聚合物基复合材料 Polymeric Composite Materials
（讲 稿)
张靠民
北华航天工业学院 2008年8月
第一讲 复合材料概论
一、材料的发展与人类社会的进步
材料是人类社会进步的物质基础和先导,是人类进步的里程碑。综观人 类发展和材料发展的历史，可以清楚地看到,每一种重要材料的发现和利用 都会把人类支配和改造自然的能力提高到一个新的水平，给社会生产力和人 类生活带来巨大的变化。材料的发展与人类进步和发展息息相关。一万年 前，人类使用石头作为日常生活工具，人类进入了旧石器时代，人类战争也 进入了冷兵器时代。7000年前人类在烧制陶器的同时创造了炼铜技术,青铜 制品广泛地得到应用，同时又促进了人类社会发展，人类进入了青铜器时 代。同时火药的发明又使人类战争进入了杀伤力更强的热兵器时代。5000年 前人类开始使用铁，随着炼铁技术的发展,人类又发明了炼钢技术。十九世 纪中期转炉、平炉炼钢的发展使得世界钢产量迅猛增加,大大促进了机械、 铁路交通的发展。随着二十世纪中期合金钢的大量使用,人类又进入钢铁时 代,钢铁在人类活动中起着举足轻重的作用。核材料的发现,又将人类引入 了可以毁灭自己的核军备竞赛,同时核材料的和平利用，又给人类带来了光 明。二十世纪中后期以来，高分子、陶瓷材料崛起以及复合材料的发展，又 给人类带来了新的材料和技术，楼房可以越盖越高、飞机越飞越快，同 时人类进入太空的梦想成为了现实.
当前材料、能源、信息是现代科技的三大支柱，它会将人类物质文明推 向新的阶段。 二十一世纪将是一个新材料时代。
二、 复合材料的提出
现代高科技的发展更紧密地依赖于新材料的发展；同时也对材料提出 了更高、更苛刻的要求.在现代高技术迅猛发展的今天,特别是航空、航天和 海洋开发领域的发展，使材料的使用环境更加恶劣，因而对材料提出了越来越苛 刻的要求。例如，航天飞机等空间飞行器在飞行过程中要受到大气阻力、地球引 力、太阳辐射力、空间热环境、太阳风、宇宙射线、宇宙尘埃、流星、磁矩等的 作用。飞行器发动机还要受到其热环境、内流形成的气动力、结构振动、机件高 速转动、液体晃动、振荡燃烧和POGO振动等非正常破坏力的作用。同时由于飞 行范围（M数、飞行高度）的扩大、发动机的推力、比推力及推 / 重比大大提 高,导致了发动机压力比、涵道比、进口温度、燃烧室温度、TIT、转子转速等 也日益提高。由此构成的力、热、化学和物理等效应的作用，最终都要集中到构 成飞行器和发动机结构的材料上去，因此对材料的质轻、高强、高韧、耐热、抗
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疲劳、抗氧化及抗腐蚀等特性也日益提出了更加苛刻的要求。 又如现代武器系统的发展对新材料提出了如下要求： 1、高比强、高比模； 2、耐高温、抗氧化； 3、防热、隔热; 4、吸波、隐身； 5、全天候；
6、高抗破甲、抗穿甲性；
7、减振、降噪，稳定、隐蔽、高精度和命中率； 8、抗激光、抗定向武器； 9、多功能;
10、高可靠性和低成本.
很明显，传统的单一材料无法满足以上综合要求,当前作为单一的金 属、陶瓷、聚合物等材料虽然仍在不断日新月异地发展，但是以上这些材料由于其各自固有的局限性而不能满足现代科学技术发展的需要。例如，金属材料的强度、模量和高温性能等已几乎开发到了极限;陶瓷的脆性、有机高分子材料的低模量、低熔点等固有的缺点极大地了其应用。这些都促使人们研究开发并按预定性能设计新型材料。
复合材料,特别是先进复合材料就是为了满足以上高技术发展的需求而开发的高性能的先进材料。它由两种或两种以上性质不同的材料组合而成，各组分之间性能“取长补短\起到“协同作用”，可以得到单一材料无法比拟的优秀的综合性能，极大地满足了人类发展对新材料的需求。因此，复合材料是应现代科学技术而发展出来的具有极大生命力的材料.现代科学技术不断进步的结果，是材料设计的一个突破。
三、复合材料的发展历史和意义：
实际上，在自然界就存在着许多天然的复合物。例如天然的许多植物竹子、树木等就是自生长长纤维增强复合材料；人类肌肉 / 骨骼结构也是复合材料结构原理。我们的祖先也早就创造和使用了复合材料。 6000年前人类就已经会用稻草加粘土作为建筑材料砌建房屋墙壁，迄今在某些贫穷农村仍然沿用着这种原始的非连续纤维增强复合材料.在现代,复合材料的应用更比目皆是，与日常生活和国民经济密不可分。如由沙石、钢筋和水泥构成的水泥复合材料已广泛地应用于高楼大厦和河堤大坝等的建筑，发挥着极为重要的作用；玻璃纤维增强塑料(玻璃钢）更是一种广泛应用的较现代化复合材料.
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现代高科技的发展更是离不开复合材料.例如就航天、航空飞行器减轻结 构重量这点而言，喷气发动机结构重量减1Kg ，飞机结构可减重4 Kg ，升限可提高10米;一枚小性洲际导弹第三级结构重量减轻1Kg ，整个运载火箭的起飞重量就可减轻50 Kg ，地面设备的结构重量就可减轻100 Kg ，在有效载荷不变的条件下，可增加射程15 ~ 20 Km ；而航天飞机的重量每减轻1Kg ，其发射成本费用就可以减少15000美元 （图1、图2）。因此，现代航空、航天领域对飞行器结构的减重要求已经不是“斤斤计较”，而是“克克计较”.
图1 火箭壳体材料对射程的影响
先进复合材料具有高比强度、高比模量的优点，可以显著减轻结构重量，是理想的现代飞行器结构材料。先进复合材料的使用，不仅极大地提高了现代飞行器的性能，使得人类飞天、登月的梦想变成现实，同时也创造了巨大的经济效益。先进复合材料结构在新型卫星结构中已占了85%以上，在现代高科技领域具有广泛的应用前景（图3)。
综上所述，复合材料对现代科学技术的发展有着十分重要的作用.复合材料的研究深度和应用广度及其生产发展的速度和规模已成为衡量一个国家科学技术先进水平的重要标志之一。复合材料是现代科学技术不断进步的结果，是材料设计的一个突破；复合材料的发展同时又进一步推动了现代科学技术的不断步.可以预料,随着高性能树脂先进复合材料的不断成熟和发展、金属基、特别是金属间化合物基复合材料和陶瓷基复合材料的实用化、以及微观尺度的纳米复合材料和分子复合材料的发展，复合材料在人类生活中的重要性将越来越显著。同时,随着科学技术的发展，现代复合材料也将赋予新的内容和使命。21世纪将是复合材料的新时代。
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第二章 复合材料概述
一、复合材料的定义和特点： 1、复合材料的定义：
国际标准化组织（ISO）将复合材料定义为是：两种或两种以上物理和化学 性质不同的物质组合而成的一种多相固体材料.
F。L.Matthews 和 R。D。Rawlings 认为复合材料是两个或两个以上组元或
相组
成的混合物，并应满足下面三个条件： (1）组元含量大于 5 %;
（2)复合材料的性能显著不同于各组元的性能； (3）通过各种方法混合而成。
在“材料科学技术百科全书”和“材料大辞典”中将复合材料定义如下：
复合材料是由有机高分子、无机非金属或金属等几类不同材料通过复合工 艺组合而成的新型材料。它与一般材料的简单混合有本质区别,既保留原组成材料的重要特色，又通过复合效应获得原组分所不具备的性能。可以通过材料设计使原组分的性能相互补充并彼此关联，从而获得更优越的性能.
复合材料将由宏观复合形式向微观(细观）复合形式发展，包括原位生长复 合材料、纳米复合材料和分子复合材料等。
综上所述,复合材料定义所阐述的主要有两点，即组成规律和性能特征.
2、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.
3、复合材料的基本结构模式
复合材料由基体和增强剂两个组分构成：
复合材料结构通常一个相为连续相，称为基体;而另一相是一以的形态分布在整个基体中的分散相，这种分散相的性能优越，会使材料的性能显著改善和和增强，称为增强剂（增强相、增强体）。
增强剂(相）一般较基体硬，强度、模量较基体大,或具有其它特性.
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增强剂（相）可以是纤维状、颗粒状或弥散状。 增强剂(相）与基体之间存在着明显界面.
二、复合材料的分类
——普通复合材料
—按性能分类 : -— 先进复合材料 — 热固性 -聚合物复合材料—- 热塑性 —金属基复合材料 —按基体分类 —— —陶瓷基复合材料 —碳碳复合材料 —水泥基复合材料
— 结构复合材料 —按用途分类 ——— 功能复合材料 - 智能复合材料 —按增强剂分类 —- — 颗粒增强复合材料 — 晶须增强复合材料 — 短纤维增强复合材料
— 连续纤维增强复合材料 — 混杂纤维增强复合材料 — 三向编织复合材料
普通复合材料:普通玻璃、合成或天然纤维增强普通聚合物复合材料，如玻璃钢、钢筋混凝土等。
先进复合材料（Advanced Composite，High Performance Composite）： 高性能增强剂（碳、硼、Kevlar、氧化铝、SiC纤维及晶须等)增强高温聚 合物、金属、陶瓷和碳(石墨）等复合材料。
一般来讲，先进复合材料的比强度和比刚度应分别达到400MPa / (g / cm3) 和 40GPa / （g / cm3) 以上。
结构复合材料：用作承力和次承力结构.要求具有质量轻、高强度、高刚 度、耐高温以及其它性能。
功能复合材料:电、热、声、摩擦、阻尼等。包括机敏和智能复合材料。 混杂复合材料：两种或两种以上增强体构成的复合材料。通过产生混杂效应
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改善性能和降低成本。
结构 / 功能一体化复合材料：在保持材料基本力学性能的前提下，具有特定 功能特性,如光、电、磁、摩擦、阻尼等。
一、 复合材料的基本性能（优点)：
1、高比强度、高比模量（刚度）：
图2—1 典型金属基体复合材料与基体材料合金性能的比较
与传统的单一材料相比，复合材料具有很高的比强度和比模量（刚度）: 比强度、比模量：材料的强度或模量与其密度之比。 比强度 = 强度/密度 MPa /（g/cm3), 比模量 = 模量/密度 GPa /（g/cm3）。
材料的比强度愈高,制作同一零件则自重愈小；材料的比模量愈高,零件的刚度愈大.
2、良好的高温性能：
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图 2 – 2 不同SiC纤维复合材料的使用温度范围
复合材料可以在广泛的温度范围内使用，同时其使用温度均高于复合材料基 体.目前聚合物基复合材料的最高耐温上限为350 C；金属基复合材料按不同的 基体性能，其使用温度在350 1100 C范围内变动；陶瓷基复合材料的使用温 度可达1400C；而碳碳复合材料的使用温度最高，可高达2800C。
3、良好的尺寸稳定性：
加入增强体到基体材料中不仅可以提高材料的强度和刚度,而且可以使其热 膨胀系数明显下降.通过改变复合材料中增强体的含量，可以调整复合材料的热 膨胀系数.例如在石墨纤维增强镁基复合材料中，当石墨纤维的含量达到48％ 时,复合材料的热膨胀系数为零，即在温度变化时其制品不发生热变形。这对人 造卫星构件非常重要。
图2-3 不同材料的尺寸稳定性和比模量
4、良好的化学稳定性：
聚合物基复合材料和陶瓷基复合材料具有良好的抗腐蚀性。
5、良好的抗疲劳、蠕变、 冲击和断裂韧性：
由于增强体的加入，复合材料的抗疲劳、蠕变、 冲击和断裂韧性等性能得到 提高，特别是陶瓷基复合材料的脆性得到明显改善
6、良好的功能性能：包括 光、电、磁、热、烧蚀、摩擦及润滑等性能。
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第二讲 复合材料的增强材料
复合材料的增强材料:提高基体材料机械强度、弹性模量等力学性能的材料的统称。
复合材料的分类：从物理形态来看有纤维状增强材料、片状增强材料、颗粒状增强材料等。
纤维状材料增强作用明显的原因是其拉伸强度和拉伸弹性模量比同一块状材料要大几个数量级.
