复合材料的强韧化PPT课件
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第2章 复合材料的增强材料PPT
5
纤维可分为无机纤维和有机纤维
6
（一） 有机纤维
聚芳酰胺纤维 聚乙烯纤维
1.聚芳酰胺纤维制备
芳纶是分子链上至少含有85%的直接与
两个芳环相连接的酰胺基团的聚酰胺经纺丝
所得到的合成纤维。目前，供复合材料作增
强材料最多的是聚对苯二甲酰对苯二胺
（ Poly (P-Phenylene terephthalamide)，
(3) kevlar纤维的结构
kevlar纤维具有优异力学、化学、热 学、电学等性能，而这是与其化学和物理 结构密切关联的。
H
O
C
CN
NC
C
O
H
O
H CN
O NC
芳纶--49用于航空、宇航、造船工业的复 合材料制件。
12
自1972年芳纶纤维作为商品出售以来，产量 逐年增加。
其原因是由于该纤维具有独特的功能，使之 广泛应用到军工和国民经济各个部门。
13
(1)PPTA树脂的合成和kevlar纤维的制备
PPTA聚合物是由严格等摩尔比的高纯度对
苯二甲酰氯或对苯二甲酸和对苯二胺单体
第2章 复合材料的增强材料
在复合材料中，粘结在基体内以改进其机械 性能的高强度材料称为增强材料。
增强材料有时也称作增强体、增强剂等。
1
增强材料共分为三类：
① 纤维及其织物 ② 晶须 ③ 颗粒
2
一、纤维
如，植物纤维－－－棉花、麻类；
动物纤维－－－丝、毛；
矿物纤维－－－石棉。
天然纤维
强度较低，
现代复合材料的增强材料 用合成纤维。
处理得Kevlar纤维
Hale Waihona Puke 17(2) 芳纶纤维的性能特点
纤维可分为无机纤维和有机纤维
6
（一） 有机纤维
聚芳酰胺纤维 聚乙烯纤维
1.聚芳酰胺纤维制备
芳纶是分子链上至少含有85%的直接与
两个芳环相连接的酰胺基团的聚酰胺经纺丝
所得到的合成纤维。目前，供复合材料作增
强材料最多的是聚对苯二甲酰对苯二胺
（ Poly (P-Phenylene terephthalamide)，
(3) kevlar纤维的结构
kevlar纤维具有优异力学、化学、热 学、电学等性能，而这是与其化学和物理 结构密切关联的。
H
O
C
CN
NC
C
O
H
O
H CN
O NC
芳纶--49用于航空、宇航、造船工业的复 合材料制件。
12
自1972年芳纶纤维作为商品出售以来，产量 逐年增加。
其原因是由于该纤维具有独特的功能，使之 广泛应用到军工和国民经济各个部门。
13
(1)PPTA树脂的合成和kevlar纤维的制备
PPTA聚合物是由严格等摩尔比的高纯度对
苯二甲酰氯或对苯二甲酸和对苯二胺单体
第2章 复合材料的增强材料
在复合材料中，粘结在基体内以改进其机械 性能的高强度材料称为增强材料。
增强材料有时也称作增强体、增强剂等。
1
增强材料共分为三类：
① 纤维及其织物 ② 晶须 ③ 颗粒
2
一、纤维
如，植物纤维－－－棉花、麻类；
动物纤维－－－丝、毛；
矿物纤维－－－石棉。
天然纤维
强度较低，
现代复合材料的增强材料 用合成纤维。
处理得Kevlar纤维
Hale Waihona Puke 17(2) 芳纶纤维的性能特点
第三章 材料强韧化设计的总结与实例
约作用。
(2)涂层硬质合金
在 韧 性 较 好 的 硬 质 合 金 基 体 上 ， 通 过 CVD( 化 学 气 相 沉 积 ) 、 PVD(物理气相沉积)、HVOF(High Velocity Oxy Fuel Thermal Spraying)
等方法涂覆一层很薄的耐磨金属化合物，可使基体的强韧性与涂层的
性，以检验计算模型并对计算模型进行修正； 二是对复合材料的强度与韧性进行测试与评价。总之，在强韧指 标需求、损伤模式分析、材料微结构优化匹配、工艺参数控制之间可 以形成对强韧化设计原理和实验室实现的闭环体系，如下图所示。
3.2 材料界面增韧的力学机理及其强韧化设计：
1. 界面设计：
界面在工程材料中几乎无处不在：组合构件的搭接界面，复合材料 层合结构的层间界面，不同材料扩散连接形成的界面，多晶体材料中 不同晶粒之间的界面等。依不同的尺度划分，可将这些界面分别定义 为宏观界面，细观界面以及微观界面。然而，对于实际的材料系统， 往往不能严格区分不同层次界面的界限，它可以同时存在这些界面结 构，也可能只存在其中任何一种层次的界面。不同组分材料之间通过 物化或固化反应形成的界面，这样的界面往往不是一个单纯的几何面，
动控制；
涂层硬质合金刀具的基体经过钝化、精化处理后尺寸精度
较高，可满足自动化加工对换刀定位精度的要求。
上述特点决定了涂层硬质合金刀具特别适用于FMs、CIMS
(计算机集成制造系统)等自动化加工设备。但是，采用涂层方 法仍未能根本解决硬质合金基体材料韧性和抗冲击性较差的问 题。
