界，而是源于晶內硬質點，形成從晶內某點發源的放射狀河流花樣。準解理斷裂的另一特征是斷裂面顯現有較大的塑性變形，斷口存在幾個地方的小裂紋分別擴展相遇發生塑性撕裂而形成的撕裂嶺。圖1-32為不同回火程度的高強度鋼在不同溫度沖擊的斷口SEM照片，圖1-32（a）和圖1-32（b）為充分回火試樣在韌脆轉變點上下溫度沖擊的斷口照片，韌脆轉變溫度為-37℃；圖1-32（c）和圖1-32（d）為未充分回火試樣在韌脆轉變點上下溫度沖擊的斷口照片，韌脆轉變溫度為-2℃。圖1-32（a）對應試樣的沖擊溫度為-20℃，呈現混合型斷裂特征，以穿晶斷裂為主，基體塑性變形能力強，韌窩深，第二相較少、分布不均勻，韌窩大小和分布不均。圖1-32（b）對應試樣的沖擊溫度為-40℃，稍低于韌脆轉變點，斷口形貌以解理花樣為主，由許多與晶粒大小相當的解理刻面集合而成。圖1-32（c）對應試樣的沖擊溫度稍高于韌脆轉變點，具有較少的韌窩和準解理特征，微觀形態類似于解理河流花樣，但裂紋不是嚴格沿著一定晶面擴展，其刻面不是晶體學解理面。圖1-32（d）對應試樣的沖擊溫度遠低于韌脆轉變點，斷口呈現解理斷裂特征。

此外，應力腐蝕、氫脆、腐蝕疲勞、熱疲勞、微動磨損疲勞等斷口均有其特有的微觀形貌特征。借助圖像自動分析儀和定量斷口分析軟件，可以定量研究導致斷裂的因素及各因素之間的關系，諸如韌窩尺寸、深度、形狀與第二相質點的數量、形態、分布之間的關系，疲勞條帶間距與交變應力幅、應力強度因子之間的關系。

1.4.2.4　疲勞失效

疲勞斷裂是航空航天結構件最常見的失效形式，約占斷裂失效的80%～90%。直升機的旋翼、發動機的軸和葉片、齒輪、彈簧等在服役中要承受反復交變載荷，經受一定循環周次的交變載荷后，由于累積損傷，即使應力遠低于靜載下的強度極限也有可能發生突然斷裂，稱為疲勞失效。疲勞是一種潛在的突發性脆性斷裂，不管是脆性材料還是韌性材料，斷裂前均不會發生塑性變形或沒有明顯的形變預兆，因而具有很大的危害性。

疲勞可以分為兩個階段：第一階段在整個壽命中所占的時間較短，一般為總壽命的10%，材料在交變載荷作用下形成裂紋；第二階段，裂紋沿著與載荷垂直的方向擴展，又可分為微觀擴展（a<0.05mm）和宏觀擴展（a>0.05mm）兩個階段。疲勞裂紋擴展行為受材料內部及外界環境的影響，其中顯微組織、加載頻率、應力比、溫度、環境因素等對裂紋擴展速率影響較大。

疲勞對組織缺陷、缺口和裂紋十分敏感，缺陷降低材料的強度，缺口和裂紋因應力集中加大材料的損傷，促進疲勞破壞開始和發展。疲勞裂紋往往萌生于材料表面和內部缺陷處，表面滑移帶開裂、第二相及其界面或夾雜物及其界面開裂、晶界或亞晶界開裂等顯微裂紋是主要的疲勞源，經過裂紋萌生、亞穩擴展、失穩擴展導致疲勞斷裂。典型的疲勞斷口由裂紋產生區（疲勞源區）、裂紋擴展區、瞬斷區組成。疲勞源區光滑細膩，裂紋擴展區較光滑且分布有貝紋線花樣，有時還有裂紋擴展臺階，近疲勞源區貝紋線較細密，表明裂紋擴展較慢，遠疲勞源區貝紋線較稀疏粗糙，表明裂紋擴展較快。圖1-33為疲勞斷口的SEM照片，疲勞輝紋（條紋）是疲勞斷口的主要特征，為一系列相互平行又略帶彎曲的水波形條紋，垂直于局部裂紋擴展方向，裂紋擴展方向朝向波紋凸出一側。

疲勞裂紋的形成及擴展與交變載荷的關系密切，如圖1-34所示，交變載荷導致不均勻滑移而產生裂紋源，由于裂紋尖端應力集中，盡管施加的應力小于材料的屈服極限，每次循環均會產生局部的塑性變形，只不過裂紋在每次循環擴展的距離很小，與之對應的疲勞條紋很小，隨著裂紋不斷擴展，剩余的有效面積不斷減少，剩余斷面的局部應力不斷增加，當應力達到一定極限后，裂紋快速擴展產生瞬時斷裂。