2.1 玻璃纤维
玻璃纤维由熔融的玻璃经拉丝而成，可制成连续纤维和短纤维.由于其制取方便，价格便宜，是应用最多的增强纤维。 2。1.1 玻璃纤维的特点
具有不吸水、不燃烧、尺寸稳定、隔热、吸声、绝缘、能透过电磁波等特性，有良好的耐腐蚀性，除氢氟酸、浓碱、浓磷酸外，对其它溶剂有良好的化学稳定性。其缺点是脆性大,耐磨性差。质地柔软，可纺织成各种玻璃布、带等。
2.1。2 玻璃纤维的分类
1. 以玻璃原料成分分类（以含碱量区分)：
无碱玻璃纤维（碱含量<0.5％）、中碱玻璃纤维（碱含量为11。5％~12。5％）和特种玻璃纤维 2。 以单丝直径分类：
粗纤维:30μm； 初级纤维：20μm； 中级纤维：10一20μm；
高级纤维：3一l0μm(亦林纺织纤维)。对于单丝直径小于4μm的玻田
纤维称为特细纤维. 3。 以外观分类：
有连续纤维（无捻粗纱及有铭粗纱（用于纺织））；短切纤维；空
心玻璃纤维；玻璃粉及磨细纤维等。 4 以纤维特性分类:
高强玻璃纤维;高模量玻璃纤维；耐高温玻璃纤维；耐碱玻
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璃纤维；耐酸玻璃纤维;普通玻璃纤维。 2.1。3 玻璃纤维的结构(两种假说）
微晶结构假说：玻璃是由二氧化硅的“微晶子\" 组成，在“微晶子”之网络结构假说：玻璃是由二氧化硅的四面体、铝氧三面体或硼氧三
间由硅酸块过冷溶液所填充.
面体相互连成不规则三维网络，网络间的空隙由Na、K、Ca、Mg等阳离子所填充。二氧化硅四面体的三维网状结构是决定玻璃性能的基础（图3—1）,填充的Na、Ca等阳离子称为网络改性物。
图3—1 玻璃纤维结构示意图 2。1。4 玻璃纤维的力学性能
(1）拉伸强度
微裂纹假说：纤维的理论拉伸强度可达到2000MPa~12000MPa，但
实际上由于玻璃纤维表面存在微裂纹大大降低强度。特别以表面的微裂纹的危害最大。 降。
②化学组成:含碱量越高强度越低.
③存放时间：由于老化，纤维的强度随着时间的增加而降低. 此外还有施加负荷时间、成型方法和成型条件。 ① 延伸率。一般为3%。
② 弹性模量。比人造纤维高，但比金属低，加入BeO、MgO能提高分子取向假说：玻璃纤维成型时，由于拉丝机的牵引力作用，使玻影响玻璃纤维强度的因素：
①纤维直径和长度：直径越细,拉伸强度越高，长度越长拉伸强度下
璃纤维分子产生定向排列，从而提高玻璃纤维的强度。
（2）弹性
弹性模量。
(3)纤维的耐磨性和耐折性。这两个性能都较差. 3. 热性能
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玻璃纤维的导热系数小，隔热性好。其耐热性高，其软化点为
550℃～580℃。 4。 电性能
同一般的玻璃,可以导电，其导电性取决于化学组成、温度和湿度.
2.1.5 玻纤的界面处理（interface finishing） 1 玻纤的表面处理 有机硅烷类偶联剂
有机酸氯化铬络合物偶联剂
偶联剂的作用(functions of coupling agent)： ①在两相界面形成化学键，大幅度提高界面粘接强度 ②改善了界面对应力的传递效果
③提供了一个可塑界面层，可部分消除界面残余应力
④提供了一个防水层，保护了界面，阻止了脱粘和腐蚀的发生 偶联剂对不同复合体系具有较强的选择性 2 纤维表面处理方法
1。 后处理法
此法分两步：首先除去玻璃纤维表面的纺织型浸润剂，然后经处理其主要特点是：处理的各道工序都需要专门的设备，初投资较大，
剂溶液浸渍、水洗、烘干等工艺，使玻璃纤维表面被覆上一层处理剂。 玻璃纤维强度损失大，但处理效果好，是目前国内外最常使用的处理方法. 2。 前处理法 究。 3。 迁移法
迁移法是将化学处理剂直接加入到树脂胶液中，借处理剂从纤维表
面的“迁移\"作用与纤维发生作用,从而产生偶联作用。
这种方法需适当改变浸润剂的配方,使之既能满足拉丝、退并、纺织①省去了复杂的处理工艺及设备,使用简便； ②避免了因热处理造成的玻璃纤维强度损失。
它是很有价值又比较理想的处理方法.但技术复杂，尚需进一步研
各道工序的要求，又不妨碍树脂对玻璃纤维的浸润和粘结。它的优点：
2。2 碳纤维
定义:碳纤维是一种纤维状碳材料,它是用一些含碳的有机纤维，如尼
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龙丝、腈纶丝、人造丝等做原料，将这些有机纤维跟塑料树脂结合在一起，放在惰性气氛中，在一定的压强下加强热碳化而成。
性能： 碳纤维及其复合材料具有高比强度,高比模量,耐高温，耐腐蚀，耐疲劳，抗蠕变,导电，传热，和热膨胀系数小等一系列优异性能，它们既可以作为结构材料承载负荷,又可以作为功能材料发挥作用，目前几乎没有什么材料具有这么多方面的特性。因此,碳纤维及其复合材料近年来发展十分迅速. 以粘胶纤维为原料制取碳纤维时,先在氮或氩等惰性气体中进行400℃以下的低温稳定化处理，然后在惰性气体保护下于1000~1500℃进行碳化处理，制成含碳量90％以上的碳纤维，最后于2500～3000℃的高温下进
行石墨化处理，制得石墨碳纤维。
用聚丙烯腈为原料制造碳纤维的过程为
2。2。1 碳纤维材料性能特点
（1）抗拉强度：碳纤维的抗拉强度约为钢材的10倍.
(2)弹性模量：碳纤维复合材料的拉伸弹性模量高于钢材,可达3000cN/tex以上,断裂伸长率为0。5％～2。0％.但芳纶和玻璃纤维复合材料的拉伸弹性模量则仅为钢材的一半和四分之一。
（3) 疲劳强度：碳纤维和芳纶纤维复合材料的疲劳强度高于高强纲丝.金属材料在交变应力作用下，疲劳极限仅为静荷强度的30％～40%。由于纤维与基体复合可缓和裂纹扩展，以及存在纤维内力再分配的可能性,复合材料的疲劳极限较高，约为静荷强度的70%~80%,并在破坏前有变形显著的征兆。 （4）重量：约为钢材的五分之一。
（5）与碳纤维板的比较：碳纤维片材可以粘贴在各种形状的结构表面,而板材更适用于规则构件表面。此外，由于粘贴板材时底层树脂的用量比片材多、厚度大，与混凝土界面的粘接强度不如片材。
(6）碳纤维具有优良的机械性能,其断裂强度为15cN/tex左右，具有自润滑性能。
（7）其化学性质与碳相似，在室温下是惰性的，除能被强氧化剂氧化外，一般的酸碱对碳纤维不起作用.在惰性气体中，其耐热性十分突出,在1500℃以上的高温下强度才开始降低。
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（8）碳纤维导电性能好，比电阻在1×l0-2Ω·cm以下,吸附性强。 （9） 碳纤维的缺点是抗压性差，易折断，耐冲击性能差。
2。2。3 碳纤维的种类
根据加工纤维时的处理温度不同，分为碳纤维和石墨纤维。碳纤维是在1000～2300℃范围内碳化得到的，石墨纤维是在2300℃以上碳化得到的，其含碳量超过98%，结构上类似石墨，有金属光泽。
按碳纤维强度的不同，可分为普通碳纤维和高强度高模量碳纤维.普通碳纤维的强度和模量分别小于1.2GPa和100GPa;高强度高模量碳纤维的强度和模量分别高于1。5GPa和170GPa。
根据制造碳纤维所用原料的不同，可分为纤维素系碳纤维、聚丙烯腈系碳纤维、沥青系碳纤维.
2.2.4 碳纤维的结构特点
碳纤维之所以具有很高的抗拉强度主要由于类石墨结构分子层片沿纤维轴的高度取向。其基本结构如图3所示。层片分子取向度的高低和纤维内部缺陷的多少是决定碳纤维强度的主要因素。
第三讲
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第2章 基体材料
2。1 概述
以高分子材料为基体，加入各种纤维制成的复合材料.对这类复合材料通常可以按增强纤维的不同来进行分类。如:玻璃纤维增强树脂基复合材料、碳纤维增强树脂基复合材料等。
复合材料基体：为复合材料中起到粘结增强体成为整体并转递载荷到增
强体的主要组分之一。
图 2 – 1 热塑性a、b和热固性c聚合物的形态特征
2。2 聚合物基体
2.2。1 热固性树脂
热固性聚合物：环氧、酚醛、双马、聚酰亚胺树脂等。通常为分子量较 小的液态或固态预聚体,经加热或加固化剂发生交联化学反应并经过凝胶化 和固化阶段后，形成不溶、不熔的三维网状高分子（图6 - 1c）.热固性树 脂在初始阶段流动性很好，容易浸透增强体，同时工艺过程比较容易控制。 这些树脂几乎适合于各种类型的增强体。通常都先制成预浸料，使浸入增强 体的树脂处于半凝固状态,在低温保存条件下其固化反应,并应在一定 期间内进行加工.各种热固性树脂的固化反应机理不同，根据使用要求的差 异,采用的固化条件也有很大的差异.一般的固化条件有室温固化、中温固 化（120C左右）和高温固化（170C以上).这类高分子通常为无定型结 构。具有耐热性好、刚度大、电性能、加工性能和尺寸稳定性好等优点。
1)环氧树脂 (EP）： o 一种分子中含有两个或两个以上活性环氧基团 （—C—C—） 的低聚
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物 。按化学结构分类如下：
缩水甘油醚 EP —缩水甘油类 缩水甘油胺 EP 缩水甘油酯 EP -脂环族EP -脂肪族EP
环氧树脂是线型结构，必须加入固化剂使它变为不溶不熔的网状结构才有用途。按固化工艺可分为三大类：1）含有活泼氢的化合物，它仍在固化时发生加成聚合反应； 2）离子型引发剂,它可分阴离子和阳离子；3）交联剂，它能与双酚A型环氧树脂的氢氧基进行交联。
常用的固化剂包括脂肪族或芳香族胺类，有机多元酸或酸酐等。
表2—1 热固性树脂的力学性能
2) 双马来酰亚胺树脂（BMI）
双马树脂是马来酸酐与芬香族二胺反应生成预聚体,再高温交联而成的 一类热固性树脂。
交联后的双马树脂具有不熔、不溶的特点，有高的交联度，固化后的密 度在1.351.4 g/cm之间，玻璃化温度（Tg)在 250 300 C 之间,使 用温度为150 200 C.
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3）聚酰亚胺树脂（PMR）
聚酰亚胺树脂是主链含杂环结构的聚合物。其典型反应是芳香二酸酐与 芳香二胺生成聚酰胺酸,在热作用下酰胺脱水形成聚酰亚胺。聚酰亚胺树脂
2.2。2 热塑性树脂
热塑性聚合物：包括各种通用塑料(聚丙烯、聚氯乙烯等）、工程塑料
（尼龙、聚碳酸酯等）和特种耐高温聚合物(聚酰胺、聚醚砜、聚醚醚酮 等）.它们是一类线形或有支链的固态高分子（图6—1a、b）,可溶可熔， 可反复加工而无化学变化。在加热到一定温度时可以软化甚至流动,从而在 压力和模具的作用下成型，并在冷却后硬化固定。这类聚合物必须与增强体 制成连续的片(布）、带状和粒状预浸料，才能进一步加工成各种复合材料 构件。这类高分子分非晶（或无定形)和结晶两类。通常结晶度在20—85 ％ 之间。具有质轻、比强度高、电绝缘、化学稳定性、耐磨润滑性好，生产效 率高等优点.与热固性聚合物相比，具有明显的力学松弛现象；在外力作用 下形变大；具有相当大的断裂延伸率（图6—2）；抗冲击性能较好。 聚合物的力学特点：
图 2–2 不同树脂材料的应力应变曲线 图 2—3 温度及加载速度对高聚物
力学性能的影响
决定聚合物强度的主要因素是分子内分子之间的作用力.聚合物的破坏 无非是聚合物主链上化学键的断裂或是聚合物分子链之间相互作用的破坏. 高聚物的力学性能强烈依赖于温度和加载速率（时间）（图6-3、4). 同时考虑“温度-时间—环境-载荷\"几方面的因素才能真实反映材料的性 能。
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图2—4 热塑性聚合物状态与温度的关
1 - 非晶态聚合物的温度- 形变曲线， 2 — 结晶态聚合物的温度— 形变曲线
高聚物特征温度：玻璃化转变温度 Tg，熔点Tm和粘流温度Tf
在Tg以下：为硬而脆或硬而韧的固体（玻璃态)；
在Tg附近：非晶高聚物转变成软而有弹性的橡胶态;半晶高聚物转变成 软而韧的皮革态;
热塑高聚物Tg 基本固定;热固高聚物Tg 随其交联度的增加而增加， 当 交联度很高时，达到Tg后无明显的软化现象
Tm（非晶）、Tf（结晶）：成为高粘度的流体（粘流态)。
1)聚醚醚酮（PEEK）
PEEK是一种半结晶型热塑性树脂，其玻璃化转变温度为143 C ，熔点 为334 C，结晶度一般在20-40%,最大结晶度为48 % 。
PEEK在空气中的热分解温度为650C,加工温度在370420C，室温弹性 模量与环氧树脂相当，强度优于环氧，断裂韧性极高,具有优秀的阻燃性。 PEEK基复合材料可在250 C的温度下长期使用。 2）聚苯硫醚（PPS)
结晶型聚合物，耐化学腐蚀性极好,在室温不溶任何溶剂，可长期耐热 至 240 C。 3)聚醚砜（PES）
非晶聚合物，玻璃化转变温度为225 C，可在180 C下长期使用；有突 出的耐蠕变性、尺寸稳定性；热膨胀系数与温度无关，无毒，不燃. 4）热塑性聚酰亚胺
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聚醚酰胺(PEI）：长期使用温度为 180 C .