(3)表面、整体热处理和循环热处理
ｍ(微米级)，超细晶粒硬质合金晶粒度可达0.5μｍ以下(亚微米、
纳米级)。超细晶粒硬质合金与成分相同的普通硬质合金相比， 硬度可提高2HRA以上，抗弯强度可提高600~800MPa。
第9章 材料强韧化
三、位错强化（加工硬化） 位错强化（加工硬化）
金属强度与位错密度之间关系密切。 金属强度与位错密度之间关系密切。
（2）加工硬化 ）
FCC单晶体 的应力—应 变曲线
பைடு நூலகம்
四、弥散强化或沉淀强化
强化作用。 第二相以细小弥散微粒均匀分布在基体相中 → 强化作用。 第二相通过过饱和固溶体时效处理而沉淀析出产生强化 → 沉淀强化或时效强化。 沉淀强化或时效强化。 第二相借助于粉末冶金方法加入起强化作用→ 弥散强化 第二相颗粒强化作用： 第二相颗粒强化作用： 微粒分为： 微粒分为：1）不可变形颗粒； 不可变形颗粒； 2）可变形颗粒
组织利用间隙固溶强化。 M 组织利用间隙固溶强化。 强韧性配合较合理。 低碳位错型 M ：强韧性配合较合理。 原因：不出现点阵正方度畸变，溶质偏聚在刃位错线附近， 原因 ： 不出现点阵正方度畸变 ， 溶质偏聚在刃位错线附近 ， 位错可带着气团运动。 位错可带着气团运动。 固溶高碳量，点阵畸变位置多， 固溶高碳量，点阵畸变位置多，规则排列区域减小 →切变 抗力↑ ，正断抗力减低↓ 晶界或障碍前位错塞积引起应力集中 → 脆性断裂 低塑性和韧性
通常以裂纹形核和扩展能量消耗或裂纹扩展抗力标志 材料韧性。 材料韧性。 组织结构不同，断裂方式不同，断裂机制不同。 组织结构不同，断裂方式不同，断裂机制不同。 导致材料脆化； 促进裂纹形核和扩展 —— 导致材料脆化； 导致材料韧化。 缓和裂纹形核和扩展 —— 导致材料韧化。
断裂分： 断裂分：韧性断裂和脆性断裂 韧性断裂：微孔形成、聚集长大，塑性起主导作用。 韧性断裂：微孔形成、聚集长大，塑性起主导作用。 改善金属材料韧性途径： 改善金属材料韧性途径： 减少诱发微孔组成相，如减少沉淀相数量； ① 减少诱发微孔组成相，如减少沉淀相数量； 提高基体塑性，增大裂纹扩展能量消耗； ② 提高基体塑性，增大裂纹扩展能量消耗； 增加组织均匀性，减小应力集中； ③ 增加组织均匀性，减小应力集中； 避免晶界弱化，防止裂纹沿晶界形核与扩展； ④ 避免晶界弱化，防止裂纹沿晶界形核与扩展； 各种强化方法对韧性产生影响。 ⑤ 各种强化方法对韧性产生影响。
复合材料的断裂和韧性ppt课件
• 复合材料应用断裂力学的实质是在材料含 有缺口、缺陷或其它大于纤维直径的设计 特征的情况下，寻求一个只与材料宏观行 为有关的断裂准则。
• 由于若界面结合可以大幅度改变复合材料 的断裂行为，而且裂纹扩展模式也似乎不 符合断裂力学应用条件，但实验结果表明 断裂力学方法可以有限地应用于纤维增强 复合材料。
压缩破坏
复合材料性能测试
三点弯曲
复合材料性能测试
三点弯曲破坏
复合材料性能测试
四点弯曲
复合材料性能测试
扭转实验
复合材料性能测试
压缩测试
复合材料性能测试
压缩测试
复合材料性能测试
DCB
a=12.7~50mm, NASA\ASTM 50mm L=80~200mm, B=20~30mm,h=3~10mm
以上过程从纤维/基体/复合材料的应力应变曲线中也可看出
σms—基体屈服应力； σ*—基体中应变量为εfu时的应力； σ* *—基体应变量εLu时的应力； σLu—复合材料纵向抗拉强度； σfs—纤维屈服应力；
εfu—纤维断裂应变； εfu—复合材料断裂应变
可以看出，
•复合材料的应力－应变曲线处于纤维和基体的应力－应变曲 线之间。 • 复合材料应力－应变曲线的位置取决于纤维的体积分 数。 • 如果纤维的体积分数越高，复合材料应力－应变曲线越接 近纤维的应力－应变曲线； • 反之，当基体体积分数高时，复合材料应力-应变曲线则接 近基体的应力－应变曲线。
1、首先，由于纤维刚度高，使基体开裂无法进一步扩大；
2、其次，纤维强度高，不会被集中在基体裂纹尖端的应力所拉断，因此纤维可 有效 地阻止裂纹扩展（如2）
3、若作用在纤维/基体界面的局部剪应力足够高而使纤维局部脱粘，裂纹会进一 步开裂；
• 由于若界面结合可以大幅度改变复合材料 的断裂行为，而且裂纹扩展模式也似乎不 符合断裂力学应用条件，但实验结果表明 断裂力学方法可以有限地应用于纤维增强 复合材料。
压缩破坏
复合材料性能测试
三点弯曲
复合材料性能测试
三点弯曲破坏
复合材料性能测试
四点弯曲
复合材料性能测试
扭转实验
复合材料性能测试
压缩测试
复合材料性能测试
压缩测试
复合材料性能测试
DCB
a=12.7~50mm, NASA\ASTM 50mm L=80~200mm, B=20~30mm,h=3~10mm