通過疲勞斷口裂紋擴展區的微觀分析可以反推斷裂條件和裂紋擴展速率，具有疲勞條紋特征斷口對應較慢的裂紋擴展速率，而沿晶斷裂斷口對應較快的裂紋擴展速率。圖1-35為2297合金穩態擴展區（ΔK=18MPa·m^1/2）和瞬斷區的SEM照片，穩態擴展區分布有大面積帶明顯疲勞輝紋的裂紋擴展平面，且疲勞輝紋較細密和規則，瞬斷區形貌特征與拉伸斷口形貌相似。

瞬斷區斷口比疲勞裂紋擴展區粗糙，脆性材料斷口呈結晶狀，韌性材料斷口呈纖維狀，在心部平面應變區呈放射狀或人字紋狀，邊緣平面應力區則有剪切唇區存在。可以根據疲勞裂紋擴展區與瞬斷區所占面積的相對比例估計所受應力高低及應力集中程度，所受應力小且無大的應力集中時，疲勞裂紋擴展區大，反之則小。

1.4.2.5　蠕變和松弛

（1）蠕變

蠕變是材料受溫度和外力持續作用而發生的緩慢塑性流變，溫度和應力的作用方式可以是恒定的，也可以是變動的，常規蠕變通常指靜態蠕變，溫度和壓力恒定。蠕變通常包括滯彈性蠕變、低溫（對數）蠕變、擴散蠕變、高溫（或回復）蠕變4種類型。外加應力遠低于彈性極限時發生滯彈性蠕變或微蠕變；在極低溫度下，外加應力大于屈服強度時產生低溫（對數）蠕變；在高溫極低應力下，應力梯度引起原子定向擴散流動而產生擴散蠕變；在較高溫度下發生高溫蠕變或回復蠕變，不但產生加工硬化，還發生回復軟化，工程材料的蠕變多屬此類。

蠕變速度和蠕變量取決于材料性能、服役溫度、應力。從極低溫度到熔點T_m，材料都有可能產生蠕變，多數蠕變在（0.3～0.7）T_m溫度區間發生，溫度越高，蠕變越快，蠕變量越大。當溫度高于（0.3～0.4）T_m時，金屬材料產生明顯的蠕變；當溫度高于（0.4～0.5）T_m時，陶瓷材料會產生蠕變；聚合物發生蠕變的溫度受玻璃化溫度T_g影響，許多聚合物在室溫就可觀察到明顯的蠕變。蠕變的應變速率很小（10^-10～10^-8s^-1），應變量不僅與應力有關，還與應力作用的時間有關，當應力超過某一極限值時，隨著時間延長，蠕變不斷發展，最后導致材料破壞，稱為蠕變斷裂或靜載延滯斷裂。蠕變斷裂不是因為載荷過大導致，而是因為溫度和時間對塑性變形產生了影響，即使應力小于屈服強度，材料也會發生蠕變，在持續的溫度和應力作用下，蠕變逐漸累積而導致斷裂。

（2）應力松弛

材料或元件在固定載荷長期作用下會發生應力松弛現象，儲存的彈性功逐漸轉變為熱散發出去，導致初始彈性應變逐步向非彈性應變轉化，宏觀表現為在恒應變條件下應力隨時間延續逐漸降低。應力松弛是機械彈簧、精密儀器儀表中彈性元件的主要失效形式，高溫環境工作的緊固件特別容易發生應力松弛，其初始緊固應力隨著時間延長而不斷下降。

應力松弛是在溫度和總應變量不變的情況下，由于彈性變形不斷轉變為塑性變形，應力隨時間增長而減小，可看作應力不斷降低條件下的蠕變過程，歸于廣義蠕變。金屬材料的應力松弛與位錯的熱激活有關，施加足以使位錯移動的應力就會發生松弛，減少可動位錯數目、增加釘扎位錯的數目是抑制應力松弛的關鍵。與回復過程相似，松弛過程中位錯重新排列，雖然平均位錯密度未變，但可動位錯數量減少，使組織結構更為穩定。密封管道的法蘭橡膠墊，時間長了產生滲漏現象，是由聚合物大分子鏈在外力作用下產生位錯和構象改變引起應力松弛所致。

1.4.2.6　腐蝕

腐蝕和老化是一種自然現象，是材料受外部因素或環境介質作用而破壞、變質的現象。外部因素主要有化學、生物、物理、機械等方面因素，化學因素包括各種酸、堿、鹽及其水溶液、腐蝕性氣體等，生物因素包括菌類、昆蟲等產生的腐朽和蟲蛀等，物理因素包括光、熱、電、溫度差、濕度差、干濕循環、凍融循環等，機械因素包括沖擊、交變載荷、磨損等。工程材料往往同時受到兩種以上的外部因素作用，金屬材料常因化學和電化學作用而導致腐蝕，無機非金屬材料常因化學作用、溶解、凍融、風蝕、溫差、濕差、摩擦等因素而導致破壞，有機材料常因生物作用、溶解、化學腐蝕、光、熱、電等作用而導致破壞。腐蝕會嚴重影響航空航天器結構的完整性、可靠性、適航性、安全性、耐久性，處于嚴酷海洋腐蝕環境的艦載機的壽命不及陸上的20%。

