《陶瓷基复合材料》PPT课件

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1、Company Logo 陶瓷基复合材料陶瓷基复合材料Click to add your text Company Logo 陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料，通通常常根根据据增增强强体体分分成成两两类类：连连续续纤纤维维增增强强的的复复合合材材料料和和不不连连续续纤纤维维增增强强的的复复合合材材料料，如如图图7-117-11所示。所示。其其中中，连连续续纤纤维维增增强强的的复复合合材材料料包包括括一一维维方方向向、二二维维方方向向和和三三维维方方向向纤纤维维增增强强的的复复合合材材料料，也也包包括括多多层层陶陶瓷瓷复复合合材材料料；不不连连续续纤纤维维增增强强的的复复合合材材料料包包括括晶晶须须

2、、晶晶片片和和颗颗粒粒的的第第二二组组元元增增强强体体和和自自身身增增强强体体，如如SiN4SiN4中中等等轴轴晶晶的的基基体体中中分分布布一一些些晶晶须须状状 - -SiN4SiN4晶晶粒粒可可起起到到增增强效果。强效果。5.15.1陶瓷基复合材料分类陶瓷基复合材料分类 Company Logo5.15.1陶瓷基复合材料分类陶瓷基复合材料分类 Company Logo由于增强体形状的不同，因此，陶瓷基复合材料显微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。图结构各有其特点。图7-277-27示出复合材料组织模型图。示出复合材料组织模型图。5.55.5陶瓷基复合材料的显微组织

3、陶瓷基复合材料的显微组织 Company Logo 陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料中中常常用用的的增增强强体体及及特特性性陶陶瓷瓷基基复合材料中的增强体通常也称为复合材料中的增强体通常也称为增韧体增韧体。 从从几几何何尺尺寸寸上上可可将将纤纤维维( (长长、短短纤纤维维) )分分为为晶晶须须和和颗颗粒粒，常常用用的的纤纤维维增增强强材材料料有有氧氧化化铝铝纤纤维维、碳碳化化硅硅纤纤维维、氮氮化化硅硅纤纤维维、碳碳纤纤维维和和有有机机聚聚合合物物先驱体先驱体制备的陶瓷纤维等。制备的陶瓷纤维等。 使用得较为普遍的晶须是使用得较为普遍的晶须是SiCSiC、A1203A1203和和Si3N4.Si3N4

4、. 5. 25. 2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常用的增强体及特性 Company Logo 陶陶瓷瓷材材料料中中另另一一种种增增强强体体为为颗颗粒粒。颗颗粒粒的的增增韧韧效效果果虽虽不不如如纤纤维维和和晶晶须须，但但用用颗颗粒粒增增强强的的陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料，各各向向同同性性，同同时时如如果果颗颗粒粒的的种种类类、粒粒径径、含含量量及及基基体体材材料料选选择择适适当当，仍仍会会有有一一定定的的增增韧韧效效果果，所所以以，颗颗粒粒增增韧韧复复合合材材料料同同样样会会得得到到广广泛泛应应用用。表表7-37-3列列出出了了四四种种增增强强纤维的性能。纤维的性能。5.

5、 25. 2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常用的增强体及特性 Company Logo5. 25. 2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常用的增强体及特性 Company Logo 纤纤维维增增强强陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料是是改改善善陶陶瓷瓷韧韧性性的的重重要要手手段段，按按纤纤维维在在陶陶瓷瓷基基体体中中排排布布方方式式的的不不同同，又又可可将将其其分分为纤维单向增强和多向增强复合材料。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单向排布纤维增韧陶瓷基复合材料具有各向异性各向异性，即，即沿沿纤维长度方向纤维长度方向的的纵向性能

6、纵向性能大大大大高于横向性能高于横向性能。这种纤。这种纤维的定向排布是根据实际构件的使用要求确定的，即主维的定向排布是根据实际构件的使用要求确定的，即主要要使用纵向性能使用纵向性能，长纤维增韧陶瓷复合材料除性能的各，长纤维增韧陶瓷复合材料除性能的各向异性外，一般具有良好的向异性外，一般具有良好的抗热震性抗热震性，因而在航天器放，因而在航天器放热部件上有广泛的应用前景。热部件上有广泛的应用前景。 5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料1.1.单向长纤维增强复合材料单向长纤维增强复合材料 Company Logo（1）纤维纤维定向排布定向排布而具有明显的而具有明显的各向异各向

7、异性性（2 2）纤维排布纤维排布纵向上纵向上的性能显著的性能显著高于横高于横向向；（3 3）在实际构件中主要使用其纤维排布在实际构件中主要使用其纤维排布方向上的性能方向上的性能；（4 4）长纤维复合材料的制备要解决纤维长纤维复合材料的制备要解决纤维表面与基体的表面与基体的润湿问题润湿问题。（5 5）必要时纤维必要时纤维表面表面要进行要进行处理处理以以提高提高界面结合质量界面结合质量，同时还必须考虑，同时还必须考虑力学相力学相容性及热失配容性及热失配问题。问题。1.1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料(1(1）长纤维增韧陶瓷基复合材料）长纤维增韧陶瓷基复合材料 C

8、ompany Logo图图7-127-12给给出出了了这这种种材材料料中中裂裂纹纹平平面面垂垂直直于于纤纤维维时时的的裂裂纹纹扩扩展展示示意意图图。当当裂裂纹纹扩扩展展遇遇到到纤纤维维时时，裂裂纹纹受受到到阻阻碍碍，欲欲使使裂裂纹纹继继续续扩扩展展必必须须提提高高外外加加应应力力。随随着着外外加加应应力力水水平平的的提提高高，由由于于基基体体与与纤纤维维界界面面脱脱粘粘，且且纤纤维维的的强强度度高高于于基基体体的的强强度度，开开始始产产生生纤纤维维的的拔拔出出。5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo拔出的拔出的长度达到某一临界值时长度达到某一临界

9、值时( (此临界值决定于界面的此临界值决定于界面的结合强度和纤维本身的强度结合强度和纤维本身的强度) )，纤维发生断裂纤维发生断裂。因此裂。因此裂纹扩展必须克服由于纤维的加入而产生的纹扩展必须克服由于纤维的加入而产生的拔出功拔出功及纤及纤维维断裂功断裂功，即断裂韧性应表示为，即断裂韧性应表示为式中：式中：K KICIC为为复合材料强度复合材料强度；K KIC0IC0为为基体断裂强度基体断裂强度；W Wfpfp为为纤维拔出功纤维拔出功, ,W Wffff为断裂功为断裂功。际上在断裂过程中并非。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在同一裂纹平面，因而主裂纹沿纤维断裂位

10、置的不同发生发生裂纹转向裂纹转向。5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo图图7-137-13给出了这类材料断口侧面以给出了这类材料断口侧面以示示裂纹转向裂纹转向。这同样会使。这同样会使裂纹扩屈裂纹扩屈阻力增加阻力增加，从而使，从而使韧性进一步提高韧性进一步提高。综上所述，单向排布长纤维增韧陶综上所述，单向排布长纤维增韧陶瓷基复合材料中瓷基复合材料中韧性的提高韧性的提高来自来自三三方面的贡献方面的贡献，即，即纤维拔出、纤维断纤维拔出、纤维断裂及纤维转向裂及纤维转向。长纤维复合材料的。长纤维复合材料的强度一般用混合定则来表示，即强度一般用混合定则来表

