复合材料基础

1、第四篇 复合材料加工工艺不同类别的材料具有不同的特性。一般地讲金属材料具有优良的延展性和可加工性，但强 度相对较低，耐热、耐磨、耐腐蚀性能较差；而陶瓷材料具有强度高、耐磨、耐蚀性好等优点， 但通常情况下很脆，加工性能极差。然而，如果在铝合金中加入适量的陶瓷颗粒（如SiC 、AlN等），则可在保持铝合金低密度、 良好的加工性等特点的同时， 大幅度地提高其弹性模量、 强度、 耐磨和耐热性能。又如纯铝具有良好的导电性和耐蚀性，但强度很低。采用铝包钢线制成的高 压架空输电电缆，既可确保电缆的强度和安全性，延长使用寿命，又可获得较好的输电性能， 降低线缆损耗。由此可知，材料的复合在国民经济建设中具有十分

2、重要的地位，并因此而形成 了独立的复合材料学科和相应的工程领域。复合材料（ composite materials ）是这样的一类材料：采用物理或化学的方法，使两种或两 种以上的材料在相态与性能相互独立的形式下共存于一体之中，以达到提高材料的某些性能， 或互补其缺点，或获得新的性能（或功能）的目的。本篇主要介绍复合材料的基本理论，常用复合材料的制备与加工方法。第十一章 复合材料基础第一节 概 述一、复合材料发展简史复合材料的起源，一般公认为起自 1942 年，即美国 Pittsburgh Plate Glass 公司将玻璃纤维 织网浸蘸芳基酯系非饱和聚酯树脂，然后叠合起来，施以固化处理，意外地

3、制得一种在性能上 从未有过的高弹性率、高强度的树脂板，俗称玻璃钢。这一结果激发了世界规模的复合材料研 究热潮。除玻璃纤维强化高分子复合材料外，采用硼、碳化硅、氧化铝、碳以及芳香族聚酰胺 等粒子、晶须或纤维为强化相，以橡胶、尼龙、聚酯树脂等高分子材料，铝、镁等金属，以及 陶瓷为基体的复合材料的研究与开发迅速发展，形成了复合材料的专门学科，并使得复合材料 能在非常广泛的领域得以实际应用。然而，中国从两千多年前就已开始采用的、在粘性泥浆中 加入稻草，做成土坯建筑房子的方法，可以认为是纤维强化复合材料的最早原型。在众多的复合材料中，以纤维强化高分子材料（fiber rein forced polyme

4、r: FRP ）得以最为广泛的应用，如航天航空器材料，交通运输材料等。据统计，美国20世纪 80年代碳纤维强化高分子材料的80%、芳香族聚酰胺纤维强化高分子材料的几乎100 %都用在航天航空方面，其中以在军用战斗机上的应用最多。金属基复合材料（ metal matrix composites : MMC ）由于具有质量轻、高弹性率、高强度、 耐磨、耐热等许多优良的特性而受到极大的重视，曾一度成为全世界材料领域的研究热门。虽 然到目前为止，金属基复合材料的应用尚不如高分子基复合材料（polymer matrix composites:PMC）普遍，但一般认为，金属基复合材料是未来发展潜力最大的高

5、性能结构材料之一。近十几年来，在陶瓷材料中加入颗粒、晶须、纤维进行复合，以提高其强度、韧性与稳定性的陶瓷基复合材料（ceramic matrix composites : CMC）受到极大关注。但目前仍主要存在由 于强化相（例如纤维）与基体之间的结合性能、热膨胀率差异（高温状态下使用时）等所引起 的一些有待研究解决的问题。二、复合材料的种类复合材料的种类按分类方法的不同而异。按照其用途，可将复合材料分为结构材料和功能 材料两大类。若按组成复合材料的各成分在复合材料中的集散（分布）情况来分，可分为分散 （掺和）强化型复合材料、层状复合材料（或称接合型复合材料） 、梯度材料（或称梯度功能材 料）等