聚酰胺酰亚胺（PAI）：Tg 达280 C，长期使用温度为 240 C 。
2。3 金属
2.3.1 用于450 C以下的轻金属基体（铝、镁及其合金）
1-1 铝及其合金：
面心立方结构，无同素异构转变。熔点为660 C，密度2。 7g /cm。塑
性优异，导热、导电性能好；化学活性高，强度不高。铝合金中常用的合金 元素有铜、镁、锌、锰和硅等。 可分变形铝合金和铸造铝合金(Z L)。变形铝合金可分为: 防锈铝（LF）、硬铝（LY）、超硬铝(LC)、锻铝（LD）.
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铝合金需用 固溶处理、淬火和时效来改善和提高性能。固溶处理是指 通过加热使合金中第二相完全溶入相中，并通过扩散均匀化，以固溶强化 方式强化合金。淬火是指固溶处理后用水或其它介质将合金急冷至室温,获得最大饱和度的均匀固溶体。淬火是时效处理的前提。
指通过过饱和度固溶体的分解,析出介稳定的第二相（过渡 相)并弥散分 布。通过时效铝合金的强度和硬度明显提高。
图 6-5 铝合金的相图
1—2 镁及其合金:
镁具有密排六方结构,密度为 1. 74g / cm。镁的强度和模量都很 低，但比强度、比模量较高。其室温和低温塑性较低，但高温塑性好,可进 行各种形式的热变形加工。
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图 6-6 镁—铝合金相图 图 6-7 镁-锌合金相图
镁的合金化也是利用固溶强化和时效强化来提高合金的常温和高温性能。其合金化元素有铝、锌、锆、锰和稀土等。镁合金主要有Mg—AL—Zn系和Mg-Zn-Zr系,分变形镁合金和铸造镁合金.
2.3.2 用于450700 C复合材料的金属基体(钛及其合金）
钛的密度为4.51g/cm，熔点1678C ，热膨胀系数7.3510—/K，导电 和导热性差，耐腐蚀性良好. 钛有两种同素异构结构。882.5C 以下为密 排六方结构（-Ti）；882。5 C 以上至熔点为体心立方结构(—Ti)。 纯钛的塑性极好，其强度可通过冷加工硬化和合金化得到显著提高。钛 合金一般按合金元素加入后在退火组织中的作用分为 型、 型和 + 型三类。合金化后的耐热性显著提高，可作为高温结构材料，长期使用温度 可达 650C 。
钛合金中合金元素对钛的同素异构体的作用在于能提高钛同素异构体的 转变温度.扩大区和增加相稳定性的合金元素为 稳定元素；降低钛的 同素异构体转变温度，扩大 相区,并在复相合金中优先溶于 相内的合金 元素为 稳定元素，是强化 相的主要元素。
为了获得最佳的机械性能，钛合金需要进行适当的退火、淬火和失效等热处理。退火适用于各类钛及钛合金，而且是 型钛合金和 稳定化元素较少的和 + 型钛合金的唯一热处理方式.退火的目的是消除内应力,提高塑性和稳定组织及消除加工硬化。应力退火温度一般为450 650 C，空冷；再结晶温度为750800 C，空冷。
表 6-2 钛合金复合材料中常用钛及钛合金成分及性能
3
6
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型和稳定化元素较多的 + 型钛合金可以进行淬火和失效等热处 理，以提高合金的强度.这类合金的淬火温度一般选在 + 两相区的上部 范围,为750950 C， 水冷；时效温度为450550C ，时间为几小时到几 十小时.
钛合金的淬火时效机制类似于铝合金，但又有区别。主要区别在于铝合 金固溶时,得到过饱和固溶体，而钛合金得到的是 稳定化元素欠饱和固 溶体；铝合金时效强化是依靠过渡相,而钛合金时效强化是依靠弥散分布的 平衡相强化。
2。3。3 用于1000 C高温复合材料的金属基体
3 —1 高温合金（Superalloys)
高温合金是铁基、镍基和钴基高温合金的总称,在高温下具有很的持 久、蠕变和疲劳强度。为了获得高强度与高蠕变抗力，合金元素必须保证产 生在高温下强而稳定的显微组织.固溶强化、弥散强化和析出硬化.其典型 组织为：奥氏体基体和弥散分布于其中的强化相，它可以是碳化物相、金属 间化合物相或稳定化合物质点。
铁基高温合金可做中温使用的另部件，如700C以下使用的发动机涡轮 盘,作为高温板材的固溶强化型铁基高温合金的使用温度在 900C 以下. 镍基合金用来制造使用温度更高的、受力苛刻的热端部件，如涡轮叶
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片、导向叶片、燃烧室等.
钴基高温合金广泛用作导向叶片，具有良好的抗热腐蚀性和抗冷热疲劳 性能。
表 6—3 高温合金基体的力学性能
3 — 2 金属间化合物 （ Intermetallic Compound )
金属与金属或金属与类金属之间形成的中间相化合物。决定金属间化合 物相结构的主要因素有电负性、尺寸因素和电子浓度等。金属间化合物晶体 结构虽然复杂或有序，但从原子结合上仍具有金属特性。然而其电子云分布 并非完全均匀，存在一定方向性，具有某种程度的共价键特征，导致熔点升 高及原子间键出现方向性。金属间化合物往往具有一定的固溶度，偏离当量 成分，有序度降低，缺陷增加。固溶第三组元对二元金属间化合物的相结构 和稳定性都有很大影响。
金属间化合物可分结构金属间化合物和功能金属间化合物两大类。结构 金属间化合物与高温合金相比，其最大的特点是晶体结构中组成元素的原子 以长程有序方式排列，原子结合力强，除金属键以外,还有一部分共价键， 表现出一系列优异性能，使用温度界于高温合金和高温结构陶瓷之间。根据 其组成的不同当量比，A、B两元之间可形成AB 、A2B、A 3B、A 5B 3 、A 7B6 等化合物；根据组成元素，可分为铝化物、硅化物和铍化物.
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（a）Kurnakov型； （b）Berthollide型 (c）Daltonide型
图 6-8不同类型的金属间化合物的相图
Kurnakov型:在化学式所规定成分的两侧有一个成分范围，在低于熔点的某一温度以下,原子的有序排列消失，形成无序排列的金属间化合物。如CuAu、Cu3 Au 、Fe3Al、Ti3Al等。
Berthollide型：在化学式所规定成分的两侧有一个成分范围,但熔化 前或反应前为原子有序排列的金属间化合物。如Ni3Al、 TiAl等。 Daltonide型：在化学式规定成分的两侧不存在成分范围的金属间化合 物,如Pt2 Si、PtSi等。
尽管金属间化合物具有密度小、弹性模量高等优点，但室温脆性是其致 命弱点,目前正通过各种途径提高其延性和韧性.Ti — Al 系金属间化合物：
Ti-Al系金属间化合物具有低密度、高强度、高刚度、以及良好的高温、抗蠕变和抗氧化性能。Ti-Al系金属间化合物一般分 2—Ti3Al和 - TiAl两类。
与Ni基合金相比，以长梁构件为例，同样体积长度,金属间化合物重量减
轻45% ;同样重量,金属间化合物构件长度增加35%。与Ti基合金相比金属间化合物具有良好的高温比性能。Ti-Al系金属间化合物最高使用温度可达1100C。但目前其实用化的主要障碍有：1） 难以热压加工; 2） 严重的室温脆性。
目前实化的Ti-Al 系金属间化合物：
2—Ti3AlO(Orthombic )相 Ti2AlNb（16—30％）； —TiAl 两相( 2+） TiAl 。
表 6—5 Ti合金、金属间化合物和高温合金的力学性能比较
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2.4 陶瓷：
陶瓷是金属与与非金属的固体化合物，以离子键（如MgO、Al2O＃）、共 价键(金刚石、Si3N4、BN）以及离子键和共价键的混合键结合在一起。陶瓷 材料的显微结构通常由晶相、玻璃相和气相（孔）等不同的相组成. 陶瓷材料具有熔点高、硬度大、化学稳定性好、耐高温、耐磨损、耐氧 化和腐蚀、比重小、强度和模量高等优点,可在各种苛刻的环境下工作；另 一方面，陶瓷材料在磁、电、光、热等方面的性能和用途具有多样性和可变 性，是非常重要的功能材料。
陶瓷材料的致命弱点是脆性大、韧性差，常因存在裂纹、空隙、杂质等 缺陷而引起不可预测的灾难性后果。陶瓷基复合材料是改变其脆性、提高韧 性的有效途径。用于复合材料陶瓷基体主要有氧化物(Al2O3等）、氮化物 ( Si3N4等）和碳化物（SiC等）。 2.4。1 氧化物陶瓷 ：
氧化物陶瓷主要有Al2O3、MgO、SiO2、ZrO2和莫来石(3 Al2O32 SiO2） 等。其熔点在2000C 以上，主要为单相多晶结构，还可能有少量气相（气 孔)。微晶氧化物的强度较高；粗晶结构时，晶界残余应力较大,对强度不 利。氧化物陶瓷的强度随环境温度升高而降低。这类材料应避免在高应力和 高温环境下使用。这是因为Al2O3和ZrO2的抗热震性差;SiO2在高温下容易发 生蠕变和相变等。
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2。4.2 非氧化物陶瓷 ：
非氧化物陶瓷主要有氮化物、碳化物、硼化物和硅化物。它们的特点是耐火性和耐磨性好，硬度高，但脆性也很强.碳化物、硼化物的抗热氧化温度约900 - 1000C ，氮化物略低些，硅化物的表面能形成氧化硅膜，所以抗热氧化温度可达1300—1700C.
氮化硅属六方晶系，有、两种晶相。其强度和硬度高、抗热震和抗高 温蠕变性好、摩擦系数小，具有良好的耐（酸、碱和有色金属）腐蚀（侵 蚀）性。抗氧化温度可达1000C，电绝缘性好。
—SiC属六方晶系，— SiC属等轴晶系.高温强度高,具有很高的热传 导能力以及较好的热稳定性、耐磨性、耐腐蚀性和抗蠕变性。
氮化硼具有类似石墨的六方结构，在高温(1360C）和高压作用下可转变成立方结构的—氮化硼，耐热温度高达2000C,硬度极高，可作为金刚石的代用品。 2。4。3 玻璃陶瓷：
许多无机玻璃可通过适当的热处理使其由非晶态转变为晶态,这一过程 称为反玻璃化.对于某些玻璃反玻璃化过程可以控制，最后能够形成无残余 应力的微晶玻璃。这种材料成为玻璃陶瓷。
玻璃陶瓷的密度为2.0—2。8g/cm, 弯曲强度为70—350MPa,弹性模量为 80—140GPa。
玻璃陶瓷具有热膨胀系数小，力学性能好和导热系数较大等特点。如锂 铝硅（Li2O-Al203-SiO2,LAS） 玻璃陶瓷的热膨胀系数几乎为零，耐热好. 镁铝硅(MgO—Al203-SiO2，MAS)玻璃陶瓷的硬度高,耐磨性好。
表 6-6 高性能陶瓷的力学性能
种 类 密 度 g / cm3 热膨胀系数 —×106 / ℃ 抗拉强度 MPa 抗压强度 抗弯强度 弹性模量 MPa MPa GPa 3
SiC Al2O3 MgO ZrO2 BeO Si3N4（RB） 3。2 ~ 3.3 3。85~ 3.98 3。0 ~ 3.6 5.7 2.9 4.35 ~ 4.7 8。5 13。8 265 60~80 140 97～ 130 141 2100～ 5000 780 144～ 2100 800 ～ 1520 1200 500~ 1000 400～ 440 360～ 400 210~ 300 23
Si3N4(RB) 六方BN(RB）
2.44～ 2.6 2。25～ 3.1～ 3.18 2.87 2。15～ 2。2 150~ 275 24 215 310 2。5 碳（石墨）
熔点:3550C（超过3500C开始升华）；沸点：4200C。 同素异形体：金刚石、石墨、无定形碳。
比重：无定形碳为 1.88、石墨为2.25 、金刚石为3。51.
