陶瓷基复合材料实用教案

1、1现代陶瓷材料具个耐高温、耐磨损、耐现代陶瓷材料具个耐高温、耐磨损、耐腐蚀及重量轻等许多优良的性能。腐蚀及重量轻等许多优良的性能。但是，陶瓷材料同时也具有致命的缺点，但是，陶瓷材料同时也具有致命的缺点，即脆性，这一弱点即脆性，这一弱点(rudin)正是目前淘瓷材正是目前淘瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。料的使用受到很大限制的主要原因。第1页/共150页第一页，共150页。2因此，陶瓷材料的韧性化问题便成了因此，陶瓷材料的韧性化问题便成了近年来陶瓷工作者们研究的一个重点问题。近年来陶瓷工作者们研究的一个重点问题。现在现在(xinzi)这方面的研究巳取得了这方面的研究巳取得了初步进展，探索出了

2、若干种韧化陶瓷的途初步进展，探索出了若干种韧化陶瓷的途径。径。第2页/共150页第二页，共150页。3其中其中(qzhng)，往陶陶瓷材料，往陶陶瓷材料中加入起增韧作用的第二相而制成中加入起增韧作用的第二相而制成陶瓷基复合材料即是一种重要方法。陶瓷基复合材料即是一种重要方法。第3页/共150页第三页，共150页。4第4页/共150页第四页，共150页。5现代陶瓷材料的研究现代陶瓷材料的研究(ynji)，最早是，最早是从对硅酸盐材料的研究从对硅酸盐材料的研究(ynji)开始的，随开始的，随后又逐步扩大到了其他的无机非金属材料。后又逐步扩大到了其他的无机非金属材料。目前被人们研究目前被人们研究(y

3、nji)最多的是碳化最多的是碳化硅、氮化硅、氧化铝等，它们普遍具有耐硅、氮化硅、氧化铝等，它们普遍具有耐高温、耐腐蚀、高强度、重量轻和价格低高温、耐腐蚀、高强度、重量轻和价格低等优点。等优点。第5页/共150页第五页，共150页。6第6页/共150页第六页，共150页。7碳纤维是用来制造陶瓷基复合材料碳纤维是用来制造陶瓷基复合材料最常用的纤维之一。最常用的纤维之一。碳纤维可用多种方法进行生产碳纤维可用多种方法进行生产(shngchn)。工业上主要采用有机母体。工业上主要采用有机母体的热氧化和石墨化。的热氧化和石墨化。第7页/共150页第七页，共150页。8碳纤维的生产过程主要包括三个阶段。碳纤

4、维的生产过程主要包括三个阶段。第一阶段在空气中于第一阶段在空气中于200400进行低进行低温氧化；温氧化；第二阶段是在惰性气体中在第二阶段是在惰性气体中在1000左左右进行碳化处理右进行碳化处理(chl)；第三阶段则是在惰性气体中于第三阶段则是在惰性气体中于2000以上的温度作石墨化处理以上的温度作石墨化处理(chl)。第8页/共150页第八页，共150页。9目前，碳纤维常规生产的品种主要有两种，目前，碳纤维常规生产的品种主要有两种，即高模量型和低模量型。即高模量型和低模量型。其中其中(qzhng)，高模量型的拉伸模量约为，高模量型的拉伸模量约为400 GPa，拉伸强度约为，拉伸强度约为1.7

5、 GPa；低模量型的拉伸模量约为低模量型的拉伸模量约为240 GPa，拉伸，拉伸强度约为强度约为2.5 GPa。第9页/共150页第九页，共150页。10碳纤维主要用在把强度、刚度、碳纤维主要用在把强度、刚度、重量和抗化学性作为设计参数的构件，重量和抗化学性作为设计参数的构件，在在1500的温度的温度(wnd)下，碳纤维仍下，碳纤维仍能保持其性能不变。能保持其性能不变。第10页/共150页第十页，共150页。11但是，必须对碳纤维进行有效的但是，必须对碳纤维进行有效的保护以防止它在空气中或氧化性气氛保护以防止它在空气中或氧化性气氛中被腐蚀，只有这样，才能中被腐蚀，只有这样，才能(cinng)充

6、分发挥它的优良性能。充分发挥它的优良性能。第11页/共150页第十一页，共150页。12陶瓷基复合材料中的增强体中，陶瓷基复合材料中的增强体中，另一种常用另一种常用(chn yn)纤维是玻璃纤维是玻璃纤维。纤维。制造玻璃纤维的基本流程如下图制造玻璃纤维的基本流程如下图所示：所示：第12页/共150页第十二页，共150页。13玻璃球玻璃球玻璃球再熔化玻璃球再熔化连续纤维连续纤维上浆上浆纱线纱线绕线筒绕线筒将玻璃小球熔将玻璃小球熔化，然后通过化，然后通过1mm左右直径的左右直径的小孔把它们小孔把它们(t men)拉出来。拉出来。另外，缠绕纤另外，缠绕纤维的心轴的转动速维的心轴的转动速度决定纤维的直

7、径，度决定纤维的直径，通常为通常为10um的数的数量级。量级。第13页/共150页第十三页，共150页。14为了便于操作和避免纤维为了便于操作和避免纤维(xinwi)受潮并形成纱束，在刚凝固成纤维受潮并形成纱束，在刚凝固成纤维(xinwi)时，表面就涂覆薄薄一层保护时，表面就涂覆薄薄一层保护膜，这层保护膜还有利于与基体的粘结。膜，这层保护膜还有利于与基体的粘结。 第14页/共150页第十四页，共150页。15玻璃的组成可在一个很宽的范围内调整，玻璃的组成可在一个很宽的范围内调整，因而可生产出具有较高杨氏模量的品种，这因而可生产出具有较高杨氏模量的品种，这些特殊品种的纤维通常些特殊品种的纤维通常