6、。复合材料还可以按基体材料、强化相等的不同进行分类。可以将各种分散型复合材料 称为“XX基复合材料”，如金属基复合材料； 而将包括层状等其它类型在内的复合材料统称为 “XX复合材料”。如“金属复合材料”是指包括金属基复合材料、层状复合材料（例如双金属 板、包覆线材）等在内的、主要组元为金属的复合材料。1 分散强化型复合材料分散强化型复合材料是指一种或一种以上的材料（强化相）分散在另一种材料（基体）之 中的一类复合材料，如图1-1所示。按照基体材料的种类不同，分散强化型复合材料可分为三大类： 金属基复合材料（metal matrix composites : MMC ）。 陶瓷基复合材料（cer

7、amic matrix composites : CMC ）。 高分子基复合材料（polymer matrix composites: PMC ）。若按强化材料的形态来分，又可分为颗粒（粒子）弥散强化复合材料、晶须强化复合材料、 纤维强化复合材料三类（图11-1）。賴粒號敵强化晶领慕tr强化軒堆蘇敵图| |分散强化型复合材料此外，按照强化材料（粒子或纤维）是以定型形状直接加入基体之中，还是在基体中通过 反应生成的，分散型复合材料又可分为“掺入”型与原生复合（或称自生复合）型。常见的许 多热处理可强化型（相变析出反应型）金属材料可以认为是广义上的原生复合材料，但习惯上 不将这一类材料称为原生复合

8、材料。（1）金属基复合材料：金属基复合材料由于其基体是金属，因而具有较好的耐热性，高弹 性系数以及高导电、导热性能和良好的成形加工性能。作为基体金属，铝合金由于质量轻、强 度高、易于加工处理等优良特性而广为使用。目前已研究和开发了大量的铝基复合材料，其次 是钛及其钛合金。用作强化材料的主要有颗粒、纤维（包括晶须、短纤维、长纤维或连续纤维）强化颗粒主要有氮化物、碳化物、硼化物以及氧化物陶瓷。表11-1所示为铝基复合材料中主要的强化用陶瓷颗粒及其性能。*11 I主要的特性种类弾性GPa城松出悴积弾性 爲ft/EP.性輙血W(tnK7Si畔脈崇数/SiC4000.202211671203.43.2Q

9、阳A网0.25255151307.03h98A1N3450.2522813E1503*33,26SiN*2070.27152B12SL53,18整合金606170.30.S475.22617123.42.6&(tt®) 20247230.3477.726.915223.02.75崔：碗1相当于LDSO (Al-Mg-St S<T金加24棺当于LY12 (AlCu-Mb «合金儿强化纤维包括晶须、短纤维、连续纤维(长纤维)等。常用的增强纤维及其性能如表11-2所示。选取强化纤维时，应着重考虑以下几个方面的问题：复合条件，即复合温度、速度、 压力等；复合方式；纤维

10、与基体的匹配问题，包括热膨胀系数的匹配、 是否发生化学反应、界面结构与结合强度；纤维的成本。(2) 陶瓷基复合材料：陶瓷材料复合化的目的，对于结构陶瓷主要是为了提高材料的强度、韧性等力学性能，或耐热、耐蚀性能；而对于功能陶瓷，主要是为了获得某些新的功能。用作 陶瓷基复合材料的强化材料主要有：各种陶瓷颗粒、晶须、纤维及某些金属纤维。« H-2常用增强纤维及其特性纤维种类宜径伽n杭拉强度# (1(? Mh)拉忡弾性董/ (105 MLjh)船軒维100-150牝学T相沉积3.22.64.0ft® SiC纤维100-150化学气相机积3.12.74.0SiC纤维100牝学吒相Si

11、积2.73,54.070热解，2.0L91.5弘匚纤维牝学气相沉祖2,42,74.0100此学代相沉积2.42.2窩强度石整纤维7热蘇2.71.752.5奇棋屋石墨纤维7热解2.01,954.0AI。250熔体拉制2.44.02.5$-玻璃纤维7熔休琦丝4J2.5S.0谍纤维100-250拉拔建L31.82.5150-250拉拔埋2.719.24.050-1004J7.91.8(3) 高分子基复合材料：如前所述，高分子复合材料是研究历史最长、应用最广泛的一类 复合材料。用作复合材料基体的高分子，可以分为热固性树脂和热塑性树脂两大类。各类材料 所包括的树脂如图11-2所示。高分子基复合材料用增强