11、示，即 式中：式中： c c为复合材料强度；为复合材料强度； m m为为基体强度；基体强度； f f为纤维的强度；为纤维的强度；VfVf为纤维的体积分数。由于两相的性为纤维的体积分数。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，必要时需加定则时会有一定偏差，必要时需加以修正。以修正。5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo图图7-147-14给出了纤维增韧玻给出了纤维增韧玻璃复合材料的断裂功及弯璃复合材料的断裂功及弯曲强度随纤维体积分数的曲强度随纤维体积分数的变化。可以看出，变化。可以看出，随纤维随纤

12、维体积分数的增加，断裂功体积分数的增加，断裂功及强度都显著提高。及强度都显著提高。5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo 单单向向纤纤维维增增韧韧陶陶瓷瓷只只是是在在纤纤维维排排列列方方向向上上的的纵纵向向性性能能优优越越，而而横横向向性性能能显显著著低低于于纵纵向向性性能能，所所以以只只适适用用于于单单向向应应力力的的场场合合。但但许许多多陶陶瓷瓷构构件件则则要要求求在在二二维维及及三三维维方方向向上上均均要要求求有有高高性性能能，而而单单向向排排布布纤纤维维增增韧韧陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料显显然然不不能能满满足足要要求求，于于是是便便产产

13、生生了了多多向向长长纤纤维维增增韧韧陶陶瓷瓷基基复复合合材材料。料。 5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料（2 2）多向长纤维增强复合材料多向长纤维增强复合材料 Company Logo(1)(1)二维多向排布纤维二维多向排布纤维( (纤维纤维布布) )增韧陶瓷基复合材料。增韧陶瓷基复合材料。 这种复合材料中纤维的这种复合材料中纤维的排布方式有两种。一种是将排布方式有两种。一种是将纤维编织成纤维布，浸渍浆纤维编织成纤维布，浸渍浆料后根据需要的厚度将料后根据需要的厚度将若干若干层或单层层或单层进行进行热压烧结成型热压烧结成型( (图图7-15)7-15)。这种材料在纤维。

14、这种材料在纤维排布平面的二维方向上性能排布平面的二维方向上性能优越，而在优越，而在垂直于纤维排布垂直于纤维排布面方向面方向上的性能较差。上的性能较差。5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo（2)2)三维多向排布纤维增韧三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料。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。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这种材料的研究与应

15、用最初是从航天用航天用C CC C复合材复合材料料开始的。现已发展到开始的。现已发展到三向石英三向石英/ /石英等陶瓷基石英等陶瓷基复复合材料。合材料。5. 35. 3纤维增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo 图图7-177-17为为三向正交三向正交C CC C纤维纤维编编织结构示意图。它是按直角坐织结构示意图。它是按直角坐标将多束纤维分层交替编织而标将多束纤维分层交替编织而成，由于成，由于每束纤维呈直线伸展每束纤维呈直线伸展，不存在不存在相互交缠和挠曲相互交缠和挠曲，因而，因而使纤维足以充分发挥使纤维足以充分发挥最大的结最大的结构强度构强度。5. 35. 3纤维

16、增强陶瓷基复合材料纤维增强陶瓷基复合材料 Company Logo 短短纤纤维维增增韧韧复复合合材材料料既既有有颗颗粒粒增增韧韧复复合合材材料料那那样样简简单单的的制制备备工工艺艺，又又在在一一定定程程度度上上保保留留了了长长纤纤维维复复合合材材料料性性能能上上的的特特点点，因因而而，近近年年来来发发展展很很快快。其其中中以以晶晶须须作作为为增增韧韧体体的的复复合合材材料料的研究倍受重视。的研究倍受重视。 SiCSiC晶晶须须是是使使用用最最普普遍遍的的增增韧韧体体。目目前前被被广广泛泛应应用用的的材材料料有有SiCwSiCwZrO2ZrO2、SiCwSiCwA1203A1203、SiCSiC

17、Si3N4Si3N4、SiCwSiCwSi02Si02等。等。 1.1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料（3 3）短纤维短纤维( (晶须晶须) )增韧复合材料增韧复合材料 Company Logo 这这种种复复合合材材料料的的制制备备工工艺艺是是将将长长纤纤维维剪剪切切短短(3mm)(3mm)，然然后后分分散散并并与与基基体体粉粉末末混混合合均均匀匀后后，再再用用热热压压烧烧结结的的方方法法即即可可制制得得高高性性能能的的复复合合材材料。料。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料1.1.短纤维增韧陶瓷基复

18、合材料短纤维增韧陶瓷基复合材料 Company Logo 这这种种短短纤纤维维增增强强体体，在在与与原原料料粉粉末末混混合合时时，取取向向是是无无序序随随机机的的，但但在在冷冷压压成成型型及及热热压压烧烧结结时时，短短纤纤维维则则由由于于在在基基体体压压实实与与致致密密化化过过程程中中纤纤维维沿沿压压力力方向转动方向转动，导致短纤维沿加压面，导致短纤维沿加压面择优取向择优取向。 因因而而也也就就产产生生了了一一定定程程度度的的各各向向异异性性。沿沿加加压压面面方向上的性能方向上的性能优于优于垂直加压面方向上的性能。垂直加压面方向上的性能。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材

19、料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料1.1.短纤维增韧陶瓷基复合材料短纤维增韧陶瓷基复合材料 Company Logo图图7-187-18给出了给出了C C纤维增纤维增韧玻璃陶瓷复合材料中韧玻璃陶瓷复合材料中短纤维的分布示意图。短纤维的分布示意图。另外，在制备过程中也另外，在制备过程中也可使短纤维实现可使短纤维实现定向排定向排列列，如采用，如采用流延成型法流延成型法可使纤维实现可使纤维实现取向排列取向排列。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo图图7-317-31示出示出SiCwSiCw ZrO2 ZrO2

20、 复合材料的显复合材料的显微组织，由于是采用微组织，由于是采用热压方法热压方法制备，所以制备，所以晶须的排列有一定的晶须的排列有一定的择优取向。择优取向。 1.1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料 Company Logo图图7-197-19为复合材料为复合材料断裂功断裂功与与碳纤维碳纤维体积分数体积分数之间的关系。之间的关系。可以看出：在可以看出：在适当适当的纤维体的纤维体积分数时，复合材料的断裂积分数时，复合材料的断裂功有显著提高；并且当功有显著提高；并且当纤维纤维取向排布时取向排布时，可在高纤维体，可在高纤维体积分数时得到积分数时得到更高的断裂功更高的断裂

21、功，而而无序分布时无序分布时，峰值较小峰值较小，且峰的且峰的位置左移位置左移。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo 近年来近年来晶须晶须代替代替短纤维短纤维增韧陶瓷基复合材增韧陶瓷基复合材料发展很快并取得了很好的韧化效果。陶瓷晶料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须目前常用的是SiCSiC、Al2O3Al2O3和和Si3N4Si3N4晶须。基晶须。基体常用的有体常用的有Al2O3 Al2O3 、Si3N4Si3N4、ZrOZrO、SiO2SiO2和和莫来莫来石石等。等。5. 4 5. 4 短

22、纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料2.2.晶须增韧陶瓷基复合材料晶须增韧陶瓷基复合材料 Company Logo图图7-207-20及图及图7-2l7-2l给出给出Zr022Zr022( (摩尔摩尔)Y203+SiCw)Y203+SiCw及及Al2O3 +SiCwAl2O3 +SiCw陶瓷复合材料的性能与陶瓷复合材料的性能与SiCwSiCw体积分体积分数之间的关系，可以看出两种数之间的关系，可以看出两种复合材料弹性模量、复合材料弹性模量、硬度及断裂韧性硬度及断裂韧性随着随着SiCwSiCw体积分数增加体积分数增加而而提高提高。 5. 4 5. 4 短纤维

