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1、陶瓷基复合材料,Click to add your text,陶瓷基复合材料，通常根据增强体分成两类：连续纤维增强的复合材料和不连续纤维增强的复合材料，如图7-11所示。 其中，连续纤维增强的复合材料包括一维方向、二维方向和三维方向纤维增强的复合材料，也包括多层陶瓷复合材料；不连续纤维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SiN4中等轴晶的基体中分布一些晶须状-SiN4晶粒可起到增强效果。,5.1陶瓷基复合材料分类,5.1陶瓷基复合材料分类,由于增强体形状的不同，因此，陶瓷基复合材料显微结构各有其特点。图7-27示出复合材料组织模型图。,5.5陶瓷基复合材料的显微组
2、织,陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性陶瓷基复合材料中的增强体通常也称为增韧体。从几何尺寸上可将纤维(长、短纤维)分为晶须和颗粒，常用的纤维增强材料有氧化铝纤维、碳化硅纤维、氮化硅纤维、碳纤维和有机聚合物先驱体制备的陶瓷纤维等。使用得较为普遍的晶须是SiC、A1203和Si3N4.,5. 2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性,陶瓷材料中另一种增强体为颗粒。颗粒的增韧效果虽不如纤维和晶须，但用颗粒增强的陶瓷基复合材料，各向同性，同时如果颗粒的种类、粒径、含量及基体材料选择适当，仍会有一定的增韧效果，所以，颗粒增韧复合材料同样会得到广泛应用。表7-3列出了四种增强纤维的性能。,5. 2陶瓷基复合材
3、料中常用的增强体及特性,5. 2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性,纤维增强陶瓷基复合材料是改善陶瓷韧性的重要手段，按纤维在陶瓷基体中排布方式的不同，又可将其分为纤维单向增强和多向增强复合材料。单向排布纤维增韧陶瓷基复合材料具有各向异性，即沿纤维长度方向的纵向性能大大高于横向性能。这种纤维的定向排布是根据实际构件的使用要求确定的，即主要使用纵向性能，长纤维增韧陶瓷复合材料除性能的各向异性外，一般具有良好的抗热震性，因而在航天器放热部件上有广泛的应用前景。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,1.单向长纤维增强复合材料,（1）纤维定向排布而具有明显的各向异性 （2）纤维排布纵向上的性能显著高于横向；
4、 （3）在实际构件中主要使用其纤维排布方向上的性能； （4）长纤维复合材料的制备要解决纤维表面与基体的润湿问题。 （5）必要时纤维表面要进行处理以提高界面结合质量，同时还必须考虑力学相容性及热失配问题。,1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料,(1）长纤维增韧陶瓷基复合材料,图7-12给出了这种材料中裂纹平面垂直于纤维时的裂纹扩展示意图。当裂纹扩展遇到纤维时，裂纹受到阻碍，欲使裂纹继续扩展必须提高外加应力。随着外加应力水平的提高，由于基体与纤维界面脱粘，且纤维的强度高于基体的强度，开始产生纤维的拔出。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,拔出的长度达到某一临界值时(此临界值决定于界面的结合强度和纤维
5、本身的强度)，纤维发生断裂。因此裂纹扩展必须克服由于纤维的加入而产生的拔出功及纤维断裂功，即断裂韧性应表示为式中：KIC为复合材料强度；KIC0为基体断裂强度；Wfp为纤维拔出功,Wff为断裂功。际上在断裂过程中并非在同一裂纹平面，因而主裂纹沿纤维断裂位置的不同发生裂纹转向。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,图7-13给出了这类材料断口侧面以示裂纹转向。这同样会使裂纹扩屈阻力增加，从而使韧性进一步提高。综上所述，单向排布长纤维增韧陶瓷基复合材料中韧性的提高来自三方面的贡献，即纤维拔出、纤维断裂及纤维转向。长纤维复合材料的强度一般用混合定则来表示，即 式中：c为复合材料强度； m为基体强度； f
6、为纤维的强度；Vf为纤维的体积分数。由于两相的性能及界面的性质不同，因此应用此定则时会有一定偏差，必要时需加以修正。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,图7-14给出了纤维增韧玻璃复合材料的断裂功及弯曲强度随纤维体积分数的变化。可以看出，随纤维体积分数的增加，断裂功及强度都显著提高。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,单向纤维增韧陶瓷只是在纤维排列方向上的纵向性能优越，而横向性能显著低于纵向性能，所以只适用于单向应力的场合。但许多陶瓷构件则要求在二维及三维方向上均要求有高性能，而单向排布纤维增韧陶瓷基复合材料显然不能满足要求，于是便产生了多向长纤维增韧陶瓷基复合材料。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材