8、(tngchng)需要在较需要在较高的温度下熔化后拉丝，因而成本较高，但高的温度下熔化后拉丝，因而成本较高，但可满足制造一些有特殊要求的复合材料。可满足制造一些有特殊要求的复合材料。第15页/共150页第十五页，共150页。16还有一种常用的纤维是硼纤维。还有一种常用的纤维是硼纤维。它属于多相的，又是无定形的，因为它属于多相的，又是无定形的，因为它是用化学沉积法将无定形硼沉积在它是用化学沉积法将无定形硼沉积在钨丝钨丝(w s)或者碳纤维上形成的。或者碳纤维上形成的。第16页/共150页第十六页，共150页。17在实际在实际(shj)结构的硼纤维中，由结构的硼纤维中，由于缺少大晶体结构，使其纤维

9、强度下降于缺少大晶体结构，使其纤维强度下降到只有晶体硼纤维一半左右。到只有晶体硼纤维一半左右。第17页/共150页第十七页，共150页。18由化学分解所获得的硼纤维的平均性能为，由化学分解所获得的硼纤维的平均性能为，杨氏模量杨氏模量420GPa，拉伸强度，拉伸强度(qingd)2.8GPa。硼纤维对任何可能的表面损伤都非常敏感，硼纤维对任何可能的表面损伤都非常敏感，甚至比玻璃纤维更敏感，热或化学处理对硼纤甚至比玻璃纤维更敏感，热或化学处理对硼纤维都有影响，高于维都有影响，高于500 时强度时强度(qingd)会急剧会急剧下降。下降。第18页/共150页第十八页，共150页。19为了阻止随温度而

10、变化的降解作用，为了阻止随温度而变化的降解作用，已采用了不同类型的涂层作试验。已采用了不同类型的涂层作试验。例如，商业上使用的硼纤维通常是在例如，商业上使用的硼纤维通常是在表面涂了一层碳化硅，它可使纤维长期暴表面涂了一层碳化硅，它可使纤维长期暴露在高温后仍有保持室温露在高温后仍有保持室温(sh wn)强度的强度的优点。优点。第19页/共150页第十九页，共150页。20陶瓷材料中另一种增强体为晶须。陶瓷材料中另一种增强体为晶须。晶须为具有一定长径比晶须为具有一定长径比(直径直径0.31um,长长30100um)的小单晶体。的小单晶体。1952年，年，Herring和和Galt验证了锡的晶须的验

11、证了锡的晶须的强度强度(qingd)比块状锡高得多，这促使人们去比块状锡高得多，这促使人们去对纤维状的单晶进行详细的研究。对纤维状的单晶进行详细的研究。第20页/共150页第二十页，共150页。21从结构上看，晶须的特点是没有微裂从结构上看，晶须的特点是没有微裂纹、位错、孔洞和表面损伤等一类缺陷，纹、位错、孔洞和表面损伤等一类缺陷，而这些缺陷正是大块晶体中大量存在且促而这些缺陷正是大块晶体中大量存在且促使强度使强度(qingd)下降的主要原因。下降的主要原因。第21页/共150页第二十一页，共150页。22在某些情况下，晶须的拉伸强度可在某些情况下，晶须的拉伸强度可达达0.1E(E为杨氏模量为

12、杨氏模量)，这已非常接近，这已非常接近于理想于理想(lxing)拉伸强度拉伸强度0.2E。相比之下，多晶的金属纤维和块状相比之下，多晶的金属纤维和块状金属的拉伸强度只有金属的拉伸强度只有0.02E和和0.001E。第22页/共150页第二十二页，共150页。23由于晶须具有最佳的热性能、低密度和高由于晶须具有最佳的热性能、低密度和高杨氏模量，从而引起了人们杨氏模量，从而引起了人们(rn men)对其特别对其特别的关注。的关注。在陶瓷基复合材料中使用得较为普遍的是在陶瓷基复合材料中使用得较为普遍的是SiC、A12O3及及Si3N4晶须。晶须。第23页/共150页第二十三页，共150页。24陶瓷材

13、料中的另一种增强体为颗粒。陶瓷材料中的另一种增强体为颗粒。从几何尺寸上看，颗粒在各个方向从几何尺寸上看，颗粒在各个方向(fngxing)上的长度是大致相同的，一般为几个微米。上的长度是大致相同的，一般为几个微米。常用得的颗粒也是常用得的颗粒也是SiC、Si3N4等。等。第24页/共150页第二十四页，共150页。25颗粒的增韧效果虽不如颗粒的增韧效果虽不如(br)纤维和晶须，但纤维和晶须，但是，如果颗粒种类、粒径、含量及基体材料选择是，如果颗粒种类、粒径、含量及基体材料选择适当仍会有一定的韧化效果，同时还会带来高温适当仍会有一定的韧化效果，同时还会带来高温强度，高温蠕变性能的改善。强度，高温蠕

14、变性能的改善。所以，颗粒增韧复合材料同样受到重视并对所以，颗粒增韧复合材料同样受到重视并对其进行了一定的研究。其进行了一定的研究。第25页/共150页第二十五页，共150页。26第26页/共150页第二十六页，共150页。27第27页/共150页第二十七页，共150页。28在单向在单向(dn xin)排布纤维增韧陶排布纤维增韧陶瓷基复合材料中，当裂纹扩展遇到纤维瓷基复合材料中，当裂纹扩展遇到纤维时会受阻，这时，如果要使裂纹进一步时会受阻，这时，如果要使裂纹进一步扩展就必须提高外加应力。扩展就必须提高外加应力。这一过程的示意图如下：这一过程的示意图如下：第28页/共150页第二十八页，共150页

15、。29第29页/共150页第二十九页，共150页。30当外加应力进一步提高时，由于基当外加应力进一步提高时，由于基体与纤维间的界面离解，同时又由于纤体与纤维间的界面离解，同时又由于纤维的强度维的强度(qingd)高于基体的强度高于基体的强度(qingd)，从而使纤维从基体中拔出。，从而使纤维从基体中拔出。当拔出的长度达到某一临界值时，当拔出的长度达到某一临界值时，会使纤维发生断裂。会使纤维发生断裂。第30页/共150页第三十页，共150页。31因此，裂纹的扩展必须克服由于因此，裂纹的扩展必须克服由于纤维的加入而产生的拔出功和纤维断纤维的加入而产生的拔出功和纤维断裂功，这样，使得材料裂功，这样，

