纳微米双相颗粒增强陶瓷基复合材料力学性能的数值模拟

纳米颗粒填充玻璃纤维增强环氧树脂复合材料的力学性能韩庆;付颖;刘凯文【期刊名称】《塑料工业》【年(卷),期】2024(52)3【摘要】为探究纳米颗粒[纳米氧化铁(NFe)、纳米二氧化硅(NS)、多壁碳纳米管(MWCNT)]填充玻璃纤维增强环氧树脂复合材料(GFRP)的力学性能,对纳米颗粒质量分数分别为0.1%、0.2%、0.5%、1.0%的纳米颗粒/GFRP材料开展了拉伸、压缩、弯曲及冲击力学性能试验,并结合扫描电镜(SEM)分析了纳米颗粒的种类及质量分数对试件力学性能的影响规律。

结果表明,随着纳米颗粒质量分数的增加,试件拉伸强度均先增大后降低,纳米颗粒的良好分散性及与树脂间的黏聚力能够提升试件的拉伸强度,但过量纳米颗粒的掺入会形成积聚现象,使得试件拉伸强度降低。

相较于GFRP试件,掺入纳米颗粒的质量分数为0.1%、0.2%、0.5%和1.0%时,MWCNT/GFRP抗压强度的增幅分别为25.31%、36.04%、26.84%和27.25%,弯曲强度的增幅分别为58.74%、63.21%、40.89%及43.11%,纳米颗粒的掺入使得试件抗压强度、弯曲强度、冲击强度均得到改善,颗粒种类及质量分数的不同使得试件力学性能提升效果存在差异。

SEM试验结果表明,外荷载作用下纤维出现断裂、分层现象,纤维与纳米颗粒间存在的摩擦效应增强其力学性能,颗粒的积聚使得试件力学性能降低。

【总页数】7页(P76-82)【作者】韩庆;付颖;刘凯文【作者单位】商丘职业技术学院;江西工程职业学院建筑工程系;郑州大学土木工程学院【正文语种】中文【中图分类】TQ323.5【相关文献】1.纳米填充环氧树脂/玻璃纤维复合材料的摩擦磨损性能研究2.氮化硼纳米片/银纳米杂化颗粒填充的环氧树脂复合材料的制备及其性能研究3.Voyage of Discovery4.石墨烯膜层对玻璃纤维增强环氧树脂复合材料力学性能的影响5.玻璃纤维立体织物增强环氧树脂泡沫夹层复合材料的制备及力学性能因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。

碳化硅纳米颗粒增强纳米结构的微观结构和力学性能纳米碳化硅强化纳米结构铜的微观结构的发展和力学性能摘要：纳米结构的铜和体积占百分之2的铜的碳化硅纳米复合材料是由机械研磨和热压工艺生产的。

微观结构的发展在制作过程中通过X射线衍射，电子显微镜扫描，透射电子显微镜扫描和电子反向散射衍射技术被研究。

结果表明，铜的微观结构和铜基纳米复合材料由双峰和非随机取向差分布混合而成的等轴纳米晶粒构成的。

在有碳化硅纳米颗粒精炼铜基质的晶粒结构的前提下，低角度晶界的比例增加。

力学性能的评价通过压缩试验表现出屈服强度增强从505717兆帕的纳米铜到630712兆帕与2％（vol）的碳化硅强化金属。

我们联系纳米材料的强度与其基于强化机制的微观结构特征。

分析不同机制的作用包括奥罗万强化，大角度晶界和位错密度。

它表明，高角度晶界的纳米结构材料在加强机制中发挥了重要的作用。

提出并讨论了纳米粒子的影响。

关键词：铜纳米结构材料碳化硅晶粒尺寸强化机理1.介绍铜具有良好的成形性，优良的导电性和导热性，低成本的独特组合。

这些优点使铜作为合适的铜基复合材料对于结构和功能应用的制备。

它是有据可查的铜与陶瓷颗粒的加固显著改善了高温机械性能和耐磨性而没有让基质的导热和导电严重恶化。

因此，铜基复合材料被认为是有前途的候选，在高导电性，高机械性能，和良好的耐磨性的应用中是必需的。

近年来，纳米的增强早已被研究作为铜基复合材料的制备。

它已经表明，少量细小的陶瓷颗粒如Al2O3，WC和TiB2的加入，提高了铜的强度而且电气和热导率都没有太大的影响。

在铜基复合材料中，铜基碳化硅复合材料因其优异的导电性和导热性、硬度、耐磨性和摩擦性能而受到越来越多的关注。

铜基碳化硅复合材料已用于焊接电极，电触点，接触器，开关，断路器，和电子封装。

粉末冶金方法，挤压铸造，复合电铸技术通常被用于制备铜基复合材料。

虽然大量的研究已经呈现出铜基碳化硅复合材料的制备和特性，但纳米碳化硅颗粒的加入和它们对铜基质的晶粒结构的影响已被告知有限。

浅谈陶瓷基复合材料的分类及性能特点蒋永彪（贵州省机械工业学校，贵州贵阳550000）1陶瓷基复合材料分类陶瓷基复合材料，根据增强体分成两大类：连续增强的复合材料和不连续增强的复合材料，如表1所示。

其中，连续增强的复合材料包括一方向，二方向和三方向纤维增强的复合材料，也包括多层陶瓷复合材料；不连续增强的复合材料包括晶须、晶片和颗粒的第二组元增强体和自身增强体，如Si 3N 4中等轴晶的基体中分布一些晶须状β-Si 3N 4晶粒起到增韧效果。

纳米陶瓷既可以是添加纳米尺寸的增强体复合材料，也可以是自身晶粒尺寸纳米化及增强。

表1陶瓷基复合材料分类陶瓷基符合材料也可以根据基体分成氧化物基和非氧化物基符合材料。

氧化物基复合材料包括玻璃、玻璃陶瓷、氧化物、复合氧化物等，弱增强纤维也是氧化物，常称为全氧化物复合材料。

非氧化物基复合材料以SiC ，Si 3N 4，MoS 2基为主。

2陶瓷基复合材料的力学特性陶瓷本体具有耐高温、抗氧化、高温强度高、抗高温蠕变性好、高硬度、高耐磨损性、线膨胀系数小、耐化学腐蚀等优点，但也存在致命的弱点（脆性），它不能承受激烈的机械冲击和热冲击，这限制了它的应用。

