材料结构与性能Word文档下载推荐.docx

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为什么材料在长时间的应力或者应变作用下总发生弹性模量减少?

⏹驰豫时间：

定义应力是原始应力0的0.37（1/e）的时间，所以有：

另外，应力驰豫满足Arrhenius公式，即有

⏹材料中粘弹性现象，在无机材料特别是含有玻璃相或者非晶态材料中存在，随着含量增加，这种现象严重

⏹一般地，陶瓷材料的高温比较明显，对材料性能影响明显。

但我们也可以利用这些现象，如材料制备中的HP或者HIP

无机材料的塑性

⏹塑性形变：

外力移去后不能够恢复的形变

⏹延展性：

材料经受塑性形变而不破坏的能力

⏹这是无机材料的致命弱点，无法进行机械加工

⏹现在有非常少的陶瓷材料：

如Ti-Si-C系化合物

塑性形变的基本方式

⏹晶体的塑性形变过程包括：

滑移和孪晶

⏹滑移：

晶体的一部分相对另外一部分发生滑移，形成滑移带

⏹晶体的滑移是各向异性，总是沿着特定的晶面和取向发生，也称滑移系

⏹滑移系取决于晶体结构的几何学特征，亦受结构化学因素和外界条件的影响

滑移系

⏹滑移面是原子密集的重要结晶面，如：

面心立方{111}，六方密堆的（0001），滑移方向是原子排列最密的方向，如面心立方<

110>

，六方密堆的<

2110>

⏹共价晶体的价键方向性，离子晶体的静电相互作用力，对陶瓷晶体滑移系的可动性起决定性影响

⏹离子半径比和极化率，负荷加载速率和温度，是重要因素

临界切变强度

⏹当作用于某滑移面上的滑移方向的切应力分量达到临界值，滑移系开始运动

⏹滑移方向和作用力交角，滑移面法线和应力轴向交角，coscos是取向因子，其值0-0.5，F/A是屈服强度

⏹临界切应力不仅取决于晶体结构，亦受温度和应变速率的影响，屈服强度则受晶体的生长条件和纯度的影响

理论切变强度

⏹把晶体看成二排排列规则的原子层,它们之间的作用力可以简化成二种：

同层原子作用力（和原子的位移无关），异层原子的作用力（和位移有关）

⏹把原子之间的作用力考虑上，方程是正弦函数，即

⏹但由于这计算是理论计算，没有考虑晶体的结构缺陷、应力集中效应、原子热运动的影响、应变硬化等，误差比较大

⏹作用：

提供理论方面的分析，精细结构材料的理论计算等

位错的基本模型和性质

⏹晶体的滑移是以非刚性的原子的移动为基础的，一般以位错为基础

⏹位错有二种：

刃位错和螺位错，研究位错的性质即可以了解晶体中原子层的滑移

⏹位错的性质包括位错的特点：

移动、反应、位错的增值和消失等

陶瓷的塑性行为

⏹晶体塑性变形的重要机理是位错运动

⏹陶瓷滑移系的激活受价键方向性和静电作用力的限制，陶瓷材料主要呈脆性，这时位错不只是对塑性变形有贡献，而且由于位错的塞积，引起裂纹成核，导致脆性断裂

单晶陶瓷的塑性

⏹材料的本征位错密度低，需要较高应力才能够激活，滑移位错可能增殖，形成位错带，具有较高的位错密度

⏹高的位错源密度，导致不同滑移面上位错的相互作用，反而限制了晶体的塑性变形

⏹材料表面的微裂纹的情况将影响其塑性

多晶陶瓷的塑性

⏹不仅取决于晶体本身，而且受晶界的影响

⏹高温下，由于位错运动、晶界滑移、二相软化等条件，陶瓷表现一定的塑性

⏹考虑时要结合本征因素（晶内滑移系的情况、晶界的应力、晶粒大小和分布）和外来因素（杂质在晶界上的情况、晶界的第二相、气孔）二方面考虑

高温下玻璃相的粘性流动

⏹玻璃相在高温下，粘度下降，其基本性质见硅酸盐物理化学方面的知识

⏹流动模型：

比较多，教材上介绍了绝对速率理论模型

⏹以液体流动是一种速率过程为基础，结合不同平衡条件下的能量平衡，计算流动速度

影响粘度的因素

⏹温度：

温度决定材料的粘度，而粘度的值将决定材料的主要性能

⏹时间：

将影响粘度

⏹组成：

材料的主要本征因素

陶瓷材料的蠕变

⏹蠕变定义：

在恒定应力条件下，随着时间的增加而持续发展的材料形变过程

⏹在常温条件，由于陶瓷材料的应变非常小，几乎不存在蠕变的问题；

但高温，由于外力和热激活的作用，形变克服一些障碍，材料内部质点发生不可逆的微观过程，出现高温蠕变

⏹也正是因为这是金属材料不可比的，因此陶瓷在工程上才有如此巨大的应用

⏹陶瓷的高温蠕变是一种热激活的速率过程，一般分三个阶段：

在瞬时应变后是减速蠕变阶段I，稳态的恒速蠕变阶段II，增速蠕变及断裂阶段III

⏹I阶段是晶内亚结构的形成，II阶段的稳态蠕变过程中一般没有结构变化，III阶段在低温和低应力时，非常短，提高应力和温度，才能够激活缺陷，这个阶段经常和陶瓷坯内空穴的成核，生长和合并过程相联系，空穴先合并成裂纹核，然后发展成宏观裂纹，最后材料断裂

⏹蠕变和时间的关系式

蠕变机理

⏹控制蠕变的机理分成二大类：

晶界机理（多晶体的蠕变过程）和晶格机理（单晶和多晶）

⏹由于工程陶瓷材料一般是多晶材料，因此，晶界机理显得更为重要

⏹晶界机理控制晶界形变，即多晶基体中晶粒相对运动的过程。

陶瓷坯体的晶界可能含有高温出现液相的第二相物质，亦可能不含有第二相的微晶态晶界

含有第二相物质的晶界蠕变机理

⏹晶界上第二相在高温下，如果是具有液态或者似液态性质，有一定厚度，晶界二边晶体移动呈液态性质；

当厚度不够，同时二边晶体的形状不规则，不具有液态性能

⏹耐火材料和传统陶瓷制品经常是这个机理，新型耐火材料可能是下一个机理!

