西工大 复合材料原理复习题及答案(仅供参考)

学习资料收集于网络，仅供参考1.为什么Nicalon sic 纤维使用温度低于1100℃？怎样提高使用温度？ 从热力学上讲，C-SIO 2界面在1000℃时界面气相CO 压力可能很高，相应的O 2浓度也较高。

只有O 2扩散使界面上O 2浓度达到较高水平时，才能反应生成CO 。

但是温度较低时扩散较慢，因此C-SiO 2仍然在1000℃左右共存。

当温度升到1100℃，1200℃时，CO 的压力将会更高，此时O 2的浓度也较高，而扩散速度却加快。

因而，SiC 的氧化速度加快，导致Nicalon 纤维在1100℃，1200℃时性能下降很快。

要提高Nicalon 纤维的使用温度，需降低Nicalon 纤维的游离C 和O 的含量，以防止游离C 继续与界面O 反应。

2.复合材料的界面应力是怎样产生的？对复合材料的性能有何影响？复合材料的界面应力主要是由于从制备温度冷却到室温的温度变化△T 或是使用过程中的温度变化△T 使得复合材料中纤维和基体CTE （coefficient of thermal expansion 热膨胀系数？）不同而导致系统在界面强结合的情况下界面应力与△T 有着对应关系；在界面弱结合的情况下，由于滑移摩擦引起界面应力。

除了热物理不相容外，还有制备过程也能产生很大甚至更大的界面应力。

如：PMC 的固化收缩，MMC 的金属凝固收缩，CMC 的凝固收缩等。

△CTE 限制界面应力将导致基体开裂，留下很多裂纹，裂纹严重时将使复合材料解体，使复合材料制备失败，或是使其性能严重下降，△CTE 不大时，弹塑性作用，不会出现裂纹。

而对于CMC ，即使不会出现明显的裂纹，基体也已经出现了微裂纹。

这些微裂纹对复合材料的性能不会有很的影响，相反，这些微裂纹对CMC 复合材料的增韧有帮助，因为微裂纹在裂纹扩展过程中将会再主裂纹上形成很多与裂纹而消耗能量，从而达到增韧的目的。

3．金属基复合材料界面控制的一般原则是什么？金属基复合材料要求强结合，此时能提高强度但不会发生脆性破坏。

均存在界面化学反应趋势，温度足够高时将发生界面化学反应，一定的界面化学反应能增加界面的结合强度，对增强有利。

过量的界面化学反应能增加界面的脆性倾向对增韧不利。

因此，MMC 的界面化学反应是所希望的，但是应该控制适度。

具体原则有：纤维表面涂层处理：改善润湿性，提高界面的结合强度，并防止不利的界面反应。

基体改性：改变合金的成分，使活性元素的偏聚在f/m 界面上降低界面能，提高润湿性。

控制界面层：必须考虑界面层的厚薄，以及在室温下熔体对纤维及纤维表面层的溶解侵蚀。

纤维及其表面层金属熔体中均具有一定的溶解度。

因而，溶解和侵蚀是不可避免的。

4.为什么玻璃陶瓷/Nicalon 复合材料不需要制备界面层？氧化物玻璃基体很容易与Nicalon SiC 纤维反应：SiC+O 2=SiO 2+C 这一反应可以被利用来制备界面层。