（1）金屬腐蝕

金屬材料在干燥氣體或無電解質存在環境中發生化學反應而導致的腐蝕稱為化學腐蝕，腐蝕過程中無電流產生，在氧氣、二氧化硫、硫化氫、氯化氫等氣體作用下，金屬表面形成氧化物、硫化物、氯化物等腐蝕產物，表面致密的氧化膜能降低金屬與介質的反應速率，一定程度抑制金屬的進一步腐蝕。大多數金屬腐蝕為電化學腐蝕，存在電位差的不同金屬或金屬的不同部位，處于相連通的電解質溶液或潮濕空氣中，且不同電位金屬間有導體相連時，通常形成原電池或微電池并產生電流，其中較活潑的金屬電位較低，不斷被溶解，其腐蝕速率比化學腐蝕快得多，量也大得多。

根據腐蝕環境，腐蝕可分為自然環境腐蝕和工業環境腐蝕，前者可細分為大氣、土壤、海水、微生物腐蝕等，后者可分為熔融金屬、酸、堿、鹽介質腐蝕及航空、航天、化工、石油等工業環境腐蝕。在潮濕空氣中，水蒸氣在金屬表面凝聚，金屬在極薄的水膜下發生破壞，空氣中的二氧化碳、二氧化硫、硫化氫、氯化氫等溶于水膜中形成電解液，加劇金屬的腐蝕，水膜越薄，空氣中的氧越容易通過，金屬越易腐蝕。在干燥氣體中的金屬也可能產生腐蝕，空氣中的二氧化硫會降低臨界濕度，當空氣相對濕度增加到一臨界值時，金屬腐蝕急劇加大，大氣中的氧、海洋鹽霧、塵埃、微粒、工業煙塵等均會加速腐蝕。

根據腐蝕形態，腐蝕可分為全面腐蝕、局部腐蝕、應力腐蝕。當被腐蝕的金屬表面具有均勻的化學成分和顯微組織，且腐蝕環境均勻而不受限制的包圍金屬表面時，腐蝕會在整個金屬表面均勻發生，稱為全面腐蝕或均勻腐蝕，如圖1-36（a）所示，主要在大氣、液體、土壤里發生。局部腐蝕緣于電化學因素不均勻而形成的局部腐蝕原電池，潔凈表面的純化膜局部受到破壞或局部地方的防蝕劑被破壞、金屬材料成分或組織結構不均勻、應力或溫度差異都會引起局部腐蝕。局部腐蝕主要有電偶腐蝕、點蝕、晶間腐蝕、剝落腐蝕等類型。異種金屬彼此接觸或通過其他導體連通并處于同一介質中，由于腐蝕電位不同，造成異種金屬接觸部位的局部腐蝕，稱為電偶腐蝕。金屬表面受破壞處和未受破壞處形成“局部電池”，受破壞處為陽極，未受破壞處為陰極，兩極的面積差造成相應的電流密度差，具有很小面積的陽極電流密度很大，腐蝕電流從陽極流向周圍的陰極，周圍部分受到陰極保護，而陽極處很快形成腐蝕坑或小孔，稱為點蝕，如圖1-36（b）所示，小孔逐漸被腐蝕，呈尖銳小孔向縱深發展成孔穴甚至穿透形成孔蝕。晶界原子排列較為疏松而紊亂，易于富集雜質原子、發生晶界沉淀，導致晶界處化學成分不均勻，形成“局部電池”而產生晶間腐蝕，如圖1-36（c）所示，晶間腐蝕發生在晶粒邊界及其近旁。剝落腐蝕又稱層狀腐蝕，一般發生在晶界處，腐蝕產物從金屬本體脫離，如圖1-36（d）所示，從而產生一種層狀外觀。多數構件處于應力和環境介質的聯合作用下，會發生應力腐蝕、腐蝕疲勞、沖擊腐蝕（或湍流腐蝕）、微動（振）腐蝕等，如圖1-36（e）～圖1-36（h）所示，這些腐蝕導致的破壞均集中在材料局部，通常歸于廣義局部腐蝕范疇。

幾乎所有類型的腐蝕損傷在航空航天器上都有發現，最常碰到和危害性最大是電偶腐蝕、縫隙腐蝕、點蝕、晶間腐蝕、剝落腐蝕、應力腐蝕等局部腐蝕，腐蝕的金屬量少且相對集中而不易察覺，發生的部位和時間具有隨機性而難以預測和防止，對結構危害比全面腐蝕嚴重得多。