图6—11
无定形碳只有少量的、平均尺寸为25Å的平面层相互平行，但其它的定向却是杂乱的。即使少量的平行束其相互之间也杂乱的。
石墨中的碳原子处于正六角形的角上，所有的碳原子层（平面）都相互 平行。碳原子层面有序排列的过程称为石墨化过程。石墨化过程中材料强度 有所下降,但弹性模量显著提高（470-980GPa）。
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第四讲 复合材料界面
一、复合材料界面（Interface or Interphase)
复合材料的界面是指基体与增强相之间化学成分有显著变化的、构成彼此结 合的、能起载荷传递作用的微小区域。
复合材料的界面是一个多层结构的过渡区域，约几个纳米到几个微米（图3
—
1、图3-2)。此区域的结构与性质都不同于两相中的任何一相。这一界面区由五 个亚层组成，每一亚层的性能都与基体和增强相的性质、复合材料成型方法有 关。
1、外力场
2、基体
3、基体表面区 4、相互渗透区
5、增强剂表面区 6、增强剂 图3 – 1 复合材料的界面示意图
图3 – 2 SCS6/25Al-10Nb-3V—1Mo复合材料界面透射电镜照片及示意图
界面是复合材料的特征，可将界面的机能归纳为以下几种效应：
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（1）传递效应：界面可将复合材料体系中基体承受的外力传递给增强相,起到基体和增强相之间的桥梁作用。
(2)阻断效应:基体和增强相之间结合力适当的界面有阻止裂纹扩展、减缓应力集中的作用。
（3)不连续效应：在界面上产生物理性能的不连续性和界面摩擦出现的现象,如抗电性、电感应性、磁性、耐热性和磁场尺寸稳定性等。
(4）散射和吸收效应：光波、声波、热弹性波、冲击波等在界面产生散射和吸收，如透光性、隔热性、隔音性、耐机械冲击性等。
（5）诱导效应：一种物质(通常是增强剂）的表面结构使另一种（通常是聚合物基体）与之接触的物质的结构由于诱导作用而发生改变,由此产生一些现象，如强弹性、低膨胀性、耐热性和冲击性等。
界面效应是任何一种单一材料所没有的特性，它对复合材料具有重要的作用。界面效应既与界面结合状态、形态和物理—化学性质有关，也与复合材料各组分的浸润性、相容性、扩散性等密切相关。
界面的结合状态和强度对复合材料的性能有重要影响。对于每一种复合材料都要求有合适的界面结合强度。许多因素影响着界面结合强度,如表面几何形状、分布状况、纹理结构、表面杂质、吸附气体程度、吸水情况、表面形态、在界面的溶解、扩散和化学反应、表面层的力学特性、润湿速度等。
界面结合较差的复合材料大多呈剪切破坏，且在材料的断面可观察到脱粘、纤维拔出、纤维应力松弛等现象.界面结合过强的复合材料则呈脆性断裂，也降低了复合材料的整体性能.界面最佳态的衡量是当受力发生开裂时,裂纹能转化为区域化而不进一步界面脱粘；即这时的复合材料具有最大断裂能和一定的韧性。因此，在研究和设计界面时，不应只追求界面结合而应考虑到最优化和最佳综合性能.
二、复合材料组分的相容性 物理相容性：
是指基体应具有足够的韧性和强度，能够将外部载荷均匀地传递到增强剂 上,而不会有明显的不连续现象。另外,由于裂纹或位错移动，在基体上产生的局部应力不应在增强剂上形成高的局部应力。另一个重要的物理关系是热膨胀系数。基体与增强相热膨胀系数的差异对复合材料的界面结合产生重要的影响，从而影响材料的各类性能。例如对于韧性基体材料,最好具有较高的热膨胀系数。这是因为热膨胀系数较高的相从较高的加工温度冷却是将受到张应力;对于脆性
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材料的增强相，一般都是抗压强度大于抗拉强度，处于压缩状态比较有利。而对于像钛这类高屈服强度的基体，一般却要求避免高的残余热应力，因此热膨胀系数不应相差太大。
化学相容性：
化学相容性是一个复杂的问题。对原生复合材料，在制造过程是热力学平衡的，其两相化学势相等，比表面能效应也最小.对非平衡态复合材料，化学相容性要严重得多.纤维和基体间的直接反应则是更重要的相容性问题。但对高温复合材料来说， 以下因素与复合材料化学相容性有关的问题则十分重要：
1） 相反应的自由能 F:代表该反应的驱动力.设计复合材料时，应确定 所选体系可能发生反应的自由能的变化。
2）化学势U:各组分的化学势不等，常会导致界面的不稳定。 3）表面能T：各组分的表面能可能很高，导致界面的不稳定。
4）晶界扩散系数D:由晶界或表面扩散系数控制的二次扩散效应常使复合体系中组分相的关系发生很大变化.
三、复合材料的界面理论 1、 界面润湿理论
界面润湿理论是基于液态树脂对纤维表面的浸润亲和，即物理和化学吸附作用。液态树脂对纤维表面的良好浸润是十分重要的。浸润不良会在界面上产生空隙,导致界面缺陷和应力集中，使界面强度下降。良好的或完全浸润将使界面强度大大提高，甚至优于基体本身的内聚强度。
从热力学观点来考虑两个结合面与其表面能的关系,一般用表面张力来表征。表面张力即为温度和体积不变的情况下，自由能随表面积增加的增量。
= （F / A）TV
此处 为表面张力；F为自由能； A为面积;T和V分别为温度和体积。 当两个结合面结合了，则体系中由于减少了两个表面和增加了一个界面使自由能降低了。体系由于两个表面结合而导致自由能的下降定义为粘合功。 WA = S + L - SL
式中S 、L 和 SL 下标分别代表固体、液体和固液体。如图2—3所示， 角为接触
角.接触角表示了液体润湿固体的情况。
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图 3 – 3 液滴在固体表面的不同润湿情况
当 > 90°， 液体不润湿固体； =180°， 固体表面完全不能被液体润湿；
当〈 90° ，液体润湿固体； = 0°，液体完全平铺在固体表面.接触角随温度、保持时间、吸附气体等而变化。
根据力的合成 L cos = S - SL ，
粘合功可表示为: WA = S + L — SL= L（1+ cos ）。
粘合功WA最大时， cos =1，即 = 0，液体完全平铺在固体表面.同时 = S L , S = L 。
热力学说明两个表面结合的内在因素,表示结合的可能性；动力学反映实际产生界面结合的外界条件，如温度、压力等的影响，表示结合过程的速度问题.产生良好结合的条件如下:
1) 液体粘度尽量低;
2）S 略大于L ， 即 ` tL =` 2` , 0.8 1 ， ：效率因子，液体在固 体上扩展的条件，它与温度等活化过程有关。
浸润性仅仅表示了液体与固体发生接触时的情况，而并不能表示界面的粘结 性能。一种体系的两个组元可能有极好的浸润性，但它们之间的结合可能很弱， 如范德华物理键合。因此润湿是组分良好粘结的必要条件，并非充分条件。
2、机械作用理论:
当两个表面相互接触后，由于表面粗糙不平将发生机械互锁（图 3 – 4）。
图 3 – 4 表面机械互锁结合示意图
另一方面，尽管表面积随着粗糙度增大而增大，但其中有相当多的孔穴,
粘稠的液体是无法流入的。如经验公式：Z2 =K cos tδ/η， 表明流入量Z是 与液体表面张力、接触角、时间和孔径成正比，与粘度成反比。无法流入液体的 孔不仅造成界面脱粘的缺陷，而且也形成了应力集中点。
3、静电理论:
当复合材料不同组分表面带有异性电荷时，将发生静电吸引。仅在原子尺度 量级内静电作用力才有效（图 3 – 5）。
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图 3 – 5 表面静电吸引结合示意图
4、化学键理论:
在复合材料组分之间发生化学作用，在界面上形成共价键结合（图3 – 6）。 在理论上可获得最强的界面粘结能（210 - 220 J / mol）。
图3 – 6 表面结合化学键示意图
5、界面反应或界面扩散理论 在复合材料组分之间发生原子或 分子间的扩散或反应,从而形成反应 结合或扩散结合（图3 – 7)。 D = D0 exp （— Q/RT） D：扩散系数；Q:扩散激活能.
X = k t 1/2 图3 – 7 界面反应结合或扩散结合示意图 X：反应层厚度；k：反应速度常数。
四、界面的表征
界面性能较差-—— 呈剪切破坏、可观察到界面脱粘、纤维拔出纤维应力松弛等现象。
界面结合过强--— 材料呈脆性断裂。
界面结合最佳状态-—— 当受力发生开裂时，裂纹能转化为区域而不产生进一步界面脱粘,即这时的复合材料具有最大的断裂能和一定的韧性。
1、界面结合强度的测定
1- 1 宏观测试法： 1）三点弯曲法：
图 3 – 8 三点弯曲试验示意
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图3 – 9 测定界面拉伸强度时纤维的排布
= 3（PS）/ 2(BD2） = （3 / 4） (P / BD)
图3 – 10 测定界面剪切强度时纤维的排布
/ = D / 2S, I / cu< D / 2S
2) Iosipescu剪切试验试验
图3 – 11 Iosipescu剪切试验示意图
1— 2 单纤维试验法
图 3 – 12 纤维拔出试验示意图
图 3 – 13 纤维拔出试验应力应变曲线示意图
图3—14 压缩试验测试界面剪切强度（b)和
压缩试验测试界面拉伸强度(c)
由此试验的应力 — 应变关系图可以求出界面剪切强度以及纤维拔出（pull –
out）和脱粘debonding)的能量。
采用纤维拔出试验,可通过图3-13所示的应力 - 应变关系图可以求出界面剪 切强度以及纤维拔出（pull -out）和脱粘（debonding）的能量。
压缩试验测试界面剪切强度(图3-14 b) I ~ 2 . 5 c ， 压缩试验测试界面拉伸强度(图 3—14 c） I u = c c
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1 — 3 微压入试验法（图3—15） 界面剪切强度: I = P 2 4u R3 E f 若采用标准金刚石压头： u = (b — a）cot 74
图 3 – 15 纤维微压入试验示意图
4）声发射（Acoustic Emissin ，AE）法：
声发射是当固体材料在外部条件（如载荷、温度、磁场、环境介质等）发生 变化时，由于其内部原因而产生的瞬时弹性应力波发射.声发射信号包括有材料 内部缺陷或微观结构变化动态信息,借助灵敏的电子仪器可以检测到声发射信 号。
用仪器检测分析声发射信号，推断声发射源的技术称为声发射技术。 复合材料的损伤断裂过程十分复杂,包括纤维、基体和界面的破坏和断裂。 各组元断裂时释放的声能与其弹性模量和断裂时各组元的范性形变量有关.由于 各组元断裂时释放的声能不同，即声发射信号的强弱不同，那么利用声发射技术 就可以区分和识别复合材料界面的破坏和断裂，从而可以分析界面的结合状况, 同时计算出界面强度。
图 3 – 16 富碳处理的SiCF/Al拉伸过程中的AE行为
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图 3 – 17 富SiO2处理的SiCF/Al拉伸过程中的AE行为
图3—16和图3-17分别表示了不同纤维表面处理的SiCF/Al复合材料拉 伸过程中的AE行为。图中样品AE过程出现的信号大小几及次数的不同、对应于样品中不同部位的断裂破坏、次数及其强度，同时E-A相关图包络的斜率不同的切线数目的不同也对应于不同的断裂机制。可以看出,富碳和富SiO2处理的SiCF/Al拉伸过程中具有不同的AE行为，定性地反映了两种纤维复合材料具有不同的界面以及不同的断裂行为和机制。同时根据相关公式可以定量地求出复合材料的界面强度.
2、界面结构的表征
界面的微观结构、形貌和厚度可通过先进仪器观察分析。包括俄歇电子谱仪 （AES）、电子探针（EP）、 X光电子能谱仪（XPS)、扫描二次离子质谱仪 （SSIMS）、电子能量损失仪（EELS)、 X射线反射谱仪(GAXP)、透射电子 显微镜( TEM）、扫描电镜( SEM）和拉曼光谱( Raman）等.