23、晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo对对Al2O3Al2O3基复合材料，随基复合材料，随SiCwSiCw体积分数体积分数的增加的增加单调单调上升上升；而对而对Zr02Zr02基体，在基体，在1010( (体积分数体积分数)SiCw)SiCw时时弯曲强弯曲强度度出现峰值出现峰值，随后有所下降随后有所下降，但仍，但仍高于基体强度高于基体强度。这是由于这是由于SiCSiC体积分数高时造成体积分数高时造成热失配过大热失配过大，同时，同时致密化困难引起密度下降致密化困难引起密度下降，从而，从而界面强度降低界面强度降低，使得使得复合材料强度下降复

24、合材料强度下降。 5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo SiCSiC晶须增韧晶须增韧陶瓷基复合材料的陶瓷基复合材料的强韧化机理强韧化机理大体与大体与纤维增韧纤维增韧陶瓷基复合材料相同，即主要靠晶须的陶瓷基复合材料相同，即主要靠晶须的拔拔出出，桥连桥连与与裂纹转向裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生机制对强度和韧性的提高产生突出贡献。图突出贡献。图7-227-22给出晶须增韧机制示意图。给出晶

25、须增韧机制示意图。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo 研研究究结结果果表表明明，对对拔拔出出桥桥连连机机制制，晶晶须须的的拔拔出出长长度度存存在在一一个个临界值临界值L LP P 。（1 1）当当晶晶须须的的某某一一端端距距主主裂裂纹纹距距离离小小于于这这一一临临界界值值时时，则则晶晶须须从从此此端端拔拔出出，此此时时，拔拔出出长长度度临界拔出长度临界拔出长度L LPOPO；（2 2）如如果果晶晶须须的的两两端端到到主主裂裂纹纹的的距距离离均均大大于于临临界界拔拔出出长长度度时时，晶晶须须拔拔出出过过程程中

26、中产产生生断断裂裂，断断裂裂位位置置在在临临界界拔拔出出长长度度范范围围内内，所所以以，此此时时也也有有：拔拔出出长长度度临界拔出长度临界拔出长度L LPOPO 。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo 界面结合强度界面结合强度直接影响复合材料的直接影响复合材料的韧化机制韧化机制与与韧化效韧化效果果。 界面强度过高界面强度过高，晶须将与基体，晶须将与基体一起断裂一起断裂，限制晶须限制晶须的拔出的拔出，因而，因而减小减小了晶须拔出对韧性的贡献，但界面结了晶须拔出对韧性的贡献，但界面结合强度的合强度的提高提高有利于

27、有利于转移载荷转移载荷，因而，因而提高了强化效果提高了强化效果； 界面强度过低界面强度过低，则，则晶须拔出功减小晶须拔出功减小，对韧化和强化，对韧化和强化都不利，因此界面结合强度应有一个都不利，因此界面结合强度应有一个最佳值最佳值。 5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料 Company Logo 晶晶须须与与短短纤纤维维相相比比，具具有有一一定定的的长长径径比比，因因此此复复合合材材料料的的制制备备过过程程，当当晶晶须须体体积积分分数数较较高高时时，由由于于其其桥桥架架效效应应而而使使致致密密化化变变得得困困难难，导导致致性性能能下降

28、下降。而而用用颗颗粒粒作作为为增增韧韧剂剂，制制作作颗颗粒粒增增韧韧陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料，其其原原料料混混合合均均匀匀化化及及烧烧结结致致密密化化都都比比短短纤纤维及晶须简便易行。维及晶须简便易行。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料3.3.颗粒增韧陶瓷基复合材料颗粒增韧陶瓷基复合材料 Company Logo 因因此此，尽尽管管颗颗粒粒的的增增韧韧效效果果不不如如晶晶须须与与纤纤维维，但但如如颗颗粒粒种种类类、粒粒径径、体体积积分分数数及及基基体体材材料料选选择择得得当当，仍仍有有一一定定韧韧化化效效果果，同同时时会会带带来

29、来高高温温强强度度、高高温温蠕蠕变变性性能能的的改改善善。所所以以，颗颗粒粒增增韧韧陶瓷基复合材料同样受到重视。陶瓷基复合材料同样受到重视。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料3.3.颗粒增韧陶瓷基复合材料颗粒增韧陶瓷基复合材料 Company Logo这种复合材料这种复合材料各向同性各向同性，制，制备及加工方法简单，加入颗备及加工方法简单，加入颗粒可以根据需要改善基体的粒可以根据需要改善基体的力学性能或物理性能。图力学性能或物理性能。图7-7-2929给出给出ZrOZrO2P2PA1203A1203复合材料复合材料的显微组织，其中的

30、显微组织，其中白色粒子白色粒子为为ZrOZrO2P2P，小小的的Zr02Zr02粒子分布粒子分布在在A1203A1203晶粒晶粒内部内部，大大的的Zr02Zr02粒子分布在粒子分布在A1203A1203晶界晶界上。上。Zr02Zr02粒子对基体起到粒子对基体起到相变增相变增韧韧和和裂纹转向韧化裂纹转向韧化作用。作用。1.1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料颗粒弥散增强复合材料颗粒弥散增强复合材料 Company Logo 图图7-247-24是是SiCSiCP PSi2N4Si2N4复合材料的性能与复合材料的性能与SiCSiCP P体积分数的关体积分数的关系。可

31、见在系。可见在SiCSiCP P体积分数体积分数为为5 5时时强度强度及及韧性韧性达到了达到了最高值最高值。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料3.3.颗粒增韧陶瓷基复合材料颗粒增韧陶瓷基复合材料 Company Logo 当用的当用的颗粒颗粒为为SiCSiC、TiCTiC等等时，时，基体基体材料采用的是材料采用的是A1A12 20 03 3和和SiSi3 3N N4 4等。这些复合等。这些复合材料已被用来制作陶瓷刀材料已被用来制作陶瓷刀具。具。 图图7-237-23给出了给出了SiCSiCP P/A1/A12 20 03 3复合材料

32、的性能随复合材料的性能随SiCSiCp p体体积分数的变化关系。积分数的变化关系。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料3.3.颗粒增韧陶瓷基复合材料颗粒增韧陶瓷基复合材料 Company Logo 从以上的讨论得知，晶须与颗粒增韧陶瓷的韧化作用从以上的讨论得知，晶须与颗粒增韧陶瓷的韧化作用各有优缺点，为了对各有优缺点，为了对优缺点进行互补优缺点进行互补，人们想到了将，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，如利用究工作已进行了大量研究工作，如利

33、用SiCwSiCw的拔出桥的拔出桥连连与与裂纹转向机制裂纹转向机制及及ZrO2ZrO2粒子的相变增韧机制粒子的相变增韧机制的的共同共同增韧作用增韧作用，使韧化效果进一步提高。，使韧化效果进一步提高。5. 4 5. 4 短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料短纤维晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料4.4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料 Company Logo 图图7-257-25及图及图7-267-26给出了给出了AlAl2 20 03 3+ + ZrOZrO2 2(Y(Y2 20 03 3)+SiC)+SiCw w复合材料的性能随复合材料的性能随ZrOZrO2 2(Y

