3-4讲陶瓷基复合材料的界面设计
复合材料第四章复合材料界面
2.界面作用机理
界面作用机理是指界面发挥作用的微观机理， 有如下理论：
A.界面浸润理论 主要论点：增强材料被液体树脂良好浸润对提
高复合材料的性能是极其重要的。浸润不良会在 界面上产生空隙，易因应力集中而使复合材料发 生开裂；如果完全浸润，则基体与增强相间的粘 结强度将大于基体的内聚强度，将提高复合材料 的强度。
这种理论认为，增强纤维与树脂基体之间的结合是属 于机械铰合和基于次价键作用的物理吸附。
D.变形层理论 E.拘束层理论 F.扩散层理论 G.减弱界面局部应力作用理论
3.聚合物基复合材料界面设计
在聚合物基复合材料的设计中，①首先应考虑如 何改善增强材料与基体间的浸润性；②选择合适 的偶联剂。所选处理增强材料表面的偶联剂既含 有能与增强材料起化学作用的官能团，又含有与 聚合物基体起化学作用的官能团。
结合适中
612
有的纤维拔出，有一定长度ห้องสมุดไป่ตู้；铝基体
发生颈缩，可观察到劈裂状
结合稍强
470
出现不规则断面，可观察到很短的拔出
纤维
结合过强
224
典型的脆性断裂，平断口
2. 影响界面稳定性的因素
与聚合物基复合材料相比，耐高温是金 属基复合材料的主要特点。因此，金属基复 合材料的界面能否在所允许的高温环境下长 时间保持稳定，是非常重要的。
(c) 暂稳态界面的变化 暂稳态界面是由于增强材料表面局部氧化所
产生的氧化物与基体间发生反应而在界面上形成 另一种氧化物所形成的界面。界面上的氧化层稳 定性差,在长时间热环境下容易发生球化而影响复 合材料的性能。
例如：在硼纤维增强铝中，由于硼纤维上吸附有氧， 并与之生成BO2，当这层氧化物在扩散结合时未受到破坏， 但它是不稳定的。在一定温度下，由于铝与氧亲和力强， 可以还原BO2，生成Al2O3，这种界面结合亦称之为氧化结 合。在长期热效应的作用下，界面上的Al2O3氧化膜会发 生球化，从而影响复合材料的性能 。
陶瓷基复合材料的界面
陶瓷基复合材料的界面控制
He和Hutchinson通过力学分析和计算，给出了图4-11所 示的结果，当纤维与基体弹性模量相同时，Gf/Gm （Gf：纤维的断裂能，Gm：基体或厚界面相的断裂能） 要小于1/4。因此，复合材料增强体与基体之间要满足 化学相容性和弹性模量的相匹配。
陶瓷基复合材料的界面控制
（1）无反应层界面：增强相与基体相直接结合形成原 子键共格界面或半共格界面，有时形成非共格界面。
优点：界面结合强度高，提高复合材料强度 （2）中间反应层界面：存在于增韧相与基体之间，并 将两者结合。
优点：界面层一般都是低熔点共晶相，因此它有利于复 合材料的致密化。这种界面增韧相与基体无固定的取向 关系。
陶瓷基复合材料中界面无反应层占绝大多数。
反应层结合界面导致强界面在陶瓷基复合材料中要尽量避 免或减弱界面结合强度。范德华键或氢键结合能约 8~16kJ/mol；化学键结合能为40~400kJ/mol。 （1）强界面结合时，复合材料像单体陶瓷一样发生脆 性断裂；
（2）弱界面结合可使裂纹沿界面偏折，从而降低能量， 这是提高陶瓷韧性的方法之一。 为了达到弱界面，常常将颗粒、晶须或纤维表面镀一层化 合物或碳等易被剪切断裂的物质，从而形成界面相。
谢
谢观看
高温合成陶瓷基复合材料时，如果增强体与基体的热膨 胀系数不同，将在室温时存在残余应力。 复合材料的热应变正比于ΔαΔT（Δα=αf-αm） （1）一般考虑：若αf>αm，基体在冷却时受到压应 力，这有利于阻止基体在拉应力作用下发生断裂；反之， 基体受拉应力，当温差足够大时，基体可能会开裂。 （2）纤维半径方向来看：若αf>αm，纤维冷却收缩 以致欲脱离基体，导致界面结合强度大幅度降低；反之， 界面结合强度改善。 热膨胀系数不匹配导致复合材料开裂，这在不连续增强 复合材料中非常明显。
【课程思政案例】《陶瓷基复合材料》教学案例