以上过程从纤维/基体/复合材料的应力应变曲线中也可看出
σms—基体屈服应力； σ*—基体中应变量为εfu时的应力； σ* *—基体应变量εLu时的应力； σLu—复合材料纵向抗拉强度； σfs—纤维屈服应力；
εfu—纤维断裂应变； εfu—复合材料断裂应变
可以看出，
•复合材料的应力－应变曲线处于纤维和基体的应力－应变曲 线之间。 • 复合材料应力－应变曲线的位置取决于纤维的体积分 数。 • 如果纤维的体积分数越高，复合材料应力－应变曲线越接 近纤维的应力－应变曲线； • 反之，当基体体积分数高时，复合材料应力-应变曲线则接 近基体的应力－应变曲线。
1、首先，由于纤维刚度高，使基体开裂无法进一步扩大；
2、其次，纤维强度高，不会被集中在基体裂纹尖端的应力所拉断，因此纤维可 有效 地阻止裂纹扩展（如2）
3、若作用在纤维/基体界面的局部剪应力足够高而使纤维局部脱粘，裂纹会进一 步开裂；
复合材料的断裂和韧性46页PPT
复合料的断裂和韧性
16、人民应该为法律而战斗，就像为 了城墙 而战斗 一样。 ——赫 拉克利 特 17、人类对于不公正的行为加以指责 ，并非 因为他 们愿意 做出这 种行为 ，而是 惟恐自 己会成 为这种 行为的 牺牲者 。—— 柏拉图 18、制定法律法令，就是为了不让强 者做什 么事都 横行霸 道。— —奥维 德 19、法律是社会的习惯和思想的结晶 。—— 托·伍·威尔逊 20、人们嘴上挂着的法律，其真实含 义是财 富。— —爱献 生
31、只有永远躺在泥坑里的人，才不会再掉进坑里。——黑格尔 32、希望的灯一旦熄灭，生活刹那间变成了一片黑暗。——普列姆昌德 33、希望是人生的乳母。——科策布 34、形成天才的决定因素应该是勤奋。——郭沫若 35、学到很多东西的诀窍，就是一下子不要学很多。——洛克
16、人民应该为法律而战斗，就像为 了城墙 而战斗 一样。 ——赫 拉克利 特 17、人类对于不公正的行为加以指责 ，并非 因为他 们愿意 做出这 种行为 ，而是 惟恐自 己会成 为这种 行为的 牺牲者 。—— 柏拉图 18、制定法律法令，就是为了不让强 者做什 么事都 横行霸 道。— —奥维 德 19、法律是社会的习惯和思想的结晶 。—— 托·伍·威尔逊 20、人们嘴上挂着的法律，其真实含 义是财 富。— —爱献 生
31、只有永远躺在泥坑里的人，才不会再掉进坑里。——黑格尔 32、希望的灯一旦熄灭，生活刹那间变成了一片黑暗。——普列姆昌德 33、希望是人生的乳母。——科策布 34、形成天才的决定因素应该是勤奋。——郭沫若 35、学到很多东西的诀窍，就是一下子不要学很多。——洛克
材料的强化与韧化PPT课件
疏。
2021
3.1 金属及合金的强化与韧化
(a)为强相互作用的结果； (b)为弱相互作用的结果 图 由于溶质原子与位错线间相互202作1 用的不同对其可弯曲性的影响
3.1 金属及合金的强化与韧化
若以l和L分别表示两种情况下可以独立滑移的位错段平均长度， F为溶质原子沿滑移方向作用在位错线上的阻力，则使位错运动所 需的切应力可表示为
由于合金元素与位错的强交互作用，使得在晶体生长 过程中位错的密度大大提高，造成与纯金属截然不同的基 本结构。这往往成为某些合金非均匀强化的部分原因，如 铜中加入少量的镍，银中加入少量的金等。此外，就目前 所知非均匀强化的类型大致可分为：浓度梯度强化， Cottrell气团强化，Snoek气团强化, 静电相互作用强化，化 学相互作用强化和有序强化等几种。
G b5 42r4
' G
16Kb
3.1 金属及合金的强化与韧化
弹性位错单位长度L的定义示意图
2021
3.1 金属及合金的强化与韧化
铜合金中固溶强化和溶质原子202与1 螺型位错相互作用的关系
3.1 金属及合金的强化与韧化
溶质原子分布示意图
2021
3.1 金属及合金的强化与韧化
3.1.2 非均匀强化
bil(L/l)1/n。若此时外加切应力为c，遂得:
c
i
(
l )1 L
2
位错曲率
Gb 2
L
b i (
l
1
L) 2
c Gb2c5320(21 lnc)2 溶质浓度
3.1 金属及合金的强化与韧化
铜合金中固溶强化与晶2021 格畸变间的关系
3.1 金属及合金的强化与韧化
两个主要的特点：一为溶质原子与基体原子的相互作用中， 除了考虑由于大小不同所引起的畸变外，还考虑了由于 “软”“硬”不同，即弹性模量不同而产生的影响；另 一为置换溶质原子与位错的静水张压力的相互作用中， 除了考虑纯刃型的以外，还考虑了纯螺型的。
复合材料的强韧化PPT课件
式中KC为受膨胀应变影响 的ij 裂纹K2尖Cr端f的ij (应)力强度因子。它与K有不
同的值，相当于式4.1中的Ktip。。当KC达到临界值KCIC时，断裂 发生。e*的效果可用KC表达。