34、(Y2 20 03 3) )及及SiCSiCw w体积分数的变化，体积分数的变化，可以看出，其可以看出，其强度和韧性强度和韧性的变化的变化趋势为：随趋势为：随SiCwSiCw及及ZrO2ZrO2 (Y203) (Y203)体体积分数的积分数的增加增加，性能均呈上升性能均呈上升趋趋势，在势，在2020SiCwSiCw及及3030 ZrO2(Y203)ZrO2(Y203)时，复合材料的时，复合材料的 f f达达1200MPa1200MPa，K KICIC达达10MPa10MPam m1/21/2以上。以上。比比单纯晶须单纯晶须韧化的韧化的A1203+SiCwA1203+SiCw复复合材料的性能合材

35、料的性能( ( f f为为634MPa634MPa， K KICIC为为5.5MPa5.5MPam m1/21/2) )有明显提高，这有明显提高，这充分体现了充分体现了复合韧化强化复合韧化强化的效果。的效果。4.4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料 Company Logo图图 7-327-32给给 出出 SiCwSiCwA1203A1203复复合合材材料料的显微组织。的显微组织。(4(4）颗粒与短纤维复合增韧复合材料）颗粒与短纤维复合增韧复合材料1.1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料 Company Logo图图 7-337-33示示

36、 出出 (ZrO2 (ZrO2 p+SiCw)p+SiCw) A1203A1203复复 合合材材料料的的显显微微组组织织，这这种种组组织织同同时时兼兼有有ZrOZrO2P2P相相变变增增韧韧及及短短纤纤维维增增韧韧作作用用，因因而而使使韧韧性性显显著著提提高高。该该类类复复合合材材 料料 还还 有有 (SiCw(SiCw十十SiCp)SiCp)A1203A1203、(SiCp+SiCw)(SiCp+SiCw) Si3N4Si3N4、(SiCp(SiCp十十 SiCw)SiCw) ZrO2ZrO2等。等。 (4(4）颗粒与短纤维复合增韧复合材料）颗粒与短纤维复合增韧复合材料1.1.纤维、颗粒弥散

37、增强陶瓷基复合材料纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料 Company Logo4.4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料表表7-47-4莫来石及其制得的复合材料的强度与韧性莫来石及其制得的复合材料的强度与韧性 Company Logo （1 1）机械结合）机械结合 （2 2）化学结合）化学结合 陶瓷基复合材料往往在高温下制备，由于增强陶瓷基复合材料往往在高温下制备，由于增强体与基体的体与基体的原子扩散原子扩散，在界面上更易形成，在界面上更易形成固溶体和固溶体和化合物化合物。此时其界面是具有。此时其界面是具有一定厚度的反应区一定厚度的反应区，它，它与基体和增强体都能较好的结合

38、，但通常是与基体和增强体都能较好的结合，但通常是脆性脆性的。的。5.6 5.6 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. 1. 界面的粘结形式界面的粘结形式 Company Logo 陶陶瓷瓷基基复复合合材材料料的的界界面面一一方方面面应应强强到到足足以以传传递递轴轴向向载载荷荷并并具具有有高高的的横横向向强强度度；另另一一方方面面要要弱弱到到足足以以沿沿界界面面发发生生横横向向裂裂纹纹及及裂裂纹纹偏转直到纤维的拔出偏转直到纤维的拔出。 2.2.界面的作用界面的作用 Company Logo（1 1）非相变第二相颗粒增韧）非相变第二相颗粒增韧 假设假设第二相颗粒第二相颗

39、粒与与基体基体不存在不存在化学反应化学反应，热膨胀系数失配热膨胀系数失配在第二相在第二相颗粒颗粒及及周围基体内周围基体内部产生部产生残余应力场残余应力场是陶瓷得到是陶瓷得到增韧增韧的的主要根主要根源之一源之一。 3.3.增韧机理增韧机理1 1）颗粒增韧）颗粒增韧 Company Logo当当 p p m m时，当时，当颗粒颗粒处处于于拉应力状态拉应力状态，而，而基体基体径向处于拉伸状态径向处于拉伸状态、切切向处于压缩状态向处于压缩状态时，可时，可能产生具有能产生具有收敛性的环收敛性的环向微裂向微裂；裂纹在基体中裂纹在基体中发展发展，增加增加了了裂纹扩展裂纹扩展路径路径，因而，因而增加增加了裂纹

40、了裂纹扩展的阻力扩展的阻力。 1 1）颗粒增韧）颗粒增韧 Company Logo当当 p p m m时，若时，若颗粒在某一裂纹面内颗粒在某一裂纹面内，则裂纹向颗，则裂纹向颗粒扩展时将首先直接达到粒扩展时将首先直接达到颗粒与基体的界面颗粒与基体的界面。此时。此时如果如果外力不再增加外力不再增加，则裂纹就在此，则裂纹就在此钉扎钉扎，这就是，这就是裂裂纹钉扎增韧机理纹钉扎增韧机理的本质。的本质。 若若外加应力进一步增大外加应力进一步增大，裂纹继续扩展裂纹继续扩展，或穿，或穿颗粒颗粒发生穿晶断裂发生穿晶断裂，或，或绕过颗粒绕过颗粒，沿沿颗粒与基体的颗粒与基体的界面扩展界面扩展，裂纹发生偏转裂纹发生偏

41、转。即使发生偏转，因。即使发生偏转，因偏转偏转程度较小程度较小，界面断裂能低于基体断裂能界面断裂能低于基体断裂能，增韧的，增韧的幅幅度也较小度也较小。 1 1）颗粒增韧）颗粒增韧 Company Logo裂纹扩展路径裂纹扩展路径 Company Logo 在在脆性陶瓷脆性陶瓷基体中加入基体中加入第二相延性颗粒第二相延性颗粒能明显能明显提提高高材料的材料的断裂韧性断裂韧性。 其增韧机理包括由于其增韧机理包括由于裂纹尖端形成的塑性变形区裂纹尖端形成的塑性变形区导致导致裂纹尖端屏蔽裂纹尖端屏蔽以及由以及由延性颗粒延性颗粒形成的形成的延性裂纹延性裂纹桥桥。 当当基体基体与延性颗粒的与延性颗粒的 和和E

42、 E值相等值相等时，利用延性裂时，利用延性裂纹桥可达纹桥可达最佳增韧效果最佳增韧效果。但当。但当 和和E E值相差足够大值相差足够大时，时，裂纹发生偏转绕过金属颗粒裂纹发生偏转绕过金属颗粒，增韧效果较差增韧效果较差。（2 2）延性颗粒增韧）延性颗粒增韧 Company Logo 将将纳米颗粒纳米颗粒加入到陶瓷中时，材料的加入到陶瓷中时，材料的强度和韧性大大改善强度和韧性大大改善。 增强颗粒与基体颗粒的增强颗粒与基体颗粒的尺寸匹配尺寸匹配与与残残余应力余应力是纳米复合材料中的是纳米复合材料中的重要增强重要增强、增增韧机理韧机理。（3 3）纳米颗粒增强增韧）纳米颗粒增强增韧 Company Log

43、o 当将当将氧化锆颗粒氧化锆颗粒加入其它陶瓷基体中时，氧化加入其它陶瓷基体中时，氧化锆的锆的相变相变使陶瓷的使陶瓷的韧性增加韧性增加。单斜相单斜相(m) ZrO(m) ZrO2 2 四方相四方相(t) ZrO(t) ZrO2 2 立方相立方相ZrOZrO2 2 1170 1170 C C 2370 2370 C C t tm m转变具有转变具有马氏体的特征马氏体的特征，伴随有伴随有3 35%5%的的体积膨胀体积膨胀。这一。这一相变温度相变温度正处在正处在室温与烧结温度室温与烧结温度之之间，对间，对材料的韧性和强度材料的韧性和强度有很大影响。有很大影响。 （4 4）相变增韧）相变增韧 Compa

