陶瓷材料的增韧机理

陶瓷材料的增韧机理

引言:现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、而腐蚀及相对密度轻等许多优良的性能。但它同时也具有致命的弱点,即脆性,这一弱点正是目前陶瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。因此,陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的一个重点问题。陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力,在断裂过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外,几乎没有其它吸收能量的机制,这就是陶瓷脆性的本质原因。人们经过多年努力,已探索出若干韧化陶瓷的途径,包括纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等。这些增韧方法的实施,使陶瓷材料的韧性得到了较大的提高,使陶瓷材料在高温结构材料领域显示出强劲的竞争潜力。

增韧原理：

1.1纤维增韧

为了提高复合材料的韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。任何固体材料在载荷作用下(静态或冲击),吸收能量的方式无非是两种:材料变形和形成新的表面。对于脆性基体和纤维来说,允许的变形很小,因此变形吸收的断裂能也很少。为了提高这类材料的吸能,只能是增加断裂表面,即增加裂纹的扩展路径。纤维的引入不仅提高了陶瓷材料的韧性,更重要的是使陶瓷材料的断裂行为发生了根本性变化,由原来的脆性断裂变成了非脆性断裂。纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹。

1.2 晶须增韧

陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶,因而具有很高的强度,是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体[8]。陶瓷晶须目前常用的有SiC 晶须,Si3N4晶须和Al2O3晶须。基体常用的有ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等。采用30%(体积分数)B2SiC晶须增强莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570MPa,断裂韧性为415MPa#m1/2，比纯莫来石提高100%

以上。王双喜等[10]研究发现,在2%(摩尔分数)Y2O32超细料中加入30%(体积

分数)的SiC晶须,可以细化2Y2ZrO2材料的晶粒,并且使材料的断裂方式由沿晶断裂为主变为穿晶断裂为主的混合断裂,从而显著提高了复合材料的刚度和韧性。

1.3 相变增韧

相变增韧ZrO2陶瓷是一种极有发展前途的新型结构陶瓷,其主要是利用ZrO2相变特性来提高陶瓷材料的断裂韧性和抗弯强度,使其具有优良的力学性能,低的导热系数和良好的抗热震性。它还可以用来显著提高脆性材料的韧性和强度,是复合材料和复合陶瓷中重要的增韧剂。近十年来,具有各种性能的ZrO2陶瓷和以ZrO2为相变增韧物质的复合陶瓷迅速发展,在工业和科学技术的许多领域获得了日益广泛的应用。

ZrO2在常压及不同的温度下,具有立方(c2ZrO2)、四方(t2ZrO2)及单斜(m2ZrO2)等3种不同的晶体结构。当ZrO2从高温冷却到室温时,要经历cytym的同质异构转变,其中tym会产生3%~5%的体积膨胀和7%~8%的剪切应变,由于ZrO2自身马氏体转变的这个特点,引起显著裂纹韧化和残余应力韧化,可使韧性得到显著提高。ZrO2的增韧机制一般认为有应力诱导相变增韧、微裂纹增韧、压缩表面韧化。在实际材料中究竟何种增韧机制起主导作用,在很大程度上取决于四方相向单斜相马氏体相变的程度高低及相变在材料中发生的部位。

(1)应力诱导相变

ZrO2在室温下为单斜晶系,温度达到1170e时转化为亚稳态四方晶型,在应力作用下可诱发相变重新回到单斜晶,此时伴随体积膨胀,导致微裂纹闭合,从而韧化陶瓷,或者说在裂纹尖端应力场的作用下ZrO2粒子发生四方-单斜相变而吸收了能量,即外力做了功,从而提高了断裂韧性。这就是应力诱导相变。

(2)微裂纹增韧

不同基体中室温下ZrO2颗粒保持四方相的临界尺寸不同,当某颗粒大于临界尺寸时,室温四方相已转变为单斜相并在其周围的基体中形成微裂纹。当主裂纹扩

展到ZrO2颗粒时,这种均匀分布的微裂纹可以缓和主裂纹尖端的应力集中或使主裂纹分叉而吸收能量,这就是ZrO2的微裂纹增韧。

(3)压缩表面韧化

研磨相变韧化ZrO2的表面,可以使表面层的四方相ZrO2颗粒转变为单斜相,并产生体积膨胀,形成压缩表面层,从而强化陶瓷。ZrO2增韧Al2O3陶瓷刀具是典型的相变增韧陶瓷,美国和瑞典研制的ZrO2增韧陶瓷刀片具有相当高的刀刃强度和耐磨性,用于加工合金钢时,粗车速度为313m/s,精车速度为15m/s。它可以在高于硬质合金刀具4~5倍的切削速度下加工高温合金。

1.4颗粒增韧

用颗粒作为增韧剂,制备颗粒增韧陶瓷基复合材料,其原料的均匀分散及烧结致密化都比短纤维及晶须复合材料简便易行。因此,尽管颗粒的增韧效果不如晶须与纤维,但如颗粒种类、粒径、含量及基体材料选择得当,仍有一定的韧化效果,同时会带来高温强度、高温蠕变性能的改善。所以,颗粒增韧陶瓷基复合材料同样受到重视,并开展了有效的研究工作。从增韧机理上分,颗粒增韧分为非相变第二相颗粒增韧、延性颗粒增韧、纳米颗粒增加。

非相变第二相颗粒增韧主要是通过添加颗粒使基体和颗粒间产生弹性模量和热膨胀失配来达到强化和增韧的目的,此外,基体和第二相颗粒的界面在很大程度上决定了增韧机制和强化效果,目前使用的较多的是氮化物和碳化物等颗粒。延性颗粒增韧是在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒来提高陶瓷的韧性,一般加入金属粒子。金属粒子作为延性第二相引入陶瓷基体内,不仅改善了陶瓷的烧结性能,而且可以以多种方式阻碍陶瓷中裂纹的扩展,如裂纹的钝化、偏转、钉扎及金属粒子的拔出等,使得复合材料的抗弯强度和断裂韧性得以提高。

