陶瓷基复合材料增韧技术的研究进展_何柏林
Lanxide陶瓷基复合材料的研究进展
复合材料为 Al2 O3/ Al 复合材料, 所采用的工艺为 敞开自由生长工艺。即将母体金属 Al Si Mg 合金 在氧化气氛下加热至 1150~ 1400 , 在坩埚内壁 涂以 Al2O3 和 CaSO4 混合粉作为阻生剂阻止其向 其他 5 个方向 生长, 而只向上单向生 长。如图 1
硅酸盐通报
图 1 lanxide 复合材料的生长工艺
2 2 合金成分对 Lanxide 复合材料 的制备工艺 的影响 金属合金的杂质成分对熔融金属直接氧化起 着重要的作用[ 12~ 14] 。在铝中添加 Si 和 Mg 能加 速氧化反应的进行, Si 和 Mg 同时添加比单独添 加更有效[ 7] 。 Sindel M 等[ 13] 认为在 高温 氧气氛 下, 当 Mg 的含 量低 于某 一值 ( 1100 时该 值为 0 4% ) 时, Al- Mg 合金液能与 Al2O3 保持平衡 , 一 旦高于该值便出现 MgAl2O4 。由于 Si 有与 Mg 形 成原子团的倾向, Si 的存在可降低 Mg 在熔体中 的活性 , 因而 Si 可使该临界值得以调节。Nagel berg A. S. [ 16] 认 为, Ai Si Mg 合金的 Mg 能在反应 表面形成一层 1 m 厚的 MgO 或 MgAl2O4 薄膜来 控制 通过 Mg 离子的 扩散保护 熔融金属 持续氧 化, 形成非保护性层而不至于使反应终止, 在产物 中的金属相内还有很少量的 Mg, 当合金中的 Mg 量增加 , 超过临界值可导致 MgAl2O4 形成于产物 内部, 其含量随母合金中 Mg 含量的增加而升高。 Si 作为催化剂在铝液中承担传递氧的作用 , 使氧 化反应更容易进行。 2 3 Al2 O3/ Al 复合材料的生长机制 Antolin S. 等[ 15] 用热重分析法测量了试样的
金属间化合物／Al2O3陶瓷基复合材料的研究进展
（ 东交通大学 机 电工程学 院 ， 西 华 江 南 昌 ３ ０ １ ） ３ ０ ３
摘 要 ： ｚ 。陶 瓷 的 脆 性 本 质 极 大 的 限 制 了 其 使 用 范 围 。在 提 高 氧 化 铝 陶 瓷 韧 性 的研 究 中 ， Ａｌｏ
利 用金 属 间化 舍物 作 为 第二相 来增韧 氧 化铝 陶瓷 已成 为研 究热 点之 一 。本 文从 金属 间化 合 物
ห้องสมุดไป่ตู้
化 等一 系列 的优异 性 能 ， 目前 已广 泛 用 于 许 多 高 新
技 术领 域 ， 是 其 陶瓷 材 料 的 脆 性 本 质 在 很 大 程 度 但 上 限制 了它 的发 展 和 应 用 。因 此 ， 善 氧 化 铝 陶瓷 改 的韧性 成 为其 得到 进一 步 应用 的核 心 问题 。 近年来 ， 提 高氧 化 铝 陶瓷韧 性 的研 究 中 ， 用 在 利 金 属 间化合 物 作 为第二 相 来增 韧氧 化 铝 陶瓷 已成 为 研 究 热点 之一 ， 取 得 了重 要 的研 究 成 果 。本 文 从 并
中 图 分 类 号 ： ３ ． ； Ｆ ２ ． Ｇ６ ３ ８ Ｔ １ ５ ４ 文 献标 识 码 ： Ａ 文 章 编 号 ：０ ６ ６ ４ （ ０ ８ ０ — ０ ３ 一 Ｏ １０ — ５３ ２０ ）３ ０ １ ５ Ｐ ＲｏＧ Ｓ Ｎ Ｉ Ｅ ＲＥ Ｓ Ｉ ＮＴ ＲＭ Ｅ ＡＬ Ｉ Ｓ Ａ１Ｏ Ｅ Ｔ Ｌ Ｃ ／ ２ ３ ＲＡＭ Ｉ ＳＢ Ｅ ｏＭＰ Ｓ ＴＥ Ｃ Ｃ ＡＳ Ｄ Ｃ ｏ Ｉ Ｓ
化 合 物 ，即 Ｎｉ 、 Ｎｉ 、Ｎｉ 。 。 Ａ１ Ａ１ 、Ｎｉ 。 和 Ａ１ ｚ Ａ１ Ｎｉ 。 。 目前 ， — 系金 属 间化 合 物 中研 究 最多 Ａ１ Ⅲ Ｎｉ Ａｌ
金属间化合物_Al_2O_3陶瓷基复合材料的研究进展
第18卷第3期2008年6月 粉末冶金工业POWDER METALL URG Y IN D USTR Y Vol.18No.3J une 2008收稿日期:2007-10-17基金项目:江西省自然科学基金资助项目(550015)作者简介:何柏林(1962-),男(汉),河南安阳人,教授,硕士生导师,研究方向:结构可靠性,表面强化,复合材料的研究。
金属间化合物/Al 2O 3陶瓷基复合材料的研究进展何柏林,熊光耀,缪燕平(华东交通大学机电工程学院,江西 南昌 330013)摘 要:Al 2O 3陶瓷的脆性本质极大的限制了其使用范围。
在提高氧化铝陶瓷韧性的研究中,利用金属间化合物作为第二相来增韧氧化铝陶瓷已成为研究热点之一。
本文从金属间化合物的基本性质出发,综述了金属间化合物/Al 2O 3陶瓷基复合材料的最新进展,在此基础上总结了增韧机理,并提出了今后的发展方向。