航空航天器由許多部件和構件組裝而成，在兩種金屬或金屬與非金屬導體相互接觸的邊緣附近發生電偶腐蝕的可能性很大，圖1-37為鋁合金與不銹鋼連接后的電偶腐蝕，亦稱接觸腐蝕或雙金屬腐蝕。在飛行器結構中，小陽極和大陰極的電偶腐蝕是非常危險的，用鋁合金鉚釘鉚接鈦合金板就屬于此類，如圖1-38所示，鋁合金鉚釘迅速破壞，如果用鈦合金鉚釘鉚接鋁合金板，組成大陽極小陰極，鋁合金板受到的破壞和危險性較前者小，但是，由于鈦合金與鋁合金在電偶序中相距較遠，飛機結構件要盡量避免這種情況出現，新型飛機結構中采用真空等離子鍍鋁的鈦合金緊固件，力求接觸部分電位一致。由于金屬存在雜質或其他成分，會引起金屬表面電化學不均勻性而導致腐蝕微電池形成，即使未與其他金屬相接觸也會產生電偶腐蝕，美軍F16戰斗機曾因發動機油路控制閥門的電子連接器電偶腐蝕造成一個編隊7架飛機失效。

構件間存在很多窄小縫隙，電解質溶液進入并滯留其中，導致構件產生縫隙腐蝕，鋁合金特別容易遭受縫隙腐蝕，幾乎所有含水介質都會使其發生縫隙腐蝕。點蝕是造成航空航天飛行器腐蝕損傷比例最高的腐蝕類型，對飛行器的安全可靠性威脅最大，腐蝕小孔還經常成為應力腐蝕開裂、腐蝕疲勞和機械疲勞的裂紋源區，使結構提前破壞。剝落腐蝕是鋁合金形變材料的一種特殊的晶間腐蝕形式，也是飛機構件腐蝕的主要形式之一，將導致材料強度、塑性以及疲勞性能大幅度下降，從而降低材料的使用壽命。

圖1-39為2A97合金在NaCl（4mol/L）+KNO₃（0.5mol/L）+HNO₃（0.1mol/L）溶液中浸泡不同時間后的點蝕和剝落腐蝕形貌。浸泡7h后，如圖1-39（a）所示，有很多細小點蝕坑；浸泡27h后，如圖1-39（b）所示，點蝕坑擴大；浸泡96h后，發生了嚴重的剝落腐蝕，圖1-39（c）和圖1-39（d）分別為剝落腐蝕表面形貌和橫截面形貌。在表面個別點或微小區域內通常出現點蝕向縱深方向發展，產生孔蝕，由于蝕孔很小且孔口常被腐蝕產物覆蓋，很難查出，航空航天飛行器的壓力容器和管道系統一旦腐蝕穿孔，輕則引起“跑、冒、滴、漏”問題，重則造成失火或爆炸事故。

晶間腐蝕通常從材料表面開始，沿著晶界向內部發展，是危害性較大的局部腐蝕。圖1-40（a） 為2297鋁合金的晶間腐蝕形貌，圖（b）為未經穩定化處理的304不銹鋼的晶間腐蝕形貌，出現了晶粒脫落現象。晶間腐蝕導致晶粒間結合力顯著降低，嚴重時可使力學強度完全喪失，只要輕輕敲打就可破碎，而外觀并未發生明顯變化，不易發現，常常導致飛機結構和設備突發性的腐蝕破壞。

在應力和腐蝕介質共同作用下，表面的氧化膜容易被腐蝕，破壞的表面和未破壞的表面分別形成陽極、陰極，陽極處的金屬成為離子而被溶解，產生電流流向陰極，由于陽極面積比陰極面積小得多，陽極電流密度很大，進一步腐蝕已破壞表面，拉應力促使破壞處形成裂紋、逐漸擴展直到斷裂。應力腐蝕分為陽極溶解和氫致開裂，裂紋可以沿著金屬晶粒邊界發展，還能穿過晶粒發展，往往導致構件在工作應力遠小于許用應力、外表并無任何預兆的情況下突然斷裂。圖1-41為幾種航空用材的應力腐蝕（SCC）微觀斷口形貌。超高強度鋼在含Cl^-的水溶液中乃至純水中都能表現出很高的SCC敏感性，其SCC過程以氫脆機制為主，如圖1-41（a）所示，斷口為冰糖塊狀沿晶脆性斷口。鋁合金容易在氯化鈉水溶液、海水、水蒸氣、含SO₂大氣、熔融氯化鈉、含Br^-和I^-的水溶液中產生應力腐蝕，拉伸應力分量可能是外加載荷引起的工作應力，或者是加工和裝配過程中產生的殘余應力，或是溫差產生的熱應力、相變產生的組織應力，如圖1-41（b）所示，斷口通常呈現河流狀花樣或扇形準解理形貌特征。Ti₃Al+Nb金屬間化合物的SCC斷口則出現沿相間開裂的陽極溶解型SCC形態特征，如圖1-41（c）所示，既不同于沿晶型開裂，也不同于穿晶型開裂。

圖1-42為應力腐蝕開裂的主要影響因素，包括冶金因素、應力因素、環境因素。提高冶金質量和通過加工及熱處理改善組織，通過優化結構設計減少局部應力集中、盡量避免縫隙和可能造成腐蝕液殘留的死角，這些措施均可降低材料及其結構件的應力腐蝕敏感性。

在一定溫度范圍內，金屬及合金在與某些低熔點金屬接觸且同時承受張應力時，其斷裂強度和塑性指標顯著降低，這種現象稱為低熔點金屬致脆（MIE），也是航空航天工程結構的重要破壞隱患。當低熔點金屬處于液相時，稱為液態金屬致脆（LMIE），歸于液態金屬腐蝕范疇，當低熔點金屬處于固相時，稱為固態金屬致脆（SMIE）。