12、材料主要有：颗粒材料、有机纤维、复 合纤维等，如图11-3所示。挤圃性側1基体材料彳不施和丙烯酸型 (丙烯SS型 环氧樹脂占嶷璃常嚮蹈总豎的80%以上严烤烂f聚乙烯(PEJ.舉丙烯(PF、聚丁烯及它钉的扶聚物、趋理性树脂*棄曦醱晡(PC).秦酰腊(PA).棗甲醛(POM).棗丙K(PPOhI聚丙馳聲(PPS).耀貫(PSU)聚味亚胺(PI)图11 2高分子复合材料用基体材料A13Oj尊肉畳颗粒严(热埴性树脂粉末(用于功斛复合材料，卿film堆强材料有机纤蟻豊芳就験軒维(如8p«it处司的K綁臨野维) 尼龙野樂碘野雉、璇璃野隼、石掃野维I无机纤雉3合野维(如B/W、SiC/Wtffu)

13、I 晶须(finsic)图11 3高分子复合材料用增强材料2 层状复合材料与分散强化型复合材料不同，层状复合材料不是一种材料分散于另一种材料之中，而是各 组元材料自成一个或数个整体，组元之间通过界面接合而复合成一体。传统的包覆材料，如铝 包钢线、复合钢板(多层复合板)是典型的层状复合材料，如图11-4所示。描脂图11彳层状复合材料/金属复合材料、金属/按照构成复合材料组元的类型不同，层状复合材料又可细分为金属 陶瓷复合材料、金属/高分子复合材料、陶瓷/高分子复合材料等多种类型。3 梯度功能材料梯度功能材料(functionally gradient materials )可以认为是一种较为特殊

14、的复合材料。在这种复合材料中，组元的含量沿着某一方向(例如厚度方向)产生连续或非连续的变化。组元连续变化的称为连续梯度功能材料，非连续变化的称为非连续梯度功能材料，如图11-5所示。组 元梯度化的目的是为了实现材料性能的梯度化，赋予材料多种功能，以满足一些特殊的使用需 要。从一种组元分散于另一种组元的特征上看，梯度功能材料属于分散强化型复合材料。例如，内层为陶瓷、外层为金属，具有中间过渡层的梯度复合管，可以满足燃气涡轮机、 航天与航空飞行器发动机燃烧器等部件的综合性能要求：既需要耐高温、耐腐蚀性，又需要作 为结构材料的可加工性。三、复合材料的应用复合材料的应用十分广泛，几乎包括日常生活、化学化

15、工、电子、石油、食品、航空航天、 国防等所有部门与领域。1金属复合材料金属复合材料中以层状复合材料应用面最广、产量最大，如铝包钢导线、刚性电车导线、 低温超导材料、各种复合板、双金属管等。金属基复合材料中，以颗粒强化复合材料发展最快，应用较为广泛，其中尤以铝基复合材 料较为突出。迄今为止，颗粒强化金属基复合材料的主要应用范围有：仪表用结构材料，如高 SiC 含量的铝基复合材料（高比弹性材料） ；耐磨材料，如轿车发动机汽缸内套、活塞，摩托车 的刹车盘等；耐热材料，如汽轮机叶片（具有较好的中高温强度与耐高温蠕变性的各种Y2O3强化Ni基复合材料），以及一些特殊用途的材料。用SiC颗粒强化6N01

16、（日本独有的铝合金牌号，相当于低镁含量的 6061 合金）可制得山地自行车轮圈，这种复合材料的轮圈较之常规的 6061合金轮圈，断裂强度提高8%，耐磨性提高 2.5倍，刹车制动距离减短 15%60%。SiC（0= 5 %）颗粒强化Al Si 3 （Si ）= 20% 铝合金复合材料制得发动机汽缸内套，其耐磨性 与铸铁件等同，而质量只有铸铁件的三分之一，这对于轿车的轻量化极为有利。此外，颗粒强化铝基复合材料还用于高尔夫球杆头及其它体育用具。2陶瓷复合材料陶瓷材料具有强度高、质量轻、耐腐蚀、耐高温等一系列优点，受到广泛的关注与重视。 然而，与功能陶瓷材料相比，结构陶瓷材料的发展较慢，应用受到限制。