关键词:金属间化合物;Al 2O 3陶瓷;复合材料;增韧机理中图分类号:G63318;TF12514 文献标识码:A 文章编号:1006-6543(2008)03-0031-05PRO GRESS IN IN TERM ETALL ICS/Al 2O 3CERAM ICS BASED COM POSITESHE Bo 2lin ,XIONG G u ang 2yao ,MIAO Yan 2ping(School of Mechanical &Electrical Engineering ,East China Jiaotong University ,Nanchang 330013,China )Abstract :The brittleness of alumina ceramic material limit s t he application of t he material re 2markably 1U sing intermetallics as t he secondary p hase is o ne of t he hot topics in t he field of toughening Al 2O 3ceramics 1Progress in Intermetallics/Al 2O 3ceramics based compo sites is re 2viewed 1Toughening mechanisms are summarized ,and t he develop ment tendency is also pres 2ented 1K ey w ords :intermetallics ;Al 2O 3Ceramics ;Composites ;toughening mechanism 氧化铝陶瓷具有耐高温、高耐磨、耐腐蚀、抗氧化等一系列的优异性能,目前已广泛用于许多高新技术领域,但是其陶瓷材料的脆性本质在很大程度上限制了它的发展和应用。
陶瓷基复合材料的强韧化研究进展
的作 用 ， 而 抑制 了 主 裂 纹 的 快 速 扩 展 ， 高 了 材 从 提 料 的韧性 ， 种机 制 称作 微裂纹 增 韧 。 这
ｌ３ 残 余 压应 力增 韧 －
化 锆 的 相 变将 促 成 材 料 强 度 的提 高 以及 韧性 的 增
加 。氧化锆的这一特性使它在陶瓷材料中成为一种 非常有效的强化和增韧的添加物 ，由此构成了系列 的 氧化 错增 韧 陶瓷 。 氧化 锆增 韧 陶瓷 的出现 ， 为改 善
（ 山束省 山水 团经 济逞 行调 控 中心 ， 南 ２ ０ ０ ） （ 济 ５ ３ ７ 山束 大 学材 耳 学院工 程 陶瓷 蜜验 室 ， 南 ２ ｏ ６ ） Ｉ 济 ５ ｏ １
摘 要 增 韧补 强 对 于脆 性 陶瓷 材料 来 说是 一 个永 恒 的课题 ， 料 科 学工 作 者 对 此 材
气 孔 和 夹 杂 物 等 极 细 微 的缺 陷都 很 敏 感 的脆 性 材 料 。在 改 善 和提 高 韧 性 的过 程 中 ， 料 工作 者 们 向 材 陶 瓷基 体 内添 加 各 种 陶瓷 颗 粒 、 维 及 晶须 或 它 们 纤 的复合物 ， 备 出各种陶瓷及复合材料 ， 制 并且 成 功
生微 小的裂 纹 ， 这是 材料 韧性 增 加 的表现 。因此 ， 氧
纹， 这些尺寸很小的微裂纹在主裂纹尖端扩展过程
中会 导致 主裂 纹 分叉 或 改 变 方 向 ， 加 了 主裂 纹 扩 增
展 过程 中 的有 效 表 面 能 ， 外 裂 纹 尖 端 应力 集 中 区 此 内微 裂 纹 本 身 的 扩 展 也 起 着 分 散 主裂 纹 尖 端 能 量
地 应 用于 实 际工 业 生 产 中 ， 得 了可 喜 的 成果 。本 取
文 综 述 陶 瓷基 复 合 材 料 的增 韧 补 强 的 方法 和 相 关
碳纤维增韧陶瓷基复合材料的研究进展
耐磨损、抗氧化和机械性能良好的优点，还具有抗热震、抗烧蚀、抗疲劳和抗蠕变等特性，在空天飞行器的热防护系统、航空发动机、火箭发动机、高性能制动以及先进核能等高温热结构部件上具有良好的应用前景。
本文介绍了该复合材料在碳纤维、陶瓷基体、复合材料制备方法及应用等方面的研究进展，以便更好地了解目前该研究领域在国内外的研究热点。
陶瓷基体；复合材料；制备方法1前言随着航空航天技术的不断发展，高超声速飞行器已经成为各军事强国倾力开发的重要突防手段。
高超声速飞行器是指飞行速度在5倍声速以上，即马赫数大于5的空天飞行器。
与传统的飞行器相比，高超声速飞行器可有效地减少防御响应时间，提高飞行器自身生存的能力，具有机动性能好、突防和反防御能力强、可以实现远程精确打击等特性[1]。
但是，随着飞行器飞行速度的不断提高，以及受飞行环境复杂多变等条件的影响，高超声速飞行器在进行高超声速飞行时会产生强烈的气动加热，使得飞行器表面某些部位的温度高达2000℃。
由于飞行器所面临的服役环境越来越恶劣，飞行器热防护系统对于飞行器的安全作用也就越来越重要。
所以，探索应用在高温环境下的热防护材料，对高超声速飞行器的发展具有重要意义。
目前，常用的耐高温材料有难熔金属及其合金、改性的抗烧蚀Cf/C 复合材料、超高温陶瓷及其复合材料等。
其中，碳纤维增韧陶瓷基复合材料因其高温强度高、韧性好以及耐腐蚀性能好等优点，成为目前最有发展前景的耐高温材料之一，在国防和航空航天等领域具有广阔的应用前景[2、4]。
2碳纤维的发展及应用苏纯兰1,周长灵2,徐鸿照2,杨芳红2,姜凯2,刘福田1（1.济南大学材料科学与工程学院，济南250022；2.山东工业陶瓷研究设计院有限公司，淄博255031）(1993～),女,山东济南,硕士研究生。
碳纤维是由有机纤维经过一系列热处理转化而成，是含碳量在90%以上的无机高性能纤维[5]。
碳纤维的力学性能优异，其抗拉强度是钢的4~5倍，比强度是钢的10倍，密度是钢的1/4。
连续纤维增韧陶瓷基复合材料的研究与应用
嬲年复合材料学术年会
Ｏ．４
０３５
０３
０２５
０．２
０．１５０１
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囤８几种典型高温材料在氯一乙炔焰中的烧佳失壁对比