16、使得材料(cilio)的断裂的断裂更为困难，从而起到了增韧的作用。更为困难，从而起到了增韧的作用。第31页/共150页第三十一页，共150页。32实际材料断裂过程中，纤维的断裂并非实际材料断裂过程中，纤维的断裂并非发生在同一裂纹平面，这样主裂纹还将沿纤发生在同一裂纹平面，这样主裂纹还将沿纤维断裂位置的不同而发生裂纹转向维断裂位置的不同而发生裂纹转向(zhunxing)。这也同样会使裂纹的扩展阻力。这也同样会使裂纹的扩展阻力增加，从而使韧性进一步提高。增加，从而使韧性进一步提高。第32页/共150页第三十二页，共150页。33单向排布纤维增韧陶瓷只是在纤维排单向排布纤维增韧陶瓷只是在纤维排列方向

17、上的纵向性能列方向上的纵向性能(xngnng)较为优越，较为优越，而其横向性能而其横向性能(xngnng)显著低于纵向性能显著低于纵向性能(xngnng)，所以只适用于单轴应力的场合。，所以只适用于单轴应力的场合。第33页/共150页第三十三页，共150页。34而许多而许多(xdu)陶瓷构件则要求在二陶瓷构件则要求在二维及三维方向上均具有优良的性能，这就维及三维方向上均具有优良的性能，这就要进一步研究多向排布纤维增韧陶瓷基复要进一步研究多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料。合材料。第34页/共150页第三十四页，共150页。35这种复合材料中，纤维的排布方式有这种复合材料中，纤维的排布方式有两种。两

18、种。一种是将纤维编织成纤维布，浸渍浆一种是将纤维编织成纤维布，浸渍浆料后，根据料后，根据(gnj)需要的厚度将单层或若需要的厚度将单层或若干层进行热压烧结成型，如下图所示：干层进行热压烧结成型，如下图所示：第35页/共150页第三十五页，共150页。36纤维层纤维层基体基体第36页/共150页第三十六页，共150页。37这种材料在纤维排布平面的二维方向上性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能优越，而在垂直于纤维排布面方向上的性能较差。较差。一般应用在对二维方向上有较高性能要求一般应用在对二维方向上有较高性能要求(yoqi)的构件上。的构件上。第37页/

19、共150页第三十七页，共150页。38另一种是纤维分层单向另一种是纤维分层单向(dn xin)排布，层间纤维成一定角度，如下图所排布，层间纤维成一定角度，如下图所示。示。第38页/共150页第三十八页，共150页。39第39页/共150页第三十九页，共150页。40后一种复合材料可以根据后一种复合材料可以根据(gnj)构件构件的形状用纤维浸浆缠绕的方法做成所需要的形状用纤维浸浆缠绕的方法做成所需要形状的壳层状构件。形状的壳层状构件。而前一种材料成型板状构件曲率不宜而前一种材料成型板状构件曲率不宜太大。太大。第40页/共150页第四十页，共150页。41这种二维多向纤维增韧陶瓷这种二维多向纤维增

20、韧陶瓷(toc)基基复合材料的韧化机理与单向排布纤维复合复合材料的韧化机理与单向排布纤维复合材料是一样的，主要也是靠纤维的拔出与材料是一样的，主要也是靠纤维的拔出与裂纹转向机制，使其韧性及强度比基体材裂纹转向机制，使其韧性及强度比基体材料大幅度提高。料大幅度提高。第41页/共150页第四十一页，共150页。42三维多向编织纤维增韧陶瓷是为了满足某三维多向编织纤维增韧陶瓷是为了满足某些情况的性能要求而设计些情况的性能要求而设计(shj)的。的。这种材料最初是从宇航用三向这种材料最初是从宇航用三向C/C复合材复合材料开始的，现已发展到三向石英料开始的，现已发展到三向石英/石英等陶瓷复石英等陶瓷复合

21、材料。合材料。第42页/共150页第四十二页，共150页。43下图为三向正交下图为三向正交C/C纤维纤维(xinwi)编织编织结构示意图。它是按直角坐标将多束纤维结构示意图。它是按直角坐标将多束纤维(xinwi)分层交替编织而成。分层交替编织而成。第43页/共150页第四十三页，共150页。44 由于每束纤由于每束纤维呈直线伸展，维呈直线伸展，不存在相互交不存在相互交缠和绕曲，因缠和绕曲，因而使纤维可以而使纤维可以(ky)充分发挥充分发挥最大的结构强最大的结构强度。度。第44页/共150页第四十四页，共150页。45这种三维多向编织结构还可以通过调节这种三维多向编织结构还可以通过调节纤维束的根

22、数和股数，相邻束间的间距纤维束的根数和股数，相邻束间的间距(jin j)，织物的体积密度以及纤维的总体积分数，织物的体积密度以及纤维的总体积分数等参数进行设计以满足性能要求。等参数进行设计以满足性能要求。第45页/共150页第四十五页，共150页。46长纤维增韧陶瓷基复合材料虽然性能优越，长纤维增韧陶瓷基复合材料虽然性能优越，但它的制备工艺复杂，而且纤维在基体中不易但它的制备工艺复杂，而且纤维在基体中不易分布均匀。分布均匀。因此，近年来又发展了短纤维、晶须及颗因此，近年来又发展了短纤维、晶须及颗粒增韧陶瓷基复合材料。由于粒增韧陶瓷基复合材料。由于(yuy)短纤维与短纤维与晶须相似，故只讨论后两