图3—18 TiB2纤维表面涂层SiCF / Ti复合 图3—19 SCS6/25Al-10Nb—3V—1Mo复合材料
材料界面SEM分析照片 界面透射电镜照片
五、界面残余应力
复合材料成型后,由于基体的固化或凝固发生体积收缩或膨胀（通常为收缩)，而增强体则体积相对稳定使界面产生内应力，同时又因增强体与基体之间存在热膨胀系数的差异，在不同环境温度下界面产生热应力。这两种应力的加和总称为界面残余应力。前一种情况下，如果基体发生收缩，则复合材料基体受拉应力,增强体受压应力,界面受剪切应力.后一种情况下，通常是基体膨胀系数大于
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增强体,在成型温度较高的情况下，复合材料基体受拉应力，增强体受压应力，界面受剪切应力。但随着使用温度的增高，热应力向反方向变化。
界面内应力的大小可用下式表示: σI i = EmεmVm / 3(1—γm）
式中 Em 为基体弹性模量，γm为基体泊松比,εm为基体发生的应变，Vm为基体的体积比。
界面内应力的大小与界面的结合情况有关。如界面结合发生松弛滑移现象，则内应力相应减少。
界面热应力的大小可用下式表示: σI i = Em（Tc –t)△α
式中 Em 为基体弹性模量,Tc 为成型温度,t为使用温度，△α为基体与增强体的热膨胀系数差。
界面残余应力可以通过对复合材料进行热处理，使界面松弛而降低，但受界面结合强度的控制,在界面结合很强的情况下效果不明显。
界面残余应力的存在对复合材料的力学性能有影响,其利弊与加载方向和复合材料残余应力的状态有关。已经发现，由于复合材料界面存在残余应力使之拉伸与压缩性能有明显差异。
测量界面残余应力的主要方法有X射线衍射法和中子衍射法。中子的穿透能力较X射线强，可用来测量界面内应力；其结果是很大区域的应力平均值。X射线衍射法只能测定样品表面的残余应力.同步辐射连续X射线能量色散法和会聚束电子衍射法也可用来测定复合材料界面附近的应力和应变变化.特别是同步辐射连续X射线能量色散法兼有较好的穿透能力和对残余应变梯度的高空间分辨率,可测量界面附近急剧变化的残余应力。此外，激光Raman光谱法可测量界面层相邻纤维的振动频率，根据纤维标定确定界面层的残余应力。目前，应用最广泛的仍是传统的X射线衍射法。
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第五讲 复合材料的复合理论基础知识
一、复合材料 增强机制 1、 颗粒增强复合材料增强机制 1）颗粒阻碍基体位错运动强化:
基体是承受外来载荷相；颗粒起着阻碍基体位错运动的作用，从而降低了 位错的流动性（图4-1、图4—2）。
图 4 – 1 颗粒起着阻碍基体位错运动作用示意图
颗粒增强复合材料的强度直接与颗粒的硬度成正比,因为颗粒必须抵抗位错堆集而产生的应力，另外,颗粒相与基体的结合力同样影响着材料的强度。
图4—2 位错在晶面上滑移（a）和在TiC颗粒前位错的塞积（b）
颗粒相与基体的界面处于低能量状态是有益的，因为这对颗粒阻碍基体位错 运动是必须的.高的界面能相当一个空洞环绕着颗粒,这样不仅降低了颗粒阻碍 基体位错运动的能力，而且在材料结构中起到了一个微裂纹的作用.
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2）不均匀变形引起位错增殖强化
颗粒复合材料的变形属于两相不均匀变形。较硬的颗粒不变形或变形较小，因此在界面上形成较高的形变不匹配,产生较高的变形应力。当该应力集中在颗粒的某个部位时，在界面的某个柱面的分切应力作用下，在交界的柱面上萌生位错环并沿柱面移动。该应力的
释放靠放出位错环实现，从而增加了基 图4—3 两相不均匀变形在界面形成的位错
环
体位错的密度（图4-3）.大量的位错之间产生摩擦、缠绕，在应力的作用下形成细小的胞状组织，即亚晶。根据Kuhlman-Wilsdorf关系，位错胞越小，强化效果越大。
3)弥散和Orowan强化
小的刚性颗粒对复合材料的强化机制有三种;
(1）小粒子由于其对晶界的拖曳作用，细化了复合材料基体的晶粒。由于这一拖曳作用，不仅可使基体中的细晶和亚晶稳定化，也能使加工拉长的晶粒形状特征稳定化，这对复合材料高温蠕变性能十分有利。
晶粒细化增强的幅度可以利用以下公式计算：
= f + kd
—1/2
式中d 为晶粒尺寸。
（2)位错与细小粒子相互作用而产生的强度增量.它由Orowan关系表示：
0 =[0。83b Ln（2 r / r 0）]/［2（1-）1/2（S - 2rS）］
式中 ：Taylor因子，：切变模量，b：柏矢模量，:泊松比,r：粒子半径,r 0：位错芯半径，（S — 2rS）：粒子间距。
显然当增强体粒子体积分数一定时，粒子尺寸越大,粒子间距就越大，Orowan强化项就愈弱.由于小粒子是不可穿透的硬粒子，在变形过程中位错只能被迫绕过粒子并留下一位错环围绕粒子，表明小粒子通过影响维持位错源以及作为位错运动的钉扎中心改变基体的滑移行为。当粒度在1m以下时，Orowan强化机制起较大作用。
(3）小的刚性粒子对颗粒强化金属基复合材料强度的另一种作用是使基体加工硬化率提高.受位错周围的应力场的，位错穿过晶格的运动受到其它位错的影响，这会导致金属基体的硬化。基于位错的硬化理论可以用下列公式表达：
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f + kGb1/2 ：每单位体积位错密度。
当复合材料从制备温度冷却到室温时,由于基体和增强体的热不匹配性,在复合材料中产生了大量位错。这也是颗粒/金属基复合材料的一个重要增强机制。
另外，复合材料中的裂纹的扩展在颗粒前受阻，发生应力钝化或扩展路径发生偏转，同样可以消耗较多的断裂能，提高材料的强度。
2、纤维(包括晶须、短纤维)复合材料增强机制
基体：通过界面将载荷有效地传递到增强相(晶须、纤维等)，不是主承力 相。
纤维：承受由基体传递来的有效载荷,主承力相。
假定纤维、基体理想结合，且松泊比相同；在外力作用下，由于组分模量 的不同产生了不同形变（位移），在基体上产生了剪切应变，通过界面将外力传递到纤维上（图4-2、4—3）。
图 4 – 4 短纤维周围的应变
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图 4 – 5 纤维上和界面上的应力分布
在纤维上的拉力为： fu （ d2/4)， 在界面上的剪切力为: d l c /2 。 当 fu ( d2/4） = d l c / 2 时， (l /d )c = fu // 2y , （l /d ）c 为纤维临界长径比, l c 为纤维临界长度。 当（l /d ）c 10 时，复合材料可获得理想的增强效果。 二、复合材料的复合法则—混合定律 1、混合定律（Rule of Mixtures）：
当复合材料满足以下条件：（1）复合材料宏观上是均质的，不存在内应 力；(2）各组分材料是均质的各向同性(或正交异性）及线弹性材料；（3）各组 分之间粘结牢靠，无空隙，不产生相对滑移.
复合材料力学性能同组分之间的关系可用以下通式表示: Xc = Xm Vm + XfVf 或 Xc = XfVf + Xm（1 — Vf）
式中： X:材料的性能，如强度、弹性模量、密度等;V：材料的体积百分比； 下脚标 c、m、f 分别代表复合材料、基体和纤维。 2、连续纤维单向增强复合材料（单向层板) 2-1 应力 - 应变关系和弹性模量
在复合材料承受静张应力过程中，应力—应变经历以下阶段(图4— 6）:
1） 基体、纤维共同弹性变形；2）基体塑性屈服、纤维弹性变形;3）基体 塑性变形、纤维弹性变形或基体、纤维共同塑性变形；4）复合材料断裂。
对于复合材料的弹性模量： 阶段1:E = E fVf + E m （1-Vf）
阶段2：E = E fVf + （ d m/d m）（1-Vf）
d m/ d m为复合体的应变为 时基体应力 –应变曲线的斜率。
37
图 4 – 6 纤维复合材料应力应变过程示意图
2- 2 、复合材料的抗张强度 当复合材料中纤维与基体在受力过程中 处于线弹性变形且基体的断裂延伸大于纤维 的断裂延伸时,单向纤维复合材料的抗张强 度（图4-5)用下式表示: cu= fVf + mVm
或 cu= fVf + m (1 -Vf ）
f ：纤维的抗张强度;
m:对应纤维断裂应变 f时基体的抗 张强度。
考虑到基体与纤维的结合情况： 图 4 – 5 纤维复合材料中纤维体积比
cu=K fVf + mVm K 〈 1。 与强度关系示意图
在纤维量非常小的情况： cu = mu（1 -Vf ）
纤维的最小体积比： Vfmin = （mu - ( m） ） / （fu+ mu — ( m） ) 纤维的临界体积比: Vfcrit =（ mu — ( m) ) / （ fu — （ m) )
2-3、泊松比
当材料拉伸或压缩时，在弹性范围内，纵、横向应变之比为泊松比。 假定复合材料纵向拉伸或压缩时，纤维与基体的纵向应变相等，且等于复合 材料的纵向应变,即 f = m= c，
则纵向泊松比为： LT= fVf + mVm 或 LT= fVf + m(1— Vf ) 若考虑纤维与界面的结合情况 LT = fVf（1 — K）+ KVf + m(K— Vf )(1 -
K )
其中K为纤维与基体未结合的百分比；是与受力状态、脱粘区状态等有关的 常数.
泊松比与弹性模量之间的关系: TL = LT (EcT / EcL）
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2—4、剪切强度： LT = fVf + m（1 — Vf）
复合材料的层间剪切强度:在沿纤维方向受剪切时,剪切力发生在沿纤维方 向的纤维层内，它决定于基体或界面的剪切强度。
复合材料的面内剪切强度:在垂直纤维方向承受剪切时，剪切力发生在垂直 纤维的截面内,剪切力由基体和纤维共同承担。
3、短纤维增强复合材料
3—1、短纤维增强复合材料的弹性模量: E = 0 LE fVf + E m （1-Vf） 式中：L为长度有效系数：
L=1— ［tanh（1/2） l]/(1/2） l］， = [8Gm / Efd2loge(2 /d）］1/2
Ef ：纤维弹性模量； 2 ：纤维间距； Gm：基体剪切模量。
0为取向有效因子:
3—2、短纤维增强复合材料的抗张强度 若 l < l c, cu= ( l / d)Vf + m （1 -Vf ）
当 l 〉 l c时： cu= fu ［ 1—（l c/ 2 l)］Vf + m （1 —Vf ）
或 cu= 2 l c / d ［ 1 —（l c / 2 l )］Vf + m （1 -Vf ）
l 〉 10 l c时,短纤维增强复合材料性能趋近于连续纤维性能; l < 5 l c时, 短纤维增强复合材料性能远不如连续纤维性能。
图 4 – 6 短纤维复合材料的强度与纤维长度的关系示意图
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第六讲 SMC及GMT半成品复合材料的制备
一、SMC 片状模塑料
SMC 是Sheet molding compound的缩写,即片状模塑料。主要原料由
SMC专用纱、不饱和树脂、低收缩添加剂,填料及各种助剂组成。它在二十世纪六十年代初首先出现在欧洲，在1965年左右，美、日相继发展了这种工艺.我国于80年代末,引进了国外先进的SMC生产线和生产工艺. SMC具有优越的电气性能,耐腐蚀性能,质轻及工程设计容易、灵活等优点，其机械性能可以与部分金属材料相媲美,因而广泛应用于运输车辆、建筑、电子/电气等行业中.
SMC的应用范围广泛，大致有： 1 汽车工业的应用
悬架零件，前、后保险杠，仪表板等；
车身及车身部件，硬壳车顶,防滑地板，阻流板，遮阳罩，发动机罩； 发动机盖下部件，导风罩，进气管盖，风扇导片圈，发动机隔音板； 车内装饰部件:车门把手，仪表盘,转向杆部件。 2、铁路车方面的应用 座椅、茶几台面；
铁路车辆窗框,车厢壁板与顶板，铁路信号应答器。 3、电气及通信工程中的应用
电器罩壳：电器开关盒,电器配线盒，电缆分配箱外壳，终端分配器； 电子工程应用：天线反射罩、雷达罩、印刷电路板； 电器元件:绝缘子、绝缘操作工具、电机换向器； 通信设备应用：电话机外壳、电缆分配箱、电话亭。
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4、在建筑工程中的应用 高层屋顶水箱、净化槽； 淋浴用品：如浴缸、洗池、防水盘、坐便器； 建筑模板、储存间构件：如壁板、顶蓬、门框.