氧化物玻璃基体与Nicalon SiC 纤维还可能发生其它氧化反应，但由于需要气相产物扩散离开界面，因为其他热力学趋向很大，但反应驱动力相对较小。

因上述反应生成的SiO 2 在SiO 2基玻璃中很容易溶入玻璃基体。

如果使用的玻璃基体不发生饱和分相的话，反应的结果将在界面上生成C 界面层或纤维的表面层，因而不需要预先制备界面层，这就是玻璃陶瓷的最大优点。

5．复合材料有哪三个组元组成，作用分别是什么？ 复合材料是由：基体，增强体，界面。

基体：是复合材料中的连续相，可以将增强体粘结成整体，并赋予复合材料一定形状。

有传递外界作用力，保护增强体免受外界环境侵蚀的作用。

增强体：主要是承载，一般承受90%以上的载荷，起着增大强度，改善复合材料性能的作用。

界面：1.传递作用：载荷施加在基体上，只有通过界面才能传递到增强体上，发挥纤维的承载能力，所以界面是传递载荷的桥梁。

2.阻断作用：结合适当的界面有阻止裂纹扩展，中断材料破坏，减缓应力集中的作用。

3.保护作用：界面相可以保护增强体免受环境的腐蚀，防止基体与增强体之间的化学反应，起到保护增强体的作用。

6. 请说明临界纤维长度的物理意义？能够达到最大纤维应力，即极限强度σfu 的最小纤维长度，称为临界长度Lc ，临界纤维长度是载荷传递长度的最大值。

L<Lc 时，纤维承受的载荷达不到σfu ，纤维也不可能断裂，或由复合材料断裂破坏引起纤维断裂很少，也就很难达到增强的效果。

L≥Lc 时，纤维能够承受最大载荷（最大应力），达到增强的效果复合材料断裂破坏后能在断口上观察到纤维的断裂、拔出、脱粘现象。

7．试解释以下复合材料力学性能随纤维体积分数及温度变化的原因因为SiC 的CTE 为5E-6℃-1，Al 2O 3的CTE 为9.5E-6℃-1，而TiAl 的CTE 为11E-6℃-1。

由此可见SiC 纤维与TiAl 基体的CTE 相差较大，而Al 2O 3纤维与TiAl 基体的CTE 相差较小。

所以从高温冷却到常温过程中：Ultra-SCS/γ-TiAl 复合材料中因CTE 差异而产生的应力比Nextel610/γ-TiAl 复合材料中因CTE 差异产生的应力要大。

两种复合材料在室温时纤维的弹性模量均高于基体，根据复合法则E=(E f -E m )V f +E m ,因此随着纤维体积分数增加复合材料的E 也增加，但对于Ultra-SCS/γ-TiAl 复合材料，纤维体积分数达到30%，由于纤维和基体热失配严重（基体CTE=11E-6℃-1，纤维CTE=5E-6℃-1），基体和纤维界面开裂导致没有结合强度，弹性模量也降低。

由二表分析得两种复合材料的强度均随纤维体积分数的增加而降低，这是因为纤维与基体CTE 差异导致低温下复合材料中产生应力，故纤维体积分数越大，复合材料中因CTE 差异而产生的应力越大，因此一定范围内两种复合材料的力学性能均随纤维体积分数的降低而升高。

由二表分析得两种复合材料的强度均随温度的升高而增加，这是因为温度升高纤维与基体热胀系数差异而产生的应力逐渐减小，所以在一定温度范围内两种复合材料的强度均随随温度的升高而增加。

(1000℃) Fibers σ/MPa E/GPa α/E-6℃-1SiC 2070 420 5 Al 2O 3 1100 380 9.5 TiAl 11 8．试分析以下两种复合材料：SiC f /CAS 和SiC f /SiC 复合材料是否能够发生界面裂纹偏转（假定两者都无界面层）。

