复合材料的热学行为解析

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1、7.复合材料的热学行为 l复合材料的热行为随使用强度的变化而敏感地变化。 l受到负荷的基体是温度敏感性的材料； l构成复合材料各相之间的热膨胀系数不同引起内应力的发 生。 l一般是高温冷却，温度的变化也在复合材料内引起大的应 力。 l蠕变行为更容易受到这样的影响。 l在各种应用领域及成形工序中，也会受到某些热流的影响 ，所以复合材料的热传导性也是重要的。 7.0 耐热材料 复合材料的特征之一：耐热性 耐热材料：“在高温下化学稳定，强度下降得 少的材料” 高温环境下发生在室温不会发生的新问题 温度差或者温度梯度所产生的热应力 Q均质材料 ：无 Q复合材料：异相之间的热膨胀系数差异 在有温度差时就

2、会发生热应力。 该应力与温度差大体成正比 热应力产生的因素 l组成复合材料的异相间热膨胀系数差异 l高温制备后冷却到室温材料内部残留有应力 l服役过程中外界温度的变化 热冲击 l当温度急剧变化时，物体的外部温度很快 变化，而内部尚未来得及变化，这样由于 内外热膨胀的差异所产生内部应力 l受到因温度急剧变化而引起的热冲击时， 在形成拉应力的场所可能会使裂纹扩展， 甚至材料破坏。 7.1 热膨胀 基体与强化材料的热膨胀系数与温度的关系 l纤维与基体的热膨胀系数差一般很大。 l复合材料的制备与成形通常需要高温。所以复合 材料的内部会周围温度的变化而发生高的热应力 。 l基体冷却过程中发生大的收缩，也

3、会产生热应力 。 l 由两相的膨胀与收缩的不同而形成应变。 T，T=Test-T0（周围温度）。 =m- f。 对复合材料内部的应力进行分析求解 l作为最简单的问题，可以考虑无限大的基体中仅在一个 球形强化体的情况。基体中这样的应力状态与半径为a 的球形气泡在压力P作用下的情况相同。对基体内半径 方向（径向）与切线方向（轴向）的应力进行了分析。 由热变形应变T 所引起的球形颗粒内的压力P, G、K分别是剪切弹性模 量，泊松比与体积弹性模 量。下标P、m分别表示颗 粒与基体。 （a）SiC/Ti复合材料经500K冷却后的弹性应力状态；（b）假定基体的 屈服强度为100MPa时塑性流动后的应力状态

4、（无加工硬化） 热膨胀 l伴随温度变化的应力分析，是通过材料的热 膨胀系数而进行的。 l通过内部应力所引起的长度变化，加上基体 的热膨胀，可以求出复合材料的热膨胀。根 据这样的简单的考虑方法，能够大概求出复 合材料的热膨胀系数。 l基体中含有空隙的多孔复合材料，在温度上 升时，内部不产生应力。这是由于空隙的刚 性为0。所以，空隙的存在不影响材料的热 膨胀系数。 由于层板模型必须满足轴向的应力平衡，所以这里所得到 的结果。对于长纤维复合材料的轴向性能是适用的。但是 ， 由于未考虑泊松比，所以其结果还是不够严密的。 横向的热膨胀，短纤维，颗粒强化复 合材料的热膨胀 l其应力与应变因各自的位置而不同

5、。所以其精确的解析 式十分复杂。但是对纤维强化复合材料的横向热膨胀， 也进行了一些有用的近似分析。其精确的解析式十分复 杂。但是对纤维强化复合材料的横向热膨胀，也进行了 一些有用的近似分析。 玻璃纤维及颗粒强化材料/环氧树脂复合材料的热膨胀系数与纤维含量的关系 在轴向受到压缩，由泊 松比而在横向发生伸长 。所以由于纤维的存在 ，即使是低的体积分数 ，也可能对热膨胀系数 有大的影响。 定向强化材料的热膨胀 l复合材料的温度变化时， 材料内部产生 大的应力。 l伴随温度变化所产生的应力也必须给予注 意。研究在该温度变化下复合材料的行为 ，在实用上也是非常重要的。 l复合材料会对其内部应力产生响应。