单相陶瓷的晶界蠕变机理

⏹在陶瓷材料晶界上基本没有第二相

⏹晶粒纯弹性崎变：

内应力随着晶粒移动程度的加大而提高，但总量比较小

⏹空位扩散流动或者扩散蠕变过程：

把蠕变看成外应力作用下的空位定向扩散过程，应力将晶粒的不同区域“分成”不同空位浓度，定向流动，材料发生蠕变

⏹晶界滑移：

晶界的组成和应力有不同，可以发生移动，材料将发生蠕变

晶格机理—位错运动

⏹晶格机理控制的蠕变是与原子或者空位扩散以及位错运动相关的过程

⏹蠕变速率受攀移控制的位错滑移和攀移机理：

位错（空位）的发射和吸收，形成晶体的蠕变

⏹蠕变速率受位错滑移控制的机理：

由于一些粘滞作用在位错上，滑移速率比位错攀移低，稳态蠕变受位错滑移控制

⏹位错环的分解等作用

蠕变速率控制机理的判断

⏹根据前面的机理作理论曲线，和实验结果相比较（需要比较高精度的实验结果），以应力指数，晶粒指数mg和包括在扩散系数项中的激活能Q进行直接测定比较

⏹与晶粒尺寸的关系：

保持其他试验条件不变，测定和材料晶粒大小的关系

⏹与应力关系

⏹与温度关系：

获得活化能Q

陶瓷高温蠕变的影响因素

⏹外界因素

不同的应力的作用，材料的蠕变情况有可能不同，如临界应力将使材料非常快断裂，接近临界应力的应力作用和低应力的作用也不同

对Q的影响

⏹本征因素

⏹晶粒尺寸：

不同的晶粒尺寸范围决定了不同的蠕变机理起控制速率的作用。

当晶粒比较大，蠕变速率受晶格机理控制，当晶粒比较小，情况相对复杂，二种晶界机理和晶格机理都可能起作用

⏹气孔率：

蠕变速率随着气孔率的增加而提高,因为气孔减小了抵抗蠕变的有效截面积

⏹固溶合金原子：

固溶合金原子对蠕变行为的影响首先取决于控制蠕变的机理，即受固溶原子分布状态的影响,其次也可能改变晶界的应力指数，改变材料蠕变的机理。

固溶合金原子可以提高或者降低材料的蠕变速率

⏹亚结构的形成：

位错、晶界等不同亚结构的形成

⏹晶界剪切：

晶界的滑移

⏹第二相物质：

如果在材料的晶界上存在的第二相，其性质和含量将决定材料高温蠕变的形式或者机理

弹性、粘性和塑性变形

理论强度

⏹固体材料的强度可以根据化学组成、晶体结构和强度之间的关系进行计算

⏹实际材料中，实际强度比理论强度小1-3个数量级，只有小尺寸（晶须、纤维等）的材料之强度接近理论强度，这一点在现在有关纳米材料研究和应用中有非常重要的意义

Griffith理论

⏹Griffith从能量平衡的观点出发，基于裂纹尖端的应力集中效应，提出了含裂纹固体的脆性断裂强度式

⏹Griffith理论的条件是：

物体内部储存的弹性应变能的减少由于开裂形成二个新表面所需的表面能，裂纹扩展

⏹具体可以见力学方面参考书