陶瓷材料闪烧技术研究进展

第45卷第9期 2017年9月 硅 酸 盐 学 报 Vol. 45，No. 9 September ，2017 JOURNAL OF THE CHINESE CERAMIC SOCIETY https://www.docsj.com/doc/eb16652380.html, DOI ：10.14062/j.issn.0454-5648.2017.09.01 陶瓷材料闪烧技术研究进展 傅正义，季 伟，王为民 (武汉理工大学材料复合新技术国家重点实验室，武汉 430070) 摘 要：总结了闪烧研究中所涉及的实验内容(包括平台、制度和材料体系等)和烧结机理(包括焦耳热效应、快速升温致密化、接触点局部热效应和缺陷作用理论等)，比较了闪烧和传统烧结制得材料的微观形貌和力学性能，展望了闪烧技术的发展趋势和方向。结果表明：闪烧技术可广泛应用于离子导体、绝缘体、半导体和类金属导电陶瓷等多种陶瓷材料的制备中，闪烧制备的陶瓷材料较传统烧结具有更精细的微观形貌和更优异的力学性能。 关键词：闪烧；超快速烧结；致密化行为；烧结机理 中图分类号：TB33 文献标志码：A 文章编号：0454–5648(2017)09–1211–09 网络出版时间：2017–07–27 18:07:57 网络出版地址：https://www.docsj.com/doc/eb16652380.html,/kcms/detail/11.2310.TQ.20170727.1807.001.html Recent Progress in Flash Sintering Technology of Ceramic Materials FU Zhengyi , JI Wei , WANG Weimin (State Key Laboratory of Advanced Technology for Materials Synthesis and Processing, Wuhan University of Technology, Wuhan 430070, China) Abstract: This review paper represents recent experimental work (i .e ., apparatus, regimes and materials) and the possible mechanisms in flash sintering (i .e ., thermal runaway of joule heating, rapid heating for densification, local heating of the contact point and effect of lattice defects). The microstructures and properties of materials obtained by flash sintering and conventional sintering were described. Some aspects for further investigation were prospected. It is indicated that flash sintering is applied to fabricate some ceramic materials like ionic conductors, insulators, semiconductors and metallic-like ceramics. Ceramics fabricated by flash sintering show a finer microstructure and better mechanical properties, compared to those by conventional sintering. Keywords: flash sintering; ultra-fast sintering; densification behavior; sintering mechanisms 传统的陶瓷烧结方法，是指紧密堆积的陶瓷粉体在高温热驱动力的作用下，通过原子扩散排出晶粒间的气孔从而致密化的过程。但在高温条件下，原子扩散作用在帮助材料致密化的同时，也会不可避免地导致晶粒长大现象。对于多晶材料，高的密实度意味着更好的力学性能，而晶粒长大则会造成性能的劣化，影响材料的应用，长时间的高温烧结也使得陶瓷行业成为一种高耗能产业。 闪烧(Flash sintering)技术是近几年出现的一种 新型电场辅助陶瓷烧结方法。“Flash sintering ”一词最早的出现于1952年Hill 的文章[1]中，文中描述了一种在压力辅助条件下，将电流直接通过迅速升温的金属陶瓷坯体，来制备金属陶瓷块体材料的方法。 现在所说的闪烧是一个新的烧结概念，第1篇文献于2 010年由Cologna 等报道[2]，在此文及其后续的研究论文中[3]，作者描述了1个典型的闪烧实验平台，如图1所示。利用这一平台，Cologna 将氧化锆[3%(摩尔分数) Y 2O 3–ZrO 2，3YSZ]陶瓷坯体 收稿日期：2017–06–16。 修订日期：2017–06–23。 基金项目：国家自然科学基金(51521001， 51402097)；科技部国际合作 项目(2015DFR50650)和武汉理工大学自主创新基金(2017II17XZ ，2017III03)资助。 第一作者：傅正义(1963—)，男，教授。 通信作者：季 伟(1986—)，男，讲师。 Received date: 2017–06–16. Revised date: 2017–06–23. First author: FU Zhengyi (1963–), male, Ph.D., Professor. E-mail: zyfu@https://www.docsj.com/doc/eb16652380.html, Correspondent author: JI Wei(1986–), male, Lecturer. E-mail: jiwei@https://www.docsj.com/doc/eb16652380.html,

高性能基体树脂 复合材料增韧新途径

高性能基体树脂和复合材料增韧新途径前言:材料复合化是新材料技术的重要发展趋势之一。所谓高性能复合材料，是指具有高比模量、高比强度、优异的耐高温性能及多功能的复合材料。高性能复合材料主要以高性能纤维为增强体的复合材料为主，基体树脂作为高性能复合材料的重要组成部分，其性能及成本对高性能复合材料的设计、制备、性能、加工具有重要意义。 目前通用的高性能树脂基体通常可以分为两大类：热塑性和热固性树脂。高性能热固性树脂是目前使用最广泛的先进复合材料基体，其复合材料具有优异的力学性能，可在恶劣的环境下长期使用。环氧树脂是聚合物基复合材料中应用最广泛的基体树脂之一。EP是一种热固性树脂，具有优异的粘接性、耐磨性、力学性能、电绝缘性能、化学稳定性、耐高低温性，以及收缩率低、易加工成型、较好的应力传递和成本低廉等优点。但环氧树脂固化后交联密度高，呈三维网状结构，存在内应力、质脆、耐疲劳性、耐热性、耐冲击性差等不足，以及剥离强度、开裂应变低和耐湿热性差等缺点，加之表面能高，在很大程度上限制了它在某些高技术领域的应用。因此，对环氧树脂的增韧研究一直是人们改性环氧树脂的重要研究课题之一。 一、高性能基体树脂及其复合 1. 高性能基体树脂 材料是先进科技发展的重要物质基础，以高科技含量的航空航天领域为例，新型航空、航天飞行器的诞生往往建立在先进新材料研制的基础上，航空、航天飞行器性能的突破很大程度上受到材料发展水平的制约[1]。高性能树脂基复合材料以其轻质、高比强、高比模、高耐温和极强的材料一性能可设计性而成为发展中的高技术材料之一，其在航空、航天工业中的应用也显示出了独特的优势和潜力，是航空、航天材料技术进步的重要标志。 目前通用的高性能树脂基体通常可以分为两大类：热塑性和热固性树脂。 典型的高性能热塑性树脂包括热塑性聚酰亚胺、聚酰胺、聚醚砜、液晶聚酯、聚醚醚酮等。由于高性能热塑性树脂一般具有高的熔点和熔体黏度，作为复合材料基体使用时成型工艺性差，高温使用时易发生蠕变，极大地限制了其作为复合材料基体树脂的使用[2]。