對于腐蝕的鑒定可以采用目測、專用工具或無損探傷技術。目測可以識別全面腐蝕、點蝕、縫隙腐蝕，用專用檢測工具可以識別沖擊腐蝕、空泡腐蝕、晶間腐蝕，顯微檢測可以識別剝落腐蝕、應力腐蝕開裂、腐蝕疲勞。在無損探傷技術中，輻射照相法適于點狀腐蝕、腐蝕疲勞的鑒定，超聲法適于鑒別晶間腐蝕、應力腐蝕裂紋、氫脆裂紋，渦流電流法適于鑒別點狀腐蝕、晶間腐蝕、腐蝕疲勞、應力腐蝕裂紋、氫脆裂紋，磁性微粒和染料滲透法可用于腐蝕疲勞、應力腐蝕裂紋、氫脆裂紋的檢測。

采用改善金屬表面的化學成分、在金屬表面覆蓋鍍層、陽極保護法等措施可減少或避免腐蝕。此外，還可通過改善工作環境來降低腐蝕，如將周圍氣體干燥或將工件密封。

（2）非金屬的腐蝕

非金屬材料也存在由各種環境介質導致的腐蝕失效問題，其腐蝕機理與金屬有所不同，通常以化學、物理、生物作用導致材料性能退化為主，聚苯烯等塑料也有應力腐蝕，石墨等非金屬材料與金屬材料接觸會產生電偶腐蝕。

①高聚物的腐蝕　在物理、化學、生物因素作用下，聚合物也會發生腐蝕，其實質是高分子的降解、交聯及物理過程引起的次價鍵破壞等，導致性能逐漸退化，俗稱老化。如果老化使分子量下降，會導致聚合物變黏、變軟，力學性能大為劣化；如果老化使分子鏈發生交聯，會導致聚合物變硬、變脆、開裂、喪失彈性，其他性能也隨之劣化。

高聚物的腐蝕受材料自身因素（配方、化學結構、聚集態結構）和環境因素的影響，環境因素包括物理因素（光、紫外線或其他輻射等）、化學因素（空氣中的氧、臭氧、水、酸、堿、鹽、有機溶劑等）、生物因素（微生物、海洋生物）及加工成型時的熱和機械力。根據其與環境介質的反應過程及反應機理，聚合物的腐蝕可分為溶解腐蝕、化學侵蝕、降解、應力腐蝕（環境應力開裂）、生物腐蝕、輻照腐蝕、熱氧化分解、光氧化分解、溶脹溶解等。

圖1-43為高聚物在大氣及水介質環境中的主要腐蝕破壞形式，主要有物理腐蝕、化學腐蝕、應力腐蝕，導致物理性能、力學性能、介電性能下降。介質向高聚物內部擴散滲透，一方面引起高聚物的溶劑化過程，產生溶脹等物理腐蝕；另一方面，介質與高聚物發生氧化、水解等化學反應，破壞化學鍵，發生分解等化學腐蝕；存在應力、溫度突變時，會產生應力腐蝕。此外，增塑劑、穩定劑等組分會由高聚物內部向外擴散遷移進入介質中，發生材料組分的溶出，有時還生成溶脹性物質，使表面形態和色澤改變。

在應力和某些介質（如表面活性介質）共同作用下，不少高聚物會出現銀紋（發亮的條紋），由高聚物細絲及貫穿其中的空洞組成，如圖1-44所示，大分子鏈沿應力方向取向，介質向空洞滲透和應力的作用，使銀紋進一步發展成裂紋，裂紋不斷發展而導致脆性斷裂。

塑料的耐腐蝕性能優良，但也存在化學侵蝕、溶解、滲透、老化等破壞過程。化學侵蝕導致聚合物分子鍵的不可逆斷開，溶解使塑料性質發生變化，但不會改變聚合物鏈狀結構的化學組成，滲透是因為吸收液體、氣體、蒸汽使材料溶脹而導致性能變化。

②無機非金屬材料的腐蝕　玻璃和陶瓷在使用過程中會遭受液體介質、氣體介質等周圍介質的腐蝕破壞，主要有水解、酸侵蝕、堿侵蝕、風化、選擇性腐蝕、應力腐蝕。對于陶瓷材料中的晶體相，可能受到的腐蝕性液體環境有熔融玻璃、熔融鹽、熔融金屬和水介質，而玻璃體或陶瓷中的玻璃相則受水介質腐蝕的情況更為普遍。在空氣中，某些無機非金屬材料會因為物理和化學作用而發生風化變質，在凍融循環和干濕循環作用下，多孔材料會發生體積變化，導致性能下降。在常壓下，氣體和液體都可通過擴散滲透浸入硅酸鹽玻璃，通過化學反應破壞硅氧骨架，而玻璃組分中的某些陽離子也通過遷移擴散與外界進行交換，導致玻璃的化學腐蝕。當材料的孔隙率（特別是開口孔隙率）較大時，其耐久性往往較差；當材料的組成易與水、其他液體或其他物質發生化學反應時，其耐水性、耐化學腐蝕性較差。