可通过控制晶粒、相变韧化、纤维增强等手段制成复合材料，陶瓷基复合材料具有了更高的熔点、刚度、硬度和高温强度，并具有抗蠕变、疲劳极限好、高抗磨性，在高温和化学侵蚀的场合下能承受大的载荷等优点，使其在航空、航天等众多领域有着广泛的应用前景。

2.1陶瓷基复合材料的主要物理和化学性能（1）热膨胀。

复合材料有纤维、界面和基体构成，因此热膨胀的相容性是非常重要的。

虽然线膨胀系数彼此相同是最为理想的，但是几乎实现不了。

通常用线膨胀系数来表征材料的热膨胀，晶体的线膨胀系数存在各向异性，因此，线膨胀系数的各向异性造成的热应力常常是导致多晶体材料从烧结温度冷却下来即发生开裂的原因。

在陶瓷基复合材料里，一般希望增强体承压缩的残余应力，这样即使是弱界面，也不会发生界面脱黏。

连续纤维增强陶瓷基复合材料微观力学研究进展刘海韬;杨玲伟;韩爽【摘要】微观力学参数是构建连续纤维增强陶瓷基复合材料(CFRCMCs)组分、微观结构和宏观力学性能的桥梁,但受限于CFRCMCs的脆性和微观力学参数测试水平,微观力学研究工作进展缓慢.随着基于纳米压痕的微观力学测试技术和基于聚焦离子束微观测试样品制备技术的飞速发展,近年来CFRCMCs的微观力学研究工作取得显著进步.本文结合国防科技大学刘海韬课题组的研究工作,重点对CFRCMCs 组分的原位模量、断裂韧性以及界面结合强度的测试方法和典型应用进行了讨论,最后举例说明了基于微观力学参数的CFRCMCs宏观力学行为的预判方法.【期刊名称】《无机材料学报》【年(卷),期】2018(033)007【总页数】10页(P711-720)【关键词】陶瓷基复合材料;微观力学;纳米压痕;聚焦离子束;综述【作者】刘海韬;杨玲伟;韩爽【作者单位】国防科技大学新型陶瓷纤维及其复合材料重点实验室,长沙 410073;西班牙 IMDEA 材料研究所,马德里28906;国防科技大学新型陶瓷纤维及其复合材料重点实验室,长沙 410073【正文语种】中文【中图分类】TB323连续纤维增强陶瓷基复合材料(CFRCMCs)具有耐高温、高比强度、高比模量、耐腐蚀等优异特性, 特别是高效增韧相连续陶瓷纤维的引入, 克服了本体陶瓷材料的固有脆性, 使其在航空航天发动机热端部件、地面燃气轮机、高速飞行器热结构部件和热防护系统、高速刹车等领域具有广阔的应用前景, 并已付诸应用[1-5]。

经过几十年的发展, CFRCMCs在工艺与性能研究等方面取得了丰硕成果, 但到目前为止, 仍然难以实现精确的力学性能仿真和力学行为预判, CFRCMCs组分、微观结构和宏观力学性能间本构关系尚未精确构建, 这主要是因为CFRCMCs中各组分原位微观力学参量的缺失。

CFRCMCs中各组分的原位微观力学参量(主要包括纤维与基体的模量、韧性, 界面结合强度等)既决定了CFRCMCs的宏观力学性能, 又是宏观力学数值仿真的关键输入参量[6-8]。

梯度微纳米复合陶瓷刀具材料的力学性能和微观结构郑光明;赵军;程祥;徐汝锋;李丽【摘要】针对高速切削航空难加工材料镍基高温合金时对高性能刀具的迫切需求,采用热压烧结工艺,制备sialon梯度微纳米复合陶瓷刀具材料,研究烧结温度、保温时间、梯度层数对刀具材料力学性能及显微组织的影响.利用X射线衍射仪分析材料的物相组成,通过扫描电子显微镜和透射电子显微镜对微观形貌进行分析.结果表明:在1750℃烧结、压力35MPa、保温60 min的条件下,成功合成了β-sialon.具有7层梯度结构的刀具材料在此工艺条件下可获得最优的力学性能:抗弯强度σf =840 MPa,表层维氏硬度HV为17.32 GPa,表层断裂韧性KIC=8.96 MPa.m1/2,表层残余应力σr=-423 MPa,满足刀具材料的使用要求.微纳米颗粒的同时加入和合理的梯度结构是获得较高力学性能的主要原因.【期刊名称】《中国有色金属学报》【年(卷),期】2016(026)004【总页数】8页(P844-851)【关键词】微纳米复合;残余应力;梯度陶瓷刀具;热压烧结;力学性能【作者】郑光明;赵军;程祥;徐汝锋;李丽【作者单位】山东理工大学机械工程学院,淄博255000;山东大学机械工程学院,济南250061;山东理工大学机械工程学院,淄博255000;山东理工大学机械工程学院,淄博255000;山东理工大学机械工程学院,淄博255000【正文语种】中文【中图分类】TQ174梯度功能材料（Functionally graded material， FGM）是一种非均质类的复合材料，材料成分和微观结构呈现阶梯状或连续的变化［1］。

FGM已经在航天飞机、武器装备、切削刀具、生物医学移植等领域得到推广和应用［2−4］。

其中，在陶瓷刀具材料的设计和制备过程中引入FGM的概念，可为刀具材料热−力学性能的提高提供一种有效的工具。

近年来，针对淬火钢、高强钢、高温合金等航空难加工材料，相继研制了Al2O3/（W，Ti）C、Al2O3/TiCN、Al2O3/TiC/CaF2、Si3N4/TiCN、Si3N4/（W，Ti）C /Co等梯度陶瓷刀具材料［5−9］，并对其力学性能和切削性能进行了分析。

