西工大-复合材料原理复习题及答案(仅供参考).doc

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1、Four short words sum up what has lifted most successful individuals above the crowd: a little bit more.-author-date西工大-复合材料原理复习题及答案(仅供参考)思考题：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-SIO2界面在1000时界面气相CO压力可能很高，相应的O2浓度也较高。只有O2扩散使界面上O2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-SiO2仍然在1000左右共存。 当温度升到1100，1

2、200时，CO的压力将会更高，此时O2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

3、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

4、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。

5、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+O2=SiO2+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SiO2 在SiO2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。

6、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fu的最小纤维长

7、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。LLc时，纤维承受的载荷达不到fu，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。LLc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，Al2O3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Al2O3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

8、-SCS/g-TiAl复合材料中因CTE差异而产生的应力比Nextel610/g-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=(Ef-Em)Vf+Em,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/g-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

9、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 /MPa E/GPa /E-6-1SiC 2070 420 5Al2O3 1100 380 9.5TiAl 118试分析以下两种复合材料：SiCf/CAS和SiCf/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：a

10、：Dundurs parameters PropertySiCfCASSiCPyCModulus(GPa)2701004006.9n0.20.20.20.17Fracture Energy(J/m2)52051.4E=E/(1-v2) (GPa)281.25104.17416.677.11解：无界面层时，对于(1) SiCf /CAS复合材料 E1=104.17 E2=281.25 (1)=(E2-E1)/(E2+E1)=177.08/385.42=0.4594 1/2=20/5=4 由图分析知裂纹穿过纤维(2) SiCf /SiC复合材料 E1=416.67 E2=281.25 (2)=(E

11、2-E1)/(E2+E1)=-135.42/697.92=-0.1940 1/2=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)SiCf/CAS复合材料 PyC/CAS界面：E1=104.17 E2=7.11 (3)=(E2-E1)/(E2+E1)=-0.8722 1/2=20/1.4=14.2857 裂纹穿过PyC层 SiCf /PyC 界面：E1=7.11 E2=281.25 (3)=(E2-E1)/(E2+E1)=0.9507 1/2=1.4/5=0.28 裂纹偏转(4)SiCf /SiC复合材料 PyC/SiC 界面：E1=416.67 E2=7.11 (3)=(E2

12、-E1)/(E2+E1)=-0.9664 1/2=5/1.4=3.5714 裂纹穿过PyC层 SiCf /PyC 界面：E1=7.11 E2=281.25 (3)=(E2-E1)/(E2+E1)=0.9507 1/2=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SiCf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=fpPropertySiCfSiCModul

13、us(GPa)270400n0.20.2Fracture Energy(J/m2)55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。（为多孔材料断裂能，GC为致密材料断裂能，fp 为孔隙率）解：c=700e-1.88fp1+Vf(Ef/400e-2.27fp)-1=700e-1.88fp1+0.5(270/400e-2.27fp)-1=700e-1.88fp0.5+(27/80)e-2.27fp c=350e-1.88fp+236.25e-2.27fp 等式两边对fp求导,令 c=0 得-1.88*35

14、0e-1.88fp+0.39*236.25e-2.27fp=0 解得fp=0.866 孔隙率0.866时具有最高强度1=5*(1-0.866)2=0.08978 1/2=0.017956E1=400e-2.27*0.866/(1-0.22)=58.35 E2=270/(1-0.22)=281.25 =(E2-E1)/(E2+E1)=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Al2O3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q=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

15、或铝镁合金，目的是利用金属和Al2O3的合金化反应，降低固-液界面能；或用injection的方法，给Al2O3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Al2O3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、C

16、a、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SiO2薄膜，SiO2与基体浸润性较好，以此改善浸润性11请计算SiC氧化生成SiO2的体积变化。请计算ZrC氧化生成ZrO2的体积变化。解：NSiC = SiC/MSiC =3.2/40 = 0.08 NSiO2= SiO2/MSiO2 =2.32/60 = 0.039 VSiO2/VSiC = NSiC/NSiO2 =0.08/0.039 =2.07 因此SiC氧化生成SiO2的体积变为原来的2.07倍；同理：V

17、ZrO2/VZrC = NZrC/NZrO2 = (ZrCMZrO2)/(ZrO2MZrC) =(6.73123.22)/(103.235.89) =1.364 ZrC氧化生成ZrO2的体积变为原来的1.364倍。12CVD SiC在50vol.%H2O/50vol.%Ar气氛中氧化的抛物线氧化速率常数kp见下表。请计算SiC氧化表观活化能。T(C)T(K)Kp(m2/s)lnKp1/T (E-4)120014730.2810-6-15.08856.7889130015730.910-6-13.92096.3573140016731.7410-6-13.26165.9773150017734.