7、料,（2）多向长纤维增强复合材料,(1)二维多向排布纤维(纤维布)增韧陶瓷基复合材料。这种复合材料中纤维的排布方式有两种。一种是将纤维编织成纤维布，浸渍浆料后根据需要的厚度将若干层或单层进行热压烧结成型(图7-15)。这种材料在纤维排布平面的二维方向上性能优越，而在垂直于纤维排布面方向上的性能较差。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,（2)三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料。要求构件在三维方向上甚至更多维数方向上均有较高的性能，因而产生了三维多向及三维以上多维多向编织纤维增韧陶瓷基复合材料。 这种材料的研究与应用最初是从航天用CC复合材料开始的。现已发展到三向石英/石英等陶瓷基复合材料。,5.
8、3纤维增强陶瓷基复合材料,图7-17为三向正交CC纤维编织结构示意图。它是按直角坐标将多束纤维分层交替编织而成，由于每束纤维呈直线伸展，不存在相互交缠和挠曲，因而使纤维足以充分发挥最大的结构强度。,5. 3纤维增强陶瓷基复合材料,短纤维增韧复合材料既有颗粒增韧复合材料那样简单的制备工艺，又在一定程度上保留了长纤维复合材料性能上的特点，因而，近年来发展很快。其中以晶须作为增韧体的复合材料的研究倍受重视。SiC晶须是使用最普遍的增韧体。目前被广泛应用的材料有SiCwZrO2、SiCwA1203、SiCSi3N4、SiCwSi02等。,1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料,（3）短纤维(晶须)增韧复
9、合材料,这种复合材料的制备工艺是将长纤维剪切短(3mm)，然后分散并与基体粉末混合均匀后，再用热压烧结的方法即可制得高性能的复合材料。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,1.短纤维增韧陶瓷基复合材料,这种短纤维增强体，在与原料粉末混合时，取向是无序随机的，但在冷压成型及热压烧结时，短纤维则由于在基体压实与致密化过程中纤维沿压力方向转动，导致短纤维沿加压面择优取向。因而也就产生了一定程度的各向异性。沿加压面方向上的性能优于垂直加压面方向上的性能。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,1.短纤维增韧陶瓷基复合材料,图7-18给出了C纤维增韧玻璃陶瓷复合材料中短纤维的分
10、布示意图。另外，在制备过程中也可使短纤维实现定向排列，如采用流延成型法可使纤维实现取向排列。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,图7-31示出SiCw ZrO2 复合材料的显微组织，由于是采用热压方法制备，所以晶须的排列有一定的择优取向。,1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料,图7-19为复合材料断裂功与碳纤维体积分数之间的关系。可以看出：在适当的纤维体积分数时，复合材料的断裂功有显著提高；并且当纤维取向排布时，可在高纤维体积分数时得到更高的断裂功，而无序分布时，峰值较小，且峰的位置左移。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,近年来晶须代替短纤维增韧陶瓷基复合材料
11、发展很快并取得了很好的韧化效果。陶瓷晶须目前常用的是SiC、Al2O3和Si3N4晶须。基体常用的有Al2O3 、Si3N4、ZrO、SiO2和莫来石等。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,2.晶须增韧陶瓷基复合材料,图7-20及图7-2l给出Zr022(摩尔)Y203+SiCw及Al2O3 +SiCw陶瓷复合材料的性能与SiCw体积分数之间的关系，可以看出两种复合材料弹性模量、硬度及断裂韧性随着SiCw体积分数增加而提高。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,对Al2O3基复合材料，随SiCw体积分数的增加单调上升； 而对Zr02基体，在10(体积分数)SiCw