第14卷　第2期2006年4月材　料　科　学　与　工　艺MATER I A LS SC I ENCE &TECHNOLOGYVol 114No 12Ap r .,2006陶瓷/碳纳米管复合材料的制备、性能及韧化机理沈　军1,张法明1,2,孙剑飞1(1.哈尔滨工业大学材料科学与工程学院,黑龙江哈尔滨150001,E 2mail:junshen@hit .edu .cn;2.中国科学院上海硅酸盐研究所,上海200050)摘　要:评述和讨论了碳纳米管增强陶瓷基复合材料的制备工艺,包括碳纳米管在陶瓷基体上的分散和材料的烧结成型,添加碳纳米管后材料力学性能、导电和导热等物理性能的改善以及韧化机理,指出碳纳米管在陶瓷材料基体上的均匀分散,碳纳米管在组织中存活,碳纳米管与陶瓷基体的界面结合状态是影响碳纳米管增强陶瓷基复合材料性能提高的关键.关键词:碳纳米管;陶瓷基复合材料;韧化机理;力学性能;物理性能中图分类号:T B332文献标识码:A文章编号:1005-0299(2006)02-0165-06prepara ti on,properti es and tough i n g m echan is m s of carbonnanotubes re i n forced ceram i c ma tr i x co m positesSHEN Jun 1,Z HANG Fa 2m ing1,2,S UN J ian 2fei1(1.School of Materials Science and Engineering,Harbin I nstitute of Technol ogy,Harbin 150001,China,E 2mail:junshen@hit .edu .cn;2.Shanghai I nstitute of Cera m ics,Chinese Acade my of Science,Shanghai 200050,China )Abstract:Carbon nanotubes (CNTs )de monstrate excep ti onal p r operties and their unique tubular structures are believed t o be the ulti m ate reinf orce ment in composites .The mechanical and physical p r operties of brittle cera m ics could be i m p r oved by incor porating CNTs in the matrix .The p reparati on p r ocess for dis persi on of CNTs in the cera m ic matrix,sintering methods,mechanical p r operties,physical p r operties (such as electric conductivity and ther mal conductivity ),as well as t oughing mechanis m s in CNTs reinforced ceram ic matrix composites were revie wed and discussed .It is p r oposed that the key fact ors for i m p r oving the perf ora mce char 2acteristics of CNTs/cera m ic composites are unif or m distributi on of CNTs,the surviving of CNTs in the m icr o 2structures,and the interfacial bonding bet w een CNTs and the cera m ic matrix.Key words:carbon nanotubes;cera m ic matrix composites;t oughing mechanis m s;mechanical p r operties;physical p r operties收稿日期:2004-10-18.基金项目:国家自然科学基金资助项目(50374035).作者简介:沈　军(1965-),男,博士,教授,博士生导师;孙剑飞(1962-),男,博士,教授,博士生导师. 处于s p 2-3杂化态的碳元素可以形成多形态的结构,除金刚石和石墨外,晶态碳还可形成足球结构的C 60和一维管状的碳纳米管.碳纳米管可以看做由六边形的石墨板成360°卷曲而成的管状材料,管的内径在几纳米到几十纳米之间,长度可达微米甚至厘米尺度,长径比高达1000至10000,比表面积大,热稳定性高.在力学性能方面,碳纳米管强度、韧性高,延伸率、弹性模量大,耐磨性优良;尤其是单壁碳纳米管作为一种新型的自组装单分子材料,理论估算其杨氏模量高达5TPa,与金刚石相同,强度约为钢的100倍,而密度却只有钢的1/6,可能是目前比强度和比刚度最高的材料(见表1).碳纳米管还具有优异的导热性能和电学性能等物理特性.因此,碳纳米管被认为是最理想的纳米晶须增韧材料,是纤维类强化相的终极形式[1].陶瓷材料具有共价键和复杂离子键的键合以及复杂的晶体结构,因而呈现耐高温、耐磨损和重量轻等优异的性能,在航空航天,国防军工及工业生产等领域应用十分广泛,但陶瓷材料的脆性问题一直制约着其进一步发展和应用.通过引入增强介质,如第二相颗粒,纤维与晶须等合成陶瓷基复合材料来强韧化陶瓷材料的研究取得了一些成果,但增韧幅度不大.由于碳纳米管特殊的结构和优异的性能,合成碳纳米管增强的复合材料,已经在高分子基、金属基的材料中取得了显著的效果[2].目前,国内外对于碳纳米管增强高分子基复合材料的研究已经较系统,但碳纳米管增强陶瓷基复合材料的研究刚起步.本文对碳纳米管增强陶瓷基复合材料的制备(主要包括碳纳米管在基体上的分散和材料的烧结成型),复合材料的力学性能、物理性能的改善以及强韧化机理进行了评述,对研究中存在的问题进行了分析.表1　纤维材料的性能比较纤维直径/μm密度/(g・cm-3)拉伸强度/GPa弹性模量/GPa碳纳米管01001～0111133～212010～52400～5000碳纤维71166214～311120～170玻璃纤维72150314～41690尼龙纤维12114421870～170硼纤维100～1402150315400石英纤维9212031470碳化硅纤维10～202130218190碳化硅晶须0100231156194821　碳纳米管在陶瓷基体上的分散 碳纳米管比表面积大,表面能高,碳管之间以较强的范德华力团聚在一起,尤其是有机物催化裂解法制备的碳纳米管经常弯曲缠绕在一起.此现象的产生将会减小碳纳米管的长径比,影响碳纳米管增强复合材料的增强效果.