陶瓷的强化与增韧

陶瓷材料的强化 影响陶瓷材料强度的因素是多方面的,材料强度的本质是内部质点(原子、离子、分子）间的结合力，为了使材料实际强度提高到理论强度的数值，长期以来进行了大量研究。从对材料的形变及断裂的分析可知，在晶体结构既定的情况下，控制强度的主要因素有三个，即弹性模量E，断裂功（断裂表面能）和裂纹尺寸。其中E是非结构敏感的，与微观结构有关，但对单相材料，微观结构对的影响不大，唯一可以控制的是材料中的微裂纹，可以把微裂纹理解为各种缺陷的总和。所以强化措施大多从消除缺陷和阻止其发展着手。值得提出的有下列几个方面。 （1）微晶, 高密度与高纯度为了消除缺陷,提高晶体的完整性,细、密、匀、纯是当前陶瓷发展的一个重要方面。近年来出现了许多微晶、高密度、高纯度陶瓷,例如用热压工艺制造的陶瓷密度接近理论值,几乎没有气孔，特别值得提出的是各种纤维材料及晶须。 （2）预加应力人为地预加应力,在材料表面造成一层压应力层,就可提高材料的抗张强度。脆性断裂通常是在张应力作用下,自表面开始,如果在表面造成一层残余压应力层,则在材料使用过程中表面受到拉伸破坏之前首先要克服表面上的残余压应力。 （3）化学强化如果要求表面残余压应力更高,则热韧化的办法就难以做到,此时就要采用化学强化(离子交换)的办法。这种技术是通过改变表面的化学组成,使表面的摩尔体积比内部的大。由于表面体积胀大受到内部材料的限制,就产生一种两向状态的压应力。 4）陶瓷材料的增韧 所谓增韧就是提高陶瓷材料强度及改善陶瓷的脆性,是陶瓷材料要解决的重要问题。与金属材料相比，陶瓷材料有极高的强度，其弹性模量比金属大很多。 韧化的主要机理有应力诱导相变增韧,相变诱发微裂纹增韧,残余应力增韧等。几种增韧机理并不互相排斥,但在不同条件下有一种或几种机理起主要作用。 相变增韧：利用多晶多相陶瓷中某些相成分在不同温度的相变,从而增韧的效果,统称为相变增韧。例如,利用的马氏体相变来改善陶瓷材料的力学性能,是目前引人注目的研究领域。研究了多种?的相变增韧,由四方相转变成单斜相,体积增大3% 5%,如部分稳定,四方多晶陶瓷(TZP), 增韧陶瓷(ZTA), 增韧莫来石陶瓷(ZTM), 增韧尖晶石陶瓷, 增韧钛酸铝陶瓷, 增韧陶瓷,增韧以及增韧等。其中PSZ陶瓷较为成熟,TZP,ZTA,ZTM研究得也较多,PSZ,TZP,ZTA等的新裂韧性已达,有的高达,但温度升高时,相变增韧失效。 当部分稳定陶瓷烧结致密后,四方相颗粒弥散分布于其他陶瓷基体中(包括本身),冷却时亚稳四方相颗粒受到基体的抑制而处于压应力状态,这时基体沿颗粒连线方向也处于压应力状态。材料在外力作用下所产生的裂纹尖端附近由于应力集中的作用,存在张应力场,从而减轻了对四方相颗粒的束缚,在应力的诱发作用下会发生向单斜相的转变并发生体积膨胀,相变和体积膨胀的过程除消耗能量外,还将在主裂纹作用区产生压应力,二者均阻止裂纹的扩展,只有增加外力做功才能使裂纹继续扩展,于是材料强度和新裂韧性大幅度提高。 因此，这种微结构会产生三种不同的增韧机理。在氧化锆中具有亚稳态四方相的盘状沉淀的微粒，如图1-55所示。首先，随着裂纹发展导致的应力增加。会使四方结构的沉淀相通过马氏体相变转变为单斜结构，这一相变吸收了能量并导致体积膨胀产生张应力。这种微区的形变在裂纹附近尤为明显。其次，相变的粒子周围的应力场会吸收额外的能量，并形成许多微裂纹。这些微结构的变化有效地降低了裂纹尖端附近的有效应力强度。第三，由于沉淀颗粒对裂纹的阻滞作用和局域残余应力场的效应，会引起裂纹的偏转。裂纹偏转又引起裂纹的表面积和有效表面能增加，从而增加材料的韧性。上述的情况同样适甩于粒子和短纤维强化的复合材料中。

无机刚性粒子增韧机理

无机刚性粒子增韧机理 刚性粒子增韧技术是制备兼具高刚性和高韧性的聚合物复合体系的有效手段 ,不仅具有重要的理论研究价值 ,而且具有广阔的应用前景和商业价值。 刚性粒子增韧聚合物的实现来源于两方面的贡献 其一是刚性粒子的引入所导致的局部应力状态的改变。通过脱粘、空化、三维应力约束的解除 ,为基体的剪切屈服提供应力条件。 其二是刚性粒子对基体的结晶行为产生影响 ,使晶粒尺寸变小 ,完善程度降低 ,甚至在界面附近形成择优取向的滑移阻力较小的结晶层 ,从而促进基体发生屈服变形。 基于大量的研究结果：最佳的增韧效果是适当的界面粘结强度 ,足够高的填料含量 ,基体较低的结晶度和屈服应力等因素所决定的。 有也有人理解： （a)聚合物受力变形时，刚性无机粒子的存在产生应力集中效应，引发其周围的基体屈服〔空穴、银纹、剪切带〕，这种基体的屈服将吸收大量变形功，产生增靭作用； (b）刚性无机粒子的存在能阻碍裂纹的扩展或钝化、终止裂纹。刚性无机粒子阻碍裂纹扩展的原因是普遍所接受的钉扎效应，即无论是裂纹遇到无机粒子时的钉扎攀越，还是钉扎-裂纹二次引发效应，都将使裂纹扩展的阻力增大，消耗变形功。 而无机粒子钝化或终止裂纹的原因是两相界面的部分受力脱黏形成空穴，从而使裂纹钝化而不致发展成破坏性开裂。众多的研究结果表明，只有超细的分散良好的无机填料才能对塑料基体进行有效的增韧。 如果还是不好理解，就当成炭黑能增韧增强橡胶就可以了。当然碳酸钙和这个效果差一些，到底差多少就和各家的技术有关了。 南京塑泰无机刚性粒子增韧母改性PPJ340性能 序号 1 2 3 4 母料品种及用量/ % 0 10 20 30 悬臂梁缺口冲击强度/(kJ/m2) 10.5 53.7 58.3 65.1 简支梁缺口冲击强度/(kJ/m2) 16.9 18.8 21.6 23.3 注：材料组份经简单混合后直接注射制样，模具温度50～60℃，PPJ340为扬子石化产共聚PP注塑料----当然其它PP以及聚乙烯都是可以的，上面只是以J340为例测试的数据。

