《陶瓷基复合材料》PPT课件

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1、第七章第七章 陶瓷基复合材料陶瓷基复合材料 7.1 7.1 陶瓷基复合材料概述陶瓷基复合材料概述 特种陶瓷具有优秀的力学性能、耐磨性好、 硬度高及耐腐蚀性好等特点，但其脆性大， 耐热震性能差，而且陶瓷材料对裂纹、气孔 和夹杂等细微的缺陷很敏感。 陶瓷基复合材料使材料的韧性大大改善，同 时其强度、模量有了提高。 颗粒增韧陶瓷基复合材料的弹性模量和强度均较整 体陶瓷材料提高，但力 位移曲线形状不发生变化 ； 纤维陶瓷基复合材料不仅使其弹性模量和强度大大 提高，而且还改变了力 位移曲线的形状（图1） 。 纤维陶瓷基复合材料在断裂前吸收了大量的断裂能 量，使韧性得以大幅度提高。 表表1 1 不同金属、

2、陶瓷基体和陶瓷基复合材料的断裂韧性比较不同金属、陶瓷基体和陶瓷基复合材料的断裂韧性比较 材 料 整体陶瓷颗 粒 增 韧相 变 增 韧 AlB2BOB 3B SiC AlB2BOB3B/ TiC SiB3BNB4B/ TiC ZrOB2B/Mg O ZrOB2B/YB2B OB3B ZrOB2B/ AlB2BO3 B 断裂韧性 MPa/mP1/2P 2.74.2 4.5 6.0 4.24.54. 59126 96.515 裂纹尺寸 大小, m 1.3364174364141165 2927416586459 表表1010 1 1 不同金属、陶瓷基体和陶瓷基复合材料的断裂韧性比较不同金属、陶瓷基体

3、和陶瓷基复合材料的断裂韧性比较 材 料 晶须增韧纤 维 增 韧 SiC/Al2O3SiC/硼硅玻璃SiC/锂铝 硅玻璃铝钢 断裂韧性 MPa/mP1/2P 8 101525152533444466 裂纹尺寸 大小, m 131204 7.2 7.2 陶瓷基复合材料的制备工艺陶瓷基复合材料的制备工艺 原料（陶瓷粉末、增强剂、粘结剂和助烧 剂） 均匀混合（球磨、超声等） 冷 压成形 （热压）烧结。 关键是均匀混合和烧结过程防止体积收 缩而产生裂纹。 为了克服粉末冶金法中各组元混合不均的问题，采用了浆 体（湿态）法制备陶瓷基复合材料。 其混合体为浆体形式。混合体中各组元保持散凝状，即在 浆体中呈弥散

4、分布。这可通过调整水溶液的pH值来实现。 对浆体进行超声波震动搅拌则可进一步改善弥散性。弥散 的浆体可直接浇铸成型或热（冷）压后烧结成型。适用于 颗粒、晶须和短纤维增韧陶瓷基复合材料（图2）。 采用浆体浸渍法可制备连续纤维增韧陶瓷基复合材料。纤 维分布均匀，气孔率低。 图 2 浆体法制备陶瓷基复合材料示意图 优点： 基体材料几乎无收缩 增强剂的体积比可以相当大； 可用多种连续纤维预制体； 大多数陶瓷基复合材料的反应烧结温度低 于陶瓷的烧结温度，因此可避免纤维的损 伤。 缺点：高气孔率难以避免，制品密度仅为理 论密度的90%。 图3 反应烧结法制备SiC/Si3N4基复合材料工艺流程 用此方法制

5、备陶瓷基复合材料，化学反应、 熔体粘度、熔体对增强材料的浸润性是首要 考虑的问题，这些因素直接影响着材料的性 能。 陶瓷熔体可通过毛细作用渗入增强剂预制体 的孔隙 。施加压力或抽真空将有利于浸渍 过程。 图4 液态浸渍法制备陶瓷基复合材料示意图 溶胶（Sol）是由于化学反应沉积而产生的微小颗 粒（直径100nm）的悬浮液；凝胶（Gel ）是水分 减少的溶胶，即比溶胶粘度大的胶体。 Sol Gel法 是指金属有机或无机化合物经溶液 、溶胶、凝胶等过程而固化，再经热处理生成氧化 物或其它化合物固体的方法。该方法可控制材料的 微观结构，使均匀性达到微米、纳米甚至分子量级 水平。 图 6 溶胶 凝胶法