⏹Griffith理论在解释玻璃强度低于理论值的主要原因：

裂纹

⏹由于材料化学组成的不同、材料结构的不同以及显微结构方面的差异，一般采用修正表面能的方法来处理，最后得到的强度表达式

⏹上面公式中断裂能f是包括表面能在内的多种能量消耗机制的总和

⏹从上面公式知道，有三个控制参数：

⏹弹性模量E：

取决于材料的组分、晶体结构，对除了气孔以外的显微结构较不敏感

⏹断裂能f：

除了取决于组分、结构，在很大程度上受到微观缺陷、显微结构的影响，是一种织构敏感参数，起着断裂过程的阻力作用

⏹裂纹半长度C：

相当于材料中最危险的缺陷，起作用在于导致材料内部的局部应力集中，是断裂的动力因素。

缺陷的起源与陶瓷的制备工艺密切相关

⏹为了提高陶瓷的强度，应致力于提高其断裂能f和减少缺陷C的尺度

断裂能

⏹是固体在断裂过程中新生了单位表面所需要支付的平均能量，它取决于材料的组分、结构以及断裂方式，包括五个方面：

⏹热力学表面能：

由于表面和内部原子间作用力之间差异，断裂能和热力学表面能之间有不同，一般把实测表面能作为断裂能

⏹塑性形变能：

测定时由于加的裂纹，将产生塑性形变，将对断裂能有一定贡献

⏹相变弹性应变能：

由于陶瓷材料内部的晶粒取向不同或者第二相弥散质点等在材料内部引起应力，产生弹性应变，对材料的断裂能有作用，如ZrO2的相变增韧

⏹微裂纹形成能：

内部的应力，产生微裂纹，将有作用

⏹其他能量：

⏹断裂能是这些能量总和，但多晶和单晶之间有差异

⏹陶瓷坯体中的裂纹是引起应力集中、导致强度下降的根本原因

⏹表面裂纹：

将影响裂纹半长度C，由于经常是陶瓷材料加工时出现，也是加工裂纹

⏹工艺缺陷：

陶瓷的缺陷不仅是裂纹，而且有大空穴、大晶粒和夹杂物等，它和制备工艺，特别是原料初始状态（原料的纯度、颗粒尺寸、粒度分布和颗粒形貌）有密切关系

⏹环境条件诱发缺陷：

材料制备或者使用时的气氛条件、化学反应之新相生成等也将陶瓷材料的力学性能

陶瓷强度与温度的关系

⏹低温范围，陶瓷的断裂是脆性行为，但温度提高，材料将可能过渡到塑性变形。

一般地，离子键陶瓷的耐热性比共价键陶瓷低，其脆性-塑性转变温度低

⏹离子键型陶瓷材料：

MgO在常温可能有塑性形变，取决于试样表面状态、晶粒大小和应力条件，具体看试样；

氧化铝：

其强度随温度变化的性能受化学组成和气孔的强烈影响

⏹共价键型陶瓷材料：

如Si3N4和SiC，需要考虑其制备条件、气氛等影响

陶瓷强度和显微结构的关系

⏹由于陶瓷制备工艺的复杂性，晶内裂纹的存在几乎是不可避免的，晶界相对于两侧的晶粒而言，是点阵排列的畸变区，起着抑制裂纹扩展的势垒作用，因而多晶陶瓷的断裂能比单个晶粒的断裂能高得多。