因此,如何将碳纳米管引入并均匀分散在基体上非常关键,碳纳米管的引入方式有原位自生法和外加混入法两种.111　原位自生碳纳米管Peigney等首先在A l2O3粉末基体上通过催化反应(Catalytic Method)[3]原位生长出碳纳米管网状束,发现在粉末中碳纳米管长约几十微米呈网络状较均匀的分布在粉末颗粒周围,经热压烧结后碳纳米管量比粉末中有所减少.Ka malakaran 等报道采用喷雾热解工艺[4]在A l2O3基体上原位生长了碳纳米管,发现纳米管在基体上分布很均匀,样品为2～4c m2的薄片,而且此种工艺还可优化制备出碳纳米管原位增强的陶瓷薄膜.Rul等采用凝胶泡沫法[5]在Co-Mg A l2O4氧化物固溶体基体上原位自生了碳纳米管,发现此种工艺碳纳米管产量很高,而且70%以上为单壁碳管, 95%以上为单壁和双壁碳纳米管;他们还在尖晶石(Mg A l2O4)基体上通过CCVD[6]的方法原位生长了碳纳米管,发现原位自生的碳纳米管非常均匀的分布在基体上.112　外加混入碳纳米管11211　物理分散法物理分散法指利用物理作用力将碳纳米管分散开,包括超声波法,球磨法,研磨法,高速剪切法等.但有学者认为物理方法只能分开碳纳米管的团聚体,而且会破坏碳纳米管[7];超声波法会使纳米管变短,随着分散时间延长碳管外壁会剥落,导致管壁变薄[8],而且只能够分散单一的团聚体,不能分散大团聚体[9];球磨和研磨等物理方法只能够将碳纳米管大块的团聚体分散成为小团聚体[9].清华大学L i等[10]对碳纳米管与颗粒尺寸为1μm铁粉混合进行了不同时间的震动球磨处理,磨球为直径不一的钢球,发现球磨15m in,许多碳纳米管端头破坏,而且有许多巴基葱颗粒出现,高能球磨60m in后,大部分碳纳米管变成了无定形碳,铁粉可以看作微小的磨球,其加入促进了碳纳米管的结构转变.11212　化学分散法化学分散法是指利用表面活性剂、表面改性剂或表面功能化来改变碳纳米管的表面能,提高其润湿或粘附特性,降低其在连续溶剂中的团聚倾向.(1)酸处理:采用浓H2S O4/HNO3混合溶液酸处理可以将碳纳米管完全分散开,原因是碳纳米管在酸处理过程中会变短而且增加亲水性官能团如羟基官能团等[9];如果采用浓硝酸处理后,碳纳米管的长度变短,管身变直,管壁上有—OH,>C—O和—COOH功能性官能团吸附,碳管在溶液中分散很均匀[11].Shaffer等也发现通过对催化裂解生长的碳纳米管进行酸氧化处理(HNO3:H2S O4=1:3)会给纳米管表面增加酚基和羟基官能团,这些官能团的存在可以使碳管以较高的浓度在水中稳定分散[12].(2)添加表面活性剂:添加表面活性剂如次乙亚胺(Ethyleni m ine)或者十二烷基硫酸钠(S DS)可以将碳纳米管在水溶液中均匀分散,通过溶胶杂凝聚的工艺,由于不同成分间静电相互作用,可以得到氧化钛和氧化铝颗粒包覆的碳纳米管[13];添加聚乙烯胺和阴离子柠檬酸于水溶液中作为分散剂对碳纳米管表面进行改性处理,然后在NH3中热处理,金纳米粒子可以吸附并填充到纳米管上表面和内部[14].在酒精溶液中添加20d mb%的共聚物作为分散剂可以成功的将110wt.%多壁碳纳米管均匀的分散开[15];在水・661・材　料　科　学　与　工　艺 第14卷　中添加溴化十六烷基三甲铵(C 16T MAB )或聚丙烯酸(P AA )或C 16EO 作为分散剂都可以将碳纳米管均匀分散开,但不可能得到绝对的均匀[16].研究发现,添加阴离子表面活性剂十二烷基硫酸钠和阳离子表面活性剂柠檬酸铵都可以将碳纳米管较均匀的分散在水溶液中,阴、阳离子表面活性剂均以纳米颗粒的形式均匀的吸附在碳纳米管的表面上,如图1所示.图1　碳纳米管表面活化后的TE M 形貌11213　物理化学分散法物理化学分散法是将物理方法,如超声波法、球磨法等,与化学方法,如酸处理、添加表面活性剂等进行组合,以期达到将纳米管更加均匀分散在基体上的目的.采用添加表面活性剂与超声波振荡和球磨工艺结合,可将碳纳米管较均匀的分布在纳米WC /Co 粉末中[17].2　碳纳米管增强陶瓷基复合材料的烧结成型 碳纳米管增强陶瓷基复合材料大部分采用烧结成型,通常制备纳米陶瓷材料和陶瓷基复合材料的工艺均可以用于制备碳纳米管增强陶瓷基复合材料,但烧结气氛必须是真空或惰性气体保护,以防止碳纳米管的氧化,碳纳米管在陶瓷烧结后组织中的存活状况非常重要.(1)热压烧结:热压烧结是最常用的一种制备碳纳米管增强陶瓷基复合材料的烧结工艺,采用热压烧结工艺所制备的碳纳米管增强的复合材料有Si C,Si O 2,A l 2O 3,Fe -A l 2O 3,Fe /Co -Mg A l 2O 4,Co -Mg O 基等材料[18～22],复合材料的性能均有所提高但不大.(2)烧结-热等静压:Balazsi 等采用烧结-热等静压(Sinter -H I P )烧结工艺制备了多壁碳纳米管增强Si 3N 4基复合材料,复合材料的弯曲强度和弹性模量均有可观的提高[23].(3)放电等离子烧结:放电等离子烧结(Spark Plas ma Sintering,简称SPS )是近年来发展起来的一种新型的烧结工艺,该系统利用脉冲能、放电脉冲压力和焦耳热产生的瞬时高温场来实现烧结过程,它在粉末之间能瞬时产生放电等离子体,使被烧结体内部每个颗粒均匀的自身发热,并且使颗粒表面活化更易于烧结;同时,烧结时在样品两端施加轴向压力,可以使烧结体更加致密和烧结温度降低.可以在极快的升温速度、低的烧结温度、极短的保温时间、较高的烧结压力下制得致密的块状纳米材料.有学者认为采用热压烧结工艺制备碳纳米管增强陶瓷基的复合材料,由于所需的烧结温度较高,保温时间较长,会对复合材料中的碳纳米管造成破坏,因此会降低甚至会丧失增韧效果[24].放电等离子烧结是非常有发展前景的制备碳纳米管增强陶瓷基复合材料的工艺.(4)其他工艺:Peigney 等采用高温挤压成型制备了碳纳米管增强金属氧化物复合材料,发现由于碳纳米管的引入,复合材料的超塑性成型更易进行,碳纳米管抑制了基体晶粒长大,并具有润滑介质的作用.研究发现,将碳纳米管在陶瓷材料基体上定向排列是可能的,通过控制碳纳米管的含量来调制纳米复合材料的导电性能[22].3　碳纳米管增强陶瓷基复合材料的性能改善 将碳纳米管添加到陶瓷材料基体上,由于碳纳米管的分散程度和制备工艺的差别,导致复合材料的力学性能提高不一,有的甚至降低.除了力学性能外,碳纳米管增强陶瓷基复合材料的物理性能,如导电性能、导热性能均有较大的改善.311　力学性能1998年清华大学Ma 等首先尝试了在纳米Si C 陶瓷的基体上添加多壁碳纳米管,其断裂韧性仅提高了10%[18].Flahaut 等通过在Fe -A l 2O 3基体上原位生长碳纳米管,使复合材料的断裂强度比氧化铝稍有提高,但比Fe -A l 2O 3降低很多,其断裂韧性比纯氧化铝有所降低或相近[25].2001年Siegel 等报道在氧化铝基体上添加10vol%的多壁碳纳米管,其断裂韧性比纯氧化铝提高了24%[26].2003年Nature 发表了华人Zhan 等[24]的研究结果,他们在纳米A l 2O 3基体上添加10vol%的单壁碳纳米管,于1150℃放电等离子烧结(SPS )3m in 得到的复合材料的维氏硬度达到了・761・第2期沈　军,等:陶瓷/碳纳米管复合材料的制备、性能及韧化机理1611GPa,断裂韧性K I C达到了917MPa・m1/2,约为单纯纳米氧化铝材料的3倍,为迄今增韧效果最佳的报道.Balazsi等研究了碳纳米管与碳纤维、碳黑和石墨复合Si3N4陶瓷的增韧效果,发现Si3N4-CNTs的力学性能比其他碳材料如碳纤维、碳黑和石墨复合Si3N4提高了15%～37%[23].An等对A l2O3-CNTs复合材料的摩擦学特性进行了研究,发现添加4wt%以内的碳纳米管可以提高材料的耐磨性能[27].2004年中科院上硅所N ing等在Si O2添加5vol%的多壁碳纳米管,由于碳纳米管较均匀的分散,添加了5v ol.