5、其它
集装箱、电杆夹套 、工具锤柄和铲柄、餐饮用具、货架托盘。
包装、运输、存放
SMC系列模塑料封装在复合薄膜袋中,每包约50公斤，包扎后装入纸箱； 运输途中谨防重压、受热、受潮和包装破损;
贮存期在温度低于25ºC避阳光的干燥库房中，生产日算起三 至六个月,超过保存期经复检合格仍可使用。
SMC系列模塑料成型工艺 模压成型温度: 150ºC±5ºC 保压时间: 60—70s/mm
模压压力： 10-20Mpa 具体工艺视产品和模具结构而定，如果制品厚度比较厚，则温度应稍低,一般成型温度为135ºC—145ºC,形状越复杂，成型压力越高。
二、玻纤毡增强热塑性复合片及其应用
以玻纤毡增强热塑性树脂（Glass Mat Reinforced Thermoplastics），是当今热塑性树脂基复合材料的主要品种,目前世界年产量在10万吨以上，主要用作汽车零部件，其它如建筑、包装、军工等方面的应用正在迅速发展。本文简要介绍这种材料的制备方法，而着重它们的性能和应用。
1 玻纤毡增强热塑性片材(Glass Mat Reinforced Thermoplastics简称GMT) 玻纤毡增强热塑性片材（Glass Mat Reinforced Thermoplastics）简称GMT是目前国际上极为活跃的复合材料开发品种之一。这是一种以热塑性树脂为基体、以长玻璃纤维或连续玻纤毡为增强材料的复合材料。一般做成征状以半成品供应。通常是两层玻璃纤维毡复合热塑性树脂，用不同类型的玻璃纤维毡和热塑性树脂基体，可以给成多种多样的GMT材料。纤维有些是单向的,有些是随时机分布的.而热塑性树脂也可以根据用途进行选择，一般PP作为热塑性基体是应用最为广泛的，这是由于它具有非常好的成本与性能之比。
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1-2 GMT片材的制备技术 (1）原材料
热塑性树脂(聚丙烯、尼龙、聚酯） 改性剂添加剂
增强材料：连续随机毡、短切毡、单向毡 （2）原理
树脂与改性剂、添加剂按一定比例形成特定配方，经加温、加压、浸渍到玻璃纤维中，冷却后成型. 1-3 关键技术 (1）界面
聚丙烯分链上不含活性基团，不能与经过常规偶联剂处理的玻璃纤维之间产生较好的化学结合，因此玻纤增强聚丙烯体系中，树脂不能有效地将应力传递给模量和强度高得多的玻璃纤维，这就不能体现出玻璃纤维增强的效果，必须对界面进行特殊处理和设计。 (2）浸渍
聚丙烯这类热塑性塑料的熔体粘度很大，在加工条件下，对纤维层的浸渍十分困难，为实现较好的浸渍，一般需借助于较高的温度和压力，但过高的温度会导致树脂的降解，过大的压力使树脂溢料量增加,并影响玻纤毡的空隙度。优化操作参数(温度、压力、停留时间)、选取适宜的玻纤毡结构(单丝结构、集束性、编织方式、针刺密度）是改善浸渍的基本途径。
（3）连续化
玻纤毡连续浸渍生产线的组成是: ◆聚合物薄膜 ◆连续玻纤毡
◆预热—-热压——冷压-—牵引——切割——片材
该生产线包括挤出机及模头、送毡架、加热与冷却系统、辊压系统、传动系统及控制系统.该系统的互相配合与协调是连续、稳定运行的关键,这是基于机械、电器、工艺等方面影响因素的深刻理解。 2 GMT片材的性能 2—1力学性能 类型项目 通用型 高韧性型
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高强度型
纤维含量（％） 密 度（g/cm3) 拉伸强度（Mpa） 拉伸模量（Mpa） 30±4 1.06~1。19 60～75 4000～4400 40±4 1。10~1.25 90～110 5300～6000 30±4 1。06～1。19 56 ~72 3700～4000 30±4 1。20～1。45 80~90 7500～10500 2-2 物理性能
（1）热物理性质 导热系数w/m℃ PP 0.2 GMT 0.22
※GMT类热塑性复合材料热膨胀系数低而且恒定。 （2）电性能（玻纤含量40％） 绝缘强度 （3。2mm/kv/mm） 14
介电常数 （100Hz) 2.65
体积电阻率 （Ω*cm） 4.8×1017
耗散因素 （100Hz） 0。009
※GMT 具有高介电性，是良好的电绝缘材料. （3)模量、强度随温度的变化 2—3能量吸特征：GMT与SMC比较
力学性能相当,制品成型方法相似，SMC表面优于GMT,而GMT可以重复使用,便于回收，并且韧性显著优于SMC 能量吸收性能的压力——应变图 3 GMT片材制品成型
热膨胀系数α(10-6C-1) 110 27～30 弯曲强度(Mpa） 110~120 140～160 90~110 130~160 弯曲强度（Mpa） 4000～4200 5000～7000 3500～3700 7000～10000 悬臂梁冲击强度(J/m) 500～720 750～950 900～1100 350～560 43
制品成型——模压技术
◆成型机械:压机、加热炉、模具、模温控制 ◆成型工艺：坯料设计、预热、铺放、压制
4 GMT片材的应用
4-1推动热塑性复合材料应用的重大背景 （1）汽车轻量化与GMT材料 轻量化与节能：
◆油耗与车重成正比，车重下降10％,油耗下降约7% ◆自重减轻330-440公斤,节约燃油费用20% ◆PNGV计划
百分里2.94升 美国（2004) 3升 欧洲(2005） 2升车(？） 1升车（？)
先进复合材料、钢和铝在车身减重方面的对比； 材料类型 减重百分比 高强度钢 25—35% 铝 40-55% 先进复合材料 50—67％
不同材质的汽车零部件在制造中耗能不同，以生产技师相同(450克）的零部件为例，采用塑料或复合材料所耗能源折汽油3.9—4。5kg,若采用铝或钢所耗能源折合汽油5。3—6。8kg。
此外,塑料模具费用是用铜制件模具费用的10—20%。提高塑料零部件的设计自由度不提高成本，从开发到批量生产周期短。 应用现状与效益：
汽车用材料构成比例逐步发生变化，轿车用材料尤其明显。总体来说，普通钢铁用量下降，金属材料中高强度钢和轻金属趋于上升，车用非金属材料上升。80-90年代以来，轿车用塑料由5％增到10%以上.日本轿车塑料用量80-100kg/辆，占车自重9%，美国116kg辆，占车自重10。3％，德国80-129kg/
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辆，占车重11%。 （2）零部件模块化
模块化——多个零部件起来，离线装配，或多个零部件组合起来成为一个整体同时形成。零部件的模块形式，从而形成汽车制造史上的一次。 ※热塑性聚合物复合材料为汽车轻量化和模块化提供了前提条件。玻璃纤维毡增强热塑性复合片材GMT是其中最杰出的代表。 4—2汽车上的应用 三个发展阶段：
◆简单非结构件：如车体下的发动机罩
◆复杂结构件：形状复杂，强度要求高，集多种功能于一体
◆回收再生：GMPT（Glass Mat Reinforced Recycled Thermoplastic）GMT重要汽车零部件 ◆车下体保护罩 ◆前端装配托架 ◆电池托架 ◆座椅骨架 ◆仪表板骨架 ◆保险械横梁 GMT应用效益举例 ◆Mercedes型车
后椅骨架原来是钢制，重量6kg/个;GMT重量2kg/wh ,减少4kg/个，而且性能好,易安装,可回收,占空间较小，安全较好。 ◆（VW）Golf A3型车车前端
原来的金属前端由12个零件组成,改为GMT加工后，离线装配的零件有大灯、风扇、散热器格栅、保险杠等组装成整体。 成本下降 10%
单个重量下降 33％(金属6kg, GMT4kg） 循环使用 10％再生料不影响性能 4—3建筑工程和建筑工业中的应用 GMT模板的优点：
采用增强热散性片材制作混凝土浇铸模板有以下优点:
（1）结构一体化：支撑板和箍带功能一体化，无需铁箍带（即棱木）。 （2）结实耐用：聚丙烯与玻璃纤维复合材料耐冲击性能好，不易产生永久变形,耐腐蚀，使模板的使用次数大幅度增加。
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(3）质轻:与木质模板相比,重量约减轻20%,所以施工方便。
（4）剥离性好：灰渣不易粘黏附到模板上，与制件的剥离性优良。 （5）半透明：由于无色的增强塑性聚丙烯片材具有半透明性，使施工现场明亮,并能看到浇铸混凝土的状态。
（6）制件表面光洁：混凝土浇铸件表面不会粘有木屑和杂物.
（7）安装简单：采用扣钩联接，简单、迅速、可靠，也可以钉与木模板的传统方法。
GMT模板与传统模板的比较： 种类 质量kg/m2 透明性 增强热塑性片材 11-12 有 13-15 木质模板 无 34 钢制模板 无
国外GMT模板的使用情况：
日本用增强塑料片材制造的建筑模板已进入市场，应用到建筑工业中。日本出光NSG公司开发的混凝土浇铸模板除单板外，还有八角形、四角形和三角形的组合系列，是日本建设省中部地方建设局推荐使用的产品。宇部日东化成公司开发的混凝土浇铸模板，商品名“PANELES”，分为关东型和关西型两种。
韩国HANWHA公司已生产平面模板，大量供应市场。
可能开发的建筑材料——屋面材料。
以纤维毡为增强材料，同时填充大量硅灰石和添加少量接枝聚乙烯的高密度聚乙烯为基体，可以获得用作屋面瓦的硬质材料，其性能优越，有潜在开发价值。国外有类似产品，聚乙烯－水泥波纹板。
4—4在包装行业的应用
根据形状、大小、运输方式和货物种类进行陆上或水上集装箱的设计与制造,通常采用钢或铝合金框架，以纤维增强塑料板材作底板、侧板或端板，亦有以GMT材料作蒙皮，高强泡沫作夹芯的夹层结构代替硬木板制造集装箱,经
剥离性 容易 难 难 清洗 不要 要 要 46
久耐用.
GMT作包装材料，与传统包装材料木材、金属、普通塑料相比，具有的优势：轻质、强度高、而腐蚀、易于成型加工、可回收重复使用，因而综合成本下降。
4-5热塑性复合材料在国防军工的应用 ◆飞机、飞船、舰艇零部件 ◆军用车辆、装甲车、坦克零部件 ◆防弹头盔、防弹衣等单兵防弹装备 ◆军用桥装备
◆架、托等武器零件 4—6其它
◆体育场馆与体育运动器材：座椅、滑雪板 ◆化工设备：防腐，塔器部件，过滤机
◆家电电器：空调户外机罩，屏蔽机，电缆槽/架 5 展望
51国际GMT技术的发展，国内外差距 5-2加速建立我国热塑性复合材料产业。
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第七讲 复合材料成型技术
复合材料按基体不同可分为聚合物基复合材料、金属基复合材料、陶瓷基复合材料等。
1、 聚合物基复合材料的成形
聚合物基复合材料是目前结构复合材料中发展最早、研究最多、应用最广的一类,其基体可为热塑性塑料和热固性塑料，增强物可以是纤维、晶须、粒子等.聚合物基复合材料的成形工艺有如下几种：
(1)【预浸料及预混料成形】 预浸料通常是指定向排列的连续纤维等浸渍树脂后形成的厚度均匀的薄片状半成品。预混料是指由不连续纤维浸渍树脂或与树脂混合后所形成的较厚的片状、团状或粒状半成品。 预浸料和预混料半成品还可通过其它成形工艺制成最终产品.
（2）【手糊成形】 手糊成形工艺如图所示，是用于制造热固性树脂复合材料的一种最原始、最简单的成形工艺。在模具上涂一层脱模剂，再涂上表面胶后，将增强材料铺放在模具中或模具上，然后通过浇、刷或喷的方法加上树脂并使增强材料浸渍；用橡皮辊或涂刷的方法赶出空气,如此反复添加增强剂和树脂，直到获得所需厚度,经固化成为产品。
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（a)手糊成形 （b)真空袋压成形 （c)加压袋法 （d)高压釜加压法 手糊成形法与袋压成形法 （3)【袋压成形】 将预浸料铺放在模具中，盖上柔软的隔离膜，在热压下固化，经过所需的固化周期后，材料形成具有一定结构的构件。根据加压方式不同，袋压成形又有真空袋压法、加压袋压法、高压釜压法。上图b、c、d所示。
(4)【缠绕成形】 缠绕成形是将浸渍了树脂的纤维缠绕在回转芯模上，在常压及室温下固化成形的一种工艺，如图所示。缠绕成形工艺是一种生产各种回转体的简单有效方法。
缠绕成形工艺 49
（ 5）【拉挤成形】 拉挤成形是将浸渍了树脂的连续纤维通过一定截面形状的模具成形并固化，拉挤成制品的工艺，如图所示，拉挤成形的主要工序有纤维输送、纤维浸渍、成形与固化、拉拔、切割。拉挤成形可生产各种杆棒、平板、空心板或型材等。
拉挤成形工艺 ( 6）【模压成形】 模压工艺是将浸渍料或预混料先做成制品的形状，然后放入模具中压制成制品。下图为模压成形示意图。
模压成形示意图 2、 金属基复合材料的成形工艺
金属基复合材料是以金属或合金为基体，与一种或几种金属或非金属增强相结合成的复合材料.金属基可以是铝、钛、镁、铜、钢等,增强材料有陶瓷、碳、硼、金属化合物等，金属基复合材料制备工艺主要有以下几种.
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( 1)【固态法】 固态法主要包括扩散法和粉末冶金法两种。
扩散法结合工艺是在一定温度和压力下，通过互相扩散使金属基体与增强相结合在一起。下图为硼纤维增强铝的扩散结合过程示意图。
粉末冶金法将金属基制成粉末，并与增强材料混合，再经热压或冷压后烧结等工序制得复合材料的工艺.