确定热解碳界面层对以上两种材料界面裂纹偏转的影响。

注：α：Dundurs parameters()/2/1E E ν=-解：无界面层时，对于(1) SiC f /CAS 复合材料 E 1’=104.17 E 2’=281.25α(1)=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=177.08/385.42=0.4594 Γ1/Γ2=20/5=4 由图分析知裂纹穿过纤维 (2) SiC f /SiC 复合材料 E 1’=416.67 E 2’=281.25α(2)=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=-135.42/697.92=-0.1940 Γ1/Γ2=5/5=1 由图分析知裂纹穿过纤维存在热解碳界面层时，对于 (3)SiC f /CAS 复合材料PyC/CAS 界面：E 1’=104.17 E 2’=7.11α(3)=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=-0.8722 Γ1/Γ2=20/1.4=14.2857 裂纹穿过PyC 层 SiC f /PyC 界面：E 1’=7.11 E 2’=281.25学习资料收集于网络，仅供参考α(3)’=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=0.9507 Γ1/Γ2=1.4/5=0.28 裂纹偏转(4)SiC f /SiC 复合材料 PyC/SiC 界面：E 1’=416.67E 2’=7.11 α(3)=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=-0.9664 Γ1/Γ2=5/1.4=3.5714 裂纹穿过PyC 层 SiC f /PyC 界面：E 1’=7.11 E 2’=281.25α(3)’=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=0.9507 Γ1/Γ2=1.4/5=0.28 裂纹偏转 综上，SiCf/CAS 和SiCf/SiC 复合材料不会发生界面裂纹偏转（假定两者都无界面层）。

当存在热解碳界面层时，SiCf/CAS 和SiCf/SiC 复合材料均会发生界面裂纹偏转，且裂纹偏转均发生在PyC 与SiC f 界面处。

9.请分别查找陶瓷强度、模量随孔隙率变化规律的公式（假定泊松比不随孔隙率变化）， P=f p根据以下两式及表中数据，设计一种无界面层SiC/SiC 复合材料（纤维体积分数50％），使其具有最高强度同时具有界面裂纹偏转能力，用数据说明。

（p c G 为多孔材料断裂能，G C 为致密材料断裂能，f p 为孔隙率）解：σc =700e -1.88fp {1+V f [(E f /400e -2.27fp )-1]}=700e -1.88fp {1+0.5[(270/400e -2.27fp )-1]}=700e -1.88fp {0.5+(27/80)e -2.27fp } σc =350e -1.88fp +236.25e -2.27fp 等式两边对fp 求导,令 σc ’=0得-1.88*350e -1.88fp +0.39*236.25e -2.27fp =0 解得f p =0.866 孔隙率0.866时具有最高强度Γ1=5*(1-0.866)2=0.08978 Γ1/Γ2=0.017956E 1’=400e -2.27*0.866/(1-0.22)=58.35 E 2’=270/(1-0.22)=281.25 α=(E 2’-E 1’)/(E 2’+E 1’)=0.65 因此具有界面偏转能力10．金属铝的强化：常向液态的金属铝中加入Al 2O 3和SiC ，使之均匀分散在其中，达到强化的目的。

但由于这两种固体与液铝的浸润角θ=140︒，即几乎不浸润，所以很难将其分散均匀。

为实现强化，可以采用哪些方法？为实现强化，可以向体系中加入Cu 或铝镁合金，目的是利用金属和Al 2O 3的合金化反应，降低固-液界面能；或用injection 的方法，给Al 2O 3和SiC 颗粒以很大的初速度，将其注射到液铝中去，也可达到分散效果；此外，在Al 2O 3和SiC 表面镀镍亦能显著改善浸润问题。

为了降低润湿角必须增加颗粒表面或减小液态金属铝的表面张力。

改善浸润性的方法有： （1）对增强颗粒进行热处理以除去其表面吸附的气体；（2）对熔融金属液施加超声处理以除去增强颗粒表面吸附的杂质和气体，以提高颗粒的表面能；（3）在增强颗粒的表面堵上Ni 或Cu 等润湿剂，以提高增强颗粒的表面能；（4）从改善铝合金液的成分设计入手，在熔融的金属液中添加相应的活性元素，如Mg 、Ca 、Ti 、Zr 、Nb 、V 和P 等，以降低液体的表面张力，提高浸润性；（5）适当提高制备温度，温度提高可以改善浸润性；（6）对于SiC 颗粒，可以对其进行预氧化处理，使SiC 颗粒表面生成SiO 2薄膜，SiO 2与基体浸润性较好，以此改善浸润性11．请计算SiC 氧化生成SiO 2的体积变化。