17、这主要是由于其脆性 与性能（尤其是强度）的不稳定性所造成的。因此，在陶瓷材料中加入颗粒、晶须、纤维进行 复合，以提高结构陶瓷材料的强度、韧性与性能稳定性非常重要。目前，陶瓷复合材料主要应用在耐磨、耐蚀、耐高温以及对于强度、比强度、质量有特殊 要求的材料等方面。作为高温结构件的陶瓷复合材料，较为成功的应用实例是轿车发动机涡轮 增压器用的转子材料（Si3N4基复合材料），其工作温度为 900C,最高转速达每分十几万转。 Si3N4基复合材料的另一典型应用是耐磨材料，如耐磨轴承、刀具等。3高分子复合材料 高分子复合材料在日常生活、化工、船舶、航天与航空、电子与通信、工程结构材料等方 面具有极为广泛的

18、应用。例如，玻璃钢大量用于船舶、化工冷凝塔等的结构材料；人造革与人 们的日常生活紧密相关；高强度纤维强化高分子复合材料大量用于军用飞机结构材料、降落伞 绳等。第二节 复合材料的界面如前所述，复合材料是一种由相态与性能相互独立的多种物质（材料）组合在一起的多相 体系，体系内相与相之间存在着大量的界面。分散强化型复合材料的界面与层状复合材料的界 面，既有相同之处，也有不同之处，本节主要讨论分散强化型复合材料的界面。从微观（相对原子质量级）的角度看，任何两相之间通常并不存在绝然的界面。一般把基 体和增强相之间化学成分有显著变化、能传递载荷作用的区域称之为界面。界面在复合材料中 所占的比例很大，例如，

19、在含纤维体积60%的玻璃钢内，当纤维直径为 10卩m时，100cm3的复合材料中界面面积可高达 4000m2。由此可知，界面在复合材料中有着极为重要的作用。一、界面对复合材料性能的影响复合材料内界面的结合强度是影响复合效果的最主要因素。界面的结合强度主要取决于界 面的结构、物理与化学性能。具有良好结合强度的界面，可以产生如下强化效应：阻止裂纹 的扩散，提高材料的韧性；通过应力传递，使强化相承受较大的外载荷，提高复合材料的承 载能力；分散和吸收各种机械冲击和热冲击的能量，提高抗外加冲击的能力；使强化相与 基体产生既相互独立又相互协调的作用，弥补各自的缺点，获得新的材料使用性能。影响界面结合强度的

20、因素主要有复合材料的组成、结构形式、组元的性能、制备与成形工 艺等。（1） 强化相的几何形状、表面形貌与质量（包括气体吸附量、清洁度等）：例如，一般认为 纤维状的强化相与基体之间的结合强度，比颗粒状的强化相的要好；表面粗糙的强化相与基体 之间的结合强度较高。（2）强化相与基体热性能匹配程度：当强化相与基体之间的热膨胀系数相差较大时，在热 循环过程中，易在界面产生微裂纹，从而影响界面结合强度。（ 3）强化相与基体界面的物理与化学性能匹配程度：如能否产生界面浸润、扩散或化学反 应等作用。（4）制备与成形工艺的选择：制备与成形工艺不同，对界面产生浸润、扩散或化学反应等 作用的影响不同。值得指出的是，

21、研究表明，从提高强度和韧性的要求来看，并非界面结合强度越高越好。 结合强度过高时，反而会使复合材料的强度与韧性下降。这一现象可以解释为，一般来讲强化 相多为强度高而塑性差的材料，当界面结合强度过高时，往往容易产生脆性断裂。二、界面结合形式如上所述，界面结合强度是影响复合材料性能的重要因素，而界面的结合形式是影响其结 合强度的重要因素之一。一般地讲，复合材料界面结合形式分为三种类型：粘结结合：基体 与增强相之间既不发生化学反应，也不产生相互溶解；扩散、溶解结合：基体与增强相之间 不发生化学反应，但产生相互扩散或溶解；反应结合：基体与增强相之间发生化学反应，在 界面上生成化合物。以上三种界面结合形