硼纤维增强铝的扩散结合工艺流程 (2）【液态法】 液态法包括压铸、半固态复合铸造、液态渗透等. 压铸成形是指在压力作用下，将液态或半液态金属基复合材料以一定的速度填充压铸模型腔,在压力下凝固成形的工艺方法。下图为压铸成形工艺流程示意图。
半固态复合铸造是指将颗粒加入处于半固态的金属基体中，通过搅拌使颗粒在金属基体中均匀分布，然后浇注成形。
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(a)注入复合材料 （b）加压 (c)固化 (d)顶出 金属基复合材料压铸工艺示意图 （3）【喷涂沉积法】 其原理是以等离子体或电弧加热金属粉末或金属线、丝，或者增强材料，然后通过喷涂气体喷涂到沉积基板上。如图所示，首先将增强的纤维缠绕在已经包覆一层基体金属并可以转动的滚筒上,基体金属粉末、线、丝通过电弧喷涂或等离子喷涂加热形成液滴，基体金属熔滴直接喷涂在沉积滚筒上与纤维相结合并快速凝固。
喷涂沉积法
3、 陶瓷基复合材料的成形
用陶瓷作基体，以纤维或晶须作增强物所形成的复合材料称为陶瓷基复合材料。通常陶瓷基体有玻璃陶瓷、氧化铝、氮化硅、碳化硅等。陶瓷基复合材料制备工艺有粉末冶金法、桨体法、溶胶 -凝胶法等。
陶瓷基复合材料的粉末治金法与金属基复合材料的粉末冶金法相似；桨体法是采用桨体形式，使复合材料的各组元保持散凝状(增强物弥散分布）,使增强材料与基体混合均匀,可直接浇注成形,也可通过热压或冷压后烧结成
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形；溶胶 -凝胶法是将基体形成溶液或溶胶，然后加入增强材料组元，经搅拌使其均匀分布，当基体凝固后，这些增强材料组元则固定在基体中，经干燥或一定温度热处理,然后压制、烧结得到复合材料的工艺
第九讲 机动（复习）
第十讲 复合材料设计
一、复合材料力学：
研究对象：单层板和层合板两个结构层次。
研究内容:微观力学：纤维、基体组分性能与单层板性能的关系。 宏观力学:层合板的刚度与强度分析、温湿环境的影响等。
1、 单层复合材料
1-1“微观力学”方法：
承认材料的多相性，研究各相材料的相互作用。运用非均质力学的手段描述各相中的真实应力场和应变场，在某些假定的基础上建立起分析模式，以模拟、分析和预测复合材料的宏观力学性能。其结果必须用宏观试验来验证。在解释机理、发现材料本质,提出改进和正确使用复合材料的方案时是十分重要的。
1—2“宏观力学”方法：
假定材料是均匀的，将各相材料的影响作为复合材料的平均表现性能来 考虑.材料的各类参数（如应力、应变等）定义在宏观尺度上,是在宏观尺 度上的某种平均值,称之为 “表观参数”。
在宏观力学中,材料的各类参数只能靠宏观试验来获得。宏观力学始终 以试验结果作为根据,具有很强的实用性和可靠性。
2、 层合复合材料：
承认材料在板厚方向的非均质性，即层合板是由若干单层板所构成，由
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此发展起来的理论称为“层合理论”.该理论以单层复合材料的宏观性能为 依据,以非均质力学的手段来研究层合复合材料的性能，属于宏观力学的范 围。
二、复合材料的单层设计
复合材料的设计包括“单层设计”、“铺层设计”和“结构设计\"三个 层次。
单层设计:包括增强材料、基体材料及配比的选择.
的弹性参数：纵向弹性模量 EL、横向弹性模量 ET、纵横向泊松 比、纵横向剪切模量 GLT 。
交叉效应：在材料的非主方向坐标系中,正应力会引起剪应变，剪应力 会引起线应变。这是各向同性材料所没有的现象。
基本强度：纵向拉伸强度（FLt）、纵向压缩强度（FLc ）、横向拉伸强 度（FTt）、横向压缩强度（FTc）、纵横向剪切强度（FLT)。 单层板的各类参数都是方向的参数.
1、单向层弹性常数预测公式
纵向弹性模量： EL = Ef Vf + Em（1-Vf) 纵向泊松比： L = f Vf + m（1- Vf）
横向弹性模量： ET = Ef Em / ［ Em Vf + Ef（ 1—Vf)] 修正公式： 1/ ET = Vf / Ef + Vm / Em
Vf = Vf /（ Vf+ f Vm）, Vm= T Vm /（ Vf+ TVm） 横向泊松比： T = L ET / EL
面内剪切弹性模量: GLT = Gm Gf / [ Gm Vf + Gf（ 1-Vf）] 修正公式： 1/ GTL = Vf / Gf + Vm / Gm
Vf = Vf /（ Vf+ LT Vm）, Vm=LT Vm /( Vf+ LT Vm）
值由试验确定,对玻璃 / 环氧 可取 0. 5. Halphin — Tsai 半经验公式：
M = Mm ( 1+ Vf ) / （ 1— Vf ) M 和 Mm 为复合材料和基体的有关性能；
= （ Mm / M f — 1) / （1+ Mm / M f） : 增强作用的量度
取 2 时,估算ET ； 取1 时，估算GLT ； 取 时,估算Em 。
2、 正交层的工程弹性常数预测公式
纵向弹性模量： EL = k [EL1 nL / (nL+ nT) + ET2 nT / (nL+ nT) ] 横向弹性模量： ET = k [EL2 nL / （nL+ nT） + ET1 nT / （nL+ nT） ］
纵向泊松比: L = L1 ET1 （nL+ nT） / ( nL ET1 + nT EL2) 横向泊松比: T = L ET / EL； 面内剪切弹性模量： GLT = k GL1 T1
nL、nT ：单位宽度的正交层中经向、纬向的纤维量。 EL1、 EL2:经线和纬线作为单向层时纤维方向的弹性模量。 ET1、 ET2:经线和纬线作为单向层时垂直纤维方向的弹性模量。 L1:由经线和纬线作为单向层时的纵向泊松比。
GL1 T1：由经线和纬线作为单向层时的面内剪切弹性模量。 K：波纹影响系数，取 0. 90 — 0. 95 。
3、 单层板强度预测公式 1） 纵向拉伸强度预测公式：
T = f Vf + m（1 - Vf ）； Vf Vfmin T = mu（1 - Vf )； Vf Vfmin f :纤维的抗张强度;m:对应纤维断裂应变 f时基体的抗张强度. Rosen纤维统计强度模型：
纤维复合材料常用的纤维一般多是高强脆性纤维，纤维强度有较大的离散性，因此Rosen考虑统计强度分布模型，得到纵向拉伸强度: T max = ref Vf ［(1 — Vf
1/2
）/ Vf
1/2
］
1/2
ref为参考应力,是纤维和基体性能的函数；
是纤维强度韦泊分布的统计参数.
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第十一讲 复合材料设计
一 单向纤维复合材料纵横向向拉伸破坏机理
破坏过程的 3 个阶段：第一阶段是低应力下少数纤维的早期断裂阶 段；第二阶段是损伤的扩展阶段；第三阶段是最终破坏阶段。
3 个阶段的发展都与纤维、基体及界面的性能密切相关。
复合材料采用的高强纤维的脆性、其强度的离散性决定了在较低应力下就有少量纤维首先断裂。纤维一旦断裂，在断口附近界面上有较大的剪应力(τm）集中和在断口裂纹尖端的基体中有较大的正应力（σm）集中(图5 – 1）；并将断裂纤维卸下的应力传递到相邻纤维,使断口附近的纤维有“过应力”— 比远处平均应力更高的应力（图5 – 2）。
图5 – 1 纤维断口处界面和基体应力 图5–2 纤维断口处断裂纤维和相邻纤维的应力
可以设想复合材料有4 种损伤扩展形式： 1）纤维和基体在界面上脱粘(图5 – 3a)；
56
2）基体屈服（图5 – 3b）;
3）纤维断口裂纹直接向基体内扩展（图5 – 3c); 4）相邻纤维相继发生断裂。
根据不同的损伤扩展形式,最终导致 3 种典型的破坏形式： 1)纤维束型的破坏.没有发挥纤维的最高强度（图 5 – 4a). 2)断裂型破坏。纤维强度发挥最低（图 5 – 4b）。
图5 – 3 纤维断口处的损伤扩展 图5 – 4 纤维复合材料的三种典型破坏形式
2） 纵向压缩强度预测公式：
单向复合材料的纵向压缩，由于纤维刚度远大于基体刚度，而纤维能承受压缩应力是由于得到了基体的横向支撑.因此单向复合材料的纵向压 缩强度问题实质上就是基体弹性支撑下纤维的临界失稳应力问题。
图5 – 5 纤维复合材料的拉压和剪切模型
57
Dowr和Rosen将纤维简化为片状,根据纤维屈曲失稳时可能为同向屈曲或反向屈曲,建立了横向拉压模型（纤维反向屈曲）和剪切模型（纤维同向屈曲）（如图 5 – 5 所示），推导出单向复合材料的纵向压缩强度理论预测公式：
拉压模型：c= 2 Vf ［Vf Ef Em / 3( 1 - Vf） ]
1/2
剪切模型：c=Gm / ( 1 - Vf) Ef：纤维弹性模量;Em：基体弹性模量；
Gm：基体剪切弹性模量； Vf ：纤维体积含量。
纵向压缩强度取以上两式计算值的小值。
3)单向复合材料的横向拉伸和压缩强度 （1)等应变假设(图5–6 a）:
图 5 – 6 正方形纤维截面模型
区域 III 基体承受最大应力。 T = m 或 T = S T
T 、m 和ST分别为复合材料的横向拉伸强度、基体和界面拉伸强度.
横向拉伸强度取 m 和 S T中较小者。 横向压缩强度: T = m
T 、 m分别为复合材料和基体的横向压缩强度。
（2）等应力假设(图5 — 6b）
区域II基体承受应变最大，可以用区域II基体的破坏来判定横向强 度。
横向拉伸强度： T = [ 1 - （ 1 - Em / Ef ) Vf ] ET m / Em
或 T = S T
1/2
复合材料横向拉伸强度取以上两式中最小值。
1/2
横向压缩强度： T = [ 1 — ( 1 — Em / Ef ） Vf ］ ET m / Em
58
当复合材料界面结合较强时，单向复合材料的横向强度主要由基体强度
确定，等于基体强度乘以一个小于 1 的因子。
4) 单向纤维复合材料的纵横剪切强度
图5 – 7 正方形纤维截面模型
(1）等应变假设（图5—7a） LT = m 或 LT = Ss
LT 、 m 和 Ss分别为复合材料的纵横剪切强度、基体以及界面剪切强度。
复合材料的纵横剪切强度取以上两式中最小值. (2）等应力假设（图5-7b）
LT = ［ 1 — ( 1 - Gm / Gf ) Vf
1/2
］ G LT / Gm 或 LT = Ss
复合材料的纵横剪切强度取以上两式中最小值。
当复合材料界面结合较强时，单向复合材料的纵横剪切强度主要基体强 度确定，等于基体强度乘以一个小于 1 的因子。
4、 复合材料的强度准则
强度准则: 材料在多向应力状态作用下，其失效应力的判断依据。为 推导出强度准则，人们对材料破坏提出的解释称为强度理论。
一般所说的复合材料的强度准则是指复合材料单层板的强度准则。复合材料层合板的强度准则可根据单层板的强度准则和层合板的具体铺设方式进行计算预测. 宏观强度准则:
直接由常规均质各向同性材料强度准则推广得到，寻求一个以单向应力 强度为参数的准则方程,以拟合材料在任意应力状态下的强度。它不涉及材 料的具体破坏形式和机理，故又称为唯象强度准则。 细观强度准则:
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试图以材料细观层次（即基体、纤维和界面）的破坏形式和机理为基 础,建立一个以细观组分性能为参数的强度准则方程。
1) 复合材料的宏观强度准则
在平面应力状态下，有如下表达形式： (1)最大应力准则
X t、X c 分别为纵向拉伸和压缩强度； Y t 、Yc 分别为横向拉伸和压缩强度；
S为纵横剪切强度。
以上只要1个方程成立，单层板就发生破坏，对应的应力为单层板性能.
(2)最大应变准则
Lt 、 Lc分别为纵向拉伸和压缩破坏应变; T t 、 T c分别为横向拉伸和压缩破坏应变 S 为纵向剪切破坏应变。
以上只要 1 个方程成立，单层板就生破坏，对应的应力为单层板性能.
(3）应力二次方程型强度准则 (3）-1 仅含有应力的二次项形式
a 11 12 + a 22 22 + 2 a12 1 2+ a66 212 = 1
Tsai—Hill 准则： 1/ X+ 2/ Y+ 1 2/ XY +
(3)—2 含有应力一、二次项形式
a1 1+ a2 2+ a11 1+ a22 2+ 2 a12 12+ a66 Tsai — Wu 准则
2
2
212
2
2
2
2
212
/ S =1
2
= 1
60
a 12 的取值：
对于Tsai — Wu 准则,一般 -1 〈 a＊ 12 〈 1 ， a＊ 12 = a 12 a 11 a 22 ， ( 设 a* 12 = - 0。 5 ）
（3)-3 含有应力一次项和二次项平方根的形式
a1 1+ a2 2+（ a 11 1+ a 22 2+ 2 a12 1 2+ a66 12)
（4)强度比方程 （4）—1 强度比的定义
在作用应力下,极限应力的某 一分量与其对应的作用应力分量之 比称为强度比R，即 R = (a）/
式中：为作用的应力分量；
2
2
2
1/2
= 1
（a）为对应于的极限应力分量。
对于一般的平面应力状态，
R = 1（a）/ 1
= 2（a）/ 2
= 6（a）/ 6 图5 – 8 三维应力空间中的应力矢量
又由于是线弹性材料,应变和应力成一一对应的线性关系，
故 R = (a)/ = (a）/
式中：为作用的应变分量;（a）为对应于的极限应变分量。
强度比R取值的含义是:
Ⅰ、当作用的应力或应变为零时，即 = (i = 1，2，6), R =∞.