6、制备陶 瓷基复合材料示意图 使用这种方法，可将各种增强剂加入基体溶胶中搅拌 均匀，当基体溶胶形成凝胶后，这些增强组元稳定、 均匀分布在基体中，经过干燥或一定温度热处理，然 后压制烧结形成相应的复合材料。 Sol Gel法制备SiO2陶瓷 原理如下： Si(OR)4 + 4H2O Si(OH)4+ 4ROH Si(OH)4 SiO2 + 2H2O 溶胶凝胶法也可以采 用浆体浸渍法制备增 强相预制体（图7）。 溶胶 凝胶法的优 点是基体成分容易控 制，复合材料的均匀 性好，加工温度较低 。 其缺点是所制的复合 材料收缩率大，导致 基体经常发生开裂。 图7 溶胶 凝胶法制备 纤维陶瓷基复合材料示意图

7、 用CVI法可制备硅化物、碳化物、氮化物、 硼化物和氧化物等陶瓷基复合材料。由于制 备温度比较低，不需外加压力。因此材料内 部残余应力小，纤维几乎不受损伤。 如可在8001200C制备SiC陶瓷。 其缺点是生长周期长、效率低、成本高、材 料的致密度低等。 1 1）ICVIICVI法：法： 静态法 将被浸渍的部 件放在等温的空间，反 应物气体通过扩散渗入 到多孔预制件内，发生 化学反应并沉积，副产 品物气体再通过扩散向 外散逸（图8）。 在ICVI过程中，传质过 程主要是通过气体扩散 来进行，因此过程十分 缓慢，并仅限于一些薄 壁部件。降低气体的压 力和沉积温度有利于提 高浸渍深度。 图8 IC

8、VI法制备纤维 陶瓷基复合材料示意图 2 2）FCVIFCVI法法 在纤维预制件内施加一个温度 梯度，同时还施加一个反向的 气体压力梯度，迫使反应气体 强行通过预制件。 在低温区，由于温度低而不发 生反应，当反应气体到达温度 较高的区域后发生分解并沉积 ，在纤维上和纤维之间形成基 体材料。 在此过程中，沉积界面不断由 预制件的顶部高温区向低温区 推移。由于温度梯度和压力梯 度的存在，避免了沉积物将空 隙过早的封闭，提高了沉积速 率（图9）。 图9 FCVI法制备纤维 陶瓷基复合材料示意图 FCVI的传质过程是通过对流来实现。可用 来制备厚壁部件。但不适于制作形状复杂 的部件。 此外。在FCVI

9、过程中，基体沉积是在一个 温度范围内，必然会导致基体中不同晶体 结构的物质共存，从而产生内应力并影响 材料的热稳定性。 1）聚合物先驱体热解法 以高分子聚合物为先驱体成型后使高分子 先驱体发生热解反应转化为无机物质，然 后再经高温烧结制备成陶瓷基复合材料。 此方法可精确控制产品的化学组成、纯度 以及形状。最常用的高聚物是有机硅（聚 碳硅烷等）。 制备增强剂预制体浸渍聚合物先驱体 热解 再浸渍再热解 陶瓷粉+聚合物先驱体均匀混合模压 成型热解 2）原位复合法 利用化学反应生成增强组元晶须或高长 径比晶体来增强陶瓷基体的工艺称为原位 复合法。 其关键是在陶瓷基体中均匀加入可生成晶 须的元素或化合物

10、，控制其生长条件使在 基体致密化过程中在原位同时生长出晶须 ；或控制烧结工艺，在陶瓷液相烧结时生 长高长径比的晶相，最终形成陶瓷基复合 材料。 7.3 7.3 陶瓷基复合材料的界面和界面设计陶瓷基复合材料的界面和界面设计 1、界面的粘结形式 （1）机械结合 （2）化学结合 陶瓷基复合材料往往在高温下制备，由于增强体与基体的 原子扩散，在界面上更易形成固溶体和化合物。此时其界 面是具有一定厚度的反应区，它与基体和增强体都能较好 的结合，但通常是脆性的。 若增强体与基体在高温时不发生反应，那么在冷却下来时 ，陶瓷的收缩大于增强体，由此产生的径向压应力与界 面剪切应力有关： = ，为摩擦系数，一般取

11、 0.10.6。 2 2、界面的作用、界面的作用 陶瓷基复合材料的 界面一方面应强到 足以传递轴向载荷 并具有高的横向强 度；另一方面要弱 到足以沿界面发生 横向裂纹及裂纹偏 转直到纤维的拔出 。因此，陶瓷基复 合材料界面要有一 个最佳的界面强度 。 图10 陶瓷基复合材料界面示意图 强的界面粘结往往导致脆性破坏，裂纹在复合材料的 任一部位形成并迅速扩展至复合材料的横截面，导致 平面断裂。这是由于纤维的弹性模量不是大大高于基 体，因此在断裂过程中，强界面结合不产生额外的能 量消耗。 若界面结合较弱，当基体中的裂纹扩展至纤维时，将 导致界面脱粘，发生裂纹偏转、裂纹搭桥、纤维断裂 以至于最后纤维拔