KC = K - KC 即由屏蔽机理K随荷重而增加，此为表观现象。而实际的断裂过程
则由KC所支配。所以KC 越大，表示韧化效果越好。
纤维与基体的刚性比 越大，应力集中越严 重；
界面剪切强度接近0时， 应力集中可以忽略不 计；
相邻纤维之间的距离 增大（纤维的体积分 数减少），则应力集 中会减轻。
环氧树脂/碳纤维 界面强度较大
产生大的应力集中
呈现出贯通大的纤维束的倾 向
聚酯/玻璃
聚酯/Kevlar纤维 连接较弱，发生了大范围的纤维拔出
提高断裂韧性
• 使强化材料分布均匀，限制颗粒或纤维的 尺寸，改善成形工序。优异的界面强度的 提高。
• 非金属基体，对于基体的能量吸收，虽然 是有限的范围，但是，强韧化的机理还是 有很大意义的。
• 塑料基复合材料的韧性的改善，其基本想 法也是使用其韧性高于基体的强化材料。
基体的变形
• 金属基体一般在裂纹附近产生大的滑移，所以具有高 的断裂韧性。但是高分子材料（特别是热固性树脂） 与陶瓷的断裂韧性一般较低。
• 复合材料的断裂中基体的变形，与同一材料非强化状 态下的变形相比，有很大的不同。
• 基体的变形会受到很多约束，在刚性高的纤维周围的 基体，不能进行自由的变形，负荷的传递的不同。
• 裂纹附近的应力是三维应力场，阻碍基体伴随着变形 的塑性流动。
• 横向的拉伸应力，阻碍了塑性流动，却在材料中产生 了空洞，反而容易断裂。
G 2c / E
C*
2 E 2
同的值，相当于式4.1中的Ktip。。当KC达到临界值KCIC时，断裂 发生。e*的效果可用KC表达。
KC = K - KC 即由屏蔽机理K随荷重而增加，此为表观现象。而实际的断裂过程
则由KC所支配。所以KC 越大，表示韧化效果越好。
纤维与基体的刚性比 越大，应力集中越严 重；
界面剪切强度接近0时， 应力集中可以忽略不 计；
相邻纤维之间的距离 增大（纤维的体积分 数减少），则应力集 中会减轻。
环氧树脂/碳纤维 界面强度较大
产生大的应力集中
呈现出贯通大的纤维束的倾 向
聚酯/玻璃
聚酯/Kevlar纤维 连接较弱，发生了大范围的纤维拔出
提高断裂韧性
• 使强化材料分布均匀，限制颗粒或纤维的 尺寸，改善成形工序。优异的界面强度的 提高。
• 非金属基体，对于基体的能量吸收，虽然 是有限的范围，但是，强韧化的机理还是 有很大意义的。
• 塑料基复合材料的韧性的改善，其基本想 法也是使用其韧性高于基体的强化材料。
基体的变形
• 金属基体一般在裂纹附近产生大的滑移，所以具有高 的断裂韧性。但是高分子材料（特别是热固性树脂） 与陶瓷的断裂韧性一般较低。
• 复合材料的断裂中基体的变形，与同一材料非强化状 态下的变形相比，有很大的不同。
• 基体的变形会受到很多约束，在刚性高的纤维周围的 基体，不能进行自由的变形，负荷的传递的不同。
• 裂纹附近的应力是三维应力场，阻碍基体伴随着变形 的塑性流动。
• 横向的拉伸应力，阻碍了塑性流动，却在材料中产生 了空洞，反而容易断裂。
G 2c / E
C*
2 E 2
第十章_材料的强化与韧化ppt课件
裂纹顶端应力诱发tm相变增韧机理2微裂纹增韧在陶瓷基体相和分散相之间由于温度变化引起的热膨胀差或相变引起的体积差会产生弥散均布的微裂纹图a当导致断裂的主裂纹扩展时这些均匀分布的微裂纹会促使主裂纹分叉图b使主裂纹扩展路径曲折前进增加了扩展过程中的表面能从而使裂纹快速扩展受到阻碍增加了材料的韧性
第十章 材料的强化与韧化
.
（c）韧性相的加入：如少量的残余奥氏体可提高不锈 钢的韧性。 （d）基体：调整基体的组织结构。
（2）韧化工艺 （a）熔炼铸造：成分控制、夹杂物和气体含量控制等。 （b）压力加工：晶粒控制、组织控制。 （c）热处理：组织控制。（淬火、回火和时效、形变 热处理等）
.
第二节 陶瓷材料的强韧化
** 陶瓷和玻璃的断裂韧性是相当低的，克服陶瓷的
（2）分子量 在分子量较低时，断裂强度随分子量的增加而提
高；在分子量较高时，强度对分子量的依赖性逐渐降 低；分子量足够高时，强度实际上与分子量无关。
（3）交 联 适度的交联可有效地增加分子链的作用力，使高
聚物材料的断裂强度提高。
.
2）高分子聚集态结构的影响 （1）结晶度
对韧性塑料，随结晶度的提高，其刚度、强度提 高，而韧性下降；
.
控制纤维或晶须与基体之间保持适中的结合强度， 使纤维或晶须既可承担大部分的应力，又能在断裂 过程中以“拔出功”等形式消耗能量，可获得补强 和增韧两者的较佳配合。
8）表面残余压应力增韧 陶瓷材料的强韧化，可以通过引入残余压应力而
增高。由于陶瓷断裂往往起始于表面裂纹，而表面 残余压应力阻止了表面裂纹的扩展，起到增韧作用。
如Cu-Ni无限互溶固溶体等。
（2）细晶强化 细化晶粒可以提高金属的强度，其原因在于晶界
对位错的阻滞效应。 .