（3）復合材料的腐蝕

復合材料的腐蝕主要表現在環境介質腐蝕、生物腐蝕、雨蝕及復合材料對其他飛機結構材料的電偶腐蝕，其中環境介質的腐蝕包括基體的腐蝕、增強體的腐蝕、界面的腐蝕、應力腐蝕及腐蝕疲勞。

①金屬基復合材料的腐蝕　金屬基復合材料保持了金屬基體的高強度、良好的塑性和韌性、高耐熱性、良好的導熱和導電性能等。但是，由于存在合金元素在增強體/基體界面處偏析、圍繞增強體產生殘余應力、在增強體周圍基體中位錯密度升高、增強體/基體界面處產生空洞、基體與增強體發生反應而導致活性界面層、界面層電偶效應等因素，耐蝕性通常比金屬基體差。以鋁基復合材料為例，不同類型增強體會使鋁基體的腐蝕速率大不相同，如碳纖維在電解質中的電位較高，碳纖維/鋁復合材料有明顯的電偶腐蝕傾向，耐蝕性比鋁基體差很多，而碳化硅/鋁復合材料的耐蝕性則與鋁基體相差不大。

②非金屬基復合材料的腐蝕　聚合物基復合材料在介質作用下的腐蝕主要通過浸蝕基體、增強纖維及其界面等途徑表現出來，強堿和硝酸、濃硫酸等強氧化性腐蝕介質對大多數樹脂基體都有較嚴重的腐蝕作用。介質經擴散、滲透、吸附或吸收進入基體內部而導致物理腐蝕，引起聚合物的溶脹與溶解、溶出，介質與基體發生化學反應而導致化學腐蝕，水解及氧化等反應引起斷鍵、降解或生成新的化合物等，從而改變樹脂基體的性質。介質與增強體作用會使其與基體界面的黏結劣化，溫度越高，基體鏈段的松弛運動越快，介質中的水分子擴散速率越大，時間越長，基體吸水及滲入界面的水越多，從而使得界面結合力下降越多。應力腐蝕和生物腐蝕也會對聚合物基復合材料的服役性能產生較大影響，拉應力會加速介質和基體中有關組分的相互擴散與滲透，導致基體溶脹、裂紋產生及擴展，引起纖維/樹脂脫粘等。

陶瓷基復合材料在耐高溫、耐腐蝕、抗氧化方面比金屬基復合材料和聚合物基復合材料好得多，導致材料失效往往是高溫下的氧化問題。陶瓷基復合材料的腐蝕除受環境影響外，主要受基體、增強體、界面區的結構及成分的影響，基體材料必須與增強材料相容，尤其是基體和增強體的熱膨脹系數應基本匹配，避免在界面處產生過高的殘余應力和裂紋。

1.4.3　航空航天材料的選擇及應用

飛行器長期在大氣層或外層空間運行，在極端環境服役還要有極高可靠性和安全性、優良的飛行性和機動性，除了優化結構滿足氣動需求、工藝性要求和使用維護要求外，更有賴于材料的優異特性和功能。

1.4.3.1　選材原則

結構件在服役中要承受各種形式的外力作用，要求材料在規定期限內不超過允許的變形量和不破斷，而航空航天結構還要盡量縮小結構尺寸、降低重量，早期航空航天構件采用靜強度設計，不考慮或很少考慮塑韌性，導致出現了災難性事故。

為了保證結構安全并充分利用材料的性能，航空航天結構件的設計由“強度設計原則”轉變為“損傷容限設計原則”，并逐步過渡到“全壽命周期設計原則”，在設計階段就考慮到產品壽命歷程的所有環節，所有相關因素在產品設計階段就得到綜合規劃和優化。要求材料不僅具有高的比強度、比剛度，還要有一定的斷裂韌性和沖擊韌性、抗疲勞性能、耐高溫性能、耐低溫性能、耐腐蝕性能、耐老化性能和抗霉菌性能，并有針對性地強化一些性能指標。此外，不同等級的載荷區采用不同的選材判據，根據部件的具體要求選擇與之匹配的材料，大載荷區采用強度判據，選用高強材料；中載荷區采用剛度判據，選用高彈性模量材料；輕載荷區主要考慮尺寸穩定性，確保構件尺寸大于最小臨界尺寸。

選擇和評價結構材料時，要根據服役條件和應力狀態，選擇合適的力學性能（拉伸、壓縮、沖擊、疲勞、低溫系列沖擊）測試方法，針對不同的斷裂方式（韌斷、脆斷、應力疲勞、應變疲勞、應力腐蝕、氫脆、中子輻照脆化等），綜合考慮材料強度與塑性、韌性的合理配合。承受拉伸載荷的構件，表層及心部應力分布均勻，所選材料應具有均一組織和性能，大型構件應有良好的淬透性。承受彎曲及扭轉載荷的構件，表層及心部應力相差較大，可用淬透性較低的材料。承受交變載荷的構件，疲勞極限、缺口敏感性為選材的重要考核指標。在腐蝕介質中服役的構件，抗腐蝕能力、氫脆敏感性、應力腐蝕開裂傾向、腐蝕疲勞強度等為選材的重要考核指標。高溫服役材料還要考慮組織穩定性，低溫服役材料還要考慮低溫性能。