23、种情形。晶须相似，故只讨论后两种情形。第46页/共150页第四十六页，共150页。47由于晶须的尺寸很小，从客观上看与粉由于晶须的尺寸很小，从客观上看与粉末一样，因此在制备复合材料时，只需将晶末一样，因此在制备复合材料时，只需将晶须分散后与基体粉末混合均匀，然后对混好须分散后与基体粉末混合均匀，然后对混好的粉末进行热压烧结的粉末进行热压烧结(shoji)，即可制得致，即可制得致密的晶须增韧陶瓷基复合材料。密的晶须增韧陶瓷基复合材料。第47页/共150页第四十七页，共150页。48目前常用目前常用(chn yn)的是的是SiC，Si3N4，Al2O3晶须，常用晶须，常用(chn yn)的基体则为

24、的基体则为Al2O3，ZrO2，SiO2，Si3N4及莫来石等。及莫来石等。第48页/共150页第四十八页，共150页。49晶须增韧陶瓷基复合材料的性能与基体晶须增韧陶瓷基复合材料的性能与基体和晶须的选择，晶须的含量及分布和晶须的选择，晶须的含量及分布(fnb)等等因素有关。因素有关。下面两个图分别给出了下面两个图分别给出了ZrO2(2mol % Y2O3) + SiCw及及A12O3+ SiCw陶瓷复合材料陶瓷复合材料的性能与的性能与SiCw含量之间的关系。含量之间的关系。第49页/共150页第四十九页，共150页。50 )SiCw含量（含量（vol%） )SiCw含量（含量（vol%）第5

25、0页/共150页第五十页，共150页。51第51页/共150页第五十一页，共150页。52从上面两个图中可以看出，两种从上面两个图中可以看出，两种材料的弹性模量材料的弹性模量(tn xn m lin)、硬度及断裂韧性均随着硬度及断裂韧性均随着SiCw含量的增含量的增加而提高。加而提高。第52页/共150页第五十二页，共150页。53而弯曲强度的变化规律则是，对而弯曲强度的变化规律则是，对Al2O3基复合材料，随基复合材料，随SiCw含量的增加单调上升，含量的增加单调上升，而对而对ZrO2基体，在基体，在10 vol SiCw时出现峰时出现峰值，随后值，随后(suhu)又有所下降，但却始终高又有

26、所下降，但却始终高于基体。于基体。第53页/共150页第五十三页，共150页。54这可解释这可解释(jish)为由于为由于SiCw含量高时含量高时造成热失配过大，同时使致密化困难而引造成热失配过大，同时使致密化困难而引起密度下降，从而使界面强度降低，导致起密度下降，从而使界面强度降低，导致了复合材料强度的下降。了复合材料强度的下降。第54页/共150页第五十四页，共150页。55由图中可知由图中可知(k zh)，对，对A12O3基复合材基复合材料最佳的韧性和强度的配合可使断裂韧性料最佳的韧性和强度的配合可使断裂韧性KIC=7MPa.M1/2，弯曲强度，弯曲强度f=600MPa；ZrO2基复合材

27、料的断裂韧性基复合材料的断裂韧性KIC=16MPa.M1/2 ，弯曲强度，弯曲强度f=1400MPa。由此可见，由此可见，SiCw对陶瓷材料同时具有增对陶瓷材料同时具有增强和增韧的效果。强和增韧的效果。第55页/共150页第五十五页，共150页。56从上面的讨论从上面的讨论(toln)知道，由于晶须知道，由于晶须具有长径比，因此，当其含量较高时，因具有长径比，因此，当其含量较高时，因其桥架效应而使致密化变得因难，从而引其桥架效应而使致密化变得因难，从而引起了密度的下降并导致性能的下降。起了密度的下降并导致性能的下降。第56页/共150页第五十六页，共150页。57为了克服这一弱点，可采用颗粒为

28、了克服这一弱点，可采用颗粒来代替晶须制成复合材料，这种复合来代替晶须制成复合材料，这种复合材料在原料的混合均匀化及烧结致密材料在原料的混合均匀化及烧结致密(zhm)化方面均比晶须增强陶瓷基复化方面均比晶须增强陶瓷基复合材料要容易。合材料要容易。第57页/共150页第五十七页，共150页。58当所用的颗粒当所用的颗粒(kl)为为SiC，TiC时，基体材料采用最多的是时，基体材料采用最多的是Al2O3，Si3N4。目前，这些复合材料已广泛用目前，这些复合材料已广泛用来制造刀具。来制造刀具。第58页/共150页第五十八页，共150页。59右图显示右图显示(xinsh)了了SiCp含含量对量对SiCp

29、 /A12O3复合材料性能的复合材料性能的影响。影响。从中可以从中可以(ky)看出，在看出，在5 SiCp时强度出现峰值。时强度出现峰值。第59页/共150页第五十九页，共150页。60下图为下图为SiCp含量对含量对SiCp / Si3N4复合材料复合材料性能性能(xngnng)的影响。的影响。 从中可以看出，在从中可以看出，在SiCp含量为含量为5时强度时强度(qingd)及韧性达到了最高值。及韧性达到了最高值。第60页/共150页第六十页，共150页。61从上面的讨论可知，晶须与颗粒对陶瓷从上面的讨论可知，晶须与颗粒对陶瓷材料的增韧均有一定作用，且各有利弊。材料的增韧均有一定作用，且各有

30、利弊。晶须的增强增韧效果好，但含量高时会晶须的增强增韧效果好，但含量高时会使致密度下降；使致密度下降；颗粒可克服颗粒可克服(kf)晶须的这一弱点，但晶须的这一弱点，但其增强增韧效果却不如晶须。其增强增韧效果却不如晶须。第61页/共150页第六十一页，共150页。62由此很容易想到，若将晶须与颗粒共同由此很容易想到，若将晶须与颗粒共同(gngtng)使用，则可取长补短，达到更好使用，则可取长补短，达到更好的效果。的效果。目前，已有了这方面的研究工作，如使目前，已有了这方面的研究工作，如使用用SiCw与与ZrO2来共同来共同(gngtng)增韧，用增韧，用SiCw与与SiCp来共同来共同(gngt