第十章 材料的强化与韧化
.
（c）韧性相的加入：如少量的残余奥氏体可提高不锈 钢的韧性。 （d）基体：调整基体的组织结构。
（2）韧化工艺 （a）熔炼铸造：成分控制、夹杂物和气体含量控制等。 （b）压力加工：晶粒控制、组织控制。 （c）热处理：组织控制。（淬火、回火和时效、形变 热处理等）
.
第二节 陶瓷材料的强韧化
** 陶瓷和玻璃的断裂韧性是相当低的，克服陶瓷的
（2）分子量 在分子量较低时，断裂强度随分子量的增加而提
高；在分子量较高时，强度对分子量的依赖性逐渐降 低；分子量足够高时，强度实际上与分子量无关。
（3）交 联 适度的交联可有效地增加分子链的作用力，使高
聚物材料的断裂强度提高。
.
2）高分子聚集态结构的影响 （1）结晶度
对韧性塑料，随结晶度的提高，其刚度、强度提 高，而韧性下降；
.
控制纤维或晶须与基体之间保持适中的结合强度， 使纤维或晶须既可承担大部分的应力，又能在断裂 过程中以“拔出功”等形式消耗能量，可获得补强 和增韧两者的较佳配合。
8）表面残余压应力增韧 陶瓷材料的强韧化，可以通过引入残余压应力而
增高。由于陶瓷断裂往往起始于表面裂纹，而表面 残余压应力阻止了表面裂纹的扩展，起到增韧作用。
如Cu-Ni无限互溶固溶体等。
（2）细晶强化 细化晶粒可以提高金属的强度，其原因在于晶界
对位错的阻滞效应。 .
第三章复合材料的增强材料PPT课件
面再沉积一层碳。 ➢ 商品牌号:SCS-2，SCS-6，SCS-8，SCS-9等。
（例如SCS-2是在纤维表面涂有1μm厚的碳层。 SCS-9是直径为80μm的较细的纤维。） ➢ 特现性出：了C优V异D的-S高iC温/C强纤度维。用于Si3N4基复合材料时表
SiC纤维
PC-SiC纤维(前驱体法) • 将以有机硅聚合物形式的硅，与碳为主的材料进行多羧硅
• 玻璃纤维的最大特征是拉伸强度高，一根连续纤维的拉伸强度，E玻 璃可达3400MPa，而S玻璃可达4800MPa。
• 玻璃长纤维的70%以上用于强化树脂，其余的多用于电绝缘，工业机 器等。
玻璃纤维
玻璃纤维
玻璃纤维
3.1.3 高熔点金属纤维
➢ 种类：Ta、Mo、W、Nb、Ni与不锈钢纤维等 ➢ 制备方法：拔丝 ➢ 特点：直径可以自由地选择。通常10～600μm。 ➢ 优点：
烷纺丝，经热氧化不熔处理后，烧成而制。 • 成分接近Si3C4O。以β-SiC为主。 • 纤维直径为～14μm • 在1200～1300℃烧成时可获得最高的抗拉强度与弹性模
量。
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱiC纤维
• 结构：热分解碳呈2～5nm的结晶状态。Si的氧化 物呈非晶状态，彼此均匀分布。
• 物理性能：电阻率随烧成温度而异。可在106～ 103Ωcm的范围变化。
• 用途：该类纤维用于强化环氧树脂基复合材料， 其压缩强度和冲击强度与碳纤维强化环氧树脂相 比，可提高2倍。且由于具有电波透过性，可用于 雷达无线电罩。该类纤维也用于强化Al基复合材 料。不仅力学性能优异，且容易形变加工。
SiC纤维
• 将非晶结构Si-Ti-C-O等的材料进行纺丝，再经热氧化不融 处理，烧成制作了纤维。该类纤维的直径可达10μm以下， 且柔韧性好，所以适合于三维编织物。纤维的高温性能较 好，用其强化的复合材料不仅在与纤维平行方向强度很高， 而且在纤维垂直的方向上也获得了较高的强度。该类纤维 对金属、陶瓷的适应性较好，可望得到大的发展。
（例如SCS-2是在纤维表面涂有1μm厚的碳层。 SCS-9是直径为80μm的较细的纤维。） ➢ 特现性出：了C优V异D的-S高iC温/C强纤度维。用于Si3N4基复合材料时表
SiC纤维
PC-SiC纤维(前驱体法) • 将以有机硅聚合物形式的硅，与碳为主的材料进行多羧硅
• 玻璃纤维的最大特征是拉伸强度高，一根连续纤维的拉伸强度，E玻 璃可达3400MPa，而S玻璃可达4800MPa。
• 玻璃长纤维的70%以上用于强化树脂，其余的多用于电绝缘，工业机 器等。
玻璃纤维
玻璃纤维
玻璃纤维
3.1.3 高熔点金属纤维
➢ 种类：Ta、Mo、W、Nb、Ni与不锈钢纤维等 ➢ 制备方法：拔丝 ➢ 特点：直径可以自由地选择。通常10～600μm。 ➢ 优点：
烷纺丝，经热氧化不熔处理后，烧成而制。 • 成分接近Si3C4O。以β-SiC为主。 • 纤维直径为～14μm • 在1200～1300℃烧成时可获得最高的抗拉强度与弹性模
量。
ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱiC纤维
• 结构：热分解碳呈2～5nm的结晶状态。Si的氧化 物呈非晶状态，彼此均匀分布。
• 物理性能：电阻率随烧成温度而异。可在106～ 103Ωcm的范围变化。
• 用途：该类纤维用于强化环氧树脂基复合材料， 其压缩强度和冲击强度与碳纤维强化环氧树脂相 比，可提高2倍。且由于具有电波透过性，可用于 雷达无线电罩。该类纤维也用于强化Al基复合材 料。不仅力学性能优异，且容易形变加工。