陶瓷材料科学论文

学号： 1004230213 专业素质教育 2012 ~ 2013 学年秋季学期 学院：材料学院 专业班级：无机10—02班 姓名：宋海彬 透明陶瓷的研究现状与发展展望 摘要:陶瓷具有广大的发展前景，透明陶瓷以其优异的综合性能已成为一种新型的、备受瞩目的功能材料。综述了透明陶瓷的分类，探讨了透明陶瓷的制备工艺，并展望了透明陶的应用前景。 关键词:性能透明材料前景组成陶瓷透光性制备工艺应用 前言:1962年RLC首次报导成功地制备了透明氧化铝陶瓷材料以来,为陶瓷材料开辟了新的应用领域。这种材料不仅具有较好的透明性,且耐腐蚀,能在高温高压下工作,还有许多其他材料无可比拟的性质,如强度高、介电性能优良、低电导率、高热导性等,所以逐渐在照明技术、光学、特种仪器制造、无线电子技术及高温技术等领域获得日益广泛的应用。 透明陶瓷的分类 透明陶瓷材料主要分为氧化物透明陶瓷和非氧化物透明陶瓷两类。 1氧化物透明陶瓷

对氧化物透明陶瓷的研究早于对非氧化物透明陶瓷的究，其制备工艺也相对成熟。到目前为止，已经先后研发出了多种材料:Be()、ScZ()3、Ti认、ZK):、Ca(〕、Th(矢、A12()3仁5·6〕、Mg()、AI()NL，」、YZ03[8·”〕、稀土元素氧化物、忆铝石榴石(3Y203·SA12()。)仁’0，”】、铝镁尖晶石(Mg()·A一2()。)〔’2，’3]和透明铁电陶瓷pLZ子川等。其中AiZ姚、M四、YZ姚以及忆铝石榴石以其自身优异的综合性能，现已经得到广泛的应用。2非氧化物透明陶瓷 对非氧化物透明陶瓷的研究是从20世纪80年代开始的。非氧化物透明陶瓷的制备比氧化物透明陶瓷的制备要困难得多，这是由于非氧化物透明陶瓷具有较低的烧结活性、自身含有过多的杂质元素(如氧等)，这些都成为制约非氧化物透明陶瓷实现成功烧结并得到广泛应用的主要因素。但经过各国研究人员的共同努力和深人研究，现已经成功地制备出了多种透明度很高的非氧化物透明陶瓷，其中最典型的是AIN、GaAS、MgFZ、ZnS、CaFZ等透明陶瓷。 与氧化物透明陶瓷相比，大多数的非氧化物透明陶瓷不仅室温强度高，而且高温力学性能好，此外，还具有优良的抗急冷急热冲击性能。这些都使得对非氧化物透明陶瓷的研究势在必行。 透明陶瓷的制备工艺 透明陶瓷的制备过程包括制粉、成型、烧结及机械加工的过程。为了达到陶瓷的透光性,必须具备以下条件〔4〕:(1)致密度高;(2)晶界没有杂质及玻璃相,或晶界的光学性质与微晶体之间差别很小;(3)晶粒较小而且均匀,其中没有空隙;(4)晶体对入射光的选择吸收很小; (5)无光学各向异性,晶体的结构最好是立方晶系;(6)表面光洁度高。因此,对制备过程中的每一步,都必须精确调控,以制备出良好的透明陶瓷材料。

环氧树脂增韧途径与机理

环氧树脂增韧途径与机理 环氧树脂(EP)是一种热固性树脂，因其具有优异的粘结性、机械强度、电绝缘性等特性，而广泛应用于电子材料的浇注、封装以及涂料、胶粘剂、复合材料基体等方面。由于纯环氧树脂具有高的交联结构，因而存在质脆、耐疲劳性、耐热性、抗冲击韧性差等缺点，难以满足工程技术的要求，使其应用受到一定限制。因此对环氧树脂的共聚共混改性一直是国内外研究的热门课题。 一、序言 目前环氧树脂增韧途径，据中国环氧树脂行业协会专家介绍，主要有以下几种：用弹性体、热塑性树脂或刚性颗粒等第二相来增韧改性； 用热塑性树脂连续地爨穿于热固性树脂中形成互穿网络米增韧改性； 通过改变交联网络的化学结构以提高网链分子的活动能力来增韧； 控制分子交联状态的不均匀性形成有利于塑性变形的非均匀结构来实现增韧。 近年来国内外学者致力于研究一些新的改性方法，如用耐热的热塑性工程塑料和环氧树脂共混；使弹性体和环氧树脂形成互穿网络聚合物(I PN)体系；用热致液晶聚合物对环氧树脂增韧改性；用刚性高分子原位聚合增韧环氧树脂等。这些方法既可使环氧捌脂的韧性得到提高，同时又使其耐热性、模量不降低，甚至还略有升高。 随着电气、电子材料及其复合材料的飞速发展，环氧树脂正由通用型产品向着高功能性、高附加值产品系列的方向转化。中国环氧树脂行业协会专家表示，这种发展趋势使得对其增韧机理的研究H益深入，增韧机理的研究对于寻找新的增韧方法提供了理论依据，因此可以预测新的增韧方法及增韧剂将会不断出现。 采用热塑性树脂改性环氧树脂，其研究始于20世纪80年代。使用较多的有聚醚砜(P ES)、聚砜(P S F)、聚醚酰亚胺(P EI)、聚醚醚酮(PE EK)等热塑性工程塑料，人们发现它们对环氧树脂的改性效果显著。据中国环氧树脂行业协会专家介绍，这些热塑性树脂不仪具有较好的韧性，而且模量和耐热性较高，作为增韧剂加入到环氧树脂中同样能形成颗粒分散相，它们的加入使环氧树脂的韧性得到提高，而且不影响环氧固化物的模量和耐热性。 二、热塑性树脂增韧环氧树脂 1、热塑性树脂增韧方法 未改性的PE S对环氧的增韧效果不明显，后来实验发现两端带有活性反应基团的P ES 对环氧树脂改性效果显著。如苯酚、羟基封端的P E S可使韧性提高100%；双氨基封端、双羟基封端的P E S也是有效的改性剂；环氧基封端的PE S由于环氧基能促进相互渗透，因而也提高了双酚A型环氧树脂的韧性。以二氨基二苯砜为固化剂，P E S增韧的环氧树脂