44、ny Logo 如果在如果在ZTAZTA（ZrOZrO2 2 /Al/Al2 2O O3 3）中加入某些）中加入某些稳定氧化稳定氧化物物（如（如Y Y2 2O O3 3等），则会等），则会拟制拟制ZrOZrO2 2的的t tm m相变相变。 当从制备当从制备温度冷却温度冷却下来时，通过下来时，通过控制晶粒尺寸控制晶粒尺寸( (小小于于室室温温相相变变临临界界尺尺寸寸) )，可可以以制制备备出出全全部部或或部部分分为为四四方方相相(t)ZrO(t)ZrO2 2组成的组成的氧化锆多晶陶瓷氧化锆多晶陶瓷。 此此时时四四方方ZrOZrO2 2处处于于亚亚稳稳态态，当当材材料料受受外外力力作作用用时时，

45、在在应应力力的的诱诱导导下下，发发生生t tm m相相变变。相相变变吸吸收收能能量量而而阻阻碍碍裂裂纹纹的的继继续续扩扩展展，同同时时相相变变颗颗粒粒发发生生体体积积膨膨胀胀，并并在在其其周周围围产产生生大大量量的的微微裂裂纹纹，阻阻碍碍了了主主裂裂纹纹的的扩扩展展。因因而不但提高了材料的而不但提高了材料的强度强度而且提高了而且提高了韧性韧性。（4 4）相变增韧）相变增韧 Company Logo相变增韧示意图相变增韧示意图 ZTA中应力中应力诱变韧化诱变韧化导致性能导致性能随随ZrO2体积含量体积含量的变化关系图的变化关系图 （4 4）相变增韧）相变增韧 Company Logo（1 1）裂

46、纹偏转）裂纹偏转 由于纤维周围的由于纤维周围的应力场应力场，基体中的，基体中的裂纹一般难以裂纹一般难以穿过纤维穿过纤维，相对而言它，相对而言它更易绕过纤维更易绕过纤维并尽量并尽量贴近纤维贴近纤维表面扩展表面扩展，即，即裂纹偏转裂纹偏转。 裂纹偏转裂纹偏转可绕着增强体可绕着增强体倾斜发生偏转倾斜发生偏转或或扭转偏转扭转偏转。偏转后裂纹偏转后裂纹受的受的拉应力拉应力往往往往低于偏转前的裂纹低于偏转前的裂纹，而且，而且裂纹的扩裂纹的扩展路径增长展路径增长，裂纹扩展中，裂纹扩展中需消耗更多的能量需消耗更多的能量因而因而起到增韧作用起到增韧作用。3.3.增韧机理增韧机理2 2）纤维、晶须增韧）纤维、晶须

47、增韧 Company Logo裂纹偏转增韧原理裂纹偏转增韧原理 a a：裂纹倾斜偏转；：裂纹倾斜偏转；b b：裂纹扭转偏转；：裂纹扭转偏转； c c：增强剂长径比对裂纹：增强剂长径比对裂纹 扭转偏转的影响。扭转偏转的影响。 Company Logo 复合材料在复合材料在纤维脱粘纤维脱粘后产生了后产生了新的表面新的表面，因此，因此需需要能量要能量。尽管。尽管单位面积的表面能很小单位面积的表面能很小，但所有脱粘纤，但所有脱粘纤维维总的表面能则很大总的表面能则很大。 Company Logo 纤纤维维拔拔出出是是指指靠靠近近裂裂纹纹尖尖端端的的纤纤维维在在外外应应力力作作用用下下沿着它和基体的沿着它

48、和基体的界面滑出的现象界面滑出的现象。 纤纤维维首首先先脱脱粘粘才才能能拔拔出出。纤纤维维拔拔出出会会使使裂裂纹纹尖尖端端应应力力松松弛弛，从从而而减减缓缓了了裂裂纹纹的的扩扩展展。纤纤维维拔拔出出需需外外力力做做功功，因此起到增韧作用因此起到增韧作用。 纤纤维维拔拔出出能能总总大大于于纤纤维维脱脱粘粘能能，纤纤维维拔拔出出的的增增韧韧效效果果要要比比纤纤维维脱脱粘粘更更强强。因因此此，纤纤维维拔拔出出是是更更重重要要的的增增韧韧机理。机理。 Company Logo Company Logo 对对于于特特定定位位向向和和分分布布的的纤纤维维，裂裂纹纹很很难难偏偏转转，只只能能沿沿着着原原来来

49、的的扩扩展展方方向向继继续续扩扩展展。这这时时紧紧靠靠裂裂纹纹尖尖端端处处的的纤纤维维并并未未断断裂裂，而而是是在在裂裂纹纹两两岸岸搭搭起起小小桥桥，使使两两岸岸连连在在一一起起。这这会会在在裂裂纹纹表表面面产产生生一一个个压压应应力力，以以抵抵消消外外加加应应力力的的作作用用，从从而而使使裂裂纹纹难难以以进进一一步步扩扩展展，起起到到增增韧韧作作用用。 另另外外：桥桥接接机机制制适适用用于于可可阻阻止止裂裂纹纹尖尖端端、裂裂纹纹表表面面相相对对运动运动的任何显微结构特征（颗粒、晶须）。的任何显微结构特征（颗粒、晶须）。 Company Logo Company Logo陶瓷基复合材料的制造通

50、常分陶瓷基复合材料的制造通常分两个步骤两个步骤： 首先首先将将增强材料增强材料掺掺入入未固结未固结的的( (或粉末状的或粉末状的) )基体基体材料中，然后使材料中，然后使基体固结基体固结。普遍采用的技术是。普遍采用的技术是料浆浸料浆浸渍工艺，然后再热压烧结渍工艺，然后再热压烧结。或者连续纤维编织制成预。或者连续纤维编织制成预成型坯件，再进行化学气相沉积、化学气相渗透或直成型坯件，再进行化学气相沉积、化学气相渗透或直接氧化沉积，制成连续纤维增韧陶瓷基复合材料。接氧化沉积，制成连续纤维增韧陶瓷基复合材料。 连续纤维增强陶瓷基复合材料的主要制造方法有连续纤维增强陶瓷基复合材料的主要制造方法有料浆浸渍

51、及热压烧结法料浆浸渍及热压烧结法、原位化学反应法原位化学反应法、直接氧化直接氧化沉积法、先驱体热解法、熔融浸溶法和反应烧结法沉积法、先驱体热解法、熔融浸溶法和反应烧结法。5.65.6陶瓷基复合材料的制造陶瓷基复合材料的制造 Company Logo 料浆浸渍法是使料浆浸渍法是使纤维增强材料纤维增强材料经过盛有料浆的容器，经过盛有料浆的容器，浸渍浆料浸渍浆料后，再后，再缠绕到卷筒上缠绕到卷筒上，经过，经过烘干烘干、切断制成已、切断制成已浸渍的无纬布浸渍的无纬布。再将这种无纬布剪裁成一定规格的带条。再将这种无纬布剪裁成一定规格的带条或其他形式，放或其他形式，放入入模具内，合模加压，加热制成坯体，模