%的碳纳米管的Si O2弯曲强度和断裂韧性分别提高了88%与146%,而不添加分散剂的5v ol.%CNTs-Si O2复合材料的力学性能提高较少[16].我课题组采用放电等离子烧结工艺制备了纳米WC-Co-CNTs复合材料,研究发现复合材料的硬度和断裂韧性可以同时提高,硬度和断裂韧性比不添加碳纳米管的纳米WC-Co硬质合金分别提高了17%和35%[17],起到了强韧化效果. 312　物理性能单壁纳米碳管的室温纵向电导率达106S/m, Zhan等后续的研究结果表明,S WCNT/A l2O3的导电性能随着碳纳米管含量的增加而提高, 15vol%S WCNT/A l2O3的导电率达3345S/m[28]. Flahaut碳纳米管可以使其由绝缘体变为导体,电导率在012～410S/m,电导率的值与组织中碳纳米管的破坏程度有关,当管结构完全破坏时,就不再导电[29].单独一根多壁纳米碳管的室温热导率预计达3000W/mK,单独一根单壁碳纳米管室温热导率达6000W/mK,而单壁碳纳米管束的室温热导率大于200W/mK[30],碳纳米管被认为是目前世界上最好的导热材料.N ing等随后的研究发现在Si O2的基体上添加碳纳米管,材料的热扩散系数和热导率随着碳纳米管的含量的增加而增大,在650℃含10vol%碳纳米管的Si O2的热扩散系数和导热率分别提高了1613%和2016%[31].4　碳纳米管增强陶瓷基复合材料的强韧化机理 有关研究发现,在碳纳米管增强纳米陶瓷基复合材料中,碳纳米管可以在一定程度抑制纳米陶瓷晶粒长大,并促进陶瓷致密度的提高,使材料强度提高.Zhan等在单壁纳米碳管增强纳米氧化铝基复合材料中,发现碳纳米管包围在纳米氧化铝晶粒周围,有效地抑制了晶粒的长大[24].中科院金属所的钟等在碳纳米管增强纳米铝基复合材料制备过程中发现碳纳米管具有阻止纳米A l晶粒长大的作用[32].碳纳米管的引入会与基体产生界面反应,清华大学Xu等[33]发现,A l/CNTs复合材料的界面形成了A l C和A l C2脆性碳化物,消弱了界面的结合强度.浙江大学吴等[34]对含有微量碳纳米管的纳米WC-Co硬质合金做了初步研究,发现碳纳米管与WC粒子形成了W-C化学键,强化了界面结合.我课题组对纳米WC-Co-CNTs硬质合金材料的研究表明,添加适量的碳纳米管在纳米WC-Co基体上,在烧结过程中碳纳米管可以填充显微空隙,以及碳纳米管的添加引起合金中碳含量的稍微提高,致使液相量增加从而促进了烧结致密化进程;碳纳米管与WC晶界相互作用可以一定程度上抑制纳米WC的晶粒长大,所以材料的硬度和韧性同时提高[17].对于微米级纤维复合的陶瓷材料,增韧机理有桥联增韧,裂纹偏转增韧,拔出效应.Ma认为在纳米Si C-10%CNTs中断裂韧性提高是由于碳纳米管的裂纹偏转和拔出效应造成的[18].N ing报道碳纳米管增强Si O2复合材料中桥联、裂纹偏转和拔出效应都起作用[19].Zhan[24]发现:纳米A l2O3 -10vol%S WCNTs复合材料的裂纹扩展路径仍然呈沿晶断裂,没有发现桥联和拔出现象,认为碳管拔出是由于碳管与基体结合不牢固造成的,他认为其性能大幅度提高是由于单壁碳纳米管比多壁管力学性能和结构更加优异,单壁碳管呈网络状连续的环绕在纳米氧化铝晶粒周围造成了裂纹的偏转,增韧如图2所示,箭头所指为碳纳米管;放电等离子烧结的低温短时没有造成单壁碳纳米管的破坏等原因引起的.Xia等[35]在氧化铝基体上原位定向生长了多壁碳纳米管,制备出20μm和90μm厚的涂层材料,经纳米硬度计和扫描电镜分析发现,在微米级纤维增强的陶瓷基复合材料中的增韧机制,在碳纳米管增强陶瓷基复合材料中仍然都存在,而且呈现了新的机制,碳纳米管在图2　单壁碳纳米管增强纳米氧化铝基复合材料・861・材　料　科　学　与　工　艺 第14卷　剪切带附近产生倒塌而不产生裂纹,说明此材料具有多向破坏承受能力,三维有限元分析表明,碳纳米管增强的氧化铝陶瓷基复合材料基体上的残余应力达300MPa,提高了材料的工程使用性能.对放电等离子烧结制备的纳米WC-Co-CNTs 复合材料的增韧机理初步研究发现,烧结后碳纳米管仍然存活在组织中,断裂面上存在着碳纳米管桥联和拔出增韧现象[17].5　研究中存在的问题1)碳纳米管在基体上分散效果和状态直接影响复合材料的性能提高,原位自生法与外加混入法相比,能够得到纳米管在基体上更加均匀的分布,但技术设备要求高.迄今为止,如何将碳纳米管在不破坏或少破坏其完美结构的前提下非常均匀的分散到陶瓷材料基体上,仍有待深入研究.2)烧结成型是碳纳米管增强陶瓷基复合材料制备过程中的最后也是关键的一步,保证碳纳米管在组织中的存活十分重要.低温、短时、快速烧结工艺———放电等离子烧结,可以在保持碳纳米管在陶瓷组织中的完整性,较适合制备碳纳米管增强陶瓷基复合材料.但放电等离子烧结的内在烧结机制,以及碳纳米管复合的纳米材料在SPS工艺下的烧结动力学机理有待研究.3)采用碳纳米管复合陶瓷材料不仅可以改善材料的力学性能,还可以增加其功能特性,如导电性能、导热性能等,并且可以通过碳纳米管含量和排列方向的控制来对陶瓷材料的性能进行调制.碳纳米管还具有波吸收特性、场致发射性能等,制备高力学性能兼多功能化的陶瓷材料,碳纳米管是最理想的增强纤维选择.但目前碳纳米管较昂贵,如何大幅度地提高复合材料的性能,提高材料的性价比,并达到性能可预测、可控制,有待于深入研究.6　结　语 碳纳米管具有优异的力学性能,电学性能和导热性能等物理性能,极高的长径比以及独特的一维管状纳米结构,碳纳米管复合材料的研究已成为碳纳米管应用研究的重要方向和国内外的研究热点.引入碳纳米管来复合陶瓷材料有望进一步提高陶瓷材料的力学性能,同时增加其功能特性,实现结构功能一体化,并且通过对碳纳米管的排列和含量控制可以对陶瓷材料的性能进行调制.碳纳米管在陶瓷材料基体上的增强效果主要取决于碳纳米管在陶瓷材料基体上的分散程度,碳纳米管在组织中的存活,及碳纳米管与陶瓷基体的界面结合状态等因素.碳纳米管增强陶瓷基复合材料在纳米尺度上的成型、特性、破坏和强韧化机制的研究将大大丰富陶瓷材料的研究内容,并将为进一步拓宽陶瓷材料作为先进材料的应用范畴奠定基础.参考文献:[1]DA I H.Carbon nanotubes:opportunities and challenges[J].Surface Science,2002,500:218-241.