SiC纤维
• 将非晶结构Si-Ti-C-O等的材料进行纺丝，再经热氧化不融 处理，烧成制作了纤维。该类纤维的直径可达10μm以下， 且柔韧性好，所以适合于三维编织物。纤维的高温性能较 好，用其强化的复合材料不仅在与纤维平行方向强度很高， 而且在纤维垂直的方向上也获得了较高的强度。该类纤维 对金属、陶瓷的适应性较好，可望得到大的发展。
材料的强化和韧化课件
金属材料的韧化
材料的韧性是断裂过程的能量参量，是材料强度与塑性的综合表现 当不考虑外因时，断裂过程包括裂纹的形核和扩展。通常以裂纹形
核和扩展的能量消耗或裂纹扩展抗力来标示材料韧性。 材料的韧性与金属组织结构密切相关的，它涉及到位错的运动，
位错间的弹性交互作用，位错与溶质原子和沉淀相的弹性交互 作用以及组织形态，其中包括基体、沉淀相和晶界的作用等
现在学习的是第13页，共19页
形变强化（加工硬化）
❖定义 ❖强化机理
金属在塑性变形过程中位错密度不断增加，使弹性应力场不断 增大，位错间的交互作用不断增强，因而位错的运动越来越困
难—位错强化
❖作用
➢提高材料的强度 ➢使变形更均匀 ➢防止材料偶然过载引起破坏
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形变强化（加工硬化）
➢通过粉末烧结或内氧化获得 弥散强化
❖强化效果
➢相粒子的强度、体积分数、间距、粒子的形状 和分布等都对强化效果有影响
➢第二相粒子强化比固溶强化的效果更为显著
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❖强化机理
第二相粒子强化
➢不易形变的粒子
包括弥散强化的粒子以及沉淀强化的大尺寸粒子
位错绕过机制（Orowan，奥罗万机制）
➢晶界上形变要满足协调性
需要多个滑移系统同时动作，这同样导致位错不易穿过 晶界，而是塞积在晶界处
—晶粒越细，晶界越多，位错阻滞效应越显著， 多晶体的强度就越高
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❖定义
细晶强化
❖强化机理
➢晶界对位错滑移的阻滞效应
当位错运动时，由于晶界两侧晶粒的取向不同，加之这 里杂质原子较多，增大了晶界附近的滑移阻力，因而 的滑移带不能直接进入一侧晶粒中
材料的强韧化
算的最大应力。
疑问：传统的“强度设计”合理性？是否需辅以“韧性设计”？“安全”系数从某种角度讲也是一种“无知”系数，它反映人们对于客观事物的了解程度，如应力分析是否与使用条件完全符合，施工过程引入的残余应力有多大，施工与设计的偏差等。
采用其所长>1的值来弥补这些“无知”，从而获得“安全”设计。
考虑到高温、疲劳及腐蚀的作用，在设计时引入持久强度、疲劳极限及应力腐蚀断裂强度等性能，还考虑了多向受力，这些均为强度设计，而对塑性指标和韧性指标只依据经验提出要求，未用于设计计算。
(2) 对材料的断裂判据发生了怀疑；疑问：宏观应力σ〈σs〈σb？应力状态、应变速度、环境温度对断裂有何影响？合理的断裂判据？(3) 考核了工艺的适用性；熔化焊接，不仅改变性能，还会引入残余应力、缺口、裂纹等，影响断裂。
(4) 深入理解了工作情况；使用不当，如过载、划伤、冲击、过冷等，均促进脆断。
对于材料的断裂和其它失效，设计是主导，材料是基础，工艺是保证，使用是监护。
断裂的失效机理主要因素协助因素失效机理恒载韧断及脆断交变载荷疲劳断裂力学化学、恒载应力腐蚀断裂化学、交变载荷腐蚀疲劳断裂热学(化学) 蠕变断裂、液态金属脆化三、材料科学与工程的研发思路：(1) 依据工程构件服役行为确定所需材料性能；(2) 依据性能要求，确定所需材料结构；(3) 制定材料生产工艺，获得所需材料结构；(4) 采用必要设备，保证工艺实施；或反其道而行之的思路：(5) 只有适当的设备才能保证工艺；(6) 只有通过工艺才能改变结构；(7) 结构决定性能；(8) 材料的性能决定工程构件的行为。
§2 材料的力学性能力学性能：是指材料在各种载荷(外力)作用下表现出来的抵抗能力。
包括强度、塑性、硬度、韧性和疲劳强度等。
金属、陶瓷和高分子材料具有不同的力学性能，主要是由其基本结构决定的。
如金属和陶瓷的晶体结构、缺陷是理解其力学性能的核心概念；高分子材料的构形，交联与缠结起了关键作用。
工程材料的强韧化
奥氏体含碳量对马氏体转变温度的影响
700
600 500
温 400 度 300 ℃ 200 100
Ms
0 -100
-200 0
Mf
0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 Wc 100
奥氏体含碳量对残余奥氏体数量的影响
残 余 奥 氏 体 量 90 80
70
图3-19 碳钢淬火加热温度范围示意图
淬火加热时间
加热时间包括升温和保温时间。
t=аD
淬火冷却介质