12、时弯曲强度出现峰值，随后有所下降，但仍高于基体强度。这是由于SiC体积分数高时造成热失配过大，同时致密化困难引起密度下降，从而界面强度降低，使得复合材料强度下降。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,SiC晶须增韧陶瓷基复合材料的强韧化机理大体与纤维增韧陶瓷基复合材料相同，即主要靠晶须的拔出，桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生突出贡献。图7-22给出晶须增韧机制示意图。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,研究结果表明，对拔出桥连机制，晶须的拔出长度存在一个临界值LP 。 （1）当晶须的某一端距主裂纹距离小于这
13、一临界值时，则晶须从此端拔出，此时，拔出长度临界拔出长度LPO； （2）如果晶须的两端到主裂纹的距离均大于临界拔出长度时，晶须拔出过程中产生断裂，断裂位置在临界拔出长度范围内，所以，此时也有：拔出长度临界拔出长度LPO 。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,界面结合强度直接影响复合材料的韧化机制与韧化效果。界面强度过高，晶须将与基体一起断裂，限制晶须的拔出，因而减小了晶须拔出对韧性的贡献，但界面结合强度的提高有利于转移载荷，因而提高了强化效果；界面强度过低，则晶须拔出功减小，对韧化和强化都不利，因此界面结合强度应有一个最佳值。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,
14、晶须与短纤维相比，具有一定的长径比，因此复合材料的制备过程，当晶须体积分数较高时，由于其桥架效应而使致密化变得困难，导致性能下降。 而用颗粒作为增韧剂，制作颗粒增韧陶瓷基复合材料，其原料混合均匀化及烧结致密化都比短纤维及晶须简便易行。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,3.颗粒增韧陶瓷基复合材料,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、体积分数及基体材料选择得当，仍有一定韧化效果，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。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,3.颗粒增韧陶瓷基复合材料,这种复合材料各向同
15、性，制备及加工方法简单，加入颗粒可以根据需要改善基体的力学性能或物理性能。图7-29给出ZrO2PA1203复合材料的显微组织，其中白色粒子为ZrO2P，小的Zr02粒子分布在A1203晶粒内部，大的Zr02粒子分布在A1203晶界上。Zr02粒子对基体起到相变增韧和裂纹转向韧化作用。,1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料,颗粒弥散增强复合材料,图7-24是SiCPSi2N4复合材料的性能与SiCP体积分数的关系。可见在SiCP体积分数为5时强度及韧性达到了最高值。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,3.颗粒增韧陶瓷基复合材料,当用的颗粒为SiC、TiC等时，基体材料采用的是A
16、1203和Si3N4等。这些复合材料已被用来制作陶瓷刀具。图7-23给出了SiCP/A1203复合材料的性能随SiCp体积分数的变化关系。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,3.颗粒增韧陶瓷基复合材料,从以上的讨论得知，晶须与颗粒增韧陶瓷的韧化作用各有优缺点，为了对优缺点进行互补，人们想到了将两者共同使用，以便达到最佳效果。关于这方面的研究工作已进行了大量研究工作，如利用SiCw的拔出桥连与裂纹转向机制及ZrO2粒子的相变增韧机制的共同增韧作用，使韧化效果进一步提高。,5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料,4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料,图7-25及图7-26给出了Al203+ ZrO2(Y203)+SiCw复合材料的性能随ZrO2(Y203)及SiCw体积分数的变化，可以看出，其强度和韧性的变化趋势为：随SiCw及ZrO2 (Y203)体积分数的增加，性能均呈上升趋势，在20SiCw及30 ZrO2(Y203)时，复合材料的f达1200MPa，KIC达10MPam1/2以上。比单纯晶须韧化的A1203+SiCw复合材料的性能(f为634MPa， KIC为5.5MPam1/2)有明显提高，这充分体现了复合韧化强化的效果。,
