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复合材料课件第六章 陶瓷基复合材料-1
抑制晶粒组织长大，获得超细晶粒结构材料， 显著改善材料的显微组织。
但在微波烧结陶瓷中存在一些值得关注的特殊 现象。
1）过热点。由于微波场的不均匀分布或 材料组分不均匀导致某些部分局部明显高于 其它部分，出现过热点。
2）热应力开裂。一些热膨胀系数大而热 导率又较小的陶瓷材料在微波降温段，由于 试样中存在的温度梯度而引起的热应力开裂。
1930年，美国科学家提出利用等离子体脉冲烧结原理 1965年，脉冲电流烧结技术在美国和日本等国得到应用 1988年，日本研制出第一台工业型等离子体烧结装置 1996年，日本组织了等离子体烧结研讨会，每年召开一次 1998年，瑞典购进等离子体烧结系统，对碳化物、氧化物及 生物陶瓷等进行较多研究工作 2006年6月武汉理工大学购置了国内首台等离子体烧结装置， 此后国内多所高校及研究所相继引进该装置，成为材料制备 的全新技术
微波烧结：微波烧结是一种新型的粉末 冶金烧结致密化工艺，微波烧结是利用 微波加热来对材料进行烧结。
微波加热中出现区别与常规加热的现象有促
进物质的扩散、加快致密化进程、降低反应
温度、加快反应进程。作为一种新型加热技 术具有以下优点：1）可经济地获得2000℃高 温；2）加热速度快，升温速率可达50℃/min； 3）具有即时性特点，只要有微波辐射，物料 即刻得到加热，微波停止加热也立刻停止；4） 微波能量转换率高，可达80～90；5）与常规 烧结相比烧结温度降低，同时快速升温可以
化学制粉 优点：高纯、超细、均匀 缺点：需复杂的设备，工艺严格，成本高
液相共沉淀法 溶胶-凝胶法 冰冻干燥法 喷雾干燥法
②成型
成型后，胚体的密度越高，烧结样品的收缩率越小， 尺寸约容易控制，缺陷约少。
模压成型 热压成型 轧膜成型 注射成型
但在微波烧结陶瓷中存在一些值得关注的特殊 现象。
1）过热点。由于微波场的不均匀分布或 材料组分不均匀导致某些部分局部明显高于 其它部分，出现过热点。
2）热应力开裂。一些热膨胀系数大而热 导率又较小的陶瓷材料在微波降温段，由于 试样中存在的温度梯度而引起的热应力开裂。
1930年，美国科学家提出利用等离子体脉冲烧结原理 1965年，脉冲电流烧结技术在美国和日本等国得到应用 1988年，日本研制出第一台工业型等离子体烧结装置 1996年，日本组织了等离子体烧结研讨会，每年召开一次 1998年，瑞典购进等离子体烧结系统，对碳化物、氧化物及 生物陶瓷等进行较多研究工作 2006年6月武汉理工大学购置了国内首台等离子体烧结装置， 此后国内多所高校及研究所相继引进该装置，成为材料制备 的全新技术
微波烧结：微波烧结是一种新型的粉末 冶金烧结致密化工艺，微波烧结是利用 微波加热来对材料进行烧结。
微波加热中出现区别与常规加热的现象有促
进物质的扩散、加快致密化进程、降低反应
温度、加快反应进程。作为一种新型加热技 术具有以下优点：1）可经济地获得2000℃高 温；2）加热速度快，升温速率可达50℃/min； 3）具有即时性特点，只要有微波辐射，物料 即刻得到加热，微波停止加热也立刻停止；4） 微波能量转换率高，可达80～90；5）与常规 烧结相比烧结温度降低，同时快速升温可以
化学制粉 优点：高纯、超细、均匀 缺点：需复杂的设备，工艺严格，成本高
液相共沉淀法 溶胶-凝胶法 冰冻干燥法 喷雾干燥法
②成型
成型后，胚体的密度越高，烧结样品的收缩率越小， 尺寸约容易控制，缺陷约少。
模压成型 热压成型 轧膜成型 注射成型
第八章陶瓷基复合材料
特点
优点：不损伤增强体，不需要成型模具，能制造大型零件， 优点：不损伤增强体，不需要成型模具，能制造大型零件，工艺较简单 缺点：增强体与基体比例难以精确控制， 缺点：增强体与基体比例难以精确控制，增强体在基体中分布不太均匀
电泳沉积成型法( 8.4.5 电泳沉积成型法(electrophoretic deposition )
与热压烧结相比，由于热等静压是均匀地将压力作用于材料各个表面， 与热压烧结相比，由于热等静压是均匀地将压力作用于材料各个表面，进而材 料各向同性
固相反应烧结成型法( 8.4.3 固相反应烧结成型法(Solid-state Reaction)
概念
固相反应烧结成型是通过固相化学反应， 固相反应烧结成型是通过固相化学反应，使反应物素坯直接得到复合材料 烧结体的一种烧结工艺方法。 烧结体的一种烧结工艺方法。其以生成物烧结体与反应物素坯间化学位之 差为动力，在进行固相化学反应同时完成材料的烧结， 差为动力，在进行固相化学反应同时完成材料的烧结，不加或少加烧结助 剂，属无压烧结