6、例如 在长度的测量中，复合材料中发现了伴随 着热应力的滞后现象（加热状态与冷却状 态下其变形不同）。 基体的应力最初如A 点所示，受到拉伸残 余应力（屈服应力） 。但是伴随着加热该 应力下降，变为压缩 应力，到达屈服点B 。此时基体开始塑性 流动，沿着屈服应力 线图到达C点。而且 ，在冷却过程中，基 体的应力又变为拉伸 应力。线性增大直到 拉伸屈服点D。到达 屈服应力后，沿拉伸 屈服应力线图到达A 点。 Al-3Mg/ 30% SiC长纤维强化 复合材料的 （a）热循环中 的应变履历； （b）基体中轴 向应力的下降 。 由热循环的晶格应变的中子衍射法，对Al基体中配列5%SiC 晶须的复合材料

7、的测定结果：（a）强化相；（b）基体 7.2由均匀的温度差所引起的热应力 7.2.1 颗粒分散强化复合材料 r、：球的半径方向与周向的法线应力 E、a、v：材料的弹性模量、热膨胀系数与泊松比 下标p与m：分别表示强化体颗粒与基体 由均匀的温度差所引起的热应力 Al2O3颗粒强化玻 璃复合材料的 热应力ij。在 颗粒内应力为 一定值 （r=-， =/2） ， 而进入基体后， 应力则随着离 开颗粒的距离 而急剧下降。 Al2O3颗粒强化玻璃基复合材料中径向应力分布 微裂纹发生的条件 式中 为界面上模型I的临界能量释放率 ，为按照表示界面上已存在的裂纹大小 的参数 发生裂纹的温度差与颗粒半径有关，最

8、小的 颗粒半径为 7.2.2 . 热应力及热膨胀系数 等 价 夹 杂 物 法 热应力及热膨胀系数 l椭球体的两极（A）与赤道部分（B）是容易 形成应力集中的区域 式中C为强化体内部一定的应力。应力由大到小的顺序为：11（rr）22（ ）33（zz）。 放射方向 应力rr与 半径方向 应力随 角度的变 化 残余应力随长径比的变化 (a)SiC短纤维强化Al2O3,Vf=0.3 (b) SiC短纤维强化堇青石，Vf=0.3 SiC晶须强化Al2O3复合材料中平均残留应变的实验值与计算值 求得的求得的残余应力。、表示基体的值，表示晶须内的值。实线表示计 算值。可知，计算值与实验结果取得了很好的一致。

9、图中值得注意的还有强化体 纤维的体积分数Vf。在的体系中，随着Vf的增加。基体中的拉伸应力增大，从而 可能促进基体的破坏 7.2.3 热应力与强度、韧性 l热应力 裂纹 弹性模量，热膨胀系数 等 l结构不敏感特性视裂纹为第二相，进 行分析 与定量评价 l结构敏感特性 （强度、韧性等）定量 的分析困难，但很容易想象热应力会对这 些性能产生显著的影响 l为了使问题简化，认为纤维与基体内部的 热膨胀系数均为各向同性。基体与纤维的 热膨胀系数分别为m与f 热应力与强度、韧性 l一般来说基体的拉伸断裂应变小于纤维的拉伸断裂应变，所以 在考虑纤维轴向的拉伸强度时，希望mf，而横向 为fm。此外，也考虑了在

10、纤维与基体的界面上，插入特性介 于二者之间的中间层以缓和热应力作用的方法。 热应力与强度、韧性 圆柱模型的计算结果 l式中f与m分别为纤维与基体的泊松比。、2与是由下式所定义 的常数。 l i=p 为界面的摩擦系数 ，P界面的压力（法 线应力） 基体中裂纹发生应变随临界能 量释放率的变化 从材料的信赖性的观点看，希望强化体纤维在断裂之前能有类似金 属材料那样的塑性变形。在CMC中，基体的断裂一般是多重断裂机 制，在i非常大的情况下，基体内的裂纹可能会引起复合材料全体 的脆性断裂。在考虑到热应力的情况下，该断裂行为的判定基准为 ： T0.1时纤维断裂，T Al-Si/diamond Si在界面处

11、发生偏聚 阻碍Al4C3的生成 数值分析 （Cu/diamond） 10100 W/mK 碳化物的热导率 界面生成物厚度（）和热导率（Ks）的影响 合理选择合金 元素和其含量 数值分析 （导热比（Kp/Km）/空气层厚度()的影响） 根据材料界面的导热特性不同，可将复合材料的界面分为：超越完美 界面，完美界面，非完美界面三种类型。其中非完美界面又可分为良 性非完美界面和恶性非完美界面，界面的导热能力依次降低。 基于MEMA模型提出适合描述具有超越完美界面复合材料热导率的简 易模型，可对发生连通颗粒的数量进行估算，并得出在越完美界面复 合材料中，使用微米级颗粒复合材料的热导率远远大于使用纳米颗粒