透明陶瓷材料

透明陶瓷材料 在我们《材料学导论》课上，何老师介绍了一种材料叫做无色透明陶瓷，这个让我惊奇，因为在我的潜意识里，我一直觉得陶瓷是白色的，又或者是镶嵌一些其他的色彩，比如我们日常生活里见到的碗、盘子、花瓶、酒盅之类的，都不是无色的，因此透明陶瓷引起了我的兴趣。 一般陶瓷是不透明的，但是光学陶瓷像玻璃一样透明，故称透明陶瓷。一般陶瓷不透明的,原因是其内部存在有杂质和气孔，前者能吸收光，后者令光产生散射，所以就不透明了。因此如果选用高纯原料，并通过工艺手段排除气孔就可能获得透明陶瓷。早期就是采用这样的办法得到透明的氧化铝陶瓷，后来陆续研究出如烧结白刚玉（Al2O3)、氧化镁{MgO)、氧化铍(BeO)、氧化钇(Y2O3)、氧化钇-二氧化锆(Y2O3-ZrO2)等多种氧化物系列透明陶瓷。近期又研制出非氧化物透明陶瓷，如砷化镓(GaAs)、硫化锌(ZnS)、硒化锌(ZnSe)、氟化镁(MgF2)、氟化钙(CaF2)等。 这些透明陶瓷不仅有优异的光学性能，而且耐高温，一般它们的熔点都在2000℃以上。如氧化钍-氧化钇透明陶瓷的熔点高达3100℃，比普通硼酸盐玻璃高1500℃。透明陶瓷的重要用途是制造高压钠灯，它的发光效率比高压汞灯提高一倍，使用寿命达2万小时，是使用寿命最长的高效电光源。高压钠灯的工作稳定高达1200℃，压力大、腐蚀性强，选用氧化铝透明陶瓷为材料成功地制造出高压钠灯。透明陶瓷的透明度、强度、硬度都高于普通玻璃，它们耐磨损、耐划伤，用透明陶瓷可以制造防弹汽车的窗、坦克的观察窗、轰炸机的轰炸瞄准器和高级防护眼镜等。透明陶瓷的制造是有意识地在玻璃原料中加入一些微量的金属或者化合物（如金、银、铜、铂、二氧化钛等）作为结晶的核心，在玻璃熔炼、成型之后，再用短波射线（如紫外线、X射线等）进行照射，或者进行热处理，使玻璃中的结晶核心活跃起来，彼此聚结在一起，发育成长，形成许多微小的结晶，这样，就制造出了玻璃陶瓷。用短波射线照射产生结晶的玻璃陶瓷，称为光敏型玻璃陶瓷，用热处理办法产生结晶的玻璃陶瓷，称为热敏型玻璃陶瓷。 透明陶瓷的机械强度和硬度都很高，能耐受很高的温度，即使在一千度的高温下也不会软化、变形、析晶。电绝缘性能、化学稳定性都很高。光敏型玻璃陶瓷还有一个很有趣的性能，就是它能象照相底片一样感光，由于这种透明陶瓷有这样的感光性能，故又称它为感光玻璃。并且它的抗化学腐蚀的性能也很好，可经受放射性物质的强烈辐射。它不但可以象玻璃那样透过光线，而且还可以透过波长10微米以上的红外线，因此，可用来制造立体工业电视的观察镜，防核爆炸闪光危害的眼镜，新型光源高压钠灯的放电管。 透明陶瓷的用途十分广泛，在机械工业上可以用来制造车床上的高速切削刀，汽轮机叶片，水泵，喷气发动机的零件等，在化学工业上可以用作高温耐腐蚀材料以代替不锈钢等，在国防军事上，透明陶瓷又是一种很好的透明防弹材料，还可以做成导弹等飞行器头部的雷达天线罩和红外线整流罩等；在仪表工业上可用作高硬度材料以代替宝石，在电子工业上可以用来制造印刷线路的基板和镂板，在日用生活中可以用来制作各种器皿，瓶罐，餐具等等。 透明陶瓷最早是使用在灯具上。高压钠灯是一种发光效率很高的电光源，但在钠蒸气放电时产生1000℃以上的高温，具有很强的腐蚀性，玻璃灯管根本没法耐受，所以高压钠灯一直没能问世，直到有了透明陶瓷，高庄钠灯才得到实际应用，除高压钠灯外，透明陶瓷还使用于其它新型灯具，如艳灯、铷灯、钾灯等。响尾蛇导弹头部的红外探测器，外面有一个整流罩，它不仅要有足够的强度，还要能透过红外线，以确保导弹能跟踪敌机辐射的红外线。担当此任的材料只有透红外陶瓷，响尾蛇导弹的整流罩就是用透红外陶瓷做的。电焊工人操作时，要不断地把面罩举起拿下，十分不方便。有一种锆钛酸铅镧透明铁电陶瓷，能透光，耐高温，用它造成具有夹层的护目镜，能根据光线的亮暗自动进行调节，有了这种护目镜，电焊工人工作起来就十分方便。这种护目镜，正在核试验工作人员和飞行员中得到广泛的作用。新型材料进入市场的商标为ALON，

陶瓷基复合材料增韧机制的研究现状及展望

陶瓷基复合材料增韧机制的研究现状及展望 现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、耐腐蚀及相对密度轻等许多优良的性能。但它同时也具有致命的弱点，即脆性，这一弱点正是目前陶瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。因此，陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的一个重点问题。陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力，在断裂过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外，几乎没有其他吸收能量的机制，这就是陶瓷脆性的本质原因。人们经过多年努力，已探索出若干韧化陶瓷的途径包括纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等。这些增韧方法的实施，使陶瓷材料的韧性得到了较大的提高，使陶瓷材料在高温结构材料领域显示出较强劲的竞争潜力。 一陶瓷基复合材料增韧技术 1、纤维增韧 为了提高复合材料的韧性，必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。任何固体材料在载荷作用下（静态或冲击），吸收能量的方式无非是两种：材料变形和形成新的表面。对于脆性集体和纤维来说，允许变形吸收的断裂能也很少。为了提高这类材料的吸能，只能增加断裂表面，即增加裂纹的扩展路径。 纤维的引入不仅提高了陶瓷材料的韧性，更重要的是使陶瓷材料断裂行为发生了根本性变化，由原来的脆性断裂变成了非脆性断裂。纤维增强陶瓷基复合材料的增韧剂之包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹偏转、相变增韧等。 能用于增强陶瓷基复合材料的纤维种类较多，包括氧化铝系列（包括莫来石）、碳化硅系列、氮化硅系列、碳纤维等，除了上述系列纤维外，目前正在开发的还有BN、TiC、B 4 C等复相纤维。韩桂芳等用浆疗法结合真空浸渗工艺。制备了二维石英纤 维增强多孔Si 3N 4 ·2SiO 2 基复合材料，增加浸渗次数虽不能有效提高复合材料强度， 但却使裂纹偏转因子变小，断裂模式由韧性断裂向脆性断裂转变，断口形貌由纤维成束拔出变成多级拔出。尹洪峰等利用LPCVI技术制备了三维连续纤维增韧碳化硅基复合材料，实验表明复合材料界面相厚度为119mm时，体积密度为2101～2105g/cm3时，用碳纤维T300增韧后的复合材料的弯曲强度为459MPa，断裂韧性为2010MPa/m1/2，断裂功为25170J/m2.国外学者也研究了纤维增强陶瓷材料，并显著的提高了其断裂韧性。 纤维拔出是纤维复合材料的主要增韧机制，通过纤维拔出过程的摩擦耗能，使复合材料的断裂功增大，纤维拔出过程的耗能取决于纤维拔出长度和脱粘面的滑移阻力，滑移阻力过大，纤维拔出长度较短，增韧效果不好，如果滑移阻力过小，尽管纤维拔出长度较长，但摩擦做功较小，增韧效果也不好，反而强度较低。因此，在构组纤维增韧陶瓷基复合材料时，应该考虑:纤维的强度和模量高于基体，同时要求纤维强度具有一定的Weibull分布；纤维与基体之间具有良好的化学相容性和物理性能匹配；界面结合强度适中，既能保证载荷传递，又能在裂纹扩展中适当解离，又能有较长的纤维拔出，达到理想的增韧效果。 2、晶须增韧 陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶，因而具有很高的强度，是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体。陶瓷晶须目前常用的有SiC晶须， Si 3N 4 晶须和Al 2 O 3 晶须。基体常用的有ZrO 2 ,Si 3 N 4 ,SiO 2 ,Al 2 O 3 和莫来石等。黄政人等采 用30﹪（体积分数）SiC晶须增强莫来石，在SPS烧结条件下材料强度比热压高10﹪