52、具内，合模加压，加热制成坯体，然后再经然后再经高温去胶和烧结制高温去胶和烧结制得复合材料。料浆浸渍与热得复合材料。料浆浸渍与热压烧结工艺制备连续纤维增韧陶瓷基复合材料的工艺流压烧结工艺制备连续纤维增韧陶瓷基复合材料的工艺流程如图程如图7-347-34所示。所示。(1(1）料浆浸渍与热压烧结工艺）料浆浸渍与热压烧结工艺 Company Logo 料浆浸渍法是制备玻璃和玻璃陶瓷料浆浸渍法是制备玻璃和玻璃陶瓷广泛采用广泛采用的的工艺方法，采用料浆浸渍及热压烧结法制备的工艺方法，采用料浆浸渍及热压烧结法制备的SiCSiC纤维复合材料，其弯曲强度和断裂韧性分别达到纤维复合材料，其弯曲强度和断裂韧性分别达

53、到700MPa700MPa和和17MPa17MPam m1/21/2。 这种方法的这种方法的优点优点是是纤维取向可以自由调节纤维取向可以自由调节，缺缺点点是不能制造大尺寸的制品，而且所得制品的是不能制造大尺寸的制品，而且所得制品的致密致密度较低度较低。5.65.6陶瓷基复合材料的制造陶瓷基复合材料的制造(1(1）料浆浸渍与热压烧结工艺）料浆浸渍与热压烧结工艺 Company Logo在具有在具有贯通间隙贯通间隙的的增强体坯件增强体坯件或或纤维编纤维编织骨架织骨架中中沉积沉积陶瓷基体制备陶瓷基复合陶瓷基体制备陶瓷基复合材料的方法，工艺为纤维编织骨架坯件材料的方法，工艺为纤维编织骨架坯件置于置于化

54、学气相沉积炉内化学气相沉积炉内，通人沉积反应，通人沉积反应的源气，在沉积温度下热解或发生反应，的源气，在沉积温度下热解或发生反应，生成所需的陶瓷基材料，生成所需的陶瓷基材料，沉积在坯件的沉积在坯件的孔隙中，并逐步填满孔隙中，并逐步填满。化学气相沉积温。化学气相沉积温度为度为1100-15001100-1500，CVDCVD法可用于制备法可用于制备C/CC/C、C Cf fBNBN、SiCSiCf fC Cf f、Si3N4Si3N4B4CB4C等等体系的复合材料。图体系的复合材料。图7-357-35为化学气相沉为化学气相沉积工艺原理示意图。与热压法相比，化积工艺原理示意图。与热压法相比，化学气

55、相沉积法的学气相沉积法的优点优点是：在制备过程中是：在制备过程中纤维受到的纤维受到的机械损伤和化学损伤小机械损伤和化学损伤小，可，可以制备组成可调的梯度功能复合材料。以制备组成可调的梯度功能复合材料。它的它的不不足是：效率低，成本高；坯件的足是：效率低，成本高；坯件的间隙在化学气相沉积法过程中间隙在化学气相沉积法过程中易堵塞或易堵塞或形成闭孔形成闭孔，难以制成高致密度复合材料难以制成高致密度复合材料. .(2(2）化学气相沉积法）化学气相沉积法(CVD)(CVD) Company Logo此法适用熔融金属此法适用熔融金属直接直接与与氧化剂氧化剂产生氧化反应来制产生氧化反应来制备陶瓷基复合材料的

56、方法，其工艺过程为：备陶瓷基复合材料的方法，其工艺过程为： 首先将纤维增强材料首先将纤维增强材料预成型坯体预成型坯体置于置于熔融金属熔融金属上面，添加有上面，添加有添加剂的熔融金属添加剂的熔融金属，在，在氧化氧化气氛中，气氛中，便不断地便不断地浸渍预成型坯体浸渍预成型坯体，在浸渍过程中，熔融，在浸渍过程中，熔融金金属属或其或其蒸气蒸气与气相氧化剂发生反应，便生成与气相氧化剂发生反应，便生成氧化物氧化物。随时间的延长，随时间的延长，边浸渍边氧化边浸渍边氧化，最后可制得，最后可制得纤维增纤维增强陶瓷基复合材料强陶瓷基复合材料。直接氧化沉积法工艺简单、直接氧化沉积法工艺简单、生产效率高、成本低，生产

57、效率高、成本低，且纤维无损伤且纤维无损伤。所制备的复合材料性能优良，具有。所制备的复合材料性能优良，具有高强、高韧和耐高温特性。高强、高韧和耐高温特性。3)直接氧化沉积法(DOD) Company Logo图图7-367-36为直接氧化沉积法工艺为直接氧化沉积法工艺原理示意图。原理示意图。此工艺常以此工艺常以铝为母体金属铝为母体金属，以，以镁和硅为添加剂镁和硅为添加剂，氧化气氛为，氧化气氛为空气，反应温度为空气，反应温度为12001200一一1400.1400.也可选用其他金属为也可选用其他金属为母体，通过反应温度和添加剂母体，通过反应温度和添加剂的调节，制备其他陶瓷基复合的调节，制备其他陶瓷

58、基复合材料或调节复合材料的性能。材料或调节复合材料的性能。用此工艺制造的用此工艺制造的碳化硅碳化硅纤维增纤维增强强氧化铝氧化铝复合材料，在复合材料，在1200 1200 弯曲强度和断裂韧性分别达弯曲强度和断裂韧性分别达到到350MPa350MPa和和18MPa18MPam m1/21/2，而室，而室温弯曲强度和断裂韧性分别达温弯曲强度和断裂韧性分别达到到450MPa450MPa和和21MPa21MPam m1/21/2。3)直接氧化沉积法(DOD) Company Logo 晶须晶须( (短纤维短纤维) )增强增强陶瓷基复合材料的制造方法陶瓷基复合材料的制造方法是：先将晶须或短纤维在是：先将晶

59、须或短纤维在液体介质液体介质中经机械或中经机械或超声超声分散分散，再与陶瓷基体粉末均匀混合，制成一定形状，再与陶瓷基体粉末均匀混合，制成一定形状的的坯件坯件，烘干后，烘干后热压热压或或累等静压烧结累等静压烧结。此外，。此外，CVDCVD、CVICVI、固相反应烧结、直接氧化沉积等工艺也适合于、固相反应烧结、直接氧化沉积等工艺也适合于制备晶勿制备晶勿( (短纤维短纤维) )增强陶瓷基复合材料。增强陶瓷基复合材料。 成型方法成型方法常采用加压渗滤法、高温致密化法、常采用加压渗滤法、高温致密化法、先驱饲热解法和化学气相沉积法等。烧结方法则采先驱饲热解法和化学气相沉积法等。烧结方法则采用热压烧结、反应

60、烧结、热等静压用热压烧结、反应烧结、热等静压(HIP)(HIP)烧结、微波烧结、微波烧结。烧结。2.2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造 Company Logo 热压烧结热压烧结是将晶须是将晶须( (短纤维短纤维) )与陶瓷基体粉末制与陶瓷基体粉末制备的半成品坯体或粒料或粉料，在备的半成品坯体或粒料或粉料，在高温高温下施加一定下施加一定的的压力压力，使其成为具有，使其成为具有一定形状一定形状的、具有的、具有一定致密一定致密度度的坚固固体的过程。热压烧结法最好选用的坚固固体的过程。热压烧结法最好选用石墨石墨来来作为模具材料，必要时应用作为模具材料，必要时应用惰性气体惰性气体保护。保护。