31、ng)增韧等。增韧等。第62页/共150页第六十二页，共150页。63下面两个图分别给出了下面两个图分别给出了Al2O3+ZrO2(Y2O3)+SiCw复合材料复合材料的性能的性能(xngnng)随随SiCw及及ZrO2(Y2O3)含量的变化情况。含量的变化情况。第63页/共150页第六十三页，共150页。64第64页/共150页第六十四页，共150页。65第65页/共150页第六十五页，共150页。66第66页/共150页第六十六页，共150页。67可以看出，随着可以看出，随着SiCw及及ZrO2(Y2O3)含量的含量的增加，其强度与韧性均呈上升趋势增加，其强度与韧性均呈上升趋势(qsh)，

32、在，在20SiCw及及30 ZrO2(Y2O3)时，复合材抖的时，复合材抖的f达达1200MPa。KIC达达10 MPa.M1/2 以上。以上。这比单独晶须韧化的这比单独晶须韧化的Al2O3+SiCw复合材料复合材料的的f =634MPa，KIC=7.5 MPa.M1/2有明显的有明显的提高，这充分体现了这种复合强化的效果。提高，这充分体现了这种复合强化的效果。第67页/共150页第六十七页，共150页。68下表则给出了莫来石及其制得的复合材料下表则给出了莫来石及其制得的复合材料(f h ci lio)的强度与韧性。的强度与韧性。材料材料 f (Mpa)KIC (MPa.M1/2)莫来石莫来石

33、2442.8Si3N4+SiCw10001112很明显，由很明显，由ZrO2+SiCw与莫来石制得的复合材料与莫来石制得的复合材料(f h ci lio)要比单独用要比单独用SiCw与莫来石制得的复合材料与莫来石制得的复合材料(f h ci lio)的性能好得多。的性能好得多。第68页/共150页第六十八页，共150页。69第69页/共150页第六十九页，共150页。70第70页/共150页第七十页，共150页。71由于陶瓷基复合材料往往是在高温条件下由于陶瓷基复合材料往往是在高温条件下制备，而且往往在高温环境中工作，因此增强制备，而且往往在高温环境中工作，因此增强体与陶瓷之间容易发生化学反应

34、形成化学粘结体与陶瓷之间容易发生化学反应形成化学粘结的界面的界面(jimin)层或反应层。层或反应层。第71页/共150页第七十一页，共150页。72若基体与增强体之间不发生反应或控制若基体与增强体之间不发生反应或控制它们它们(t men)之间发生反应，那么当从高温之间发生反应，那么当从高温冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由于冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由于收缩而产生的径向压应力收缩而产生的径向压应力 r 与界面剪应力与界面剪应力有关：有关：第72页/共150页第七十二页，共150页。73(xinwi)陷处，冷却后形成机械陷处，冷却后形成机械结合。结合。第73页/共150页第七十三页，

35、共150页。74实际上，高温下原子的活性增大，原实际上，高温下原子的活性增大，原子的扩散速度较室温大的多，由于增强子的扩散速度较室温大的多，由于增强(zngqing)体与陶瓷基体的原子扩散，在界体与陶瓷基体的原子扩散，在界面上更易形成固溶体和化合物。面上更易形成固溶体和化合物。第74页/共150页第七十四页，共150页。75此时，增强体与基体之间的界面是具有此时，增强体与基体之间的界面是具有一定厚度的界面反应一定厚度的界面反应(fnyng)区，它与基体区，它与基体和增强体都能较好的结合，但通常是脆性的。和增强体都能较好的结合，但通常是脆性的。例如例如Al2O3f/SiO2系中会发生反应系中会发

36、生反应(fnyng)形形成强的化学键结合。成强的化学键结合。第75页/共150页第七十五页，共150页。76第76页/共150页第七十六页，共150页。77另一方面，陶瓷基复合材料的界面要弱另一方面，陶瓷基复合材料的界面要弱到足以沿界面发生横向裂纹及裂纹偏转直到到足以沿界面发生横向裂纹及裂纹偏转直到纤维的拔出。纤维的拔出。因此，陶瓷基复合材料界面要有一个最因此，陶瓷基复合材料界面要有一个最佳佳(zu ji)的界面强度。的界面强度。第77页/共150页第七十七页，共150页。78强的界面粘结强的界面粘结往往导致脆性破坏，往往导致脆性破坏，如下图如下图 (a)所示，裂所示，裂纹可以在复合材料纹可以

37、在复合材料的任一部位形成，的任一部位形成，并迅速并迅速(xn s)扩展扩展至复合材料的横截至复合材料的横截面，导致平面断裂。面，导致平面断裂。第78页/共150页第七十八页，共150页。79第79页/共150页第七十九页，共150页。80若界面结合较弱，若界面结合较弱，当基体中的裂纹扩展当基体中的裂纹扩展至纤维时，将导致界至纤维时，将导致界面脱粘，其后裂纹发面脱粘，其后裂纹发生偏转、裂纹搭桥、生偏转、裂纹搭桥、纤维断裂纤维断裂(dun li)以以致最后纤维拔出致最后纤维拔出(图图 b)。第80页/共150页第八十页，共150页。81裂纹的偏转、搭桥、断裂裂纹的偏转、搭桥、断裂(dun li)以

38、致最以致最后纤维拔出等，这些过程都要吸收能量，从而后纤维拔出等，这些过程都要吸收能量，从而提高复合材料的断裂提高复合材料的断裂(dun li)韧性，避免了突韧性，避免了突然的脆性失效。然的脆性失效。第81页/共150页第八十一页，共150页。82第82页/共150页第八十二页，共150页。83在实际应用中，除选择纤维和基体在加在实际应用中，除选择纤维和基体在加工和使用期间能形成稳定的热力学界面外，工和使用期间能形成稳定的热力学界面外，最常用的方法就是最常用的方法就是(jish)在与基体复合之前，在与基体复合之前，往增强材料表面上沉积一层薄的涂层。往增强材料表面上沉积一层薄的涂层。第83页/共1