这就使得晶内裂纹易于在远低于临界应力值得条件下扩展到相当于晶粒尺寸的尺度。

反映在陶瓷的强度与晶粒尺寸的关系，如同其与裂纹长度的关系一样，成线性反比关系

⏹随着裂纹的增长将出现从晶界断裂能或单晶断裂能向多晶断裂能的转化，就会产生强度与晶粒尺寸关系上的两个特性区域之间的过渡。

这种过渡一般发生在晶粒尺寸与裂纹相当的区域里。

但由于一些内在原因（如单晶断裂能与多晶断裂之比）和外来因素（如晶界处的第二相掺杂）的影响，过渡区可能扩大到晶粒尺寸比裂纹大好几倍的范围。

此外，尚有几个应予考虑的影响因素：

⏹1）随着晶粒的增长，裂纹与晶粒的尺寸比值变小，相应增加了内应力对断裂的贡献，导致强度偏低

⏹2）对于非立方结构的陶瓷材料，弹性和热性各向异性往往导致微裂纹的出现，并以微裂纹局部集中的形式影响而使得断裂能实测值偏低，另一方面，弹性和热性各向异性亦必然增加了内应力对强度的不利影响

⏹3）大晶粒区域的强度不致随晶粒的增长而无止境地下降，其上限的近似值是单晶的强度

强度与气孔的关系

⏹多孔材料的强度随其所含气孔率的提高而下降，这不仅由于固相截面减少导致的实际应力增大，更主要的是气孔引起的应力集中导致了强度下降。

此外，弹性模量和断裂能随气孔率的变化亦间接影响着强度值。

Duckworth早年提出的强度与气孔率之间的关系式：

强度和晶相的关系

⏹由于不同晶相有不同的形状，因此，陶瓷材料的强度和其晶相组成有密切的关系

⏹如Ｓｉ３Ｎ４或者Ｓｉａｌｏｎ由于其和相，其形貌不同，对强度的影响作用不同

断裂力学

⏹断裂力学，也是裂纹理论

⏹断裂方式：

张开型、滑移型和撕开型

⏹Griffith从能量平衡的观点出发，提出了含裂纹固体的强度和裂纹关系之条件：

裂纹失稳扩展而导致材料断裂的必要条件是：

在裂纹扩展过程中系统的自由能必须下降（热力学条件）

裂纹尖端区域的应力场

裂纹扩展是沿裂纹面上原子间结合键的逐步破坏。

断裂是裂纹扩展的终结，包括裂纹的形成、生长、扩展以及固体材料沿裂纹面分成二半的整个断裂过程

⏹裂纹的成核：

工艺或者位错，主要是工艺，

⏹亚临界裂纹扩展：

环境介质的作用、塑性效应、扩散作用和热激活过程

⏹这些在陶瓷材料中有具体应用

断裂力学在陶瓷材料领域中的应用

⏹材料研制方面：

充分利用裂纹的作用，在陶瓷材料制备时加入或者减少裂纹

⏹工程结构方面：

安全载荷的选择－保证试验法，安全期限或者寿命的确定－亚临界裂纹扩展，破坏预报－声发射法，断口分析

陶瓷的压痕断裂力学

⏹在实际使用中，脆性陶瓷容易由于接触载荷的作用而出现表面损伤。

这和材料的一系列力学性能（硬度、断裂韧性、弹性常数）、材料表面的原始状态（裂纹密度和尺寸、表面预应力程度）、加载形式（压头几何形状、接触载荷速率）以及外界环境（气氛、温度）等因素密切相关