圈９ｃｖＩ．ＣＭＣ－ＳｉＣ复合材抖的显镟结构
Ａ：纤维柬的拔出
图１０ｓｉｃ／ｓｉｃ的斯口彤貌
８
歌箭渊Ｃ
Ｂ：纤维的拔出
连续纤维增韧陶瓷基复合材料的研究与应用
作者：张立同， 成来飞， 徐永东
作者单位：西北工业大学超高温复合材料实验室
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1.张立同.成来飞连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料[会议论文]-2002
2.张立同.成来飞连续纤维增韧陶瓷基复合材料可持续发展战略探讨[会议论文]-2006
3.张立同.成来飞.ZHANG Litong.CHENG Laifei连续纤维增韧陶瓷基复合材料可持续发展战略探讨[期刊论文]-复合材料学报2007,24(2)
4.张立同.成来飞.徐永东.刘永胜.曾庆丰.董宁.栾新刚自愈合碳化硅陶瓷基复合材料研究及应用进展[会议论文]-2006
5.陈照峰.张立同.成来飞.徐永东.肖鹏硅溶胶强化辅助制备C纤维增韧氧化铝结合莫来石陶瓷基复合材料[期刊论文]-航空材料学报2001,21(4)
6.肖鹏.徐永东.张立同.成来飞C布增韧SiC基复合材料制备新工艺及其微观结构[会议论文]-2000
本文链接：/Conference_5616656.aspx。
《粉末冶金材料科学与工程》2007年第12卷1-6期总目次
氧化铁 的制各方法及其应用…………………… ………………………………一 郑雅杰， 昭成（０ ７ １（） １７２４ 刘 ……一 ……… ………………………宋 畋 ， 肖代红 ， 华（０ ７ １（）２９２３ 陈康 ２ ０ ，２５：５ ．６ ）
锰在粉 末冶金材料 中的应用…………………………………一 罗述东 ， 李祖德 ， 赵慕岳 ， 易健宏（０ ７ １（）３ １ ２ １ ２０ ，２６ ：２ ． ９ ３
Ｔ． １ ｉ 金属间化合物脆性 问题 的研 究进展 Ａ
… … … … … … … … … … … … … … … … … … … …
陶辉锦 ， 彭
峰（０ ７ ｌ（）２ ５２ ０ ２ ０ ，２４ ：０ ．１）
妍（０ ７ １（）２ ２ ５ ２ ０ ，２４： １－１） １
咏， 刘祖铭， 何世文 ， 占涛（０ ７ ｌ （ ： １．２） 李 ２ ０ ，２４ ２ ６２ ０ ）
热等静压 Ｃ －ｉ ｒ 靶材 的特性及微结构研 究 Ｓ
… … … … … … … … … … … … … … … …
张世贤 ， 谭中雄 ， 李世钦 ， 黄信二 ， 何信弘 ， 薄慧￣（０ ７ １（）（７．８） ２０ ，２５： ７２ ３ ２
维普资讯
第 ｌ 卷 第 ６期 ２
Ｖ １１ ｂ ２Ｎ ｏ６ ．
粉末冶金材料科学与工程
Ｍ ａ ｅ ｉ ｌ ｃｅ ｃ ｎ ｇ ｎ ｅ ｉ ｇｏ ｗｄ ｒＭ ｅ ａ ｌ ｒ ｙ ｔ ｒ ａ ｓＳ ｉ ｎ ｅ ａ ｄ Ｅｎ ｉ ｅ ｒ ｎ ｆ Ｐｏ ｅ ｔ ｌ ｇ ｕ
材料 设计 中的结构层次理论及跨 尺度 关联问题 ………………………………一 陶辉 锦， 尹 纳米 ＳＯ 复合材料研 究进展… ………………………………………… ｉ２ 江 健（０ ７ １（）２４２ １ ２ ０ ，２５：６ ．７１
陶瓷基复合材料力学行为研究进展
陶瓷基复合材料力学行为研究进展陶瓷基复合材料（Ceramic Matrix Composites， CMC）具有高比模量、高比强度以及良好的耐高温、耐腐蚀等特点，在航空航天领域具有广阔的发展前景。
根据增韧方式的不同，陶瓷基复合材料可以分为颗粒、晶须、层状和连续纤维增韧陶瓷基复合材料；根据复合材料基体不同，可以分为玻璃基、氧化物基和非氧化物基复合材料[1]；其中连续纤维增韧非氧化物陶瓷基复合材料具有最为广阔的应用前景。
C/SiC和SiC/SiC复合材料由于具有稳定的高强度C、SiC纤维，又具有高模量和抗氧化性能优良的CVI-SiC基体，再加上纤维与基体之间的热解碳界面层可以保证材料在多重损伤机制下表现出良好的韧性破坏，使其成为了最典型的连续纤维增韧非氧化物陶瓷基复合材料的代表。
此材料体系主要应用于航空发动机燃烧室、导向叶片、尾喷管和航天发动机燃烧室、喷管等高温结构部件。
连续纤维增韧陶瓷基复合材料的制造方法主要包括化学气相渗透（Chemical Vapor Infiltration，CVI）、先驱体转化法、先驱体浸渍裂解（PIP）等。
在国内，西北工业大学利用CVI工艺，以T300编织物为预制体，成功制备出了2D、2.5D和3D C/SiC复合材料；其中，2D平纹编织C/SiC复合材料的轴向拉伸模量达到了100GPa，拉伸强度达到了350MPa[2]。
国防科技大学通过10周期的浸渍-裂解方法成功制备了三维编织碳纤维增强碳化硅复合材料[3]。
本文主要介绍采用CVI工艺制备的连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料（CMC-SiC）的性能表征与评价、性能预测、本构关系以及失效判据的研究进展情况。
陶瓷基复合材料的力学性能表征和评价根据材料自身及其工程应用的特点，陶瓷基复合材料力学性能表征及评价主要包括材料在常温、高温环境下的弹性性能、承载强度以及损伤失效进程的描述和判断。
1 基本力学性能表征依据结构使用设计需要，陶瓷基复合材料的基本力学性能表征参量包括弹性模量和强度两大类。