复合材料学复习

1.复合材料是由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 2.(1)按基体材料的类型分：金属基复合材料，聚合物基复合材料，无机非金 属基复合材料 (2)按增强材料的种类分：玻璃纤维复合材料，碳纤维复合材料，有机纤维复合材料，金属纤维复合材料，陶瓷纤维复合材料 (3)按用途分：结构复合材料，功能复合材料 3.结构复合材料是由基体、增强体和两者之间的界面组成，复合材料的性能则 取决于增强体与基体的比例以及三个组成部分的性能 4. 5.RMC中聚合物基体的主要作用是： a.把纤维粘接在一起； 》 b.分配纤维间的荷载； c.保护纤维不受环境影响。 6.无机凝胶材料主要包括水泥、石膏、菱苦土和水玻璃等 7.复合材料的增强体作用：增加强度、改善性能 8.界面是复合材料的特征 9.复合材料的增强体按其几何形状和尺寸主要有三种形式：颗粒、纤维和晶须。 与之对应的增强机理可分颗粒增强原理、纤维增强原理、短纤维增强原理和颗粒与纤维混杂增强原理。 10.颗粒增强原理分为： （1）弥散增强原理： ） 承力：基体弥散颗粒：阻碍位错 颗粒尺寸越小，体积分数越高，强化效果越好 （2）颗粒增强原理： 承力：基体（主），颗粒（次）大颗粒：阻碍位错；承受载荷

颗粒尺寸越小，体积分数越高，颗粒对复合材的增强效果越好。 11.混合法则：纤维、基体对复合材料平均性能的贡献正比于它们各自的体 积分数 % 对于单向连续纤维增强复合材料弹性模量、抗张强度、泊松比、剪切强度等性能均符合混合法则。 12.平行于纤维方向称为“纵向”，垂直于纤维方向为“横向” 12．复合材料初始变形后的行为： 四个阶段：1）纤维与基体均为线弹性变形；2）纤维继续线弹性变形，基体为非线性变形；3）纤维与基体都是非线性变形；4）随着纤维断裂，复合材料断裂 金属基复合材料的第二阶段占比较大的比例，而脆性纤维复合材料未观察到第三阶段。 13.短纤维一般指长径比小于100的各种增强纤维。 14.复合材料的界面是指一层具有一定厚度（纳米以上）、结构随基体和增强体而异的、与基体有明显差别的新相 复合材料的界面虽然很小，但它是有尺寸的，约几个纳米到几个微米，是一个区域，或一个带、一层，它的厚度呈不均匀分布状态 ； 15. 聚合物基复合材料界面及改性方法： 在聚合物基复合材料的设计中： （1）首先应考虑如何改善增强材料与基体间的浸润性； （2）还要保证有适度的界面结合强度； （3）同时还要减少复合材料成型中形成的残余应力； （4）调节界面内应力和减缓应力集中 浸润不良将会在界面产生空隙，易产生应力集中而使复合材料发生开裂。 在复合材料成型过程中形成的界面残余应力，会使界面传递应力的能力下降，最终导致复合材料的力学性能降低。 — 在增强纤维与基体之间引入一层可产生变形的界面层，在应力作用下吸收导致

陶瓷材料论文

透明陶瓷的研究现状与发展展望 摘要:透明陶瓷以其优异的综合性能已成为一种新型的、备受瞩目的功能材料。 综述了透明陶瓷的分类，探讨了透明陶瓷的制备工艺，并展望了透明陶的应用前景。 关键词:透明陶瓷透光性制备工艺应用 前言:自1962年R.L.Coble首次报导成功地制备了透明氧化铝陶瓷材料以来, 为陶瓷材料开辟了新的应用领域。这种材料不仅具有较好的透明性,且耐腐蚀,能在高温高压下工作,还有许多其他材料无可比拟的性质,如强度高、介电性能优良、低电导率、高热导性等,所以逐渐在照明技术、光学、特种仪器制造、无线电子技术及高温技术等领域获得日益广泛的应用〔1〕。近38年来,世界上许多国家,尤其是美国、日本、英国、俄罗斯、法国等对透明陶瓷材料作了大量的研究工作,先后开发出了Al2O3、Y2O3、MgO、CaO、TiO2、ThO2、ZrO2等氧化物透明陶瓷以及AlN、ZnS、ZnSe、MgF2、CaF2等非氧化物透明陶瓷. 透明陶瓷的分类 透明陶瓷材料主要分为氧化物透明陶瓷和非氧化物透明陶瓷两类。 1氧化物透明陶瓷 对氧化物透明陶瓷的研究早于对非氧化物透明陶瓷的究，其制备工艺也相对成熟。到目前为止，已经先后研发出了多种材料:Be()、ScZ()3、Ti认、ZK):、Ca(〕、Th(矢、A12()3仁5·6〕、Mg()、AI()NL，」、YZ03[8·”〕、稀土元素氧化物、忆铝石榴石(3Y203·SA12()。)仁’0，”】、铝镁尖晶石(Mg()·A一2()。)〔’2，’3]和透明铁电陶瓷pLZ子川等。其中AiZ姚、M四、YZ姚以及忆铝石榴石以其自身优异的综合性能，现已经得到广泛的应用。 2非氧化物透明陶瓷 对非氧化物透明陶瓷的研究是从20世纪80年代开始的。非氧化物透明陶瓷的制备比氧化物透明陶瓷的制备要困难得多，这是由于非氧化物透明陶瓷具有较低的烧结活性、自身含有过多的杂质元素(如氧等)，这些都成为制约非氧化物透明陶瓷实现成功烧结并得到广泛应用的主要因素。但经过各国研究人员的共同努力和深人研究，现已经成功地制备出了多种透明度很高的非氧化物透明陶瓷，其中最典型的是AIN、GaAS、MgFZ、ZnS、CaFZ等透明陶瓷。 与氧化物透明陶瓷相比，大多数的非氧化物透明陶瓷不仅室温强度高，而且高温力学性能好，此外，还具有优良的抗急冷急热冲击性能。这些都使得对非氧