⏹压头有点压头、尖锥压头、钝锥压头和球形压头，它们产生不同的应力场

压痕裂纹的扩展

⏹分成稳态的裂纹扩展过程（当应变能释放率足以支付断裂表面能增量，原子键的破坏就会发生）和动态的裂纹扩展过程（原子键的破坏过程呈分段的连续性）

⏹这些在硬度测定时有明显的应用

压痕断裂力学在材料领域中的应用

⏹材料的脆性参数：

通过采用压头进行压痕实验，得到的压痕特征尺寸与压头载荷的关系式

⏹如果材料的损伤由形变过程控制，从工程设计的要求出发，需要提高材料对形变的抗力

⏹如果材料的损伤由断裂过程控制，从工程设计的要求出发，需要提高材料对断裂的抗力

⏹如果材料的损伤由形变和断裂过程同时起作用，工程设计的要求，需要同时提高材料对形变和断裂的抗力

⏹断裂韧性Ｋ１Ｃ的测量：

分成直接测试法和断裂强度间接测试法二大类

⏹压痕直接测试法：

从脆性固体受到准弹性粒子损伤的模型分析材料的断裂韧性与压痕特征参数之间关系获得

⏹强度间接测试法：

抗弯试样表面裂纹的应力强度因子与应力和裂纹深度之间的关系式：

下式中，是试样受张力侧最外层的张应力，ａ是表面裂纹深度，ｄ为试样厚度，Ｃ为裂纹长度，ｍ为与裂纹和试样几何形状相关的几何因子

压痕应力场引起的强度递减

⏹由于压痕应力场中应力的松弛问题，材料将有不同的应力作用，材料的强度将可能变化

⏹一般通过实验来测定

亚临界裂纹扩展的研究

⏹在材料领域中，压痕裂纹技术的又一重要作用，在研究亚临界裂纹扩展的基础上进行疲劳试验和寿命预测。

而且由于压痕技术测试可在裂纹扩展速率很低的范围内（１０－１０ms-1）进行，因此更具有模拟现场使用条件的意义

压痕断裂力学的优点

⏹实验技术和装备简便

⏹试样取材经济

⏹可控裂纹的尺度与陶瓷的显微结构相当，数据重复性好

⏹非破坏性检测法

⏹裂纹扩展速率较慢，更接近于构件的现场的现场使用状态

不利之处

压痕应力场相当复杂，为了合理地求出压痕断裂方程中的标定系数，需要大量实验，其绝对精度因此受到限制

陶瓷材料的脆性和克服脆性的途径

⏹材料强度的本质（根本）:

内部质点间的结合力--各种化学键的综合表现,在“固体材料结构基础中已经学习.同学们应该把原来的知识和现在的学习结合起来.材料的“表观”强度是由材料的本征强度和材料的各种“结构”--包括缺陷和强化

⏹脆性是陶瓷的特征，亦是陶瓷的致命弱点，它间接地反映在陶瓷较低的抗机械冲击强度和较差的抗温度骤变性，直观地表现在一旦受到临界的外加负荷，陶瓷的断裂则具有爆发性的特征和灾难性的后果

实际材料的强度接近理论强度的途径:

⏹提高晶体的完整度，消除缺陷：

细：

细晶微晶

密：

高密度

匀：

均匀

晶体尺寸和强度关系

⏹Hull-Petch公式（经验公式），晶体尺寸和强度成反比关系

⏹Strength∝（GrainSize）-1/2，见下面的图

陶瓷脆性的量度

⏹多晶体的脆性断裂经历着裂纹在晶内形成、扩展、越过晶界至相邻晶粒内等三个步骤，而裂纹扩展速度决定着是否能发生消除应力集中的塑性流动，因为引起塑性形变需要一定的起始时间。

所以裂纹扩展是脆性的一种量度

陶瓷体内中裂纹尖端的增韧作用——相变粒子弥散

⏹相变增韧：

MgO-ZrO2的相关系图表明，往ZrO2中掺入8mol%MgO，可在1800℃获得全稳定的ZrO2立方固溶体相，将其冷却至1500℃，就出现弥散于ZrO2立方基体中的四方ZrO2相。