減重對提高飛行器的安全性、增加有效載荷和續航距離、提高機動性能及射程、降低燃料或推進劑消耗和飛行成本具有實際意義，飛行器速度越快，減重意義越大。戰斗機重量減輕15%，則可縮短飛機滑跑距離15%，增加航程20%，提高有效載荷30%。對于導彈或運載火箭等短時間一次性使用的飛行器，要以最小體積和質量發揮等效功能，力求把材料性能發揮到極限程度，選取盡可能小的安全余量而達到絕對可靠的安全壽命。

1.4.3.2　主要航空航天材料

對于減輕結構質量，密度降低30%，比強度提高50%的作用還大。鋁合金、鈦合金、復合材料是主要的航空航天結構材料，具有較高的比強度和比剛度，可提高飛行器的有效載荷、機動性、續航距離，同時降低飛行成本。

超高強度鋼（屈服強度>1380MPa）在航空航天工程中的用量不會超過10%。對于超聲速殲擊機等現代飛行器，超高強度鋼用量穩定在5%～10%，其抗拉強度在600～1850MPa，有時高達到1950MPa，斷裂韌性K_Ic=78～91MPa·m^1/2。在活性腐蝕介質中使用的機身承力結構件，一般要采用高強度耐蝕鋼，裝備氫燃料發動機的飛機要選用無碳耐蝕鋼作為在液氫和氫氣介質中服役的構件材料。

21世紀的飛行器機身結構材料還是以鋁合金為主，包括2×××系、7××××及鋁鋰合金。在鋁合金中加入鋰，可在提高強度的同時降低密度，實現提高構件的比強度和比剛度的目標。鋁鋰合金已用于大型運輸機、戰斗機、戰略導彈、航天飛機、運載火箭，主要用于頭部殼體、承力構件、液氫液氧儲箱、管道、有效載荷轉接器等，被譽為極具發展前景的航空航天材料。第三代和正在發展的第四代鋁鋰合金不再片面追求低密度，有較好的綜合性能，在裂紋擴展速率、疲勞性能、腐蝕性能、彈性模量等與第三代鋁鋰合金相當的條件下，第四代鋁鋰合金有更高的靜強度（尤其屈服強度）和更高的斷裂韌性。

鈦合金的比強度高于鋁合金，已應用于飛機框架、襟翼導軌和支架、發動機底座和起落架構件等，還可用于排氣罩和隔火板等受熱部分。Ma>2.5的超聲速飛機表面溫度可達到200～350℃，可采用鈦合金作蒙皮。采用快速凝固/粉末冶金方法制備的高純度高致密度的鈦合金，有較好的熱穩定性，在700℃的強度與室溫相同，開發的高強度高韌性的β型鈦合金已被NASA定為SiC/Ti復合材料的基體材料，用來制造飛機的機身和機翼壁板。鈦合金在航空器中的應用比例逐漸增加，在民航機身中的使用量將達20%，在軍機機身中的使用量將高達50%。

金屬基復合材料、高溫樹脂基復合材料、陶瓷基復合材料、碳/碳復合材料已在航空航天領域扮演越來越重要的角色。碳/碳復合材料綜合了碳的難熔性與碳纖維的高強度、高剛性，具有優越的熱穩定性和極好的熱傳導性，在2500℃的高溫下仍具有相當高的強度和韌性，且密度只有高溫合金的1/4。混合型復合材料得到了越來越多的關注，如在碳纖維復合材料中添加玻璃纖維可以改善其沖擊性能，而玻璃纖維增強塑料中加入碳纖維可以增加其剛度。

此外，層狀復合材料在航空航天工程中的應用越來越廣泛，如A380采用了3%的GLARE，為新型的層壓板。層壓板是通過壓力使兩種不同種類的材料層疊在一起的復合材料，通常由上面板、上膠合層、芯材、下膠合層、下面板構成，其強度和剛度要高于單獨的面板材料或芯材，已應用于運輸機和戰斗機。GLARE層壓板是通過壓力（或熱壓罐）把多層薄鋁板和單向性玻璃纖維預浸料（浸漬環氧黏合劑）疊接熱壓而成的，如圖1-45所示。鋁板要經過適當的預處理，使其更容易與纖維預浸料層粘在一起。表1-4為可商業化生產的GLARE層壓板類型，可根據需要制成不同厚度的板，纖維可以是2層、3層、4層等，纖維含量和方向符合表中規定即可，每類GLARE層壓板可以有不同形式，可根據具體需要進行調整。