[2]LAU K T,DAV I D H.The revoluti onary creati on of ne wadvanced materials2carbon nanotube composites[J].Composites:Part B,2002,33:263-277.[3]PE I G NEY A,LAURE NT Ch,ROUSSET A.Synthesisand characterizati on of alu m ina matrix nanocomposites containing carbon nanotubes[J].Key Engineering M a2 terials,1997,743-746:132-136.[4]K AMALAK ARAN R,LUP O F,GROBERT N.I n2situfor mati on of carbon nanotubes in an alu m ina2nanotube composite by s p ray pyr olysis[J].Carbon,2003,41:2737-2741.[5]RUL S,LAURE NT Ch,PE I G NEY A,et a l.Carbonnanotubes p repared in situ in acellular cera m ic by the gelcasting f oa m method[J].Journal of the Eur opean Ceram ic Society,2003,23:1233-1241.[6]RUL S,LEFE VRESCHL I CK F,C APR I A E,et a l.Per2colati on of single2walled carbon nanotubes in ceram ic matrix nanocomposites[J].Acta M aterialia,2004,52:1061-1067.[7]H I L D I N G J,GRULKE E A,Z HANG Z G,et a l.D is2persi on of carbon nanotubes in liquids[J].Journal ofD is per Sci Technol,2003,24(1):1-41.[8]LU K L,LAG O R M,CHE N Y K,et a l.M echanicalda mage of carbon nanotubes by ultras ound[J].Car2 bon,1996,34:814-816.[9]WANG Yao,WU Jun,W E I Fei.A treat m ent method t ogive separated multi2walled carbon nanotubes with high purity,high crystallizati on and a large as pect rati o[J].Carbon,2003,41:2939-2948.[10]L I Y B,W E IB Q,L I A NG J,et a l.Transfor mati on ofcarbon nanotubes t o nanoparticles by ball m illingp r ocess[J].Carbon,1999,37:493-497.[11]J I A Z,WANG Z,L I A NG J,et a l.Pr oducti on of shortmulti2walled carbon nanotubes[J].Carbon,1999,37:903-906[12]SHAFFER M S P,F AN X,W I N DLE A H.D is persi onand Packing of Carbon Nanotubes[J].Carbon,1998,36(11):1603-1612.[13]S UN J,G AO L.Devel opment of a dis persi on p r ocessf or carbon nanotubes in cera m ic matrix by heter ocoagu2lati on[J].Carbon,2003,41:1063-1068.・961・第2期沈　军,等:陶瓷/碳纳米管复合材料的制备、性能及韧化机理[14]J I A NG L,G AO L.Modified carbon nanotubes:an ef2fective way t o selective attach ment of gold nanoparticles[J].Carbon,2003,41:2923-2929.[15]Z HAO L,G AO L.Stability of multi2walled carbonnanotubes dis persi on with copoly mer in ethanol[J].Coll oids and Surfaces A,2003,224:127-134. [16]N I N G J,Z HANG J,P AN Y,et al.Surfactants assistedpr ocessing of carbon nanotube reinf orced Si O2matrix co m2 posites[J].Cera mics I nternati onal,2004,30:63-67. [17]Z HANG F,S HE N J,S UN J.Pr ocessing and p r operties ofcarbon nanotubes2nano2WC2Co co mposite[J].MaterialsScience&Engineering A,2004,381(1-2):87-92. [18]MA R Z,WU J,W E IB Q,et a l.Pr ocessing and p r op2erties of carbon nanotubes2nano2Si C cera m ic[J].Journal ofM aterials Science,1998,33:5243-5246.[19]N I N G J,ZHANG J,P AN Y,et a l.Fabricati on and me2chanical p r operties of Si O2matrix composites reinf orcedby carbon nanotubes[J].M aterials Science&Engi2 neering A,2003,357(1-2):392-396.