陶瓷基复合材料增强机制机理

陶瓷基复合材料增强机制、机理的研究现状及展望 陶瓷基复合材料（CMC），一般是指相变增韧、颗粒增韧陶瓷和纤维及晶须增韧陶瓷材料。这是目前备受重视的新型耐高温结构材料。本文将介绍陶瓷基复合材料这种新型复合材料的机理和研究现状及展望。 与常规材料和非陶瓷复合材料相比，陶瓷材料具有耐高温、抗腐蚀、超硬度抗氧化和抗烧结等优异性能。作为高温结构材料，尤其作为航空航天飞行器需要承受极高温度的特殊部位结构用材料具有很大的潜力。因此世界各国都把结构陶瓷看作是对未来工业革命有重大作用的高技术新材料而给以重点研究和发展并相继开展了陶瓷汽车发动机、柴油机和航空发动机等大规模高温陶瓷热机研究计划，出现了陶瓷热，然而，常规结构陶瓷还存在缺陷和问题，主要是材料的脆性，可靠性不高等，应用于现在科技领域还有许多问题急需研究解决。陶瓷基复合材料引起人们关注的重要原因就在于他可以改善陶瓷基材料的力学性能，特别是脆性，因此陶瓷基复合材料的发展和研究将成为陶瓷大规模应用计划取得成功的关键。 陶瓷基复合材料是在陶瓷基体中引入第二相材料，使之增强、增韧的多相材料，又称为多相复合陶瓷或复相陶瓷。陶瓷基复合材料是2O世纪8O年代逐渐发展起来的新型陶瓷材料，包括纤维(或晶须)增韧(或增强)陶瓷基复合材料、异相颗粒弥散强化复相陶瓷、原位生长陶瓷复合材料、梯度功能复合陶瓷及纳米陶瓷复合材料。其因具有耐高温、耐磨、抗高温蠕变、热导率低、热膨胀系数低、耐化学腐蚀、强度高、硬度大及介电、透波等特点，在有机材料基和金属材料基不能满足性能要求的工况下可以得到广泛应用，成为理想的高温结构材料。 连续纤维增强复合材料是以连续长纤维为增强材料，金属、陶瓷等为基体材料制备而成。金属基复合材料是以陶瓷等为增强材料，金属、轻合金等为基体材料而制备的。从20世纪60年代起各国都相继对金属基复合材料开展了大量的研究，因其具有高比强度、高比模量和低热膨胀系数等特点而被应用于航天航空及汽车工业。陶瓷材料具有熔点高、密度低、耐腐蚀、抗氧化和抗烧蚀等优异性能，被广泛用于航天航空、军事工业等特殊领域。但是陶瓷材料的脆性大、塑韧性差导致了其在使用过程中可靠性差，制约了它的应用范围。而纤维增强陶瓷基复合材料方面克服了陶瓷材料脆性断裂的缺点，另一方面保持了陶瓷本身的优点。 1.材料的选择 基体选择 用于连续纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料有很多种, 与纤维之间的面相容性是衡量其好坏的重要指标之一, 此外还应考虑其弹性模量、挥发性、抗蠕变和抗氧化等性能。基体材料主要有以下3类: 第1类是玻璃及玻璃陶瓷基体:此类基体的优点是可以在较低温度下制备纤维( 特别是N-icalon纤维) 不会受到热损伤, 因而具有较高的强度保留率; 同时, 在制备过程中可通过基体的粘性流动来进行致密化, 增韧效果好。但其致命的缺点是

增韧理论

增韧理论： 塑料共混改性的一个重要内容是提高一种塑料的韧性，使其满足使用场合和环境对材料韧性的要求。比较成熟的是橡胶增韧技术，但近几年与发展了非弹性体增韧技术，如无机刚性粒子增韧塑料等。 ⑴弹性体直接吸收能量理论：当试样受到冲击时会产生微裂纹，这时橡胶颗粒跨越裂纹两岸，裂纹要发展就必须拉伸橡胶，橡胶形变过程要吸收大量能量，从而提高了塑料的冲击强度。 ⑵屈服理论：橡胶增韧塑料高冲击强度主要来源于基体树脂发生了很大的屈服形变，基体树脂产生很大屈服形变的原因，是橡胶的热膨胀系数和泊松比均大于塑料的，在成型过程中冷却阶段的热收缩和形变过程中的横向收缩对周围基体产生静水张应力，使基体树脂的自由体积增加，降低其玻璃化转变温度，易于产生塑性形变而提高韧性。另外是橡胶粒子的应力集中效应引起的。 ⑶裂纹核心理论：橡胶颗粒充作应力集中点，产生了大量小裂纹而不是少量大裂纹，扩展众多的小裂纹比扩展少数大裂纹需要较多的能量。同时，大量小裂纹的应力场相互干扰，减弱了裂纹发展的前沿应力，从而，会减缓裂纹发展并导致裂纹的终止。 ⑷多重银纹理论：由于增韧塑料中橡胶粒子数目极多，大量的应力集中物引发大量银纹，由此可以耗散大量能量。较大的橡胶粒子还是银纹终止剂，小粒子不能终止银纹。 ⑸银纹-剪切带理论：是普遍接受的一个重要理论。大量实验表明，聚合物形变机理包括两个过程：一是剪切形变过程，二是银纹化过程。剪切过程包括弥散性的剪切屈服形变和形成局部剪切带两种情况。剪切形变只是物体形状的改变。分子间的内聚能和物体的密度基本不变。银纹化过程则使物体的密度大大下降。一方面，银纹体中有空洞。说明银纹化造成了材料一定的损伤，是次宏观断裂破坏的先兆；另一方面，银纹在形成、生长过程中消耗了大量能量，约束了裂纹的扩展，使材料的韧性提高，是聚合物增韧的力学机制之一，所以，正确认识银纹化现象，是认识高分子材料变形和断裂过程的核心，是进行共混改性塑料，尤其是增韧塑料设计的关键之一。银纹的一般特征如下：①银纹是在拉伸力场中产生的，银纹面总是与拉伸力方向垂直；在压力场中不会产生银纹；在纯剪切力场中银纹也能扩展。②银纹在玻璃态、结晶态聚合物中都能产生、发展。③银纹能在聚合物表面、内部单独引发、生长，也可在裂纹端部形成。在裂纹端部形成的银纹，是裂纹端部塑性屈服的一种形式。④在单一应力作用下引发的银纹，称为应力银纹。在短时大应力作用下可以引发银纹，在长期应力作用下，即蠕变过程中也能引发银纹，在交变应力作用下也可引发银纹。受应力和溶剂联合作用引发的银纹，称为应力-溶剂银纹。溶剂能加速银纹的引发和生长。 ⑤银纹的外形与裂纹相似，但与裂纹的结果明显不同：裂纹体中是空的，而银纹是由银纹质和空洞组成的。空洞的体积分数50%～70%。银纹质取向的高分子和/或高分子微小聚集体组成的微纤，直径和间距约为几到几十纳米，其大小与聚合物的结构、环境温度、施力速度、应力大小等因素有关；银纹主微纤与主应力方向呈某一角度取向排列，横系的存在使银纹微纤也构成连续相，与空洞连续相交织在一起成为一个复杂的网络结构；横系结构使得银纹有一定横向承载能力，银纹微纤之间可以相互传递应力；这种结构的形成是由于强度较高的缠结链段被同时转入两相邻银纹微纤的结果。 银纹引发的原因是聚合物中以及表面存在的应力集中物，拉伸应力作用下产生应力集中效应。首先在局部应力集中处产生塑性剪切变形，由于聚合物应变软化的特性，局部塑性变形量迅速增大，在塑性变形区内逐渐积累足够的横向应力分量。这是因为沿拉伸应力方向伸长时，聚合物材料必然在横向方向收缩，就产生低抗这种收缩倾向的等效于作用在横向的应力场。当横向张力增大到某一临界值时，局部塑性变形区内聚合物中被引发微空洞； 随后，微空洞间的高分子和/或高分子微小聚集体继续伸长变形，微空洞长大并彼此复合，最终形成银纹中椭圆空洞。银纹体形成时所消耗的能量称为银纹生成能，包括消耗的 4 种