39、50页第八十三页，共150页。84C和和BN是最常用是最常用(chn yn)的涂层，此的涂层，此外还有外还有SiC、ZrO2和和SnO2涂层。涂层。涂层的厚度通常在涂层的厚度通常在0.11um，涂层的选择，涂层的选择取决于纤维、基体、加工和服役要求。取决于纤维、基体、加工和服役要求。第84页/共150页第八十四页，共150页。85纤维上的涂层除了可以改变复合材料界纤维上的涂层除了可以改变复合材料界面结合强度外，对纤维还可起到保护作用，面结合强度外，对纤维还可起到保护作用，避免在加工和处理过程中造成避免在加工和处理过程中造成(zo chn)纤纤维的机械损坏。维的机械损坏。第85页/共150页第八

40、十五页，共150页。86下图为莫来石纤维增强玻璃下图为莫来石纤维增强玻璃(b l)基体复合材料的断裂行为差异。基体复合材料的断裂行为差异。第86页/共150页第八十六页，共150页。87莫来石纤维莫来石纤维(xinwi)上未涂上未涂BN涂层涂层莫来石纤维莫来石纤维(xinwi)上涂有上涂有BN涂层涂层从图中可看出，若纤维未涂从图中可看出，若纤维未涂BN涂层，则复合涂层，则复合材料的断面呈现为脆性的平面断裂：而经材料的断面呈现为脆性的平面断裂：而经CVD沉沉积积(chnj)0.2um的的BN涂层后，断面上可见到大量涂层后，断面上可见到大量的纤维拔出。的纤维拔出。第87页/共150页第八十七页，共

41、150页。88 二、陶瓷基复合材料的强韧化机理二、陶瓷基复合材料的强韧化机理界面的性质还直接影响了陶瓷基复合材料的强韧化机理。界面的性质还直接影响了陶瓷基复合材料的强韧化机理。以晶须增强以晶须增强(zngqing)陶瓷基复合材料为例，来对其强韧化陶瓷基复合材料为例，来对其强韧化机理进行探讨。机理进行探讨。第88页/共150页第八十八页，共150页。89晶须增强陶瓷基复合材料的强韧晶须增强陶瓷基复合材料的强韧化机理与纤维增强陶瓷基复合材料大化机理与纤维增强陶瓷基复合材料大致相同，主要是靠晶须的拔出桥连与致相同，主要是靠晶须的拔出桥连与裂纹转向机制对强度和韧性裂纹转向机制对强度和韧性(rn xn)

42、的提高产生作用。的提高产生作用。第89页/共150页第八十九页，共150页。90研究结果表明，晶须的拔出长度存在研究结果表明，晶须的拔出长度存在一个一个(y )临界值临界值lpo，当晶须的某一端距，当晶须的某一端距主裂纹距离小于这一临界值时，则晶须从主裂纹距离小于这一临界值时，则晶须从此端拔出，此时的拔出长度小于临界拔出此端拔出，此时的拔出长度小于临界拔出长度长度lpo ；第90页/共150页第九十页，共150页。91如果晶须的两端如果晶须的两端(lin dun)到主裂到主裂纹的距离均大于临界拔出长度时，晶须纹的距离均大于临界拔出长度时，晶须在拔出过程中产生断裂，断裂长度仍小在拔出过程中产生断

43、裂，断裂长度仍小于临界拔出长度于临界拔出长度lpo ；第91页/共150页第九十一页，共150页。92界面结合强度直接影响了复合材料的韧界面结合强度直接影响了复合材料的韧化机制与韧化效果。化机制与韧化效果。界面强度过高，晶须将与基体一起界面强度过高，晶须将与基体一起(yq)断裂，限制了晶须的拔出，因而也就减小了断裂，限制了晶须的拔出，因而也就减小了晶须拔出机制对韧性的贡献。晶须拔出机制对韧性的贡献。第92页/共150页第九十二页，共150页。93但另一方面，界面强度的提高有利但另一方面，界面强度的提高有利于载荷转移，因而提高了强化效果。于载荷转移，因而提高了强化效果。界面强度过低、则使晶须的拔

44、出功界面强度过低、则使晶须的拔出功减小，这对韧化和强化都不利，因此减小，这对韧化和强化都不利，因此(ync)界面强度存在一个最佳值。界面强度存在一个最佳值。第93页/共150页第九十三页，共150页。94下图为下图为SiCw/ ZrO2材料的载荷材料的载荷-位移位移(wiy)曲线。曲线。从图中可以看出，有明显的锯齿效应，这是晶须拔从图中可以看出，有明显的锯齿效应，这是晶须拔出桥连机制出桥连机制(jzh)作用的结果。作用的结果。第94页/共150页第九十四页，共150页。95第95页/共150页第九十五页，共150页。96纤维增强陶瓷纤维增强陶瓷(toc)基复合材料的性基复合材料的性能取决于多种

45、因素，如基体、纤维及二者能取决于多种因素，如基体、纤维及二者之间的结合等。之间的结合等。第96页/共150页第九十六页，共150页。97从基体方面从基体方面(fngmin)看，与气孔的尺看，与气孔的尺寸及数量，裂纹的大小以及一些其它缺陷有寸及数量，裂纹的大小以及一些其它缺陷有关；关；从纤维方面从纤维方面(fngmin)来看，则与纤维来看，则与纤维中的杂质、纤维的氧化程度、损伤及其他固中的杂质、纤维的氧化程度、损伤及其他固有缺陷有关；有缺陷有关；第97页/共150页第九十七页，共150页。98从基体与纤维从基体与纤维(xinwi)的结合情况上看，的结合情况上看，则与界面及结合效果、纤维则与界面及