课程基本情况· 课程名称：陶瓷基复合材料· 课程性质：专业选修· 教学对象：大四，材料科学与工程· 总学时：24学时课程思政教学整体设计思路（一）教学设计：目前陶瓷基复合材料在航空航天、军事武器、核工业等高技术领域，以及化工、机械、交通等民用和工业领域占据重要地位。
本课程主要介绍陶瓷基复合材料的原理、工艺、性能与设计，从陶瓷基复合材料概述出发，讲解所涉及的主要增强体材料和基体材料，进而针对强韧化和界面两个重要问题讲述陶瓷基复合材料的复合原理和结构设计，最后采用案例教学的方式讲述典型几类陶瓷基复合材料和碳/碳复合材料的制备工艺、面临的主要问题及解决方法等。
通过课程学习，学生不仅能够学习陶瓷基复合材料的增韧机制、制备方法和性能评判准则，而且能够使学生根据复合材料的强韧化机理，选择基体和增强体，通过界面设计等解决陶瓷基复合材料的设计、制备以及工程问题。
在课程思政改革方面，本课程从陶瓷基复合材料领域的卓越成就、大师魅力和工匠精神三个方面，采用两次主题讲座和一次课堂讨论的形式，在专业教学中穿插课程思政教学内容，使学生了解和掌握中国选择中国特色社会主义现代化发展道路的历史必然性，并充分领略陶瓷基复合材料在高技术领域的重要性和先进性，从而增强大学生立志投身于先进陶瓷材料的学习，将个人的成才梦有机融入实现中华民族伟大复兴的中国梦的思想认识；通过分析国家发展方向和目前复合材料的瓶颈，让学生明白将来从事的工作要承担怎样的责任，引导学生树立严谨求实的态度和理念。
课程将价值塑造、知识传授和能力培养三者融为一体，在丰富学识，增长见识的同时，帮助学生树立正确的人生观、世界观和价值观，见下图。
《陶瓷基复合材料》中课堂教学与课程思政教学的有机结合课程思政典型教学案例（一）案例名称《陶瓷基复合材料》第二章增强材料部分“高性能碳纤维增强材料”（二）案例教学目标1、课堂教学目标能够掌握碳纤维的结构、性能优势、制备方法，尤其是关键制备步骤的作用与控制；深入了解全球碳纤维产业及其发展现状，以及我国碳纤维产业发展所面临的挑战和机遇。
陶瓷基复合材料 ppt课件
PPT课件
1
回顾一下：
陶瓷致命缺点：
脆性
改善韧性的有效手段：
向陶瓷材料中加入起增韧作用的第二相
增韧机制：
靠纤维（晶须）的拔出、裂纹的桥连与转向机 制对强度和韧性的提高产生作用。
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2
10.3 陶瓷基复合材料的种类及基本性能
10.3.1 纤维增强陶瓷基复合材料
纤维增强陶瓷材料是常见的重要手段！！ 按纤维排布方式的不同，可将其分为
裂纹垂直于纤维方向扩展示意图 PPT课件
5
当外加应力进一步提高时，由于基体与纤维间
的界面离解，同时又由于纤维的强度高于基体的强
度，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，会使纤维发 生断裂。
裂纹垂直于纤维方向扩展示意图 PPT课件
6
因此，裂纹的扩展必须克服纤维的拔出功和
纤维断裂功，结果就是使得材料的断裂变得更为
困难，从而起到了增韧的作用。
单向排布纤维增韧陶瓷只是在纤维排列方向 上的轴向性能较为优越，而其横向性能显著低于 纵向性能，所以只适用于单轴应力的场合。
PPT课件
7
二、多向排布纤维增韧复合材料
而许多陶瓷构件则要求在二维及三维方向上 均具有优良的性能，这就要进一步的制备多向排 布纤维增韧陶瓷基复合材料。
莫来石+ Si3;SiCw
452
551~580
4.4
5.4~6.7
很明显，由ZrO2+SiCw与莫来石制得的复合材料要比 单独用SiCw与莫来石制得的复合材料的性能好得多。
PPT课件 32
10.4 陶瓷基复合材料的制备
陶瓷基复合材料的制造分为两个步骤：
第一步是将增强材料掺入未固结(或粉末状)的基
陶瓷基复合材料的界面相容性研究
次增高 ， 孔隙率随之降低 。热解过程 的失重率和复