[20]CHANG S,DORE MUS R H,AJAY AN P M.Pr ocess2ing and mechanical p r operties of carbon nanotube rein2 forced alu m ina composites[J].Cera m ic Engineeringand Science Pr oceedings,2000,21(3):653-658. [21]PE I G NEY A,LAURE NT Ch,F LAJAUT E,et a l.Car2bon nanotubes in novel cera m ic matrix nanocomposites[J].Cera m ics I nternati onal,2000,26:677-683. [22]PE I G NEY A,F LAHAUT E,LAURE NT Ch,et a l.A2ligned carbon nanotubes in cera m ic2matrix nanocompos2ites p repared by high2temperature extrusi on[J].Chem ical Physics Letters,2002,352:20-25. [23]BALAZSI Cs,K ONY A Z,W E BER F,et a l.Prepara2ti on and characterizati on of carbon nanotube reinf orcedsilicon nitride composites[J].Materials Science&Engineering C,2003,23:1133-1137.[24]ZHAN G D,K UNTZ J D,WAN J,et a l.Single2wallcarbon nanotubes as attractive t oughing agents in alu m i2 na2based nanocomposites[J].Nature Materials,2003,2:38-42.[25]LAURE NT Ch,PE I G NEY A,DUMORTI ER O,et a l.Carbon nanotubes2Fe2A lu m ina nanocomposites.PartII:m icr ostructure and mechanical p r operties of the hot2 Pressed composites[J].Journal of the Eur opean Ce2ra m ic Society,1998,18(14):2005-2013.[26]SI EGE L R W,CHANG S K,ASH B J.Mechanical be2havi or of poly mer and cera m ic matrix nanocomposites[J].Scri p ta M aterialia,2001,44:1472-1475. [27]AN J W,Y OU D H,L I M D S.Tribol ogical p r opertiesof hot2p ressed alu m ina2C NT composites[J].W ear,2003,255(1-6):677-681.[28]ZHAN G D,K UNTZ J D,G ARAY J E.Electricalp r operties of nanocera m ics reinf orced with r opes of sin2gle walled carbon nanotubes[J].App lied Physics Let2ters,2003,83(6):1228-1230.[29]F LAHAUT E,PE I G NEY A,LAURE NT Ch,et a l.Car2bon nanotube2metal2oxide nanocomposites:M icr ostruc2ture,Electrical conductivity and mechanical p r operties[J].Acta Materialia,2000,48:3803-3812. [30]B I ERUK M J,L I A G UNO M C,RADOS AV I JE V I C M.Carbon nanotube co mposites f or ther malmanage ment[J].Applied Physics Letters,2002,80(15):2767-2769. [31]N I N G J,ZHANG J,P AN Y,et a l.Fabricati on andther mal p r operties of carbon nanotube/Si O2composites[J].Journal of Materials Science Letters,2003,22:1019-1021.[32]钟　蓉,丛红涛,成会明,等.单壁纳米碳管增强纳米铝基复合材料的制备[J].材料研究学报,2002,16(4):344-348.[33]XU C L,W E IB Q,MA R Z,et a l.Fabricati on of alu2m inu m2carbon nanotubes and their electrical p r operties[J].Carbon,1999,37(5):855-858.[34]吴希俊,谭国龙.纳米碳化钨-钴-碳化钒硬质合金的制备方法及设备[P].中国专利:1240639,2000-01-19.[35]X I A Z,R I ESTER L,C URTI N W A.D irect observati onof t oughing mechanis m s in carbon nanotube ceram icmatrix composites[J].Acta Materialia,2004,52:931-944.(编辑　吕雪梅)(上接第164页)[4]王成莲,刘　莉.比色法测定抗坏血酸体系产生的・OH[J].生物化学与生物物理进展,1989,16(6): 473-475.[5]JE N J F,LE LL M F,T HOMAS C Y.Deter m inati on ofhydr oxyl radicals in an advanced oxidati on p r ocess with salicylic acid trapp ing and liquid chr omat ography[J].Journal of Chr omat ography A,1998,796:283-288. [6]金　鸣,蔡亚欣,李金荣,等.邻二氮菲-Fe2+氧化法检测H2O2/Fe2+产生的羟自由基[J].生物化学与生物物理进展,1996,23(6):543-553.[7]张乃东,郑　威.UV-V is-草酸铁络合物-H2O2体系产生羟自由基的Fe(phen)32+光度法测定[J].分析测试学报,2002,21(5):36-39.[8]L I X Z,F AN C M,S UN Y P.Enhancement of phot ocata2lytic oxidati on of hu m ic acid in Ti O2sus pensi on by in2creasing i on strength[J].Che mos phere,2002,48(4):453-460.(编辑　吕雪梅)・71・材　料　科　学　与　工　艺 第14卷　。