GLARE層壓板的拼接技術解決了鋁板寬度有限的問題，如圖1-46所示，拼接時，同層鋁板間有一條窄縫，不同層鋁板間的接縫在不同位置，這些接縫可以通過纖維層和其他層鋁板連接起來，使得大型機身壁板或整體蒙皮制造成為可能，并具有出色的抗疲勞、抗腐蝕和阻燃性能，從而消除了鉚釘孔及由此引發的應力集中。為了確保載荷的安全傳遞，可在拼接處增加一個補強層，即增鋪一層金屬板或一層玻璃纖維預浸料。

蜂窩夾層復合材料由夾層和蒙皮（面板）復合而成，蒙皮可以是鋁、碳/環氧復合材料等，夾層形似蜂窩，是由金屬材料、玻璃纖維或復合材料制成的一系列六邊形、四邊形及其他形狀的孔格，在夾層的上下兩面再膠接（或釬焊）上較薄的面板。鋁蜂窩夾芯復合材料的芯材由鋁箔以不同方式膠接，通過拉伸而制成不同規格的蜂窩，芯材的性能主要通過鋁箔的厚度和孔格大小來控制，具有比強度和比剛度高、抗沖擊性能好、減振、透微波、可設計性強等優點，與鉚接結構相比，結構效率可提高15%～30%。蜂窩夾層結構材料可用來制作各種壁板，用于翼面、艙面、艙蓋、地板、發動機護罩、消聲板、隔熱板、衛星星體外殼、拋物面天線、火箭推進劑儲箱箱底等。但是，蜂窩夾層結構復合材料在某些環境中易腐蝕，受沖擊時，蜂窩夾層會發生永久變形，使蜂窩夾層與蒙皮發生分離。

1.4.3.3　飛行器用材分析

表1-5為美國軍機用結構材料的百分比，總的變化趨勢是復合材料和鈦合金的用量逐漸增多，鋁合金的用量有所下降。

表1-6為典型干線飛機用材比例，B787的復合材料占50%，A350的復合材料占52%，大量應用復合材料將成為航空航天領域的發展趨勢。復合材料減重效果好，耐損傷、抗腐蝕、耐久性好，適合機敏結構，但是，復合材料成本很高，抗沖擊性能差，無塑性，技術難度增加，可維修性差、再生利用性差。因此，A320neo和B737MAX的復合材料用量并未比A320和B737增加。

人造地球衛星與空間探測器的結構材料大多采用鋁合金，要求高強度的零部件則采用鈦合金和不銹鋼，要求高比剛度的結構主要采用高模量石墨纖維增強的復合材料，衛星體和儀器設備表面常覆有溫控涂層，利用熱輻射或熱吸收特性來調節溫度。衛星體內還使用多層材料、工程塑料、玻璃纖維樹脂基復合材料等作為隔熱材料，用二硫化鉬固體潤滑劑等作為運動部件的潤滑材料，用硅橡膠等作為艙室的密封材料。大面積太陽翼可采用以石墨纖維復合材料作面板的鋁蜂窩夾芯結構，更先進的輕型太陽翼則以石墨纖維復合材料作框架，蒙上聚酰胺薄膜，面積更大的柔性太陽翼全部由薄膜材料制成。大型拋物面天線是現代衛星的重要組成部分，指向精度要求高的天線，要采用熱膨脹系數極小的輕質材料，石墨和芳綸在一定的溫度范圍內具有負膨脹系數，可通過材料的鋪層設計制造出膨脹系數接近于零的復合材料。超大型天線需制成可展開的傘狀，其骨架由鋁合金或復合材料制成，反射面為涂有特殊涂層的聚酯纖維網或鎳-鉻金屬絲網。

載人飛船各艙段的結構材料大多是鋁合金、鈦合金、復合材料，如航天飛機的軌道器大部分用鋁合金制造，支承主發動機的推力結構用鈦合金制造，中機身的部分主框采用以硼纖維增強鋁合金的金屬基復合材料，貨艙艙門采用特制紙蜂窩夾層結構，以石墨纖維增強環氧樹脂復合材料作面板。導彈頭部、航天器再入艙外表面和火箭發動機內表面，要采用燒蝕材料，在熱流作用下，燒蝕材料能發生分解、熔化、蒸發、升華、侵蝕等物理和化學變化，材料表面的質量消耗帶走大量的熱，以達到阻止再入大氣層時的熱流傳入飛行器內部、冷卻火箭發動機燃燒室和噴管的目的。為了保持艙內有適宜的工作溫度，再入艙段要采取輻射防熱措施，外蒙皮為耐高溫的鎳基合金或鈹板，內部結構為耐熱鈦合金，外蒙皮與內部結構之間填以石英纖維、玻璃纖維復合陶瓷等有良好隔熱特性的材料。

隨著載人航天、探月及深空探測、高分辨率衛星、高超速飛行器、重復使用運載器、空間機動飛行器等航天工程的實施和不斷發展，對材料提出了全新的、更加苛刻的要求，為航天新材料的發展提供了新的契機和動力，材料領域必須盡早在材料體系創新、關鍵原材料自主保障以及工程應用等方面取得重大突破。