合材料 的弯 曲强度与 Ｐ Ｓ分子量有关 。当 Ｐ Ｓ的 Ｃ Ｃ 分子量为 １ ０ ， Ｓ ３ 时 Ｑ— ｉ ０ Ｃ的弯 曲强度最高 ， 而失重 率随 Ｐ Ｓ Ｃ 分子量 的增加而降低。热解 ４次时 ，ｆ Ｃ— Ｓ ｉ Ｃ的密度由 １７， ｃ ３ ． ｍ 提高到 １９ ｃ ＋三点弯 ２ ．８ ｍ ； 曲强度 由 ３０ Ｐ 提高到 ４５ Ｐ ， １Ｍ ａ ７ Ｍ ａ 所获得的复合材 料基体是 由 Ｐ Ｓ Ｃ 热解形成 的玻璃结构 Ｓ ｉ Ｃ所包 围的
结构领域 ， 提高材料的力学与耐高温性能 。 目前的研究有两大方向： （） １是研究 Ｓ Ｃ － ｉ － ０基体复合材料在外加涂层 －
和未加涂层两种情况下的机械性能。
应发生在很多纤维和基体 的结合反应 中， 于形成 易
强的界面能， 所以在纤维表 面涂层 可以起到阻止或
Ｓ ｃ 卜 ～Ｏ基体的形成是通过 一个高温分解 的
过程将 聚碳化 硅烷 转变为完美 的晶粒 的硅的碳化
减少纤维基体间的相互作用 ， 防止生成强 的界面能
的作用 。 Ｊ
物、 的氧化物以及超碳 。涂层 中加入三种不 同类 硅
型的连续的纤维 ： 多铝红柱石纤维（ ｅｅ １）碳化 ＮｘＢ ２ 、 ｔ 硅纤维和碳纤维。如果没有适当的界面处理 ， 所有
将一定比例 的 ８ Ｓ 一ｉ Ｃ超细粉末 、 聚碳硅烷用二
甲苯作溶剂配制成料浆 ， 用缠绕法制备浸 渍料浆 的
碳纤维无纬布 ， 经切片、 铺排 、 装模 ， 在温度 １０ ５￣ Ｃ一 １ ｃ和压强 １ Ｍ ａ １Ｍ ａ ７【 ０＝ ８ Ｐ 一２３ Ｐ 下制成预成型坯件 ， ８
（） ２是建立一种方法用于估计和选择正确 的涂 层材料去阻止 Ｃ Ｃ中纤维与基体的反应。 Ｍ
陶瓷基复合材料表面与界面
PPT陶瓷基复合材料的界面和强韧化机理陶瓷基复合材料的界面1、界面的粘结形式2、界面的作用3、界面性能的改善 陶瓷基复合材料来讲，界面的粘结形式主要有两种：机械粘结，化学粘结 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，因此增强体与陶瓷之间容易发生化学反应形成化学粘结的界面层或反应层。
若基体与增强体之间不发生反应或控制它们之间发生反应，那么当从高温冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由于收缩而产生的径向压应力σ r 与界面剪应力τ有关：τ＝ συ r式中，υ是摩擦系数，一般为0.1~0.6。
此外，基体在高温时呈现为液体(或粘性体)，它也可渗入或浸入纤维表面的缝隙等缺陷处，冷却后形成机械结合。
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。
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区，它与基体和增强体都能较好的结合，但通常是脆性的。
例如Al2O3f/SiO2系中会发生反应形成强的化学键结合。
2、界面的作用对于陶瓷基复合材料来讲，界面粘结性能影响陶瓷基体和复合材料的断裂行为。
对于陶瓷基复合材料的界面来说，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，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。
强的界面粘结往往导致脆性破坏，如下图 (a)所示，裂纹可以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，导致平面断裂平面断裂主要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，强的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，其后裂纹发生偏转、裂纹搭桥、纤维断裂以致最后纤维拔出(图 b)。
裂纹的偏转、搭桥、断裂以致最后纤维拔出等，这些过程都要吸收能量，从而提高复合材料的断裂韧性，避免了突然的脆性失效。
第4章复合材料的界面
4
第四页，编辑于星期六：二十一点 三十四分。
界面通常包含以下几个部分：
化学因素：与界面化学作用有关