12、出。所有这些过程都要吸收能量， 从而提高复合材料的断裂韧性（图10）。 3 3、界面性能的改善、界面性能的改善 为了获得最佳界面结合强度，希望避免界面化学反 应或尽量降低界面的化学反应程度和范围。 实际当中除选择增强剂和基体在制备和材料服役期 间能形成热动力学稳定的界面外，就是纤维表面涂 层处理。包括C、SiC、BN、ZrO2 和SnO2等。 纤维表面涂层处理对纤维还可起到保护作用。纤维 表面双层涂层处理是最常用的方法。其中里面的涂 层以达到键接及滑移的要求，而外部涂层在较高温 度下防止纤维机械性能降解。 7.4 7.4 陶瓷基复合材料的性能陶瓷基复合材料的性能 1、室温力学性能 1）拉伸强度

13、和弹性模量 对陶瓷基复合材料来说陶 瓷基体的失效应变低于纤 维的失效应变，因此最初 的失效往往是基体中晶体 缺陷引起的开裂。如图11 所示，材料的拉伸失效有 两种： 图11 纤维陶瓷基复合材料 应力-应变曲线示意图 第一：突然失效。如纤维强度较低，界面结合强 度高，基体较裂纹穿过纤维扩展，导致突然失效 。 第二：如果纤维较强，界面结合较弱，基体裂纹 沿着纤维扩展。纤维失效前纤维/基体界面在基体 的裂纹尖端和尾部脱粘。 因此，基体开裂并不导致突然失效，材料的最终 失效应变大于基体的失效应变。 2）断裂韧性 纤维拔出与裂纹偏转是 复合材料韧性提高的主 要机制。纤维含量增加 ，阻止裂纹扩展的势垒 增

14、加，断裂韧性增加。 但当纤维含量超过一定 量时，纤维局部分布不 均，相对密度降低，气 孔率增加，其抗弯强度 反而降低（图12）。 图12 CF/ LAS的断裂韧性和 弯曲强度随纤维含量的变化 3）影响因素 增强相的体积分数： 复合材料的力学性能呈现符合混 合定律的线性关系。 但当纤维含量超过一定量时，纤 维局部分布不均，气孔率增加， 导致材料力学性能偏离混合定律 的线性关系。 Phlips等提出如下经验公式修正 偏差（图13）： Em= Em0（1 1. 9 + 0. 92 ） 式中Em ：有孔隙材料的弹性模 量； Em0：无孔隙材料的弹性模量； ：基体中的孔隙率。 图13 连续CF/玻璃复合

15、材 料的弹性模量与纤维含量的关 系 2) 2)热膨胀系数：热膨胀系数： 当基体热膨胀系数 大于纤维热膨胀系 数时，会导致纤维 与基体界面结合的 减弱甚至脱离。但 适当减弱界面结合 ，则有利于裂纹的 扩展或沿晶界偏转 或钝化和分散裂纹 尖端造成的应力集 中。 图14 微晶玻璃基体的热膨胀 系数对复合材料性能的影响 3)3)密度：密度： 弯曲强度和断裂韧 性都随复合材料的 密度增加而增加。 密度的增加不仅提 高了复合材料的强 度，而且改变了应 力 应变曲线的 形状（图15）。 图15 不同密度的C/SiC 复合材料的应力-位移曲 线 1、= 1.8 g/cm3、 2、= 2.1 g/cm3 4)4

16、)界面：界面： 有碳界面层的C/SiC复合 材料在断裂中表现出复 合材料的典型断裂行为 ，即当应力达到最大值 后，不是突然下降，而 是呈梯形降低（见图16 曲线1）。 密度较高而无碳界面层 的C/SiC复合材料在应力 应变曲线上表现为达 到最大值后，应力曲线 缓慢下降（图16曲线2） 。 图16 不同界面状况复合材料 的应力-位移曲线 5)5)颗粒含量和粒径：颗粒含量和粒径： 图17 SiCP含量对SiCP /AlN性能的影响 图18 SiCP粒径对 SiCP/AlN性能的影响 颗粒含量对材料弯曲强度及断裂韧性提高效果 不是太大，但粒径的影响却较大（图17、18） 。复合材料的性能随着粒径而增大，但随着粒 径的进一步增大 。其性能反而下降；这是由 于材料的致密度下降，同时引进了更多的缺陷 的缘故。 2 2、高温力学性能、高温力学性能 1 1）强度）强度 图19 图20 图19、20分别为不同温度下SiCF/ MAS复合材料 的力学性能变化。室温下，复合材料的抗弯强 度比基体材料高约10倍，弹性模量提高约2倍 。复合材料的抗弯强度至700保持不变，然 后强度随温度升高而急剧增加；但弹性模