22、式，主要取决于增强相与基体的物理、化学性质。不同的基体与增强 相匹配，复合后它们之间的相互作用不同，因而界面结合的形式也不相同。1粘结结合 粘结结合是指基体与增强相之间通过粘结作用而形成的一种界面结合形式。关于粘结结合 的机理，主要有以下四种理论。（1）表面润湿理论：润湿理论认为，界面的结合主要依靠液态基体对增强相的润湿作用， 其界面结合模式主要有两种：机械粘结与物理吸附。机械粘结指得是，固态增强相的表面存在 许多微小的凹凸、孔隙与裂纹，液态基体浸入这些微小缺陷中而形成机械铆钉式的结合作用。 物理吸附指得是，润湿作用的实质，就是基体与增强相之间发生了具有范德华力的物理吸附作 用，范德华力所形成

23、的偶极偶极键、 偶极诱导偶极键、 氢键等构成粘结界面的物理结合力。 可以认为，在许多情形下，上述两种模式同时存在，共同产生作用，只不过二者作用的主次有 所不同而已。润湿理论适用于解释增强相为固体、 基体为液体 （如树脂、 熔融金属） 时的一些复合行为， 例如增加纤维表面粗糙度和表面积，有利于提高高分子基复合材料界面结合力。（ 2）化学键理论： 认为粘结界面上的结合力是由化学键所引起的。当对强化相表面进行处理时， 许多情形下就是要在强化相的表面形成能与基体和强化相表面之间产生化学作用（如形成共价键）的涂层，以获得理想的界面粘结强度。例如，对高分子基复合材料用玻璃纤维表面 进行的偶联剂处理，对碳纤

24、维表面进行的高温氧化处理，对芳纶纤维表面进行的冷等离子体改 性处理，对金属基复合材料所用碳纤维的表面进行镀层处理，等等。（ 3）可形变层理论：复合材料在制备过程中，由于强化相与基体的热膨胀系数不同，或由于基体的固化收缩而容易引起附加应力。附加应力可引起局部应力集中，形成微裂纹，降低复 合材料的性能。而对增强相进行某种处理后，复合材料的性能得以改善。因而认为这是由于处 理剂在强化相表面形成了一层塑性层， 可以松弛界面附近应力集中的缘故。 这就是 “可形变层 理论”的基础。实际上，可形变层除起到应力松弛作用外，还可通过前述的机械粘结机制发挥作用，即塑 性变形层的存在可改善基体与强化相之间的“啮合”

25、状态。（ 4）扩即散层理论： 认为界面粘结是由于发生了扩散现象而实现的。这一理论基于高分子聚合物相互粘结时，在界面上形成扩散层的现象。对于经过适当温度处理而制备的金属基复合 材料，扩散层理论能很好地解释许多界面现象。2. 溶解结合 溶解结合是基体与强化相之间，在充分润湿的情形下产生一定的相互溶解的界面结合形 式。这种结合形式具有较好的界面结合强度，但同时由于溶解作用而可能对强化相产生损伤作 用。例如不断的溶解容易导致纤维增强复合材料中的界面不稳定，使复合材料的强度下降。3反应结合 基体与强化相发生化学反应，在界面形成反应物的一种结合形式，称为反应结合。这类结 合尤其多见于金属基和陶瓷基复合材料

26、。形成反应结合的界面的结合强度，取决于反应物的种类和反应层的厚度。当反应物为脆性 化合物且反应层厚度较大时， ，由于对强化相 （例如纤维）的损伤较大，往往导致复合材料强度的降低。因此，对于反应结合型复合材料，反应层厚度与界面稳定性的控制是非常重要的。对于金属基复合材料，有些情形下对增强相的涂层、镀层处理正是为了抑制基体与强化相 之间的化学反应，而不是如上所述的为了增加化学键结合力。例如氧化铝纤维增强镍基复合材 料、硼纤维增强钛基复合材料的情形。因为这些材料在高温下进行复合时，基体与强化相非常 容易产生化学反应。第三节 复合理论与复合材料设计复合理论对于复合材料的制备与加工具有十分重要的作用，主

27、要体现在两个方面。第一， 根据复合材料的使用性能要求，应用复合理论可以确定组元的种类、含量与分布形态，选择复 合方法，这一过程称为复合材料设计（composite materials design）。复合材料的一个十分重要的特征是， 通过改变复合组元与复合方法 （例如强化相的分散方法） ，可在相当广泛的范围内创制 出具有不同性能的材料。第二，在已知组元的性质（性能） 、含量与分布形态的情况下，应用复 合理论可以预测复合材料的性能，以便正确设计构件或零件的形状尺寸，规定其使用条件。经典意义上的复合材料设计，是指通过将几种不同的材料组合在廷，以获得具有所需性 能的材料的过程 （即单纯的性能设计）