连续界面反应；纤维侧、基体侧
交换式界面反应；元素交换（基体中至少两种元素）
暂稳态界面反应；氧化层，不稳定
25
第二十五页，编辑于星期六：二十一点 三十四 分。
3、残余应力
物理相容性，主要是热膨胀系数匹配
此外，金属基体要有足够的韧性和强度。
有关金属基复合材料的界面控制研究主要有以下两方面：
如：表面的几何形状、分布状况、纹理结构； 表面吸附气体和蒸气程度；表面吸水情况，杂质存在；
8
第八页，编辑于星期六：二十一点 三十四分。
由于界面区相对于整体材料所占比重甚微，欲单独对某一性能 进行度量有很大困难。
因此常借于整体材料的力学性能来表征界面性能，如层间剪切
强度(ILSS)就是研究界面粘结的良好办法； 再配合断裂形貌分析等即可对界面的其他性能进行研究。
(2)阻断效应 结合适当的界面有阻止裂纹扩展、中断材料破坏 、减缓应力集中的作用。
(3)不连续效应 在界面上产生物理性能的不连续性和界面摩擦 出现的现象，如抗电性、电感应性、磁性、耐热性等。
(4)散射和吸收效应 光波、声波、热弹性波、冲击波等在界 面产生散射和吸收。
(5)诱导效应 一种物质(通常是增强物)的表面结构使另一种(通 常是聚合物基体)与之接触的物质的结构由于诱导作用而发生改变 ，由此产生一些现象，如强的弹性、低的膨胀性、耐冲击性7和耐
陶瓷基复合材料PPT课件
面临的挑战
高成本
陶瓷基复合材料的制备工 艺复杂，导致其成本较高， 限制了大规模应用。
性能稳定性
陶瓷基复合材料在复杂环 境下性能稳定性不足，易 受温度、湿度等外部因素 影响。
生产效率
目前陶瓷基复合材料的生 产效率相对较低，影响了 其推广和应用。
未来展望
降低成本
通过技术创新和规模化生产，降低陶瓷基复合材 料的成本，提高其市场竞争力。
制备工艺的优化
熔融浸渗法
压力辅助成型法
通过优化熔融浸渗工艺参数，如温度、 压力和时间，提高陶瓷基复合材料的 致密化程度和力学性能。
通过调整压力辅助成型的压力、温度 和时间等参数，提高复合材料的密度 和力学性能。
化学气相沉积法
优化化学气相沉积工艺参数，如反应 温度、气体流量和沉积时间，以获得 均匀、致密的陶瓷基复合材料。
04
陶瓷基复合材料的性能优化
增强相的选择与优化
增强相种类
选择合适的增强相是提高陶瓷基 复合材料性能的关键，常用的增 强相包括碳纤维、玻璃纤维、晶
须等。
增强相分散与分布
优化增强相在基体中的分散和分布， 确保其均匀分布，以提高复合材料 的整体性能。
增强相表面处理
通过表面处理技术改善增强相与基 体之间的界面结合力，提高复合材 料的力学性能。
陶瓷基复合材料的性能优化主要通过 添加增强相、调整基体组成和工艺参 数实现。
陶瓷基复合材料在高温、高强度、抗 氧化等极端环境下的应用前景广阔， 但需要解决其可靠性、寿命和成本等 问题。
对未来研究的建议
01
02
03
04
深入研究陶瓷基复合材料的微 观结构和性能之间的关系，为 材料设计和优化提供理论支持
复合材料学(第七章 陶瓷基复合材料)
并导致性能的下降。为了克服这一弱点，可 采用颗粒来代替晶须制成复合材料，这种复 合材料在原料的混合均匀化及烧结致密化方 面均比晶须增强陶瓷基复合材料要容易。
当所用的颗粒为SiC，TiC时，基体材料 采用最多的是A12O3，Si3N4。目前，这些复 合材料已广泛用来制造刀具。
陶瓷材料中另一种增强体为晶须。晶须 为 具 有 一 定 长 径 比 ( 直 径 0.3-lμm ， 长 30100μm)的小单晶体。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，而这些缺陷正是大块晶体中大量 存在且促使强度下降的主要原因。在某些情 况下，晶须的拉伸强度可达0.1E(E为杨氏模 量)，这已非常接近于理论上的理想拉伸强度
0.2E。而相比之下，多晶的金属纤维和块状
金属的拉伸强度只有0.02E和0.001E。
自发现百余种不同材料构成的晶须以来， 人们对其已给予了特别的关注。因为它们具 有最佳的热性能、低密度和高杨氏模量。