12、 复合材料的热导率。颗粒粒径在一定范围内，颗粒之间的相互连通才 会显著提高整体复合材料的热导率。 基于Hasselman-Johnson模型提出适合描述具有非完美界面复合材料 热导率的简易模型，计算值和实验值吻合的较好。并得出界面处的空 气薄层是决定此类复合材料导热性能的重要因素，大约20m厚度的 空气层就将将高导热性能的颗粒等同为基体中的孔隙。复合材料的热 导率与界面层的厚度及导热性能成反比。 小结 提高复合材料的导热系数的措施 p改善各相分布形态，尽量使其成为并联的形式。 各相各自连续； 先制备骨架，再熔浸。 p降低界面热阻 对声子导热材料（金刚石、SiC等）进行涂（镀）层； 采用液相制备

13、技术，加强复合材料界面的冶金结合； 不使用粒度过小的声子导热材料（金刚石、SiC等）的 颗粒。 制备方法 l粉末冶金，粉末混合、压制成形、烧结 l制备骨架，熔浸 压 挤 渗 透 的 设 备 与压力铸造相比 压头连续移动 弥补收缩 移动速度慢 外加压力大 课题内容：基于有效介 质理论的原理和方法， 主要以SiCp/Al， Cu（ Al）/diamond 复合材料 作为研究对象，系统地 论述了高导热复合材料 中显微结构导 热性能关联，并对高导 热复合材料导热性能中 存在的若干问题进行了 深入研究。 科研成果：目前，研究 成果已经发表在22 篇（ 第一作者SCI：11 篇， 影响因子之和大于13）

14、国内外高水平杂志上， 成功协助导师申请了一 项国家自然基金（面上 项目），3 项国家专利 （其中一项已经授权） ，得到相关专家的好评 。 7.5 蠕变 7.5.1 基体与纤维的行为 l材料在长时间受到一定载荷时的变形作为 蠕变行为而处置。在受到长时间的负荷时 ，材料各部分的应变会随时间的延长而增 大。这在工程上是不希望的。一般地，在 材料中的应力超过一定值时，会发生蠕变 ，在材料达到其熔点温度Tm的4050%时 ，会促进这样的蠕变的发生。 第一蠕变是作为微小结构的平衡状态而出现，第二蠕变是上一阶段 的准稳定状态，其后，经过稳定状态，在断裂开始的第三蠕变之后 ，材料发生断裂。 复合材料的特征之一

15、 l对热塑性树脂与金属基体，加入强化材料相，能够显著 地改善其蠕变性能。通常玻璃的强化温度为9001000K ，但在550K尚不表现出蠕变特性。而且，虽然塑料基纤 维的高温特性不太好，但氧化铝（Tm2300K）等陶瓷 纤维在1100K以下不出现蠕变现象。另一方面，SiC及碳 纤维，由于其微小结构的特性，即使是超过1200K也能 表现出优异的蠕变特性。而且，复合材料的蠕变现象与 负荷的形式与大小有关，这样的特性还受到试样尺寸及 界面性能的影响。 7.5.2 长纤维复合材料的轴应力蠕变 在基体的弹性范围内 完全由 纤维承担 横向蠕变与连续强化复合材料 l聚酯/50%玻璃纤维强化复合材料受到横向载荷时纤维与 基体的应力比随纤维长径比的变化 蠕变特性对纤维的长径比十分敏感 lAl合金/SiC颗粒及晶须复合材料中561K定常蠕变状态下最 小蠕变速度与负荷应力的关系 伴随温度变化的蠕变应变与时间的关系：（a）Al/10% Al2O3短纤维 复合材料；（b）Al/10%Saffil复合材料 界面的重要作用 l在高温，较小的应力下会产生界面开口，所以在纤维的径向产生拉伸应力。在由热循 环使蠕变速度增大时，界面会产生大的孔隙。这样的界面上的大空洞，在三维蠕变的 蠕变速度高的区域内发生，急剧地导致材料的蠕变断裂。