28、。随着经济的发展与科学技术的进步， 复合材料设计应包 括以下几个方面的内容。（ 1）性能设计：根据组元的特性（基本物理性能、力学性能） 、形状、分布与取向、组成 比等对复合材料性能的影响规律，设计出所需材料性能。复合材料的性能包括三个方面：物理性能、机械性能以及从材料应用角度来看十分重要的 可加工性能。物理性能包括密度、热容量、线膨胀系数、热传导率以及电磁性能等，其中对于 分散强化型复合材料，以密度、热膨胀系数最受重视。机械性能主要有弹性系数、强度、断裂 韧性与耐磨损性能等。可加工性是指对所制得的复合材料进行二次加工（赋予材料以所需形状 或直接加工成制品的塑性变形或机加工）的性能。（ 2）制备

29、与加工工艺设计：由于复合材料的加工性能较差， 在进行复合材料的设计时，必 须充分考虑制备的难易程度以及后续加工的可能性，在此基础上进行制备与加工工艺的选择、 设计。 例如， 由于陶瓷复合材料的二次加工性能很差， 因此在许多情况下采用近终形成形方式， 以求尽可能地减少后续加工量。（ 3）经济性： 即综合考虑原材料成本、 制备与加工的难易程度、 生产率等因素对复合材料 价格的影响。一般地讲，各种复合材料的制备工艺都比较复杂，对设备的要求高，因而生产效 率较低、成本较高。因此，在进行复合材料设计时需要考虑经济性的问题。、复合准则在进行复合材料的性能设计时，需要知道组元材料的性能与复合材料性能之间的关

30、系，这 种关系称为复合准则（rule of mixtures），常简称为ROM。用于复合材料的弹性系数、强度、导 电导热等性能设计的准则，主要有简单复合准则和基于弹性理论的复合准则。这里主要介绍简 单复合准则。在材料设计的初期阶段，往往需要根据目标性能，对材料的组元数和各组元的含量进行初 步而简单的估计。最为简单的估计方法是假设复合材料的性能与组元的体积分数成正比，即有 如下一般关系：N(11-1)P；=瓦（R）nVii討式中：Pc复合材料的性能指标；Pi 各组元的性能指标；Vi各组元的体积分数；N 组元的数目；n实验参数。大量实验研究的结果表明，n的取值满足-1 < n< l的关

31、系。式（11-1）称为简单复合准则。(11-2)当n= l，且复合材料由基体和一种强化相组成（N = 2）时，式（11-1 ）成为如下形式：Pc=PmV m + PrV r式中：c复合材料； m基体； r强化相。显然，组元的体积分数满足关系:Vm=l-V r式（11-2）也称为经典复合准则，是在研究单向纤维强化复合材料沿纤维方向的力学性能 时总结得出的，故又称为并列模型，如图11-6 （a）所示。（8）强化相图1-6复合材料的井列模型与串列模型（a）并列模型；汁）申列模飙当n= -l时，若N = 2,则式（11-1）成为:Pc =PmPrCPmVr + PrVm(11-3)1 11Vm厂Vr或

32、PcPmPr这种模型称为串列模型，如图11-6 （ b）所示。当n= 0时，式（11-1）成为常数恒等式。为此，用下述对数关系来描述n= 0时的性能关系：In Pc = Vm In Pm Vr In Pr（ 11-4）或：R = （Pm）Vm（P）Vr（11-5）简单复合准则的适用范围因复合材料的种类不同而异。对于层状复合材料，一般可以采用 式（11-2）和式（11-3）分别对应于图11-6 （ a）、（b）两种不同的模型来预测各种性能，可获 得令人满意的结果。对于分散强化型复合材料，如表11-3所示，对应于不同的 n,所适用的对象（复合材料）不同，可预报的性能也不同，但均可用于弹性模量的预报