在陶瓷基复合材料中使用得较为普遍的是 SiC，Al2O3及Si3N4晶须。
陶瓷材料中的另一种增强体为颗粒。从
2．陶瓷复合材料的增强体
陶瓷基复合材料中的增强体通常也称为 增韧体。从几何尺寸上可分为纤维(长、短纤 维)、晶须和颗粒三类，下面分别加以介绍。
碳纤维是用来制造陶瓷基复合材料最常 用的纤维之一。碳纤维可用多种方法进行生 产，工业上主要采用有机母体的热氧化和石 墨化。其生产过程包括三个主要阶段，第一 阶段在空气中于200℃-400℃进行低温氧化， 第二阶段是在惰性气体中在1000℃左右进行 碳化处理，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。
陶瓷基复合材料界面相设计
陶瓷基复合材料界面相设计陶瓷基复合材料是一种具有优异性能的材料，其界面相设计对于材料的性能和应用具有重要的影响。
界面相是指复合材料中不同组分之间的交界面，其性质决定了材料的力学、热学、电学、光学等性能。
因此，合理的界面相设计是实现陶瓷基复合材料优异性能的关键。
界面相设计的目的是实现不同组分之间的良好结合，提高材料的强度、韧性和耐磨性等性能。
在陶瓷基复合材料中，通常采用增强相和基体相之间的化学键结合或物理吸附结合来实现良好的界面相设计。
其中，增强相通常是纤维、颗粒或片状材料，基体相则是陶瓷基材料。
在界面相设计中，需要考虑以下几个方面：1.增强相的表面处理：增强相的表面处理可以改善其与基体相的结合性能。
常用的表面处理方法包括化学处理、物理处理和化学物理处理等。
例如，通过表面氧化处理可以增加增强相表面的亲水性，提高其与基体相的结合性能。
2.界面相的选择：界面相的选择应根据材料的应用需求和性能要求进行。
例如，在高温环境下应用的陶瓷基复合材料中，通常采用氧化铝、氮化硅等陶瓷材料作为基体相，而碳纤维、硅碳纤维等高温稳定的增强相。
3.界面相的分布：界面相的分布应均匀，避免出现局部聚集或分散不均的情况。
这可以通过控制增强相的分散度和基体相的制备工艺来实现。
4.界面相的厚度：界面相的厚度应适当，过厚会增加材料的重量和成本，过薄则会影响材料的强度和韧性。
一般来说，界面相的厚度应在0.1-1μm之间。
总之，陶瓷基复合材料界面相设计是实现材料优异性能的关键。
通过合理的界面相设计，可以提高材料的强度、韧性、耐磨性等性能，拓展其应用领域。
未来，随着材料科学技术的不断发展，界面相设计将成为陶瓷基复合材料研究的重要方向之一。
陶瓷基复合材料界面相设计
Key words :ceramic matrix composite (CMC) ; interphase ; boron ni2
tride ;coated fibers
1 引言
陶瓷基复合材料 ( CMCs) 因其高强度 、抗腐蚀 、耐 高温和低密度等特点 ,已成为一种很有发展前途的高 温热结构材料[1] 。但由于陶瓷材料固有的硬脆性 ,限 制了其在许多技术领域的应用 。研究者采用相变或微 裂纹等方法以期达到 CMCs 补强增韧效果 ,但效果不 理想 。只有采用连续纤维及其织物和编织体增韧 ,不 仅可提高陶瓷材料的韧性 ,而且可不同程度地提高材 料的强度和模量 。连续纤维增强陶瓷基复合材料补强 增韧效果与纤维/ 基体间界面结合强度有关 ,界面特征 和纤维/ 基体间由于热扩散不匹配而产生的残余应力
14. 2～17. 8
19. 4
230
3
B2
(0. 1/ 0. 1/ 0. 1/ 0. 1/ 0. 1)
22～27
24. 7
30
70
C1
C/ SiC/ C/ SiC/ C/ SiC/ C
7～9
10. 7
150
6
C2
(0. 05/ 0. 1/ 0. 05/ 0. 1/ 0. 05/ 0. 1/ 0. 05)