层状复合陶瓷的增韧与设计研究进展
1 层状复合陶瓷增韧机理
与传统陶瓷的强韧化机制不同 ,层状复合陶瓷的 韧化机制属能量吸收 、耗散机制 ,这种结构设计将减 小材料力学性能对缺陷的敏感性 ,使之成为一种耐缺 陷材料 [ 2 - 3 ] ,使材料的断裂韧性获得较大的提高 。相 对于传统的强韧化机制 ,层状复合陶瓷设计避免了增 韧效果受工作环境限制 、第一相的分散均匀等问题 , 而且增韧效果远远好于传统的强韧化机制 ,断裂功甚 至可提高 2～3个数量级 [ 4 ] 。其设计是在两层高强度 的基体间引入夹层来达到增韧效果 [ 5 ] ,其增韧机理也 各不相同 ,大致可以分成以下 3类 。 1. 1 弱夹层裂纹偏转增韧
夹层在一定厚度小范围波动时 (和材料性质有 关 ) ,几乎对试样的表观断裂韧性和断裂功没有影响 ; 而明显的偏大偏小 ,断裂方式将发生改变 ,断裂韧性 也会有显著的减小 。如文献 [ 15 ]所述 : A l2 O3 - W 层 状复合材料中 ,金属夹层 W 的层厚过大或过小时 ,复 合材料的抗弯强度和断裂韧性都会大幅降低 。 2. 4 界面设计 [ 24 ]
随着高科技的发展 ,机械 、电子 、航空航天 、能源 等各工业部门对于材料耐腐蚀性 、耐磨性 、高温性能 等提出更高的要求 ,现有的金属或高分子材料往往难 以胜任 。因此 ,具有高强度 、高硬度 、高弹性模量 、热 化学稳定性好等优异性能的陶瓷材料日益受到关注 。 但是陶瓷所固有的脆性限制了其优良性能的发挥 ,因 而也限制了它的实际应用 。改善陶瓷材料的脆性 ,增 大其强度也就成为该材料能否广泛应用的关键 。
关于陶瓷材料的增韧技术的研究
简介：
1.引言
2.增韧机制 3.进展
我们都知道
1.优点： （1）性能：氧化铝陶瓷化学性质稳定，具有机械强 度高，硬度大，耐磨，耐高温，耐腐蚀，高的电 学绝缘性和低的介电损耗等 （2）成本低，应用前景广泛（主要应用在航空航 天，发动机耐磨部件，刀具等领域） 2.缺点：高脆性和均匀性差，从而极大地影响了陶 瓷部件的可靠性和使用安全性。 3.措施： 提高陶瓷的韧性的关键是：提高材料抵抗裂纹扩 展的能力，减缓裂纹尖端的应力集中。
2.增韧技术及机理 1.氧化锆应力诱导相变增韧（ZTA） 出发点：相变伴随着体积膨胀，产生屏蔽 裂纹扩展的过程或残余应力增韧。 2.晶须、纤维、碳管增韧 纤维与基体材料间满足的条件：弹性系数 纤维>基体 ；两者的相容性好 3.颗粒弥散增韧 金属离子作为第二相改善基体的烧结性能， 阻碍基体中的裂纹扩展（粒子的塑变性使裂纹 偏转） 4.微结构设计和增韧 原位合成相容性好的自补强韧化陶瓷基 氏体相 变，但增韧效果与温度成反比；基体中加 入第二相增强体（纤维、晶须、颗粒）可 提高韧性，但工艺复杂 成本高 难以均匀性 分布，但仿生结构设计将开辟陶瓷强韧化 的新纪元，颗粒的纳米化也是强韧的重要 途径。
陶瓷基复合材料的进展及应用论文
1.2.1.连续纤维增强陶瓷基复合材料........................................................... 4 1.2.2 连续纤维增强陶瓷基复合材料的制备方法.......................................... 5 1.2.3 非连续纤维增强陶瓷基复合材料........................................................ 8 1.3 纤维增强陶瓷基体的增韧机制...................................................................... 9 1.4 增强纤维和晶须..........................................................................................10
第四类为碳纤维。碳纤维已有三十余年的发展历史，它是目前开发得最成熟， 性能最好的纤维之一，已被广泛用作复合材料的增强材料。其高温性能非常好， 在惰性气氛中，2000~C 温度范围内其强度基本不下降，是目前增强纤维中高温 性能最佳的一类纤维。然而，高温抗氧化性能差是其最大的弱点。空气中，温度 高于 360℃ 后即出现明显的氧化失重和强度下降，如能解决这个问题(如采用纤 维表面涂层等方法)，碳纤维仍小失为 FRCMCs 的最佳侯选材料[5]。
晶须增韧陶瓷基复合材料研究进展
晶须增韧陶瓷复合材料研究进展芦珊（学号）电力系统及其自动化09-1班信息与电气工程学院摘要综述了晶须增韧陶瓷复合材料的制备方法和分类;讨论了晶须陶瓷基复合材料的性能以及晶须参数对陶瓷材料力学性能、耐磨性、蠕变性能等方面的影响;并对陶瓷基复合材料晶须在陶瓷材料中的应用、存在的问题及研究的发展趋势等作以介绍。
关键字晶须增韧晶须参数耐磨性蠕变性陶瓷1.引言陶瓷材料具有耐高温、耐腐蚀、耐磨损等优异特性,但存在脆性大、易断裂的缺点,从而限制了其实际应用范围,因此改善陶瓷材料的脆性、增大强度、提高其在实际应用中的可靠性成为其能否广泛应用的关键。
陶瓷材料的韧性可以通过晶须、纤维增韧,颗粒弥散增韧和相变增韧等机理增强。
晶须增韧陶瓷基复合材料被认为是能解决高温应用的有效措施,目前该材料已商业化并应用于切削刀具、耐磨零件、宇航和军用器件等。
[1]晶须是具有近似规整截面,其截面积小于4~10cm 2 ,长径比在5~1000,甚至更高,且内、外结构几乎完整的一类单晶纤维材料。