项目名称高分子复合材料增强增韧机理及表征完成单位

项目名称:高分子复合材料增强增韧机理及表征 完成单位：华南理工大学 推荐单位：华南理工大学 项目简介： 增强增韧是当今材料科学研究的热点和重点之一。无机粒子填充是常用的聚合物改性方法。以往有关高分子复合材料增强增韧机理的研究尚不深入，一些关键性的进展未见诸报道，如界面粘合状态与拉伸强度的关系（尤其是非球形无机粒子填充高分子复合体系）、断口形貌与冲击韧性的关系、冲击韧性与界面形态的相关性、以及脆-韧转变的定量描述等。项目完成人就此展开历时10多年的系统研究，取得如下创新性成果。 揭示高分子复合材料增强机理。引入界面粘合状态参数，建立预测球形和非球形无机粒子填充高分子复合材料拉伸模量数学模型。创造性地提出界面粘合角的概念，建立描述拉伸过程中界面脱粘的物理模型，进而导出球形和非球形无机粒子填充高分子复合材料拉伸强度公式。 揭示高分子复合材料增韧机理。考虑无机粒子在树脂基体中存在的积聚现象，构建描述复合材料脆-韧转变的物理模型，进而建立新的临界应力球体积分数的数学模型，可较好地描述复合体系发生脆-韧转变时的逾渗现象。 揭示试样断口形貌与材料冲击韧性之间的相关性。应用分形理论，构建了复合材料断口形貌与冲击韧性的定量关系。填料与基体之间界面层厚度与复合体系的力学性能密切相关。推导出估算无机粒子与树脂基体之间界面层厚度公式。提出了复合材料冲击韧性与其结晶特性相关性的新见解。 阐明无机粒子在树脂基体中分散状态与复合材料增强增韧效果及其他性能之间的相关性。基于热分析原理和分形理论，分别建立了描述无机粒子在树脂基体中分散的物理模型，进而提出评估无机粒子在树脂基体中宏观分散的简便方法。

上述数学模型中所含的参数易于确定，便于高分子复合材料的实验研究及其研发中应用。应用实验测量数据对相关数学模型进行了验证。结果表明，理论计算值与实测值有良好的一致性。 研究成果含130篇学术论文及2部学术专著，其中论文被SCI收录79篇，EI收录11篇。论著受到国内外同行广泛关注，获引用或正面评价1798次。其中，SCI他引1043次，单篇论文最高SCI他引为203次。8篇代表作他引145次，SCI他引114次。成果丰富和发展了高分子基复合材料科学理论，对促进材料加工学科的发展具有积极的意义。成果可用于指导聚合物/无机粒子复合材料设计与制备，以及材料性能及形态的表征。 完成人情况 梁基照，教授，博士生导师。工作单位和完成单位均为华南理工大学。项目完成人。全面深入地考察了聚合物复合材料增强增韧机理及其主要影响因素，并应用扫描电镜观察试样断面形貌以及填料与基体之间的界面形态，提出新见解和定量表征。8篇代表作和2部学术专著均为单独作者，其余论文的单独作者、第一作者或通讯作者。 8篇代表作 1Liang J.Z.Reinforcement and quantitative description of inorganic particulate-filled polymer https://www.docsj.com/doc/eb16652380.html,posites Part B.2013,51:224-232. 2Liang J.Z.Predictions of tensile strength of short inorganic fibre reinforced polymer composites.Polymer Testing,2011,30(7):749–752. 3Liang J.Z.Estimation of tensile strength of inorganic plate-like particulate reinforced polymer composites.Polym.Eng.Sci.,2013,53(9):1823-1827. 4Liang J.Z.Predictions of Young's modulus of short inorganic fiber reinforced polymer https://www.docsj.com/doc/eb16652380.html,posites Part B.,2012,43:1763-1766. 5Liang J.Z.Quantitative description of interfacial strength in polypropylene/inorganic particle composites.Polymer Composites,2011, 32(5):821-828.. 6Liang JZ.Mechanical properties of PPS/PC/GF/Nano-CaCO3hybrid composites. Polym.Plast.Technol.Eng.2009,48(3):292-296.. 7Liang J.Z.Impact fracture toughness of hollow glass bead-filled polypropylene composites.J.Mater.Sci.,2007,42（3）：841-846. 8Liang JZ.Evaluation of dispersion of nano-CaCO3particles in polypropylene matrix based on fractal method,Composites A,2007,38:1502-1506.