摘要 :综述了陶瓷基复合材料界面相的类型及作用 ,对 SiCf/ SiC 陶瓷复合材料界面相的设计方法作了简要评述 。在此基础上 , 用能使得纤维表面富碳的先驱体作为纤维涂层 ,制作了 Cf/ SiC 陶瓷基复合材料试样 。结果表明 ,高温处理后 ,富碳涂层可减 少纤维强度损失 ,使复合材料的强度和韧性同时得到提高 。 关键词 :陶瓷基复合材料 (CMCs) ;界面/ 界面相 ;氮化硼 ;涂层纤 维 中图分类号 : TQ174. 75 + 8. 2 文献标识码 :A
陶瓷基复合材料界面相设计
陶瓷基复合材料界面相设计引言：陶瓷基复合材料是一类具有优良性能的材料，广泛应用于航空航天、电子、医疗等领域。
而在陶瓷基复合材料的制备过程中，界面相设计是至关重要的一环。
本文将从界面相设计的意义、设计原则、常用方法以及未来发展方向等方面进行探讨。
一、界面相设计的意义界面相是指陶瓷基复合材料中不同组分之间的交界面。
界面相的设计直接影响到材料的性能和稳定性。
合理的界面相设计可以提高材料的强度、韧性、疲劳寿命等性能，同时还可以改善材料的耐磨性、耐腐蚀性等特性。
因此，界面相设计对于陶瓷基复合材料的性能提升和应用拓展具有重要意义。
二、界面相设计的原则1. 化学相容性原则：界面相的组成要与基体材料和增强相材料相容，避免发生化学反应或相互溶解，以保证界面的稳定性和材料的整体性能。
2. 界面能匹配原则：界面相材料应具有合适的热膨胀系数和力学性能，以确保在温度变化和载荷作用下，界面相与基体材料和增强相之间不会发生过大的应变差异。
3. 界面附着力原则：界面相与基体材料和增强相之间应具有良好的附着力，以提高材料的界面强度和界面传递性能。
4. 界面相结构原则：界面相的结构应具有一定的连续性和均匀性，以提高界面的稳定性和材料的性能一致性。
三、常用的界面相设计方法1. 化学修饰法：通过在界面上引入化学修饰剂，调控界面相的组成和结构，从而改善界面的相容性和附着力。
例如，可以通过在界面上引入有机硅化合物来增强界面的结合力。
2. 力学修饰法：通过调控界面相的力学性能，减小界面材料与基体材料或增强相材料之间的应力差异。
例如，可以通过控制界面相的弹性模量、硬度等参数来改善界面的匹配性。
3. 结构调控法：通过在界面上引入纳米颗粒、纳米纤维等结构，增加界面的连续性和均匀性。
例如，可以通过在界面上引入纳米颗粒来提高界面的强度和硬度。
四、界面相设计的未来发展方向1. 多功能界面相设计：陶瓷基复合材料在不同应用领域对界面相的需求有所差异，未来的研究可以将多种功能要求融合在一起，实现多功能界面相设计，提高材料的综合性能。
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2. 陶瓷基复合材料的界面层
2.1 界面层的作用
依靠材料体系的选择使增强体和基体的界面满足界面热物理、界面热化学 和适当界面结合强度的条件很困难，使用界面层是解决陶瓷基复合材料界 面热膨胀失配、界面反应和界面强结合问题的最佳途径。
因此，陶瓷基复合材料的界面设计主要是界面层的设计。要同时解决这三 方面的问题，界面层必须满足下述基本条件： 1) 低模量—缓解热膨胀失配； 2) 低剪切强度—控制界面结合强度； 3) 与纤维和基体共有化学组元—防止界面化学反应。
2. 陶瓷基复合材料的界面层
2.2 界面层与界面破坏
与增强体相比，低模量的界面层可以看作塑性体。当界面切应 力τi大于界面层的屈服剪切强度τy时 τi > τy 界面层内将发生屈服变形，增强体和基体组成屈服界面。屈服 界面增强体和界面的应力分布与滑移界面相似。
3.1 非氧化物复合材料界面层
目前研究和应用最广泛的非氧化物/非氧化物复合材料是C/SiC和SiC/SiC， Nextel/SiC是研究较为较多的氧化物/非氧化物复合材料，而SiC/LAS和 SiC/MAS玻璃陶瓷是非氧化物/氧化物复合材料的典型代表。 一般PyC界面层的最佳厚度为0.1～0.3 μm(左图)，而BN界面层的最佳为厚 度0.3～0.5 μm(右图)。
1) 界面厚度
• 具有不同厚度热解碳PyC界面层C/SiC的应力-应变曲线见下图。无界面层 的C/SiC不仅呈脆性破坏，而且热膨胀失配对纤维的损伤大幅降低强度( 曲线D)。