目前应用较多的是Si-C晶须陶瓷基复合材料。
2.晶须增强陶瓷基复合材料的制备制备方法主要有两种：要有2种方法:(1)外加晶须法:即通过晶须分散、晶须与基体混合、成形、再经煅烧制得增韧陶瓷如加入到氧化物、碳化物、氮化物等基体中得到增韧陶瓷复合材料,此法目前较为普遍;(2)原位生长晶须法:将陶瓷基体粉末和晶须生长助剂等直接混合成形,在一定的条件下原位合成晶须,同时制备出含有该晶须的陶瓷复合材料,这种方法尚未成熟,有待进一步探索。
[2] 制备过程主要有三个：晶须的分散、成型和烧结。
2.1晶须的分散主要包括以下过程：（1）酸洗清理。
对晶须进行酸洗清理或热处理，可改变其表面的氧含量，从而影响晶须/基体界面的性质。
（2）晶须的过筛与分选。
晶须的过筛有两种效果：意识将紧密粘结在一起而又不易分离的晶须团聚体或夹杂物除去：二是是晶须的尺寸大小控制在一定范围内。
[3]2.2 晶须增韧陶瓷经复合材料的成型成型方法主要包括：半干法成型、注浆成型、流延成型、注射成型、挤出成型和轧模成型。
陶瓷材料增韧机理的研究进展
过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外 ，
几乎没有其他吸收能量的机制 ， 这就是陶瓷脆性的本
质原因。 为了改善陶瓷材料的脆性 ， 多年来各国相继
提出多种增韧补强方法和先进的工艺技术 ， 通过在陶 瓷材 料 中添 加 增 强 相如 ＴＣ、ｉ ＴＢ Ｓ 。 ｉ ｉ ＴＮ、ｉ 、ｉ 、 Ｃ Ｃ Ｓ
Ｓ： 中 ｓ、 ｉ ｉ Ｎ原子被 Ａ 及 Ｏ原子置换所形成的一大 １ 来达到增韧的目的【６ 近年来 ， １］ Ｓ。 ， １ 原位增韧的方法又被
类固溶体的总称 ，因此也可以利用 ｓ 的这种相变 Ｃ Ｔ 超强的力学性能 ， Ｎ ｓ ｉ Ｎｓ Ｃ Ｔ 在拔出和断裂时 ， 都要 成功的应用于 — ｉ ｏ 陶瓷材料 ， Ｓ ｎ Ｍ 得到的 仪一 ｉｏ Ｓ ｌｎ ａ 材料所固有的高硬度。 马氏体相变【、 ｌ 铁弹相， 【等应力诱导相变可以 ７ 】 变 ８ １ 显著地增加陶瓷材料 的断裂韧性 。 最典型的是氧化 锆 ，ｒ ＺＯ 从高温到低温经历 ：（ Ｃ立方） ｔ四方） （ 一ｍ 度约为 Ｉ０ ￣（ Ｏ０ 升温时相变温度约为 １０ ￣） Ｃ １０ ，相变 Ｃ 速度快 ， 无扩散 ， 伴随着约 ０ ６的剪切应变和 ４ ． １ ％的 体积膨胀［。 １ 相变增韧 中引入的相变第二相一般是 四 ９ １ 方相的 ＺＯ 。经过 Ｌ ｎ ｅ ｒ２ ａｇ 等人对氧化锆陶瓷应力诱 发相变增韧的完善， 逐步形成了比较完整 的应力诱导 相变增韧机理。 目前提高应力诱导相变增韧的途径主 相变的四方相的体积分数 ；３ 增大相变区 ；４ 提高 （） （） 相变化学驱动力等。
裂韧性 。 随后 ， 材料工作者发现通过在陶瓷基体上
人为引入或原位生长出棒晶或片晶， 并相应增大其体
陶瓷基复合材料的进展及应用论文
陶瓷基复合材料的研究与应用
第一章 陶瓷基复合料料的研制进展
1.1 陶瓷基复合材料简单介绍
陶瓷基复合材料是以陶瓷为基体与各种纤维复合的一类复合材料。陶瓷基体 可为氮化硅、碳化硅等高温结构陶瓷。这些先进陶瓷具有耐高温、高强度和刚度、 相对重量较轻、抗腐蚀等优异性能，而其致命的弱点是具有脆性，处于应力状态 时，会产生裂纹，甚至断裂导致材料失效。而采用高强度、高弹性的纤维与基体 复合，则是提高陶瓷韧性和可靠性的一个有效的方法。纤维能阻止裂纹的扩展， 从而得到有优良韧性的纤维增强陶瓷基复合材料[3]。
关键词：陶瓷基;复合材料;增韧
陶瓷基复合材料的研究与应用
目录
绪 论.................................................................................................................... 1 第一章 陶瓷基复合料料的研制进展............................2
陶瓷基复合材料的研究与应用
院系： 班级： 姓名： 学号： 教师：
陶瓷基复合材料的研究与应用
摘要
陶瓷材料具有熔点和硬度高、密度低、耐磨损和腐蚀以及高温稳定性好等优 点，但作为高温结构材料，低韧性使其致命的弱点。其断裂过程在瞬间完成，断 裂前没有任何征兆，即不像塑形的金属材料存在着明显的屈服和流变。鉴于此， 单相陶瓷材料的应用受到了很大的限制，因此，改善陶瓷材料的韧性成为了提高 陶瓷材料使用可靠性的关键。通常使用的韧性方法有相变增韧、颗粒增韧、晶须 增韧以及连续纤维增韧等，众多陶瓷增韧方式中，连续纤维增韧效果最为明显[1]。 上世纪八十年代中后期以来，连续纤维增强陶瓷基复合材料的研究与开发已经成 为高技术现代陶瓷研究与开发的一个前沿，并运用到航空、航天、军事等重要领 域中。
Al_2O_3基复相陶瓷及其韧化机理的研究进展
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制备的 ;+< ,
综述与述评
!))* 年第 + 期 , 总第 +++ 期 热压烧结工艺 # $% & 制备高强晶须 ’ ()* +! 基复相 陶瓷的过程中，存在晶须和基体原料混合时分散 的均匀性不好影响陶瓷力学性能的问题。 !" ! #$%! 颗粒增韧 &’! %( 基复相陶瓷 将 ,-+* 颗粒引入到 ()* +! 陶瓷中不仅可以