冷却速度： 盐水 ＞ 水 ＞ 盐浴 ＞ 油 水：最常用的冷却介质，主要用于形状简单、截面较大 的碳钢零件的淬火。 油：机油、变压器油、柴油等。只用于低合金钢、合金 钢的淬火，使用时油温应控制在40~100 ℃。 盐水：比较适用于形状简单、硬度要求高而均匀、表面 要求光洁、变形要求不严格的碳钢零件。
600
200
0
0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 马氏体的碳浓度 Wc 100
温度 (℃ ) 800
亚共析钢的TTT曲线
F A3 A1
700 600 500
400 300 Ms 200 100 0 Mf -100 0
A
P+F S+F T B
M + A残
1
10
102
103
104
时间(s)
转变产物的组织与性能
1.珠光体型 ( P ) 转变 ( A1～550℃ ) : A1～650℃ : P ; 5～25HRC; 片间距为0.6～0.7μm ( 500× )。
650～600℃ : 细片状P---索氏体(S); 片间距为0.2～0.4μm (1000×); 25～36HRC。
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屏蔽机理
①强化相直接承受力，产生屏蔽效果
可得到现状下最大的韧化。适合于纤维、颗粒等 多种强化材料。对于连续纤维强化的玻璃和陶 瓷材料，获得了35Mpa m1/2的断裂韧性值。而 且宏观断裂过程是积累性，而不是灾难性断裂。 因此可以得到单体陶瓷所不具备的断裂机理。 该机理用于晶须或短纤维时效果较差，但可以 减小使用连续纤维时的各向异性。
Kc
2
H
U
0
(x2
)dx
2
2
H
{ c
0
es*
B' (es* )2 2(1 B' /B)
Ec (es* )2 }dx
9(1 c )
2
式力中，U为(饱x2)和为膨应胀变应能变量，密E度为，弹H性为模相量变，区为宽泊度松，比为平均应
70
Nicalon 纤 130
0.8 1000
-
175 10.8 500
维
玻璃基体
70
0.14 100
与纤维平行的载荷 最初的断裂通常发生 在最弱处 应力值增加 发生材料全体的断裂 两个类型 累积损伤模型 纤维断裂传播模型
与纤维平 行的应力 σ1在裂纹 附近增长 较快
在裂纹的传播 方向上也存在 显著的横向应 力
膨胀应变与韧化
关于膨胀应变对KC 的影响效果，由两种定量解析的模型。 Meeking等的应力理论和Budiansky等的能量理论。两种模型从力 学上讲是等价的(4)，但从不同的出发点论述了韧化。它们对于理解 韧化的机理都是有用的。
相变韧化
氧化锆的马氏体相变可以产生约5%的体积膨胀和约 16%的剪切变形，其中的剪切变形可以由产生挛晶等方 式抵消，从宏观上看，能够起到韧化效果的主要是体积 变形膨胀。由韧化的能量模型可知
膨胀应变与韧化
上述相变区的尺寸与试样整体相比很小，其外侧应力分 布可以可以用线性弹性论近似。
式中K为由负荷所决ij 定 的K2应 r力f i强j (度) 因子，r为距裂纹尖
端的距离，fij()为形状系数，由裂纹形状和加载方式所 决定。
膨胀应变与韧化
另一方面，相变区的内侧，由于膨胀应变的逐渐发生使应力分布散 乱。但在距裂纹尖端很近的地方e*达到饱和，其应力分布可以用线 性弹性论近似。
例如，在铝基材料中，在包含水分及盐分的空气中，疲劳裂纹会以通常的5～ 10倍的速度扩展。对于塑料基复合材料，基体的行为因液体的存在而敏感地 变化。
5.3 陶瓷基复合材料的韧化
5.3.1 韧化的分类与特征
屏蔽机理
在裂纹尖端施加应力，产生与原材料不同特性的区域，使应 力集中缓和的机理称为屏蔽机理(Shielding Mechanism) 或裂纹屏蔽机理(Crack Shielding Mechanism)。它在陶 瓷基复合材料的强韧化中起着重要的作用。其主要特征是基 体和纤维的临界应力强度因子经复合化后虽然都没有变化， 但作为复合材料的整体，临界应力强度因子却发生了变化。 它是可以使临界应力强度因子和断裂能量同时增大的有效手 段。
有害的环境，沿裂纹进行浸透，纤维强度显著下降
横向拉伸断 裂
强度及应变都显 著降低 局部应力 纤维对横向强度 没有贡献
对 于 横 向 载 荷 ， 泊 松 比 有 下 降 的 倾 向
2u mu 1 2 f / 1/ 2
剪切断裂
复合材料 聚酯/50%玻璃
轴向强 度
σ1u（ MPa）
1） 最大应力学说
在单纯的最大应力学说中，假定与纤维平行或垂 直的应力达到某一极限值时，发生断裂。
1
x
c2 s2
2cs
2
T
y
12
xy
T
s2
cs
c2 cs
2cs
c2 s2
其他的断裂学说
在组合应力，特别是对叠层板的各个层片施加平 面应力的条件下，对长纤维复合材料的断裂进行 了各种预测。Rowlands于1985年发表了对该方 法的展望。大部分方法都是基于对金属展开的屈 服标准的采用。最为一般的是Tresca与Mises的 屈服标准。Tresca的标准相当于达到最大剪切应 力的极限值时发生的屈服