• 界面层厚度合适时，C/SiC不仅强度高，而且呈韧性断裂，具有类似金属 的断裂行为(曲线E、F)。 • 界面太厚时，由于剪切破坏，虽然C/SiC仍呈韧性断裂，但强度和韧性都 有明显下降(曲线G)。
2.2 界面层与界面破坏
由于界面层使陶瓷基复合材料的界面由增强体/基体界面转变为界面层/增强体 和界面层/基体两种界面，裂纹在陶瓷基复合材料的界面扩展存在三种路径： 界面层-（增强体）纤维界面、界面层-基体界面和界面层内部。 裂纹在界面上的扩展是界面滑移的结果，而在界面层内的扩展是界面层屈服的 结果。显然，裂纹在界面层内的扩展阻力更大。如果界面的脱粘强度τd大于界 面层的屈服强度τy τd > τy 则裂纹在界面层内扩展。 因此，界面屈服破坏比滑移破坏对陶瓷基复合材料的强韧化更有利。在没有界 面层的情况下，陶瓷基复合材料只能依靠界面滑移。在有界面层的情况下，陶 瓷基复合材料可以发生界面滑移，也可以发生界面屈服，并且可以通过界面层 厚度进行调整。
2)多孔高熔点氧化物界面
多孔高熔点氧化物具有自身难烧结，即使与氧化物基体和增强体发生 反应，裂纹也可以在界面层内扩展。 典型的涂层材料有Al2O3和ZrO2，存在的主要问题是高温下多孔氧化物 的烧结趋势，颗粒直径越小，高温烧结趋势越大，采用与莫来石或石榴 石复相的方法可以降低这种趋势。
1. 非连续氧化物界面层
复合界面层主要有BN/C/BN、BN/C/Si3N4、 SiC/C/SiC和BN/SiC等。 右图为Hi-Nicalon/SiC复合材料的重复10次的 PyC-SiC复合界面层,这种多次重复复合界面层 一般表示为(PyC-SiC)。
3.2 氧化物复合材料界面层
氧化物复合材料界面远比非氧化物复合材料界面层复杂，目前仍处 于探索研究阶段。 虽然提出了多种界面层材料体系，但大多数界面层作用机理尚不清 楚，缺乏相关的性能数据支撑。因此，界面层材料体系研究的多， 但用于氧化物复合材料制备的却很少。 氧化物复合材料界面大体上可以分为两类： 非连续界面 连续界面
3.1 非氧化物复合材料界面层
BN比PyC的界面结合强度高，因而复合材料强度更高，但断裂应变更低( 左图)。因此，PyC界面层的破坏以界面滑移为主，而BN界面层的破坏以 层内剪切为主（左图）。
用SiC/BN和SiC/PyC复合界面层可以防止界面层与氧化物增强体或基体发 生反应，其中SiC是反应阻挡层(右图)。
2.4 界面层与增强体
1) 增强体长比
陶瓷基复合材料在避免界面反应这一点上的要求是一致的，但由于增强体不同 ，在热膨胀失配和界面结合强度方面的要求也不完全相同。
对于纳米颗粒复合材料，强界面结合对强度和韧性都有利。
对于微米颗粒复合材料，适当强的界面结合对增强体的损伤不大，但可以 提高强度。
1. 非连续氧化物界面层
1)无界面多孔基体
多孔基体具有较低的名义模量，即使在没有界面层的情况下基体与增强 体出现强结合，裂纹也可以沿界面向基体一侧扩展。 典型的无界面多孔基体复合材料有氧化铝-莫来石，存在的主要问题是 抗压和层间性能较差，基体颗粒和增强体接触的地方有可能发生反应或 烧结损伤增强体。
7、功能陶瓷复合材料的发展趋势及应用
1. 陶瓷基复合材料界面问题
由于陶瓷基复合材料通常使用温度较高，界面 设计需要考虑：
• 界面结合强度
• 界面热物理相容性
• 界面热化学相容性
1.1 界面结合强度
根据强韧化原理，陶瓷基复合材料的强韧化需要合适的界面滑移与脱粘强 度，而界面滑移和脱粘强度与界面结合强度有关。界面结合强度越高，界 面滑移与脱粘强度也越高。 界面结合强度由机械结合、物理结合和化学结合三部分组成(下图)，其中界 面热化学反应产生的化学结合无疑是最强的。 即使不发生界面反应，陶瓷基复合材料也有强烈的强界面结合倾向。这是 由于制备温度高，热失配程度大，基体和增强体分子体积和晶格间距相近 等使得一方面可能发生界面烧结而使物理结合很强，另一方面可能产生高 径向压力而使机械结合很强。
3.1 非氧化物复合材料界面层
1)热解碳PyC和BN界面层