18、410-6-12.33395.6402R=8.3145J/(K*mol)其定义式为即等于lnk与1/T曲线斜率的负值乘以R (15.0885-12.3339)/(6.7889E-4-5.6402E-4) = 23935.7523935.758.3145=199013.8J/mol = 199KJ/mol13请分析为什么连续纤维拔出长度通常为lc/2，为什么纤维端部先于纤维中部脱粘。如图1所示单根纤维埋入基体之中受力平衡时基体的屈服剪切强度与纤维的拉伸应力存在平衡关系：图1图2纤维所受拉应力和剪应力与纤维长度的曲线关系如图2所示：纤维上应力对称分布，在lc/2处拉应力达最大值，因此连续纤维拔出长

19、度通常为lc/2；而纤维两端的剪应力最大，故纤维端部先于纤维中部脱粘。14设计一种SiC晶须增强玻璃陶瓷基复合材料，界面应该是强结合还是弱结合对强度有利，试分析之。SiC晶须增强玻璃陶瓷基复合材料，界面应该是弱结合。界面结合包括机械结合和化学结合，机械结合指靠机械键合或互锁效应达到界面结合，陶瓷基复合材料中机械结合占绝大多数。化学结合导致强界面，在陶瓷基复合材料中要尽量避免或减弱结合强度。强结合使陶瓷基复合材料像陶瓷单体一样发生脆性断裂，而弱结合可使裂纹沿界面偏转，从而降低能量，这是提高陶瓷韧性的主要方法之一。为了得到弱界面，可在SiC晶须表面镀一层化合物或碳等易被剪切断裂的物质形成界面相。1

20、5试分析为什么多孔C/SiC复合材料具有高强度？对于纤维增强复合材料体系，纤维作为增强体主要起承载作用，基体则起着固结纤维和传递载荷的作用。纤维增强复合材料的力学性能，不但决定于基体和纤维本身的性能，而且还决定于纤维于基体之间的界面特性。为了获得高性能复合材料，必须使界面结合适中，从而使纤维较好的发挥桥接和拔出作用，避免复合材料的脆性断裂和分层断裂。较弱和较强的界面都不利于提高复合材的性能。界面强度太低，不利于应力向纤维传递。对于多孔C/SiC复合材料来说，材料中存在着较多的孔隙，而这些孔隙的存在，势必会影响材料的致密化程度以及纤维和基体之间的结合性能，最终影响材料的力学性能。孔隙和裂纹可降低

21、基体模量，低模量界面相可改善界面模量匹配，适当的孔隙可减小应力集中，消耗裂纹在扩展过程中的能量，甚至终止裂纹继续扩展而损伤纤维。正是这些基体裂纹、纤维基体脱黏、纤维断裂和拔出等吸收了大量的能量，使多孔C/SiC复合材料呈现高强度的特征。复合材料的特点（1）由两种或多种不同性能的组分通过宏观或微观复合在一起的新型材料，组分之间存在着明显的界面。（2）各组分保持各自固有特性的同时可最大限度地发挥各种组分的优点，赋予单一材料所不具备的优良特殊性能。（3）复合材料具有可设计性。均质材料：各向同性，材料与构件设计分步进行复合材料：各向异性，构件是材料与结构一体化不同复合材料的应力应变曲线：采用化学气相渗

22、透工艺制备的SiC纤维增韧SiC陶瓷基复合材料点阵结构包括以下复合效应。尺寸效应：SiC纤维直径为14微米。与块体陶瓷相比，直径为微米级尺寸的纤维缺陷尺寸小，力学性能高，可起到增强增韧效果界面效应：热解碳界面层具有层状微结构可以起到界面脱粘，避免纤维脆断的作用尺度效应：SiC纤维为14微米，热解碳界面层厚度为200纳米-500纳米，SiC基体晶粒尺寸为20纳米。从纤维直径到界面层厚度，再到晶粒尺寸，由微米级逐渐过渡到纳米级，体现出尺度效应结构效应：SiC/SiC点阵结构（点阵单元为毫米级）的多结构设计体现出结构效应碳纤维的理论强度可以达到多大，实际强度多大，怎样提高碳纤维的强度（1）根据Oro

23、wan模型假定碳的原子间距为3.34A，表面能为0.2N/m,弹性模量为2000GPa，碳的理论强度35GPa（2）根据Griffith理论假定碳纤维表面的缺陷尺寸为0.05m，实际强度为2.3GPa（3）提高碳纤维强度应减小缺陷尺寸，可通过减小纤维尺寸，减小纤维表面晶化层厚度，表面沉积热解碳修复缺陷等方法来提高纤维强度第一讲 绪论第二讲 复合材料学基础第三讲 表面与界面基础第四讲 界面热化学相容性第五讲 界面热物理相容性第六讲 界面特性与性能(一)第七讲 界面特性与性能(二)第八讲 界面结合与模量匹配第九讲 金属基复合材料界面控制第十讲 陶瓷基复合材料界面控制第十一讲 聚合物基复合材料界面控制第十二讲 界面控制与复合工艺-仅供参考，总觉得如果开课就拿着这份试题去听会更有效果，遗憾的是考试前几天才把答案做出来。