33、。这是因为弹性模量是一种组织结构 非敏感的材料特性，受应力应变状态、变形履历、温度条件等的影响较小。表11-3简单厦舍准网的几种特蘇矗式&其对于分戦强化型菱合材斜的适用范屢墨合准则真达式适用复合材料类型可预巒的特性1单向卸堆强化盧合材料沿軒葷衣向揽松比 遏度 热传导辜导电率0球形顧粒弥牡强忧 不規则茁构 强化相三维无序排列萍性电容卓弹性模it 弾性模It、热持导章-1丄二丄y + JLy单向軒樂强址复合材羁垂直于if堆曲向弾性摸量鶴传异隼二、弹性模量设计弹性模量（或称弹性系数）是结构材料的一个非常重要的性能指标，弹性模量的设计是复 合材料设计的重要内容之一。如上所述，与强度、韧性等其它

34、性能相比，弹性模量是结构（组 织）较为不敏感的材料特性量，因此对于满足表11-3所示复合材料结构特征的几种特例，采用简单复合准则进行预测，一般能得到较好的近似结果。然而，由于强化相的确切分布状态难以把握，以及强化相之间的作用实际上是多体作用问 题等原因，要精确预测复合材料的弹性模量也几乎是不可能的。即使按照基于弹性理论的模型（即考虑强化相与基体之间的弹性应力场的作用）来分析，也只能通过假定强化相为无序配置,将强化相之间的相互作用效果用一定数值进行近似，最终把多体问题化解为单一强化体（一个颗粒或一根纤维）而进行计算。下面给出几种常用预测模型。当强化相形状近似于球形时，Paul推导出复合材料弹性模

35、量的预测表达式如下:Er EmEmVrErVm(11-6)二EmVm2 ( 了)丘皿jm -2以1- d -22EcEr EmEmErEr Em(11-8)m(17)(1 -2d)VmEmr(1m)(1 -2m)VrEr/、(11-7) (1+出)(1_2出)VmEm +(1+邑m)(1_2%)VrEr式中：E弹性模量；卩波松比；V 体积分数； r强化相；m基体。式（11-6）表示弹性模量的大小与组元的性质和含量的关系。如假定复合材料的内部存在 均匀应力场，应用弹性理论可求得弹性模量的下界，此时的预测结果属于“过低估计”，相当将式（11-6）的左半部分取等号，即：此式与基于串列模型参见图11-

36、6（ b）的简单复合准则式（11-3）相同。如假定复合材料 的内部存在均匀应变场，应用弹性理论可求得弹性模量的上界，此时的预测结果属于“过高估 计”，相当于将式（11-6）的右半部分取等号，即：Ec12( -2幕)1 一 人 一 2»mEmVm-f)1r -22ErVr(11-9)若取7 -m，则式（11-9）与基于并列模型参见图11-6（ a）的简单复合准则式（11-2） 相同。由以上所述可知，复合材料实际的弹性模量值在由式（11-8）和式（11-9 ）的上下界之间，而这个上界与下界分别等于简单复合准则当n= I和n= -l时的值。值得注意的是，如对颗粒强化复合材料施加后续塑性变形

37、，则弹性系数可能随着变形量的 增加而下降，其原因可以认为是由于在塑性变形中颗粒遭到破坏，而破坏了的颗粒实际上等同 于一个空洞，对提高材料弹性系数的贡献效果消失所致。三、强度设计材料的强度是对于组织结构较敏感的性能指标。因此，要从理论上正确预测复合材料的强 度通常不太容易。与经典复合准则的强化理论不同，近年来倾向于从微观组织来解释强度变化,即认为强化相的强化机制是如下几个方面综合作用的结果：（1）位错强化：由于基体与强化相的热膨胀差所引起的淬火时的位错密度增加。（2）颗粒强化：颗粒等强化相对位错的钉扎作用与位错的高密度化。（3）晶粒与亚晶粒强化：添加细小颗粒导致的晶粒细化，这一点对于采用铸造凝固