61、热压烧结的特点是：成型热压烧结的特点是：成型压力低压力低，仅为冷成型，仅为冷成型的的l l1010，烧结时间短烧结时间短，可，可防止晶粒长大防止晶粒长大；制品致密；制品致密度高；生产效率较低，成本高，制品性能具有度高；生产效率较低，成本高，制品性能具有方向方向性性。此法适用于制造形状和绍构简单的制品，。此法适用于制造形状和绍构简单的制品，不利不利于大批量生产。于大批量生产。2.2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(1(1）热压烧结法）热压烧结法 Company Logo 它是采用包套，将晶须它是采用包套，将晶须( (短纤维短纤维) )与陶瓷粉体制备的半与陶瓷粉体制备的半成品仍或粒料或粉料

62、等装入成品仍或粒料或粉料等装入包套包套内，再放内，再放入入等静压炉内，等静压炉内，在高温、高压下，使其经历在高温、高压下，使其经历各各向向均衡的压力作用均衡的压力作用，烧结成，烧结成陶瓷基复合材料的制品。陶瓷基复合材料的制品。 在烧结中所用的在烧结中所用的包套包套常用金属或陶瓷材料制成。常用金属或陶瓷材料制成。低碳低碳钢和不锈钢钢和不锈钢包套适用于包套适用于氧化氧化物物陶瓷复合材料陶瓷复合材料，钼、钨、石钼、钨、石英玻璃英玻璃等包套适用于等包套适用于其他其他陶瓷基复合材料。烧结过程中要陶瓷基复合材料。烧结过程中要用惰性气体保护。用惰性气体保护。 热等静压热等静压的工艺特点是：的工艺特点是：烧结

63、温度低烧结温度低( (如常压烧结温度如常压烧结温度为为18001800，20MPa20MPa压力下烧压力下烧结结温度为温度为15001500 ，400MPa400MPa压力压力下烧结温度为下烧结温度为1000 1000 ) )、时间短，、时间短，不用添加烧结添加剂不用添加烧结添加剂就就可可制备显微结构均匀无气孔的制备显微结构均匀无气孔的致密化材料致密化材料；复合材料或制；复合材料或制品的强度高、韧性好，品的强度高、韧性好，但设备投资大，生产效率较低但设备投资大，生产效率较低。2.2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(2(2）热等静压烧结法）热等静压烧结法 Company Logo 微波烧

64、结法是利用陶瓷材料在微波烧结法是利用陶瓷材料在微波电磁场微波电磁场中由于中由于材料介电损耗而升温的原理，可迅速将温度升至烧结材料介电损耗而升温的原理，可迅速将温度升至烧结温度，从而温度，从而加快烧结速度加快烧结速度，提高烧结速率提高烧结速率，实现陶瓷，实现陶瓷蓟密化的蓟密化的快速烧结技术快速烧结技术。由于烧结速度快。由于烧结速度快( (500 500 minmin以上以上) )，所以是制备，所以是制备高强、高韧精细工程陶瓷高强、高韧精细工程陶瓷的有的有效手段。效手段。2.2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(3(3）微波烧结法）微波烧结法 Company Logo 先驱体热解法先驱体热解

65、法是将是将晶须晶须( (短纤维短纤维) )、陶瓷微粉陶瓷微粉、有机先有机先驱体和溶剂混合驱体和溶剂混合、搅拌搅拌，模压制成，模压制成坯件坯件，将此坯件在一定，将此坯件在一定温度下温度下热解热解，使，使有机先驱体有机先驱体转化为转化为无机陶瓷组分无机陶瓷组分，制成晶，制成晶须须( (短纤维短纤维) )增强陶瓷基复合材料的方法。增强陶瓷基复合材料的方法。 例如，例如，短切碳纤维增强短切碳纤维增强SiCSiC复合材料制备方法为：将复合材料制备方法为：将短切短切碳纤维碳纤维、SiCSiC微粉微粉、聚碳硅烷聚碳硅烷(PCS)(PCS)、二甲苯溶剂二甲苯溶剂在混在混合器中混合均匀，然后加热、搅拌，以除去大

66、部分溶剂，合器中混合均匀，然后加热、搅拌，以除去大部分溶剂，再将此粘有陶瓷粉料的短纤维再将此粘有陶瓷粉料的短纤维撕松撕松、烘干、加压成坯件，、烘干、加压成坯件，经高温裂解，经高温裂解，PCSPCS转化为无机转化为无机SiCSiC，以便制成，以便制成SiCSiC陶瓷基复陶瓷基复合坯体。将上述初烧成物浸渍合坯体。将上述初烧成物浸渍PCSPCS，再热解转化，再热解转化，反复多反复多次次，得到，得到SiCSiC陶瓷基复合材料。陶瓷基复合材料。 先驱体热解法的先驱体热解法的优点优点是：成型容易，烧结温度低，工是：成型容易，烧结温度低，工艺重复性高。缺点是：艺重复性高。缺点是：制品致密度低，收缩变形大制品

67、致密度低，收缩变形大。2.2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(4(4）先驱体热解法）先驱体热解法 Company Logo 电泳沉积电泳沉积工艺是利用工艺是利用陶瓷粉末和增强材料陶瓷粉末和增强材料( (晶晶须或短纤维须或短纤维) )的悬浮溶液分散体系在的悬浮溶液分散体系在直流电流直流电流作用作用下，电荷点向电极迁移并下，电荷点向电极迁移并在电极上沉积在电极上沉积成一定形成一定形状的状的坯件坯件的原理，经干燥、烧结后获得陶瓷基复的原理，经干燥、烧结后获得陶瓷基复合材料制品。合材料制品。分散介质用水或溶剂分散介质用水或溶剂；电极材料用电极材料用金属或石墨。金属或石墨。 电泳沉积法的电泳沉积

68、法的优点优点是：适于制造是：适于制造薄壁、异形薄壁、异形筒状和棒状、板状制品筒状和棒状、板状制品；可用于制造；可用于制造层状层状复合材复合材料和料和梯度功能梯度功能复合材料。复合材料。2.2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(5(5）电泳沉积法）电泳沉积法 Company Logo 颗粒增强陶瓷基颗粒增强陶瓷基复合材料采用传统的烧结复合材料采用传统的烧结工艺，即将不同的陶瓷材料粉体经工艺，即将不同的陶瓷材料粉体经机械混合机械混合或或化学混合化学混合得到均匀的得到均匀的混合料混合料，压制或注射成型，压制或注射成型后在进行后在进行常压烧结常压烧结、热压烧结或热等静压烧结，、热压烧结或热等静压

69、烧结，得到得到致密致密的陶瓷基复合材料。的陶瓷基复合材料。3 3颗粒增强陶瓷基复合材料的制造颗粒增强陶瓷基复合材料的制造 Company Logo 坯体成型坯体成型的原料是经过处理的粒料，在没有特殊要求的原料是经过处理的粒料，在没有特殊要求情况下，也可不进行造粒，直接用粉料成型。成型方法是：情况下，也可不进行造粒，直接用粉料成型。成型方法是：将压制、注射、浇注等预成型坯体再经烧结即成复合材料或将压制、注射、浇注等预成型坯体再经烧结即成复合材料或制品。表制品。表7 75 5为坯体主要成型方法。为坯体主要成型方法。3 3颗粒增强陶瓷基复合材料的制造颗粒增强陶瓷基复合材料的制造1 1）坯体成型方法）