北京航空航天大学科技成果——编织结构陶瓷基复合材料力学性能预测及强度分析技术成果简介编织结构陶瓷基复合材料由于其耐高温、抗氧化的特点，是高推重比航空发动机高温部件最有应用前景的候选材料。

在此背景下，研究开发了编织结构陶瓷基复合材料力学性能预测和结构强度分析技术。

项目通过稳态热固耦合平衡方程推导建立了热固耦合双尺度渐进均匀化分析方法，得到宏细观物理量间的对应关系偏微分方程。

利用变分原理推导得到宏细观物理量对应关系方程的有限单元形式，完成热固耦合双尺度渐进均匀化分析程序的开发；针对编织结构复合材料的多尺度结构特点，完成了复合材料的细观、微观多尺度RVE建模方法研究。

最后，通过引入材料分布模型描述复合材料构件局部材料坐标，建立了复合材料构件宏细微观多尺度热固耦合分析体系。

此项技术通过多尺度RVE建模、热固耦合双尺度均匀化分析能够较为准确的预测陶瓷基复合材料及其构件的热力学性能，得到相关材料参数，为材料的应用提供分析方法。

应用此项技术，复合材料热力学性能预测值与材料单位提供的实验值相吻合，预测的宏观弹性模量与拉伸实验测量值最大相对误差12%以内。

同时开展陶瓷基复合材料发动机典型结构实验研究，应变预测值与实验测量值最大相对误差7%以内。

应用说明此项技术通过开发热固耦合双尺度均匀化分析程序，构建细观、微观多尺度RVE模型，建立复合材料构件多尺度分析体系，达到了预测编织陶瓷基复合材料及其构件力学性能的目的。

计算结果与实验结果比对，证明了其可靠性。

此项技术在航空、航天以及其他与陶瓷基复合材料相关领域均可得到应用。

效益分析陶瓷基复合材料在高温条件下表现出优异的力学性能，并且本身具有轻质等特点，在航空、航天等领域得到了越来越多的关注和应用。

此项技术在保证一定的准确性的前提下，代替实验方法预测材料性能，大幅降低了成本，将会推动陶瓷基复合材料更广泛的应用。

复合材料性能的经验计算方法篇一：计算材料学在复合材料中的应用计算材料学在复合材料中的应用蒋雯3120XX0417摘要：随着计算机技术的发展，计算材料学成为复合材料领域越来越重要的研究分析手段。

本文通过查阅文献，介绍了有限元方法、分子动力学法和人工神经网络法的基本原理以及其在复合材料领域的应用，最后对计算材料学在作者日后科研工作中可能的应用进行了展望。

关键词：计算材料学；有限元方法；分子动力学法；人工神经网络法；复合材料1引言20世纪90年代以来，由于计算机技术的飞速发展，计算机模拟在材料微结构研究领域的地位日渐突显，这是因为：一方面，无论在定量还是定性方面，计算机模拟可以在很多方面提供实验无法获得或很难获得的信息；另一方面，计算机的飞速发展与测试环境的改进为直接验证理论的可靠度提供了很好的条件。

在材料科学研究中，采用计算机模拟技术，从分子的微观性质计算到预测材料的介观、宏观性质，已成为新兴的学术方向，并已形成了一门新学科，即计算材料学[1]。

复合材料是指由两种或两种以上异质、异形、异性的原材料通过某种工艺组合成的一种新的材料。

它即保留了原组分材料的主要特性。

又通过复合效应获得了原组分材料所不具备的新性能。

与普通单相增强材料相比，其冲击强度、疲劳强度和断裂韧性显著提高，并具有特殊的热膨胀性能。

基于以上这些特点，复合材料一度成为学者们的研究热点，将计算材料学应用于复合材料的研究，能解决许多实验不能解决的问题，因此也受到了人们的重视[2]。

本文主要介绍有限元法、分子动力学法和人工神经网络法在复合材料研究中的应用情况。

最后对计算材料学在作者日后的科研工作中可能的应用进行了展望。

2有限元方法2.1有限元方法介绍有限元分析（FEa，FiniteElementanalysis）利用数学近似的方法对真实物理系统进行模拟。

利用简单而又相互作用的元素，即单元，就可以用有限数量的未知量去逼近无限未知量的真实系统。

有限元分析是用较简单的问题代替复杂问题后再求解。

基于晶粒形貌的增材制造力学行为数值模拟第一篇范文增材制造（Additive Manufacturing, AM）技术因其独特的制造优势，如近无切削、复杂形状自由制造等，已广泛应用于航空航天、生物医疗、汽车制造等领域。

然而，该技术在实现高性能零件制造方面仍面临诸多挑战，其中之一便是力学行为的精确预测。

晶粒形貌作为影响材料力学性能的关键因素，对增材制造件的性能具有重要影响。

本文将基于晶粒形貌探讨增材制造的力学行为数值模拟。

一、增材制造过程中的晶粒形貌演变增材制造过程涉及粉末床熔化、凝固等过程，从而导致晶粒形貌的演变。

不同于传统制造方法，增材制造过程中的层状累积结构使得晶粒呈现出特有的形貌。

研究表明，晶粒形貌对材料的力学性能具有显著影响，如晶粒尺寸、形状以及晶界分布等。

因此，深入研究增材制造过程中晶粒形貌的演变规律对于实现高性能零件制造具有重要意义。

二、基于晶粒形貌的力学行为数值模拟方法为了预测和优化增材制造件的力学性能，数值模拟方法成为了一种有效手段。

目前，基于晶粒形貌的力学行为数值模拟方法主要包括以下几种：1. 连续介质力学模型：该方法将晶粒视为连续介质，利用晶体塑性理论描述晶粒的变形过程。

通过对晶粒形貌、晶界特性等因素的引入，可以实现对材料力学行为的准确预测。

2. 离散元方法：该方法将晶粒离散为若干个颗粒，通过颗粒间的相互作用模拟晶粒的变形和晶界的滑动。

离散元方法在处理复杂晶粒形貌方面具有明显优势。

3. 分子动力学方法：该方法从原子层面出发，模拟晶粒的变形过程。

分子动力学方法在描述晶粒内部微观结构方面具有较高精度，但计算成本较高。

三、应用与挑战基于晶粒形貌的力学行为数值模拟在增材制造领域取得了显著成果。

例如，通过模拟预测了增材制造件的屈服强度、韧性等力学性能，为优化设计提供了理论依据。

然而，该方法在实际应用中仍面临诸多挑战，如晶粒形貌的准确建模、计算成本高等。

第二篇范文我们要聊一聊增材制造（AM）中的一个关键话题：力学行为数值模拟。