5.2.1 断裂机理
基本概念
材料的断裂是由于裂纹周围积蓄的能量随裂纹的 扩展而释放所发生。
如果能量不能达到平衡，则裂纹不扩展。
裂纹先端的高应力与裂纹传播的能量不能取得平 衡时，裂纹不发生扩展。
在一般的金属材料中，由于晶粒界上滑移高频率 地发生，所以显示出高的断裂韧性。
Kc * c EGc
G 2c / E
复合材料的断裂中基体的变形，与同一材料非强化状态 下的变形相比，有很大的不同。
基体的变形会受到很多约束，在刚性高的纤维周围的基 体，不能进行自由的变形，负荷的传递的不同。
裂纹附近的应力是三维应力场，阻碍基体伴随着变形的 塑性流动。
横向的拉伸应力，阻碍了塑性流动，却在材料中产生了 空洞，反而容易断裂。
复合体系
弹性模 断裂
量
应变
（GPa） （%）
断裂应 σmfu 力（MPa） (MPa)
σfmu (MPa)
f
σ1u
(体积% ) (MPa)
高模量碳f 350
0.ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ 2500
35
-
2.5 1267
纤维
环氧树脂
4
2.0
100
基体
f
玻璃纤维
71
2.8 2000
-
1430 10.9 1000
聚酯基体
3
2.0
实验数据
5.1.3 叠层板的强度
层间应力
末端效应
5.1.4 受到内压的圆管的破损
5.2. 复合材料的韧性
受到负荷的材料所吸收的能量与应力同等重要 韧性优异的材料在断裂时需要大的能量 在受到冲击等多种负荷的情况下，材料是吸收一定 的能量而断裂 在很多情况下，决定材料性能的是断裂韧性。
横向强 度
σ2u（ MPa）
剪切强 度
τ12u（ MPa）
轴向断 裂应变
ε 1u
（%）
横向断 裂应变
ε 2u
（%）
700
20
50
2.0
0.3
环氧树脂/50% 1000 35
70
0.5
0.3
碳（高弹）
环氧树脂 /50%Kevlar
1200 20
50
2.0
0.4
压缩断裂
c Ym /
5.1.2 受到非轴向载荷的单层板的断裂
C*
2 E 2
能量释放率
临界长度
完全的开口模式（KII=0）中，φ=0；完全的剪切 模式（KI=0）中，φ=90。
以应力或能量基础的裂纹变 形
以裂纹先端的应力为焦点。指出在受到与纤维平行 的负荷的复合材料中，裂纹接近纤维时，在裂纹的 先端产生横向应力，这样的应力使界面开口，使来 自纤维插入部的裂纹钝化，或者发生使裂纹变形的 倾斜。
5.3.2 相变及微裂纹韧化
在屏蔽韧化机理中，相变及微裂纹韧化是主要的两类。二者的共同 点在于都是在主裂纹附近产生应力集中而形成体积膨胀，从而达到 韧化的目的。
应力-应变曲线
假定由于相变或微裂纹引起的体积膨胀使平均法线应力由起 始 应值变到(=达11饱+和22值+，33此)的时关平系均应力(=11+22+33)与体积膨胀
ij
KC
2r
f ij ( )
式同e*中的的K效值C为果，受可相膨用当胀于K应式C表变4达.影1中。响的的K裂tip纹。。尖当端K的C达应到力临强界度值因K子CI。C时它，与断K裂有发不生。
KC = K - KC 即则由由屏KC蔽所机支理配K。随所荷以重K而C 增越加大，，此表为示表韧观化现效象果。越而好实。际的断裂过程
强韧化
5.1复合材料的强度
分析复合材料破环行为的两种表达方式 作为引起材料的变形、损伤程度及最终破坏的载荷的函数 描述为复合材料发生应变时内部所吸收的能量。（韧性）
纤维与基体的 断裂
基体的开裂
基体的切变
5.1.1 长纤维复合材料的断裂模式
纤维的断裂 应变大于基 体的断裂应 变
纤维的断裂应 变小于基体的 断裂应变
能量基础的裂纹变形的标准。一个模块中产生的裂 纹，随着裂纹的增大而向另一模块扩展。所以可以 推测，通过施加为了使裂纹扩展的负荷，能够使裂 纹在该过程中贯通到另一模块，或者是发生沿着界 面的变形。
GIC
G fC
hm
Em h
f
h Ef
f
E
f
4
1
1 2
5.2.2 对断裂能量的贡献
通常的工业材料中要求优异的断裂韧性。关于断裂韧性，对于复合 材料有利的是促进材料内对能量的吸收的机制。而且，理解对该能 量吸收的控制机理也是十分主要的。
纤维的断裂
复合材料的的断裂中纤维的断裂是其基本形式。
断裂能量中纤维断裂所占的比例很小。
有机体系纤维的断裂能量也较大。例如KevlarTM纤 维。
金属纤维的断裂能量比无机纤维要大，强化混凝土 中钢筋的体积比虽然较低，但仍然能够得到好的效果，
在复合材料中，如果不能充分利用纤维的性能，提 高韧性是比较困难的。
纤维与基体的刚性比 越大，应力集中越严 重；
界面剪切强度接近0时， 应力集中可以忽略不 计；
相邻纤维之间的距离 增大（纤维的体积分 数减少），则应力集 中会减轻。
环氧树脂/碳纤维 界面强度较大
产生大的应力集中
呈现出贯通大的纤维束的倾 向
聚酯/玻璃
聚酯/Kevlar纤维 连接较弱，发生了大范围的纤维拔出
dc K n
dN
玻璃纤维强化的塑料复合材料的最大应力振幅与断裂重复次数