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. * 江东亮 : 精细陶瓷材料 : 北京：中国物资出版社， *000: // 师瑞霞 J 李 /7 3 /H ! =LM-N O P: QR>)L>2SB 4>2S-@>) T-NTS-2@SU VN- > U@M2S-SB >)TW> 3 >)L4@M>: .H.H 3 .H*0 " / 郭景坤 : 中国先进陶瓷研究及其展望 : 材料研究学 报，.HH<J .. # 7 & K /H" 3 /HH 李海林 J 葛晓陵， 金政武， 等 : 韧性颗粒增韧脆性材料 的桥接变形计算模型 : 无机材料学报，.HH"J H # . & K << I ;* 7 < 王零森 : 特种陶瓷 : 长沙：中南工业大学出版社， *00!: "H* [)>UUSM 9J ONDS-2 PJ \@Z]>L ?J S2 >): %-NZSUU@MG >MB ZW>->Z2S-@^>2@NM NV MNRS) @M2S-MS2L)@Z ’ ZS->4@Z ZN4TNU_ @2SU: =>2S-@>)U CZ@SMZS ‘N-L4 aN)U， .HH; # *7H 3 *<* & K !< 3 "7 ; 李海林 J 邬 !.! 3 !.; H [NMNT [ [J +^@SD)N (: =@Z-NU2-LZ2L-S >MB 2WS V->Z2L-S 2NLGWMSUU NV 2WS ()* +! 3 ‘S ZN4TNU@2SU: =>2S-@>)U YW>-_ >Z2S-@^>2@NM，*00.J "7 # H & K .*/ 3 .*H .0 周 正J 张 力 J 丁培道 : () ’ ()* +! 陶瓷基复合材 料的研究进展 : 材料导报，*000J ." # 7 & K 7" 3 77 .. YWNL b ?J 9L>M b $J YW>MG C 9: %-ST>->2@NM NV A@() 2NLGWSMSB ()* +! Dc WN2 3 T-SUU@MG : ?-@2 YS->4 9->MU， .HH7J H/ # . & K <. 3 <" .* 申玉芳 J 芦令超 J 邹正光 : A@() 弥散增韧 ()* +! 复相 陶瓷 : 桂林工学院学报， *00/J */ # * & K .;! 3 .;7 柱 J 王正东，等 : 铬粒弥散增韧氧化铝 复 合 材 料 的 研 究 : 无 机 材 料 学 报 ，.HH/J .0 # ! & K X (4 YS->4 CNZ， .HH<J ;0 # ; & K 嘉， 陶文宏， 等 : ()* +! 基陶瓷材料的强 韧 化 研 究 进 展 : 兵 器 材 料 科 学 与 工 程 ，*00/ # / & K
纤维增韧补强陶瓷复合材料的研究现状
主题：论文纤维增韧补强陶瓷复合材料的研究现状摘要：近年来陶瓷材料的强韧化问题一直受到陶瓷工作者的广泛重视，其中在陶瓷材料中引入起增韧作用的第二相制成陶瓷基复合材料就是一个非常活跃的研究领域。
本文介绍了纤维增强陶瓷基复合材料的纤维种类、陶瓷基复合材料的制备技术、应用领域等，多方面综合阐述了其国内外研究进展。
关键词：纤维；增强；陶瓷基复合材料；工艺陶瓷材料具有许多优异性能，陶瓷结构材料能耐高温、耐侵蚀、耐磨损及比重小等，陶瓷功能材料具有独特的电学性能、磁学性能、铁电压电性能等许多优良的性能，但由于脆性这一致命弱点，使得目前陶瓷材料的使用受到很大的限制。
因此，近年来陶瓷材料的强韧化问题一直受到陶瓷工作者的广泛重视，其中在陶瓷材料中引入起增韧作用的第二相制成陶瓷基复合材料就是一个非常活跃的研究领域。
1．复合材料陶瓷基体复合材料陶瓷基体分为氧化物系和非氧化物系。
氧化物基体是氧化铝陶瓷和铝硅酸盐玻璃，非氧化物基体复合材料包括碳纤维增强碳（C/C）复合材料和SiC 纤维增强的碳化硅（SiC）与氮化硅（Si3N4）系复合材料。
陶瓷纤维增强陶瓷基体复合材料（简称CFCC）有巨大的潜在应用，其相对密度低（仅为钛合金的1/2，镍基超合金的1/3），除了航空航天和军事工业中的耐高温用途外，还可能在陆地运输、石油化学工业、能源和环保领域获得广泛应用。
因此，美国、日本和西欧都将陶瓷纤维增强陶瓷基体复合材料（CFCC）作为21 世纪可能获得大发展新材料的重要研究开发项目。
2 纤维增强材料陶瓷材料的增韧研究一直倍受重视。
从1976 年I.W.Donald 等发现在陶瓷本体中引入第二相材料增韧开始，陶瓷增韧先后经历了粒子相变增韧、晶须补强增韧、短纤维增韧和目前连续纤维增韧等阶段。
陶瓷材料的韧性不断提高，目前连续纤维补强增韧陶瓷基复合材料（CFRCMC）的断裂韧性已经达到25MPa·m1/2 以上，这使其具有类似金属的断裂行为，不会出现灾难性损毁，从而可应用于航空和航天等高技术领域。
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第19卷第4期2009年8月 粉末冶金工业POWDER MET ALLURGY INDUST RY Vo l .19No .4A ug .2009收稿日期:2009-03-23基金项目:江西省教育厅科研基金项目(编号:赣教技字[2007]426号)作者简介:何柏林(1962-),男(汉),河南安阳人,教授,硕士生导师,主要从事复合材料表面强化研究。