70、坯体成型方法 Company Logo 烧结烧结是将成型后的半成品是将成型后的半成品( (坯件坯件) )在适当在适当环境或气氛中环境或气氛中升温烧结升温烧结，烧结过程通过一系，烧结过程通过一系列列物理、化学物理、化学变化变化改变改变陶瓷陶瓷颗粒间的结合状颗粒间的结合状态态，以，以提高提高制品致密度和力学性能，并使其制品致密度和力学性能，并使其他物理、化学性能也得到明显改善的过程。他物理、化学性能也得到明显改善的过程。它是陶瓷基复合材料与特种陶瓷的主要制造它是陶瓷基复合材料与特种陶瓷的主要制造技术之一。技术之一。3 3颗粒增强陶瓷基复合材料的制造颗粒增强陶瓷基复合材料的制造2 2）烧结方法）烧结

71、方法 Company Logo 凡有凡有液相液相参加的烧结过程称为参加的烧结过程称为液相烧结液相烧结。液相。液相烧结过程由烧结过程由颗粒重排颗粒重排、气孔充填气孔充填和和晶粒生长晶粒生长等阶段等阶段组成。由于组成。由于流体传质速率流体传质速率比比扩散传质快扩散传质快，因而，因而液相液相烧结致密化速率高烧结致密化速率高，可使坯体在比固态烧结温度低，可使坯体在比固态烧结温度低得多的情况下获得得多的情况下获得致密的烧结体致密的烧结体。为实现液相烧结，。为实现液相烧结，通常在粉料中加入通常在粉料中加入烧结助剂或添加剂烧结助剂或添加剂，促使陶瓷基，促使陶瓷基复合材料坯体在烧结过程中复合材料坯体在烧结过程

72、中进一步致密化进一步致密化。2 2）烧结方法）烧结方法（1 1）液相烧结）液相烧结 Company Logo 指指在在正正常常压压力力下下(101.3kPa)(101.3kPa)，具具有有一一定定形形状状的的疏疏松松坯坯体体，经经过过一一系系列列物物理理、化化学学过过程程而而变变为为致致密密、坚坚硬硬、体积稳定体积稳定、具有、具有一定性能一定性能的烧结体。的烧结体。 常常压压烧烧结结对对于于某某些些难难烧烧结结的的陶陶瓷瓷基基体体，如如SiCSiC、AlAl2 20 03 3、SiSi3 3N N4 4、BeOBeO、B B4 4C C等等也也适适用用，但但常常压压烧烧结结一一般般需需采采用用

73、超超细细粉粉体体为为原原始始粉粉料料，并并选选择择合合适适的的烧烧结结条条件件，如如提提高高气气压压阻阻止止物物料料热热分分解解蒸蒸发发，可可使使用用添添加加剂剂阻阻止止其其表表面面扩扩散散；选选择择合合适适的的烧烧结结助助剂剂，使使产产生生的的液液相相充充分分润润湿湿无定型相和固相无定型相和固相。促使主要成分。促使主要成分固溶和结晶化固溶和结晶化等。等。 （2 2）常压烧结）常压烧结 Company Logo 烧结过程中陶瓷基复合材料比单相陶瓷材料所烧结过程中陶瓷基复合材料比单相陶瓷材料所消耗烧结助剂量多消耗烧结助剂量多，对原料的，对原料的细度、活性、和粒细度、活性、和粒度分布度分布要求高，

74、所加入的增强体在基体中的要求高，所加入的增强体在基体中的预分预分散应均匀散应均匀。 常压烧结工艺优点是：工艺简单，对烧成设常压烧结工艺优点是：工艺简单，对烧成设备无特殊要求，成本低且利于制备复杂形状制品，备无特殊要求，成本低且利于制备复杂形状制品，适于批量生产。缺点是材料的适于批量生产。缺点是材料的致密度和性能致密度和性能不如不如加压烧结好。加压烧结好。（2 2）常压烧结）常压烧结 Company Logo 在高温烧结过程中，对坯体施加足够大的机械在高温烧结过程中，对坯体施加足够大的机械作作用力用力，达到，达到促进烧结促进烧结的目的。热压烧结工艺的加热方的目的。热压烧结工艺的加热方法分为法分为

75、电阻直热式、电阻间热式电阻直热式、电阻间热式和和感应加热感应加热三种。三种。 热压烧结的热压烧结的优点优点是：烧结是：烧结温度较低温度较低；烧结；烧结时间短时间短( (一般为一般为30min30min50min)50min)，连续连续热压烧结的时间更短热压烧结的时间更短( (为为10min10min25min)25min)；晶粒尺寸小晶粒尺寸小。因此，可以制得。因此，可以制得接接近理论密度近理论密度的制品。的制品。 不同粒度和不同硬度的粉体，其热压烧结工艺无不同粒度和不同硬度的粉体，其热压烧结工艺无明显区别。热压烧结的明显区别。热压烧结的缺点缺点是：是：压模材料的损耗大压模材料的损耗大，寿命短

76、，一般常采用寿命短，一般常采用高纯高强石墨高纯高强石墨；制品精度低，需；制品精度低，需要进行要进行表面精加工表面精加工。（3 3）热压烧结）热压烧结 Company Logo 热等静压烧结热等静压烧结是使材料在加热过程中受各向均是使材料在加热过程中受各向均衡的气体压力，在衡的气体压力，在高温、高压高温、高压同时作用下使同时作用下使材料致材料致密化密化的烧结工艺。这种方法多用于制造纤维、晶须的烧结工艺。这种方法多用于制造纤维、晶须( (短纤维短纤维) )和颗粒增强陶瓷基复合材料。热等静压工和颗粒增强陶瓷基复合材料。热等静压工艺程序可分为艺程序可分为先升压后升温式先升压后升温式、先升温后升压式先升

77、温后升压式、同时升压升温式同时升压升温式、热装料方式热装料方式和和冷压加热冷压加热等静压烧等静压烧结法五类。结法五类。 为了提高制品的质量，常采用为了提高制品的质量，常采用振动粉料包套装振动粉料包套装填技术填技术，振动不仅有利于提高装填速度，而且有利，振动不仅有利于提高装填速度，而且有利于提高装填密度和降低实际压缩比。于提高装填密度和降低实际压缩比。（4 4）热等静压烧结）热等静压烧结 Company Logo 利用利用化学反应化学反应生成生成增强组元增强组元晶须或高长径比晶须或高长径比晶体晶体来增强陶瓷基体的工艺称为来增强陶瓷基体的工艺称为原位复合法原位复合法。其关。其关键是在陶瓷基体中均匀

78、加入可键是在陶瓷基体中均匀加入可生成晶须的元素生成晶须的元素或或化化合物合物，控制其生长条件使，控制其生长条件使在基体致密化过程中在基体致密化过程中在原在原位同时位同时生长出晶须生长出晶须；或；或控制烧结工艺控制烧结工艺，在陶瓷，在陶瓷液相液相烧结烧结时生长时生长高长径比的晶相高长径比的晶相，最终形成陶瓷基复合，最终形成陶瓷基复合材料。材料。原位复合法原位复合法 Company Logo(1)复合材料复合材料-Si3N4(w)/ Si3N4(p)的制备，的制备， Si3N4在在Y2O3、La2O3、CeO2等等稀稀土土氧氧化化物物作为添加剂时能够以晶须状作为添加剂时能够以晶须状-Si3N4(w)存在。存在。(2)复合材料复合材料-SiC(w)/ - SiC(p)的制备，的制备， - SiC(p)在在 -SiC晶晶 种种 （ 0.5%） 及及 Y2O3和和Al2O3存存在在的的条条件件下下，常常压压19000.5h烧烧结结后后20005h热处理，部分热处理，部分- SiC(p) -SiC (w)。例如：例如：高压电瓷中二次莫来石晶须的生成高压电瓷中二次莫来石晶须的生成。原位复合法原位复合法 Company Logo