46、结合效果、纤维(xinwi)在基体在基体中的取向，以及载体与纤维中的取向，以及载体与纤维(xinwi)的热膨的热膨胀系数差有关。胀系数差有关。第98页/共150页第九十八页，共150页。99正因为有如此多的影响因素，所以在实正因为有如此多的影响因素，所以在实际中针对不同的材料的制作方法也会不同，际中针对不同的材料的制作方法也会不同，成型技术的不断研究与改进，正是为了能获成型技术的不断研究与改进，正是为了能获得性能更为优良的材料。得性能更为优良的材料。目前采用的纤维增强陶瓷基复合材料的目前采用的纤维增强陶瓷基复合材料的成型主法主要成型主法主要(zhyo)有以下几种：有以下几种：第99页/共150

47、页第九十九页，共150页。100第100页/共150页第一百页，共150页。101第101页/共150页第一百零一页，共150页。102这种短纤维增强体在与基体粉末混合时取这种短纤维增强体在与基体粉末混合时取向是无序的，但在冷压成型及热压烧结的过程向是无序的，但在冷压成型及热压烧结的过程中，短纤维由于在基体压实与致密化过程中沿中，短纤维由于在基体压实与致密化过程中沿压力方向转动，所以导致了在最终压力方向转动，所以导致了在最终(zu zhn)制得的复合材料中，短纤维沿加压面而择优取制得的复合材料中，短纤维沿加压面而择优取向，这也就产生了材料性能上一定程度的各向向，这也就产生了材料性能上一定程度的

48、各向异性。异性。第102页/共150页第一百零二页，共150页。103第103页/共150页第一百零三页，共150页。104浸渍法的优点是纤维浸渍法的优点是纤维(xinwi)取向可自由调节，如单取向可自由调节，如单向排布及多向排布等。向排布及多向排布等。浸渍法的缺点则是不能制浸渍法的缺点则是不能制造大尺寸的制品，而且所得制造大尺寸的制品，而且所得制品的致密度较低。品的致密度较低。第104页/共150页第一百零四页，共150页。105晶须与颗粒的尺寸均很小，只是几何晶须与颗粒的尺寸均很小，只是几何形状上有些区别形状上有些区别(qbi)，用它们进行增韧，用它们进行增韧的陶瓷基复合材料的制造工艺是基

49、本相同的陶瓷基复合材料的制造工艺是基本相同的。的。第105页/共150页第一百零五页，共150页。106这种复合材料的制备这种复合材料的制备(zhbi)工艺比长纤维复工艺比长纤维复合材料简便得多，只需将晶须或颗粒分散后并与合材料简便得多，只需将晶须或颗粒分散后并与基体粉末混合均匀，再用热压烧结的方法即可制基体粉末混合均匀，再用热压烧结的方法即可制得高性能的复台材料。得高性能的复台材料。第106页/共150页第一百零六页，共150页。107与陶瓷材料相似，晶须与颗粒增韧陶瓷与陶瓷材料相似，晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料的制造工艺也可大致分为以下几基复合材料的制造工艺也可大致分为以下几个个(j )步

50、骤：步骤：这一过程看似简单，实则这一过程看似简单，实则(shz)包含着相包含着相当复杂的内容。当复杂的内容。配料配料(pi lio)成型成型烧结烧结精加工精加工第107页/共150页第一百零七页，共150页。108即使坯体由超细粉即使坯体由超细粉(微米微米(wi m)级级)原料组原料组成，其产品质量也不易控制，所以随着现代科成，其产品质量也不易控制，所以随着现代科技对材料提出的要求的不断提高，这方面的研技对材料提出的要求的不断提高，这方面的研究还必持进一步深入。究还必持进一步深入。第108页/共150页第一百零八页，共150页。109第109页/共150页第一百零九页，共150页。110把几种

51、原料粉末混合配成坯料的方法可分为把几种原料粉末混合配成坯料的方法可分为干法和湿法两种。干法和湿法两种。现今新型陶瓷领域现今新型陶瓷领域(ln y)混合处理加工的混合处理加工的微米级、超微米级粉末方法由于效率和可靠性的微米级、超微米级粉末方法由于效率和可靠性的原因大多采用湿法。原因大多采用湿法。第110页/共150页第一百一十页，共150页。111湿法主要采用水作溶剂，但在氮化硅、湿法主要采用水作溶剂，但在氮化硅、碳化尼等非氧化碳化尼等非氧化(ynghu)物系的原料混物系的原料混合时，为防止原料的氧化合时，为防止原料的氧化(ynghu)则使则使用有机溶剂。用有机溶剂。第111页/共150页第一百

52、一十一页，共150页。112原料混合时的装置一般为专用球磨机。为原料混合时的装置一般为专用球磨机。为了防止球磨机运行过程中因球和内衬砖磨损下了防止球磨机运行过程中因球和内衬砖磨损下来来(xi li)而作为杂质混入原料中，最好采用而作为杂质混入原料中，最好采用与加工原料材质相同的陶瓷球和内衬。与加工原料材质相同的陶瓷球和内衬。第112页/共150页第一百一十二页，共150页。113(3)用压滤机将料浆状的粉脱用压滤机将料浆状的粉脱水后成坯料供给成型工序。水后成坯料供给成型工序。第113页/共150页第一百一十三页，共150页。114把上述的干燥粉料充入模型内，加压后把上述的干燥粉料充入模型内，加

53、压后即可成型。通常有金属模成型法和橡皮模成即可成型。通常有金属模成型法和橡皮模成型法。型法。金属模成型法具有装置简单，成型成本金属模成型法具有装置简单，成型成本低廉的优点，仍它的加压方向是单向的。粉低廉的优点，仍它的加压方向是单向的。粉末与金属模壁的摩擦力大，粉末间传递末与金属模壁的摩擦力大，粉末间传递(chund)压力不太均匀。故易造成烧成后的压力不太均匀。故易造成烧成后的生坯变形或开裂、只能适用于形状比较简单生坯变形或开裂、只能适用于形状比较简单的制件。的制件。第114页/共150页第一百一十四页，共150页。115采用橡皮模成型法是用静水压从各个方采用橡皮模成型法是用静水压从各个方向均匀