陶瓷基复合材料增韧技术的研究进展何柏林,孙 佳(华东交通大学载运工具与装备省部共建教育部重点实验室,江西南昌 330013)摘 要:本文综述了陶瓷基复合材料的纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷增韧补强的方法、增韧效果及相关的增韧机理。
最后,指出了陶瓷基复合材料增韧技术的研究现状和今后的发展方向。
关键词:陶瓷基复合材料;增韧机理;研究进展中图分类号:TQ174.1 文献标识码:A 文章编号:1006-6543(2009)04-0048-06PROGRESS IN CERAM IC M AT RIX COM POSITE TOUGH ENING TECH NOLOGYHE Bo -lin ,SUN Jia(K ey L abo ra to ry of Convey ance and Equipment ,M inistry o f Education ,East China JiaotongU niver sity ,Nanchang ,Jiang xi 330013,China )Abstract :Several methods of toughening ce ramic co mposite such as fibe r to ug hening ,w hisker toughening ,phase transform ation to ug hening ,pa rticle toughening ,ceramic nano -composites toughening and self -toughening are review ed .The related toughening effects and mechanisms are also discussed .Finally ,the research status and direction are pointed out .Key words :ceramic m atrix composite ;toughening m echanism ;research status 现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、而腐蚀及相对密度轻等许多优良的性能。
但它同时也具有致命的弱点,即脆性,这一弱点正是目前陶瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。
因此,陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的一个重点问题。
陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力,在断裂过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外,几乎没有其它吸收能量的机制,这就是陶瓷脆性的本质原因。
人们经过多年努力,已探索出若干韧化陶瓷的途径,包括纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等。
这些增韧方法的实施,使陶瓷材料的韧性得到了较大的提高,使陶瓷材料在高温结构材料领域显示出强劲的竞争潜力。
1 陶瓷基复合材料增韧技术1.1 纤维增韧为了提高复合材料的韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。
任何固体材料在载荷作用下(静态或冲击),吸收能量的方式无非是两种:材料变形和形成新的表面。
对于脆性基体和纤维来说,允许的变形很小,因此变形吸收的断裂能也很少。
为了提高这类材料的吸能,只能是增加断裂表面,即增加裂纹的扩展路径。
纤维的引入不仅提高了陶瓷材料的韧性,更重要的是使陶瓷材料的断裂行为发生了根本性变化,由原来的脆性断裂变成了非脆性断裂。
纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹偏转、相变增韧等[1,2]。
能用于增强陶瓷基复合材料的纤维种类较多,包括氧化铝系列(包括莫来石)、碳化硅系列、氮化硅系列、碳纤维等,除了上述系列纤维外,目前正在开发的还有BN、TiC、B4C等复相纤维[3]。
韩桂芳等[4]用浆料法结合真空浸渗工艺,制备了二维(2D)石英纤维增强多孔Si3N4-SiO2基复合材料,增加浸渗次数虽不能有效提高复合材料强度,但却使裂纹偏转因子变小,断裂模式由韧性断裂向脆性断裂转变,断口形貌由纤维成束拔出变为多级拔出。
尹洪峰等[5]利用LPCV I技术制备了三维连续纤维增韧碳化硅基复合材料,实验表明当复合材料界面相厚度为0.19μm时,体积密度为2.01～2.05g/cm3时,用碳纤维T300增韧后的复合材料的弯曲强度为459M Pa,断裂韧性为20.0MPa·m1/2,断裂功为25170J·m-2。
国外学者[6,7]也研究了纤维增强陶瓷材料,并显著的提高了其断裂韧性。
纤维拔出是纤维复合材料的主要增韧机制,通过纤维拔出过程的摩擦耗能,使复合材料的断裂功增大,纤维拔出过程的耗能取决于纤维拔出长度和脱粘面的滑移阻力,滑移阻力过大,纤维拔出长度较短,增韧效果不好,如果滑移阻力过小,尽管纤维拔出较长,但摩擦做功较小,增韧效果也不好,反而强度较低。
纤维拔出长度取决于纤维强度分布、界面滑移阻力。