为了防止界面热化学反应，非氧化物复合材料的界面层只能是非氧 化物，而能够同时满足低模量和低剪切强度要求的界面层材料目前 只有热解碳(PyC)和氮化硼(BN)。 PyC和BN也是氧化物/非氧化物和非氧化物/氧化物复合材料合适的界 面层，因为氧化物增强体工作温度较低，非氧化物增强体与界面层 是热化学稳定的。因此，界面层不会与增强体发生强烈反应，而与 基体的反应可以进行控制。
3.1 非氧化物复合材料界面层
PyC和BN能有效提高陶瓷基复合材料的损伤容 限，同时具有优良的热物理和热化学相容性， 使其成为迄今为止最理想的界面材料，是各类 陶瓷基复合材料界面层的首选。 抗氧化性差是PyC和BN界面层的最大缺点。
2)复合界面层
复合界面层不仅能提高抗氧化性，也能使裂纹 在界面上发生多次桥接、偏转与脱粘，从而提 高裂纹扩展阻力。
• “硬”的骨架可以提高强度，“软”的内核可以提高韧性，“软硬”匹 配可以提高强度和韧性。
• “软硬”匹配的结果是在团束内部形成尺度介于增强体和团束之间的“ 簇”，使三种复合材料均具有团束、簇和增强体与基体之间三种界面， 从而使裂纹扩展复杂化。
因此，“簇”是三种复合材料强韧化的微结构控制单元。
3. 复合材料体系与界面层材料
对于纤维复合材料，适当弱的界面结合可以减小损伤，也可以提高韧性。
对于晶须复合材料，长径比高界面结合弱，长径比低时界面结合适当强。
2.4 界面层与增强体
2) 增强体强度
界面结合强度除了与增强体的长径比有关外，还与增强体的强度有关。在 界面结合强度不变的情况下，随着增强体强度的提高，复合材料的断裂应 变越大而强度得不到明显提高(下图)。增强体的强度越高，要求界面结合强 度也越高。否则，复合材料容易发生剪切破坏，不能实现强度和韧性的合 理匹配。 在界面层材料一定的条件下，界面层越薄，界面结合强度越高。因此，增 强体的强度越高，界面层的厚度应该越薄。
陶瓷基复合材料大体上可以分为非氧化物和氧化物两类，其中非 氧化物包括非氧化物/非氧化物、非氧化物/氧化物以及氧化物/非 氧化物三种。 非氧化物复合材料高温力学性能优异，但抗氧化性能较差。氧化 物复合材料抗氧化性能优异，但高温力学性能较差。
非氧化物和氧化物 陶瓷基复合材料由于界面性质、性能特点以及 应用领域不的同，界面层材料也各不相同。
2.5 界面层与强韧化
使用界面层对陶瓷基复合材料进行增韧是以牺牲强度为代价，只是为了实现 强度和韧性的合理匹配，而要同时提高强度和韧性需要研究全新的多尺度强 韧化机理。
• “软硬兼施”是同时提高三种复合材料强度和韧性(强韧化)的核心 思想。“硬”指的是基体在团束之间均匀沉积形成的高模量网络骨架，
“软”指的是基体在团束内沉积形成的低模量内核，“兼施”指的是团 束内外基体沉积不均匀形成内外模量匹配关系。
1.2 界面热物理相容性
对于陶瓷基复合材料，理想的状况是承载之前增强体受一定的张应力， 而使基体受一定的压应力，以提高基体的开裂应力。因此，从界面热物
理相容的角度讲增强体的热膨胀系数应该比基体稍大。
但一般来说，陶瓷基复合材料的热膨胀失配程度通常比较严重：一方面， 高模量高强度增强体的热膨胀系数可能比基体小或与基体接近；另一方面 ，可能在某一温度区间内匹配而在其它温度区间内失配。在低温下热膨胀 失配使增强体受压应力，基体受拉应力，而在高温下正好相反。 因此，增强体轴向的热膨胀失配严重时不仅使基体产生裂纹，而且损伤增 强体。低温下基体裂纹的存在使陶瓷基复合材料的抗环境性能下降而且对 温度梯度很敏感。
3) 间隙界面
PyC、Mo和W界面层在氧化过程中能够生成气体产物逸出，从而在增强体-基 体界面上形成空隙。由于增强体在长度方向上是粗糙不平的，间隙的存在不会 使界面完全脱粘。 典型的间隙界面复合材料有氧化铝纤维增强钙铝硅酸盐玻璃陶瓷，存在的主要 问题是裸露的增强体暴露在工作环境中容易造成损伤。
4)隔断弱界面
2016-2017 秋季学期研究生选修课程
陶瓷基复合材料
第3讲 陶瓷基复合材料的界面设计
2016-9-5~11-2