【材料课件】第八章 陶瓷基复合材料

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。
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8.1.2 纤维增强陶瓷基复合材料
在陶瓷材料中，加入第二相纤维制成 复合材料是改善陶瓷材料韧性的重要手段， 按纤维排布方式的不同，又可将其分为单 向排布长纤维复合材料和多向排布纤维复 合材料。
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1、单向排布长纤维复合材料
单向排布纤维增韧陶瓷基复合材料的显 著特点是它具有各向异性，即沿纤维长度方 向上的纵向性能要大大高于其横向性能。
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现代陶瓷材料的研究，最早是从对硅 酸盐材料的研究开始的，随后又逐步扩大 到了其他的无机非金属材料。
目前被人们研究最多的是碳化硅、氮 化硅、氧化铝等，它们普遍具有耐高温、 耐腐蚀、高强度、重量轻和价格低等优点。
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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。
从几何尺寸上增强体可分为纤维 (长、短纤维)、晶须和颗粒三类。
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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 为它是用化学沉积法将无定形硼沉 积在钨丝或者碳纤维上形成的。
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在实际结构的硼纤维中，由于 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。
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由化学分解所获得的硼纤维的平均性能 为，杨氏模量420GPa，拉伸强度2.8GPa。
由于每束 纤维呈直线伸 展，不存在相 互交缠和绕曲， 因而使纤维可 X 以充分发挥最 大的结构强度。
Z
Y
三向C/C编织结构示意图
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这种三维多向编织结构还可以通过 调节纤维束的根数和股数，相邻束间的 间距，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。
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8.1.3 晶须和颗粒增强陶瓷基复合材料
当拔出的长度达到某一临界值时， 会使纤维发生断裂。
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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 裂功，这样，使得材料的断裂更为困 难，从而起到了增韧的作用。
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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 沿纤维断裂位置的不同而发生裂纹转向。 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。
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断 裂 韧 性
弯 曲 强 度
f(MPa)
KIC(MPa.m1/2)
ZrO2(Y2O3)
复
SiCw含量（vol%）
合
SiCw含量（vol%）
材
料 的
维 氏 硬
力
度
弹 性 模 量
E(GPa) HV(GPa)
学
性
能
51
SiCw含量（vol%）
断
弯
裂
曲
韧
强
性
度
KIC(MPa.m1/2)
HV(GPa)
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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 气氛中被腐蚀，只有这样，才能充 分发挥它的优良性能。
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陶瓷基复合材料中的增强体中， 另一种常用纤维是玻璃纤维。
制造玻璃纤维的基本流程如下 图所示：
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将玻璃小球 熔化，然后通过 1mm左右直径的 小孔把它们拉出 来。
另外，缠绕 纤维的心轴的转 动速度决定纤维 的直径，通常为 10um的数量级。
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(2) 三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料
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的。
这种材料最初是从宇航用三向C/C复合 材料开始的，现已发展到三向石英/石英等陶 瓷复合材料。
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下图为三向正交C/C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。
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由此可见，SiCw对陶瓷材料同时具有增
强和增韧的效果。
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从上面的讨论知道，由于晶须具 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， 从而引起了密度的下降并导致性能的 下降。
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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。
断
裂 韧 性
弯 曲 强
度
f(MPa) KIC(MPa.m1/2)
SiCp含量（vol%）
SiCp含量（vol%）
从中可以看出，在SiCp含量为5％时强度及
韧性达到了最高值。
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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。
晶须的增强增韧效果好，但含量高时会 使致密度下降；
玻璃球
玻 璃
玻璃球再熔化
纤
维 生
上浆
连续纤维
产
流 程
纱线
图
绕线筒
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为了便于操作和避免纤维受潮并 形成纱束，在刚凝固成纤维时，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。
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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，这些特殊品种的纤维通常需要在较高 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。
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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。
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碳纤维的生产过程主要包括三个阶段。
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。
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另一种是纤维分层单向排布，层 间纤维成一定角度，如下图所示。
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纤维层 基体
多层纤维按不同角度方向层压示意图
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后一种复合材料可以根据构件的形 状用纤维浸浆缠绕的方法做成所需要形 状的壳层状构件。
而前一种材料成型板状构件曲率不 宜太大。
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这种二维多向纤维增韧陶瓷基复合材 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裂纹转 向机制，使其韧性及强度比基体材料大幅 度提高。
f(MPa)
Al2O3+ SiCw
复
SiCw含量（vol%）
SiCw含量（vol%）
合 材
维 氏
料
硬
弹 性
的
度
力
模 量
E(GPa)
学
性
能
52
SiCw含量（vol%）
从上面两个图中可以看出，两 种材料的弹性模量、硬度及断裂韧 性均随着SiCw含量的增加而提高。
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而弯曲强度的变化规律则是，对Al2O3 基复合材料，随SiCw含量的增加单调上升， 而对ZrO2基体，在10 vol ％ SiCw时出现峰 值，随后又有所下降，但却始终高于基体。
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，根据需要的厚度将单层或若干 层进行热压烧结成型，如下图所示：
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纤维层 基体
纤维布层压复合材料示意图
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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。
一般应用在对二维方向上有较高性能 要求的构件上。
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当所用的颗粒为SiC，TiC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 来制造刀具。
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右图显示了 断
裂
SiCp含量对SiCp
强 度
/A12O3复合材料
f(MPa)
性能的影响。
SiCp含量(vol%)
从中可以看出，在5％ SiCp时强度出现峰值。60
下图为SiCp含量对SiCp / Si3N4复合材料性能的 影响。
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 基体中不易分布均匀。
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。由于短纤维 与晶须相似，故只讨论后两种情形。
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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，即可制得致 密的晶须增韧陶瓷基复合材料。
颗粒可克服晶须的这一弱点，但其增强 增韧效果却不如晶须。
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由此很容易想到，若将晶须与颗粒共 同使用，则可取长补短，达到更好的效果。
目前，已有了这方面的研究工作，如 使用SiCw与ZrO2来共同增韧，用SiCw与 SiCp来共同增韧等。
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下面两个图分别给出了 Al2O3+ZrO2(Y2O3)+SiCw复合材料的 性能随SiCw及ZrO2(Y2O3)含量的变 化情况。
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目前常用的是SiC，Si3N4，Al2O3 晶须，常用的基体则为Al2O3，ZrO2， SiO2，Si3N4及莫来石等。
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晶须增韧陶瓷基复合材料的性能与基 体和晶须的选择，晶须的含量及分布等因 素有关。
下面两个图分别给出了ZrO2(2mol % Y2O3) + SiCw及A12O3+ SiCw陶瓷复合材料 的性能与SiCw含量之间的关系。
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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SiC、Si3N4等。
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颗粒的增韧效果虽不如纤维和晶须，但 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 带来高温强度，高温蠕变性能的改善。
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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。
其中，高模量型的拉伸模量约为400 GPa， 拉伸强度约为1.7 GPa；
低模量型的拉伸模量约为240 GPa，拉伸 强度约为2.5 GPa。