从能量平衡条件进行分析，可以看到几种影响ZrO2相变的因素

⏹1）ZrO2颗粒在陶瓷基体中相变的能量条件

⏹2）ZrO2弥散粒子的相变临界直径

⏹3）化学因素的影响。

基体的化学组分和ZrO2弥散相的含量对ZrO2粒子的相变温度有一定影响。

凡是能固溶于ZrO2中的其他掺杂物都或多或少地减少ZrO2的相变自由能差，相对降低其相变温度

主裂纹尖端增韧作用区的控制原则

⏹韧化作用区为陶瓷断裂韧性的提高做出贡献的理论基础是，ZrO2弥散粒子由四方相向单斜相转化引起的体积膨胀，以及由之诱发的弹性压变能或激发产生的微裂纹。

因此，合理地控制ZrO2弥散粒子的相变过程就能达到提高韧化效果的目的

⏹1）控制ZrO2弥散粒子的尺寸D

⏹2）控制ZrO2颗粒的分布状态

⏹3）最佳的ZrO2体积分数和均匀的ZrO2弥散程度

⏹4）陶瓷基体和ZrO2粒子热膨胀系数的匹配

⏹5）控制ZrO2基弥散粒子的化学性质

表面韧化

⏹表面韧化是相变韧化的一种特殊形式，借助于表面处理的特殊技术，其目的在于陶瓷基体表面层在一定深度之内有四方ZrO2弥散相

陶瓷体内设置的裂纹扩展势垒——纤维与陶瓷复合

⏹高强度和高模量的纤维既能为基体分担大部分外加应力，又可阻碍裂纹的扩展，并能在局部纤维发生断裂时以“拔出功”的形式消耗的部分能量，起到提高断裂能并克服脆性的效果

减缓裂纹尖端的应力集中效应

⏹1）采用化学抛光净化陶瓷表面，去除加工损伤，可大幅度减小实际强度和理论值之间的差别

⏹2）细化晶粒，既减小了晶内裂纹的尺度，又降低裂纹出现的几率，并且减小了多晶陶瓷坯体中由于晶粒的弹性和热性各向异性引起的残余应力，有利于克服脆性和提高强度

⏹3）裂纹尖端钝化或裂纹愈合

提高抗裂能力与预加应力

⏹在材料表面预加压应力压，材料在断裂时的应力断--拉应力，引起材料断裂的应力为：

压+断，提高材料抗断裂能力

⏹实际是：

玻璃钢化--安全玻璃，航空玻璃

思考题

⏹多晶陶瓷的本征因素和外来因素是如何影响陶瓷材料的塑性

⏹ZrO2增韧的机理和有关作用是什么?

⏹影响陶瓷材料蠕变的因素有那些?

⏹如何从陶瓷材料的制备过程、加工过程和使用过程来提高其材料的抗断裂性能？

请结合Griffith理论来说明

⏹陶瓷材料的压痕断裂和那些内因和外因有关？

⏹陶瓷材料的压痕断裂力学的用途如何？

绪论

⏹无机材料的性能主要是由其结构因素所决定的。

⏹材料性能是一种用于表征材料在给定的外界条件下的行为的参量。

关系

⏹现代材料科学在较大程度上依赖于材料性能与其成分及结构之间的关系。

⏹成分与结构有从宏观到微观的各个不同层次，测试技术和表征技术是联系它们的工具

结构

⏹物质的结构：

晶体的结构；

晶体的缺陷；

玻璃的结构；

固体的表面结构

⏹材料的显微结构：

在显微镜下直至电子显微镜下观察到的结构组织；

包括：

相种类、多少、分布、晶粒尺寸、形状；

气孔大小和分布；

杂质、缺陷、晶界等。

⏹检测方法：

性能

⏹材料使用中表现有多少行为，就对应有多少性能。

⏹外界条件不同，相同的材料也会有不同的性能。

⏹多数的性能都有量纲。

为了便于学习、测试和研究，常采用不同的标准来划分性能

材料性能划分

⏹物理性能：

（1）热学性能、

（2）声学性能、（3）光学性能、（4）电学性能、（5）磁学性能、（6）辐照性能

⏹力学性能：

（1）强度耐压抗折

（2）韧性（3）刚性

⏹化学性能：

（1）抗氧化性能

（2）耐腐蚀性能（3）抗渣、抗碱性能

⏹复杂性能

（1）复合性能：

高温抗折强度、高温蠕变强度等

（2）工艺性能：

可塑性、流动性等（3）使用性能：

耐磨性等

材料性能研究注意的问题

⏹同一材料，在不同的外界条件下所表现出来的不同行为。

在研究材料性能时，既要总结个别性能的特殊规律，也应该要从材料的内部结构去理解材料为什么会有这些性能。

⏹各种性能间既有区别，又有联系。

注意性能的复合与转换。

例如：

热电偶、压电晶体等。

近年来，还提出了相乘效应：

即，若对材料A施加X作用。

可得到Y效果，则这个材料具有X/Y性能，如：

压电性能中X为压力，Y为电位差：

若材料B具有Y/Z性能，则A与B复合之后具有X/Z新性能。

（X/Y）·

（Y/Z）=（X/Z）。

实例列于下表

表功能复合材料的相乘性

A组元性能（X/Y）

B组元性能（X/Y）

AB复合材料性能（X/Z）

压电性

磁阻性

压阻效应

压磁性

法拉第效应（电磁转变）

压致电极性变化

场致发光

压力