54、加压于橡皮模来成型，故不会向均匀加压于橡皮模来成型，故不会(b hu)发生生坯密度不均匀和具有方向性之类的问发生生坯密度不均匀和具有方向性之类的问题。题。第115页/共150页第一百一十五页，共150页。116此方法虽不能做到完全均匀地加压，但仍此方法虽不能做到完全均匀地加压，但仍适合于批量生产。适合于批量生产。由于在成型过程中毛坯与橡皮模接触而压由于在成型过程中毛坯与橡皮模接触而压成生坯，故难以制成精密形状，通常还要用刚成生坯，故难以制成精密形状，通常还要用刚玉玉(gngy)对细节部分进行修整。对细节部分进行修整。第116页/共150页第一百一十六页，共150页。117另一种成型法为注射成型

55、法。从成型过程另一种成型法为注射成型法。从成型过程上看，与塑料的注射成型过程相类似，但是在上看，与塑料的注射成型过程相类似，但是在陶瓷中必须从生坯里将粘合剂除去并再烧结，陶瓷中必须从生坯里将粘合剂除去并再烧结，这些这些(zhxi)工艺均较为复杂，因此也使这种方工艺均较为复杂，因此也使这种方法具有很大的局限性。法具有很大的局限性。第117页/共150页第一百一十七页，共150页。118注浆成型法是具有十分悠久历史的陶瓷注浆成型法是具有十分悠久历史的陶瓷(toc)成型方法。它是将料浆浇入石膏模内，成型方法。它是将料浆浇入石膏模内，静置片刻，料浆中的水分被石膏模吸收。然后静置片刻，料浆中的水分被石膏

56、模吸收。然后除去多余的料浆，将生坯和石膏模一起干燥，除去多余的料浆，将生坯和石膏模一起干燥，生坯干燥后保持一定的强度，并从石膏中取出。生坯干燥后保持一定的强度，并从石膏中取出。这种方法可成型壁薄且形状复杂的制品。这种方法可成型壁薄且形状复杂的制品。第118页/共150页第一百一十八页，共150页。119还有一种成型法为挤压成型法。这种方还有一种成型法为挤压成型法。这种方法是把料浆放入压滤机内挤出水分，形成块法是把料浆放入压滤机内挤出水分，形成块状后，从安装各种状后，从安装各种( zhn)挤形口的真空挤形口的真空挤出成型机挤出成型的方法，它适用于断面挤出成型机挤出成型的方法，它适用于断面形状简单

57、的长条形坯件的成型。形状简单的长条形坯件的成型。 第119页/共150页第一百一十九页，共150页。120第120页/共150页第一百二十页，共150页。121间歇式窑炉是放入窑炉内生坯间歇式窑炉是放入窑炉内生坯(shn p)的硬的硬化、烧结、冷却及制品的取出等工序是间歇地进化、烧结、冷却及制品的取出等工序是间歇地进行的。行的。间歇式窑炉不适合于大规模生产，但适合处间歇式窑炉不适合于大规模生产，但适合处理特殊大型制品或长尺寸制品的优点，且烧结条理特殊大型制品或长尺寸制品的优点，且烧结条件灵活，筑炉价格也比较便宜。件灵活，筑炉价格也比较便宜。第121页/共150页第一百二十一页，共150页。12

58、2连续窑炉适合于大批量制品的烧结，连续窑炉适合于大批量制品的烧结，由预热、烧结和冷却由预热、烧结和冷却(lngqu)三个部分三个部分组成。组成。第122页/共150页第一百二十二页，共150页。123把装生坯的窑车从窑的一端以一定时间把装生坯的窑车从窑的一端以一定时间间歇推进，窑车沿导轨前进，沿着窑内设定间歇推进，窑车沿导轨前进，沿着窑内设定的温度分布经预热、烧结的温度分布经预热、烧结(shoji)、冷却过、冷却过程后，从窑的另一端取出成品。程后，从窑的另一端取出成品。第123页/共150页第一百二十三页，共150页。124第124页/共150页第一百二十四页，共150页。125金刚石砂轮依埋

59、在金刚石磨粒之间的结合剂金刚石砂轮依埋在金刚石磨粒之间的结合剂的种类不同有着其各自的种类不同有着其各自(gz)的特征。大致分为电的特征。大致分为电沉积砂轮，金属结合剂砂轮、树脂结合剂砂轮等。沉积砂轮，金属结合剂砂轮、树脂结合剂砂轮等。第125页/共150页第一百二十五页，共150页。126电沉积砂轮的切削性能好但加工性能欠电沉积砂轮的切削性能好但加工性能欠佳。佳。金属金属(jnsh)粘合剂砂轮对加工面稍差的粘合剂砂轮对加工面稍差的制品也较易加工。制品也较易加工。树脂结合剂砂轮则由于其强度低，耐热树脂结合剂砂轮则由于其强度低，耐热性差，适合于表面的精加工。性差，适合于表面的精加工。第126页/共

60、150页第一百二十六页，共150页。127因此，在实际磨削操作时，除选用砂因此，在实际磨削操作时，除选用砂轮外，还需确定砂轮的速度、切削量、给轮外，还需确定砂轮的速度、切削量、给进量等各种磨削条件，才能进量等各种磨削条件，才能(cinng)获得获得好的结果。好的结果。第127页/共150页第一百二十七页，共150页。128 以上是陶瓷基复合材料制备工艺的几个以上是陶瓷基复合材料制备工艺的几个主要步骤，但实际情况则是相当复杂的。主要步骤，但实际情况则是相当复杂的。陶瓷与金属的一个重要区别也在于陶瓷与金属的一个重要区别也在于(ziy)它对制造工艺中的微小变化特别敏感它对制造工艺中的微小变化特别敏感