因此,在构组纤维增韧陶瓷基复合材料时,应该考虑:纤维的强度和模量高于基体,同时要求纤维强度具有一定的Weibull分布;纤维与基体之间具有良好的化学相容性和物理性能匹配;界面结合强度适中,既能保证载荷传递,又能在裂纹扩展中适当解离,又能有较长的纤维拔出,达到理想的增韧效果。
1.2 晶须增韧陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶,因而具有很高的强度,是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体[8]。
陶瓷晶须目前常用的有SiC晶须,Si3N4晶须和A l2O3晶须。
基体常用的有ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等。
黄政人等[9]采用30%(体积分数)β-SiC晶须增强莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570MPa,断裂韧性为4.5M Pa·m1/2比纯莫来石提高100%以上。
王双喜等[10]研究发现,在2%(摩尔分数)Y2O3-超细料中加入30%(体积分数)的SiC晶须,可以细化2Y-ZrO2材料的晶粒,并且使材料的断裂方式由沿晶断裂为主变为穿晶断裂为主的混合断裂,从而显著提高了复合材料的刚度和韧性。
晶须增韧陶瓷基复合材料的主要增韧机制包括晶须拔出、裂纹偏转、晶须桥联、其增韧机理与纤维增韧陶瓷基复合材料相类似。
晶须增韧效果不随温度而变化,因此,晶须增韧被认为是高温结构陶瓷复合材料的主要增韧方式。
晶须增韧陶瓷复合材料主要有2种方法[11]:(1)外加晶须法:即通过晶须分散、晶须与基体混合、成形、再经煅烧制得增韧陶瓷。
如加入到氧化物、碳化物、氮化物等基体中得到增韧陶瓷复合材料,此法目前较为普遍;(2)原位生长晶须法:将陶瓷基体粉末和晶须生长助剂等直接混合成形,在一定的条件下原位合成晶须,同时制备出含有该晶须的陶瓷复合材料,这种方法尚未成熟,有待进一步探索。
晶须增韧陶瓷基复合材料与很多因素有关,首先晶须与基体应选择得当,二者的物理、化学相容性要匹配才能使陶瓷复合材料在韧性上得到提高。
其次晶须的含量存在临界含量和最佳含量。
Be-cher[12]研究表明:复合材料的断裂韧性随晶须含量Vf(Vf是晶须的体积含量)的增加而增大。
但是,随着晶须含量的增加,由于晶须的桥联作用,使复合材料的烧结致密化困难。
邓建新等[13]从Al2O3与SiCw热膨胀失配分析入手,得出了晶须的极限含量为43%(体积分数),通过实验证明:当晶须含量为20%～30%时,Al2O3-SiCw陶瓷材料能获得最佳增韧补强效果。
再者,加入陶瓷基体中的晶须必须有一定的长径比,这样才能通过剪切作用把载荷由基体传递到晶须上,其临界长径比经验值为15～30[14]。
宋桂明等[15]系统研究了晶须的长度、半径和长径比对材料韧性的影响,研究表明:晶须尺寸对增韧影响仅用长径比来表征是不够的,应采用长度、半径和长径比中的2个指标来衡量。
晶须在基体中的排布方向对增韧效果影响很大。
Wang Chang an[16]等对SiC晶须的氮化硅基复合材料中晶须取向的研究表明,当晶须方向基本一致且晶须与基体界面弱连接时,此方向中的断裂韧性具有极大值,抗弯强度和断裂韧性分别为1038MPa和10.7M Pa·m1/2。
此外,抗弯强度和断裂韧性还与晶须的强度、界面的性质等有关。
·49·第4期 何柏林等:陶瓷基复合材料增韧技术的研究进展1.3 相变增韧相变增韧ZrO2陶瓷是一种极有发展前途的新型结构陶瓷,其主要是利用ZrO2相变特性来提高陶瓷材料的断裂韧性和抗弯强度,使其具有优良的力学性能,低的导热系数和良好的抗热震性。
它还可以用来显著提高脆性材料的韧性和强度,是复合材料和复合陶瓷中重要的增韧剂。
近十年来,具有各种性能的ZrO2陶瓷和以ZrO2为相变增韧物质的复合陶瓷迅速发展,在工业和科学技术的许多领域获得了日益广泛的应用[17]。
ZrO2在常压及不同的温度下,具有立方(c-ZrO2)、四方(t-ZrO2)及单斜(m-ZrO2)等3种不同的晶体结构[18]。
当ZrO2从高温冷却到室温时,要经历c※t※m 的同质异构转变,其中t※m会产生3%～5%的体积膨胀和7%～8%的剪切应变,由于ZrO2自身马氏体转变的这个特点,引起显著裂纹韧化和残余应力韧化,可使韧性得到显著提高。
ZrO2的增韧机制一般认为有应力诱导相变增韧、微裂纹增韧、压缩表面韧化[19]。
在实际材料中究竟何种增韧机制起主导作用,在很大程度上取决于四方相向单斜相马氏体相变的程度高低及相变在材料中发生的部位。
(1)应力诱导相变ZrO2在室温下为单斜晶系,温度达到1170℃时转化为亚稳态四方晶型,在应力作用下可诱发相变重新回到单斜晶,此时伴随体积膨胀,导致微裂纹闭合,从而韧化陶瓷,或者说在裂纹尖端应力场的作用下ZrO2粒子发生四方-单斜相变而吸收了能量,即外力做了功,从而提高了断裂韧性。
这就是应力诱导相变。
(2)微裂纹增韧不同基体中室温下ZrO2颗粒保持四方相的临界尺寸不同,当某颗粒大于临界尺寸时,室温四方相已转变为单斜相并在其周围的基体中形成微裂纹。
当主裂纹扩展到ZrO2颗粒时,这种均匀分布的微裂纹可以缓和主裂纹尖端的应力集中或使主裂纹分叉而吸收能量,这就是ZrO2的微裂纹增韧。
(3)压缩表面韧化研磨相变韧化ZrO2的表面,可以使表面层的四方相ZrO2颗粒转变为单斜相,并产生体积膨胀,形成压缩表面层,从而强化陶瓷。