Ⅱ、当作用的应力或应变为安全值时,即 R >1。R的具体数值表明，作用应力或应变达到失效时尚可增加的应力或应变的倍数为R–1。若 R = 2，则尚可增加一倍的载荷；R越大，可增加载荷的倍数也越多,故R是安全程度的一种量度。
Ⅲ、当作用的应力或应变达到极限值时，R = 1。
61
Ⅳ、R不能小于1，小于1没有实际意义。
（4）—2 各种失效判据的强度比方程
Tsai-Wu 准则：（Rj j)R+ （F）R = 1
Tsai—Hill准则：（ 1/ X + 2/ Y+ 12/ XY + 1
2） 复合材料的细观强度准则
纤维复合材料由纤维和基体两种材料组成,本质上是结构物它的破坏形式是以细观不均匀结构特征，在纤维、基体和界面三者中最薄弱环节发生破坏的形式。因此，细观力学的方法首先是从复合材料承受的表观应力条件、组分材料性能和含量出发，根据一定的力学模型，求出材料所承受的应力。再用组分材料所服从的破坏准则，判断组分材料是否已达到破坏状态，并以组分材料的破坏作为复合材料的破坏判据。
Skuda细观强度准则：
（1）基体拉伸破坏： （1 — Vm）（ r 2/ m)+ （ 12/ m) = 1 （2)界面破坏：拉—剪应力下：r （ b) 2+
ub
u
2
2r z2
2
u
2
2
2
2
2
212
2
/S）R=
22
b 12=( b)
b 12= （ b）
u
2
u
2
u2 u2
u
2
2r z
u
压—剪应力下:— r ( b）2+
b
(3)剪切控制基体破坏:
2 + 2(1+ Vm) 12 + 2( 2 + 4 12 )（4)压缩剪切控制基体破坏：
2 + 2（1+ Vm） 12 + 2（ 2 + 4 12 ）
T
2
2
2
2
1/2
2
2
2
2
1/2
= 2 （ m)
2
= 2 （
）
2
u
u
u
式中： m、 m 、 b、 b和 T分别为基体拉伸、剪切、界面拉 伸强度和单向复合材料的横向压缩强度。 r 和 r z 是反映基体应力不均 匀的无量纲增大系数。
5、 平面正交织物复合材料的强度 1)平面正交织物复合材料的拉伸强度：
径向拉伸强度：L = f Vf h L + m（1 — Vf h L）
纬向拉伸强度：T = f Vf h T + m（1 — Vf h T）
62
式中hL 、 hT分别为径向和纬向所占纤维量百分比。
2）平面正交织物复合材料的压缩强度：
径向压缩强度：L = CT EfVf h L + mCT（1 — Vf h L）
纬向压缩强度：T = CTEfVf h T + mCT（1 - Vf h T）
式中 CT 、mCT分别为纤维压缩失稳破坏时的临界应变和对应的基体应变。
3)平面正交织物复合材料的剪切强度：
(1）等应变假设 LT = m 或 LT = Ss
LT 、 m 和Ss分别为复合材料的纵横剪切强度、基体以及界面剪切强 度.复合材料的纵横剪切强度取以上两中最小值。
（2)等应力假设1/2
LT = ［ 1 — ( 1 - Gm / Gf ) Vf ］ G LT / Gm
或 LT = Ss
复合材料的纵横剪切强度取以上两式中最小值。
6、应力的转换
1）转换的术语
单向层合板,特别是多向层合板的各铺层，其面内力学性能随铺层方向的变化是不同的.这是复合材料独有的特点，也是复合材料力学的复杂性与特异性的根本原因之一。
图5—8 单向层合板的单元体及其分离体
63
(1）1-2坐标系：它是由材料的两个主方向组成的坐标系，1是纵向，2是横向。这样的坐标系称之谓正轴坐标系。在正轴坐标系下，材料呈正交各向异性的性能.
（2）x-y坐标系：除正轴向以外的其余坐标方向称为偏轴向,通常用坐标系x—y表示。在在偏轴坐标系下,材料呈各向异性的性能。
（3）铺层方向角：材料的主方向1轴与x轴成一角度(见图5—8),称为铺层方向角。规定参考轴坐标轴坐标（即偏轴)x至1轴的夹角，以逆时针转向为正，以顺时针转向为负.铺层方向角是复合材料所特有的.
（4）坐标转换角：它表明坐标转换前后的夹角。一般规定，从转换前的轴（旧轴）转换后的新轴，以逆时针为正,以顺时针为负。
偏轴至正轴的转换，坐标转换角等于铺层方向角，即 =+ ,称为正转换。
正轴至偏轴的转换，坐标转换角等于负的铺层方向角，即 =- ，称为负转换。
2）应力转换公式
倍角函数形式的应力转换公式：
1 = (x+y) /2 + （x—y） /2 cos2 + xy sin2 2 = (x+y) /2 — （x—y) /2 cos2 — xy sin2 12 = xy cos2 - （x—y) /2 sin2
若设：Pxy = (x+y) /2 q xy = (x-y) /2 xy = xy 则 1 = Pxy + q xy cos2 + xy sin2
2 = Pxy - q xy cos2 — xy sin2 12 = xy cos2 — q xy sin2
写成矩阵形式为：
1 = 1 cos2 sin2 Pxy 2 = 1 - cos2 - sin2 q xy 12 = 0 - sin2 cos2 xy
或：
1 = Pxy q xy xy 1 2 = Pxy —q xy — xy cos2 12 = 0 xy — q xy sin2
3）应力不变量
随着的变化，1、2以及12是变化的.但是,存在两个不变量，即P12和（q2 12 + 212 ）是两个不随着变化的量，分别称为一阶不变量和二阶不变量,记为I和R2：
I ≡ P12 = Pxy ， R2 ≡q2 12 + 212 = q2 xy + 2xy
4)应力圆、主平面、主应力和相位角
取 为横坐标轴，为纵坐标轴,以I =Pxy为圆心，R2 = √q2 xy + 2xy 为半径作圆,则此圆即为相对应于该应力状态的应力圆（图5—9)，而应力不变量I和R2分别为应力圆的圆心位置和半径的平方。
图5—9 应力圆
由应力圆可见，当 = 0时，，对应的点为A1点，此时 12 = 0 , 即剪切力等于零，其在单元体上对应的平面称为主平面，而主平面上对应的正应力称为主应力.这时在正交各向异性材料的主方向上只有正应力，没有剪切力。
为要使正交各向异性材料的主方向为正应力状态，就需确定主平面的方位，即确定 0 。角度0 称为相位角. 2 0 = tg
—1
（2xy /（x —y）)
为要确切地确定最大主应力(记为I）的主平面方位，即对应于A1点的主平面, 2 0的取值规则为：当2xy /（x—y)为+/+时，2 0取第一象限的值,为 -/- 时,取第二象限的值，为 +/- 时，取第三象限的值，为 —/+时，取第四象限的值。
应力圆中对应于A2点的主平面方位,正好与上述最大正应力的主平面方位差90º，该主平面上的正应力为最小值，记为II.
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在q — 坐标系下，确定最大正应力的主平面方位角（即相位角)按如下公式: 2 0 = tg
—1
xy /q xy
如果在给定铺层方向角的情况下，将原先的 换成，则同样可得在任
意转换角的截面方位上的应力分量。 5）不变量函数形式的转换公式 1 = I+ Rcos2（ 0 — ）
2 = I— Rcos2（ 0 - ） 12 = Rsin2( 0 — )
1 1 cos2( 0 - ) I 2 = 1 -cos2（ 0 — ） 12 0 sin2（ 0 — ) R
第十二讲 复合材料的其它性能
1复合材料的疲劳性能
复合材料具有比金属好得多的疲劳性能。金属中疲劳损伤的扩展往往比较迅速，破坏非常突然;而复合材料从产生疲劳损伤到发生疲劳破坏往往要经历一段相对较长的损伤积累过程;金属对缺口、开孔等应力集中比较敏感,而复合材料则要迟钝得多（图5 – 10）;复合材料内阻尼较大,有利于消振；但阻尼高发热量也大，温度升高对复合材料性能有不利的影响。
66
图5 - 10 复合材料和金属的疲劳破坏性能
从复合材料的S—N曲线可以看出，疲劳应力S与应力循环次数N的对数基本上是线性关系,可以表达为:
S = S0 — lnN ，
式中S0为N=1时的应力，即静应力;为材料常数.疲劳极限与疲劳特征（即应力循环中,最小应力与最大应力之比）直接相关.为了得到不同疲劳特征下的疲劳极限，需要绘制疲劳极限的平均应力 – 应力振幅A图.
2 复合材料的蠕变性能
纤维增强复合材料的蠕变性能由组分材料性能及细观结构形式所决定。树脂基体在长期静载作用下会产生较大的蠕变;而增强纤维，除有机纤
维如芳纶纤维外，蠕变量很小。因此纤维复合材料的蠕变主要由基体引发。
67
图 5– 11 307聚酯玻璃钢形变的应变-时间曲线
实验表明具有以下特点（图5 – 11）:
1）当应力主要作用在纤维方向，如纵向拉伸或弯曲蠕变，其蠕变量都很小；
2）当应力方向与纤维方向呈45时,蠕变量最大；
3）当应力大于静强50% 时，在一定时间内试件相继破坏。其规律为：对同一种材料，破坏时总应变值基本相同；施加应力越大,蠕变速率越大,蠕变破坏时间越短。因此，材料的持久强度随承载时间延长而降低; 4）由基体性能控制的复合材料性能（如剪切性能）的蠕变将随温度的升高而增大。
3 复合材料的冲击性能
材料的抗冲击性能用冲击韧性来表征，即冲击试件破坏所消耗的功与试件的最小截面积（即断裂处面积)的比值： K = T/ F（J / m2），其中T为冲击试件所消耗的功； F为试件的最小截面积。
试验表明，冲击能量的消耗除了用于纤维的断裂功外,层板的分层、纤维与基体界面脱粘以及纤维拔出等都消耗较多的能量.冲击韧性高的试件,断口一般都呈现出很不整齐的犬牙粗糙面，损伤区域比较大;低冲击韧性的试件断口都比较齐平,损伤区域也比较小。因此，粘接强度高的复合材料往往冲击韧性比较低，而不太密实的复合材料往往具有较高的冲击韧性。提高基体的韧性和断裂延伸率,将有利于提高复合材料的冲击韧性.
复合材料具有对切口不敏感的优良性能，但与金属相比，复合材料的冲击韧性要低得多。
4 环境对复合材料力学性能的影响
1）大气对复合材料力学性能的影响：一般认为纤维复合材料有较好的抗老化性能。常年经受日晒雨淋,材料表面会发生浸蚀，并非材料的老化，只要再对表面进行适当的处理，外表即可恢复.外观的变化还与表面树脂含量有关，采用胶衣、涂漆等措施都可达到较好的表面保护作用。
2）湿度对复合材料力学性能的影响：复合材料在湿态环境下，水分会扩散到材料内部，从而影响材料的力学性能。一是材料含水比例越大，性能越低;达到饱和含水量后，性能达到最低的湿态性能.
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5 复合材料的热膨胀系数
在复合材料的组分材料中，树脂和玻璃纤维具有正线膨胀系数；而碳纤维、芳纶纤维则具有负线膨胀系数；树脂的线膨胀系数要比纤维的线膨胀系数或其绝对值都大得多。
单向复合材料的纵向线膨胀系数可用下式表达：
L = （fEfVf + mEmVm)/（EfVf+ EmVm)，式中L为单向复合材料的纵向线膨胀系数，f和 m分别为纤维和基体的纵向线膨胀系数. 单向复合材料的横向线膨胀系数可用下式表达：
T = Vf(1+f）f + Vm（1+m）m — （f Vf + m Vm）L
纤维体积比对复合材料的线膨胀系数有很大的影响。当纤维含量比较
大时，纵向线膨胀系数接近纤维膨胀系数,这是由于纤维弹性模量远大于基体弹性模量，而横向线膨胀系数接近于简单混合定律的预测值.
6 复合材料的导热性能
复合材料的导热系数主要是由其组分材料导热系数和纤维铺设方式决定。玻璃纤维增强树脂复合材料基本上属于绝热材料。
7 复合材料的电性能
复合材料绝缘性能由其组分材料绝缘性能、纤维含量和铺设方式有关。同时也与界面性能和含杂质情况有关。杂质的存在或材料吸水会显著降低玻璃纤维增强树脂复合材料的体积和表面电阻率。
复合材料的介电性能主要取决于纤维和树脂的介电性能以及界面的粘接状态。纤维和树脂之间的界面粘接性能差，容易吸收水分和杂质，增大介电损耗。
第十三讲 复合材料制备试验
第十四讲 复合材料力学性能测试试验 第十五讲 总结复习
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