38、法制备 的颗粒弥散强化金属基复合材料的影响尤为显著。大量的实验研究结果表明，要建立一个能准确反应各种因素的影响，并能适合于不同复合 材料的强度模型是非常困难的。为了进行较精确的强度设计，获得满意的强度预报结果，有计 划地开展系列的实验研究，进行数据积累，在此基础上建立较为完备的智能性数据库（例如基 于人工神经网络的数据库），是一条行之有效的途径。四、韧性设计对于颗粒分散强化的金属基复合材料，一般随着强化相含量的增加，材料的韧性下降；而 对于晶须或纤维强化的金属基复合材料，以及陶瓷复合材料，则未必如此。在金属、陶瓷、高 分子三种类型的结构材料中，陶瓷材料的高韧性化具有特别的意义。因此这里主要讨论

39、陶瓷材 料的韧性设计问题。陶瓷材料一般具有强度高、耐磨、耐热、耐腐蚀等一系列的优点，但由于其韧性很低，应 用范围受到很大限制。通过复合提高其韧性，是陶瓷材料复合化的重要目的之一。陶瓷复合材料的韧化机制分为防护机制（shieldi ng mecha nism）与非防护机制（non-shield ingmecha nism）两大类。防护机制是指可以缓和裂纹尖端的应力集中，从而减缓或阻止裂纹的扩 展，提高材料韧性的机制。这一类机制包括强化相直接承受应力作用的所谓桥梁机制，以及强 化相不直接承受应力，但在裂纹尖端形成附加压应力场的非桥梁机制。非桥梁性的防护机制包 括相变机制、微裂纹机制和残余应力机制等

40、。非防护机制是指由于强化相的存在，迫使裂纹需 要不断改变扩展方向（deflection，偏转），或使裂纹产生"弯曲”（bowing，类似于颗粒对位错的钉扎作用），使得其扩展需要消耗附加能量（即提高了材料的韧性）。这样一类机制主要有偏转机制和弯曲机制。1.桥梁机制桥梁机制的基本原理如图11-7所示，分别对应于强化相为（a）长纤维、（b）短纤维或晶须、（c）延性颗粒的情形。桥梁机制的基本特征是强化相直接承受应力作用：即通过纤维对裂 纹施加一种闭合作用力图11-7（ a），或利用强化相与基体之间的摩擦力而阻碍裂纹的扩展图11-7（ b），或利用颗粒强化相在裂纹扩展时产生颈缩变形，对裂纹产生

41、桥接作用图11-7（ c）。I卅I图II 7复合材料韧化的桥麋机制长野维（连续軒维）强化；（b）短軒堆（晶须）强化；（c）延性颗粒强化具有典型相变韧化机制的是部分稳定ZrO2复合材料(PSZ： partially stablized zirconia )。由于在PSZ中存在少量不稳定的正方晶ZrO2，裂纹尖端附近应力集中部位的拉应力将会诱发t-ZrO2m-ZrO2的相变(称为应力诱发型马氏体相变)，使体积增加约5%。这种体积增加将在裂 纹尖端附近形成膨胀压缩应变场，从而导致压应力场的产生，起到阻碍裂纹扩展的作用，如图11-8所示。3. 微裂纹机制图II七 相变机制示意图微裂纹的产生将在其周围产

42、生压应力场。如能在主裂纹(指裂纹的长度超过临界长度而进 行扩展的裂纹)尖端附近引入微裂纹，禾U用其所形成的压应力场，可以起到阻碍主裂纹扩展的 作用，如图11-9所示。因此，可以适当选择强化相的种类、形状与尺寸，使得主裂纹尖端高应 力区内容易产生微裂纹，达到韧化的目的。图1IT徽製纹机制示意图4. 残余应力机制通过复合，使材料内部产生一定的残余压应力场，从而造成不利于裂纹扩散的条件，达到 提高韧性的目的。为此；需要正确选择强化相， 使其热膨胀系数与基体材料之间达到最佳匹配: 能产生合适的压应力场，并具有牢固的界面接合强度。5. 裂纹偏转偏转机制的模型如图 11-10 (a)所示，由于强化相的存在，使得裂纹在材料中呈锯齿状扩 展。裂纹扩展方向的偏转以及由于偏转所引起的裂纹表面积的增加，均导致能量消耗的增加， 使裂纹扩展困难，材料的韧性提高。导致偏转现象的原因主要有强化相与基体材料的弹性模量 的差异、界面效应、热膨胀系数差所引起的内部不均匀应力场等。图11-1()陶瓷基复合材料的非防护