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1、精品文档随意编辑解和侵蚀是不可避免的1.为什么Nica10nsic纤维使用温度低于1100C?怎样提高使用温度?从热力学上讲，C-SIO2界面在1000 c时界面气相CO压力可能很高，相应的 02浓度也较高。只有02扩散使界面上02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 c左右共存。当温度升到1100 C, 1200 c时，CO的压力将会更高，此时02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 c1200 c 时性能下降很快。要提高Nicalon纤维的使用温度，需降低 Nicalon纤
2、维的游离C和0的含量， 以防止游离C继续与界面0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AT或是使用过程中的温度变化AT 使得复合材料中纤维和基体CTE （ coefficient of thermalexpansion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AT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!制界面应力将导致基体开裂，留
3、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， 不大时，弓轮TE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
4、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
5、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Si02在Si0 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
6、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 m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。LLc时，纤维承受的载荷达不到 ofu,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
7、效果。L上Ld寸，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。o-i rt-*n + ii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）。确层对以上两种材料界面裂纹偏转的影响。PropertySiCfCASSiCPyCModulus(GPa)2701004006.90.20.20.20.17Fracture Energy(J/m 2)52051.4E =E/(1-v 2) (GPa)281.25104.17416.677.11注： ：Dundurs parameters
8、E E E / 17 .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 C-1 , Al 2O3 的 CTE 为 9.5E-6 C -1 ,而 TiAl 的 CTE 为 11E-6 C-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-SCS/ -TiAl复合材料中因CTE差异而 产生的应力比Nextel610/ -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8 .试分析以 定热解碳界
9、面E=（Ef-Em）Vf + 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/ -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 C-1 ,纤维 CTE=5E-6 C-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
10、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 C ）Fibers“MPaE/GPaa/E-6 C-1SiC20704205Al 2O311003809.5TiAl111.88Pmu 700e2.27 PE 400e精品文档解：无界面层时，对于 SiCf /CAS 复合材料 0pGc 1fpEi =104.17E2 =281.25a(1)=(E2 -E1 )/(E2 +E1 )=177.08/385.42=0.459411/ 12=20/5=4由图分析知裂纹穿过纤维 SiCf /SiC
11、 复合材料Ei =416.67E2 =281.25a(2)=(E2 -E1 )/(E2 +E1 )=-135.42/697.92=-0.1940P/12=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：E1 =104.17E2 =7.11a(3)=(E2 -E1 )/(E2 +E1 )=-0.8722SiCf /PyC 界面：E1 =7.11 E2 =281.25a=(E2 -E1 )/(E2 +E1 )=0.9507(4)SiC f /SiC复合材料PyC/SiC 界面：E1 =416.67E2 =7.11a(3)=(E2，-E1
12、 )/(E2，+E1 )=-0.9664SiCf /PyC 界面：E1 =7.11 E2 =281.25a=(E2 -E1 )/(E2 +E1 )=0.9507n/ 12=20/1.4=14.2857n/ 12=1.4/5=0.28口/ 12=5/1.4=3.5714R/ 12=1.4/5=0.28裂纹穿过PyC层裂纹偏转裂纹穿过PyC层裂纹偏转综上，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）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。当存在热解碳界面层时，SiCf/CAS和SiCf/SiC复合材料9.请分别查找陶瓷强度、模量随孔隙
13、率变化规律的公式（假定泊松比不随孔隙率变化）根据以下两式及表中数据，设计一种无界面层P=f pSiC/SiC复合材料（纤维体c mu 1 Vf (Ef E ) 1m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。PropertySiCfSiCModulus(GPa)2704000.20.2Fracture Energy(J/m 2)55（GcP为多孔材料断裂能，Gc为致密材料断裂能，fp为孔隙率）解：（rc=700e-1.88fp 1+Vf（Ef/400e-2.27fp ）-1=700e-1.88fp 1+0.5（270/400e-2.27fp）-1=700e-1.8
14、8fp0.5+（27/80）e-2.27fp g=350e -1.88fp+236.25e -2.27fp等式两边对 fp 求导，令 g =0得-1.88*350e -1.88fp+0.39*236.25e -2.27fp =0 解彳t fp=0.866 孔隙率 0.866 时具有最高强度 =5*（1-0.866） 2=0.08978H/12=0.017956E1 =400e 227*0.866/（1-0.2 2）=58.35E2 =270/（1-0.2 2）=281.25a=（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A,。
15、？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或铝镁合金，目的是利用金属和AI2O3的合金化反应，降低固-液界面能；或用injection的方法，给AI2O3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AI2O3和SiC表面镀银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，