工艺
反应物粉末＋增强体混合均匀→ 反应物粉末＋增强体混合均匀→素坯在一定温度下反应得新化合物基体 基体与增强体结合得复合材料烧结体（ →基体与增强体结合得复合材料烧结体（也有同时生成基体和增强体并 形成复合材料） 形成复合材料）
设备条件
电阻炉；高温反应在惰性气氛(Ar,N 反应物粉末需纯度高、颗粒细、 电阻炉；高温反应在惰性气氛(Ar,N2)；反应物粉末需纯度高、颗粒细、 较高的反应活性；可添加一些催化剂加速反应； 较高的反应活性；可添加一些催化剂加速反应；需控制素坯空隙率
料浆浸渍热压成型法( 8.4.4 料浆浸渍热压成型法(impregnation-hot pressing )
第八章陶瓷基复合材料ppt课件
的性能与SiCw含量之间的关系。
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50
断 裂 韧 性
弯 曲 强 度
f(MPa)
KIC(MPa.m1/2)
ZrO2(Y2O3)
复 合
SiCw含量（vol%）
SiCw含量（vol%）材Fra bibliotek料 的
维 氏 硬
力
度
弹 性 模 量
E(GPa) HV(GPa)
学
性
能
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51
SiCw含量（vol%）
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11
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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12
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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13
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。
9
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。
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10
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，在1500℃的温度下，碳纤维仍 能保持其性能不变。
可达0.1E(E为杨氏模量)，这已非常接
近于理想拉伸强度0.2E。
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。
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23
由于晶须具有最佳的热性能、低密度和 高杨氏模量，从而引起了人们对其特别的关 注。
第十四章--陶瓷基复合材料PPT课件
制备方法：反应烧结、常压烧结、热压烧结等。
.
47
性能特点： 优异的高温强度，可保持到1600℃； 热传导能力高，仅次于氧化铍陶瓷； 抗磨损性高、摩擦系数低，良好的耐腐蚀
性，低热膨胀系数，适宜的力学性能。 缺点：断裂韧性较低且在任何温度下都很
脆。
.
53
14.3 增强体
1.纤维 2.晶须 3.颗粒
.
18
.
19
.
20
.
21
.
22
主要性能： 硬度很高，2000MPa，仅次于金刚石、氮化 硼、碳化硅 耐磨性好 耐腐蚀性强：由于铝氧之间键合力很大，氧化 铝又具有酸碱两重性。 电绝缘性好 抗热震性能差，不能承受环境温度的突然变化
.
23
2、氧化锆陶瓷
以氧化锆(ZrO2)为主要成分的陶瓷称为氧 化锆陶瓷。
.
54
碳纤维
1、碳纤维是指纤维中含碳量95%左右的碳纤维和含 碳量99%左右的石墨纤维。制造陶瓷基复合材料最 常用的纤维之一。
2、原料:
人造丝（粘胶纤维） 聚丙烯腈PAN(主要原料) 沥青
.
55
3、制造
热牵伸法
预氧化
碳化
.
石墨化
58
碳化
石墨化
.
59
.
60
4、性能特点
• 强度和模量高、密度小，和碳素材料一样具有很 好的耐酸性。
➢ 耐磨性，轴承、密封件和替代人骨(如髋关节)等 ➢ 低热传导性，汽车发动机中作活塞顶、缸盖底板
和汽缸内衬。 ➢ 氧化锆增韧氧化物陶瓷基体，制成韧性较基体材
料高的复合材料。 ➢ 氧化锆的韧性在所有陶瓷中是最高的。
.
30
二、氮化物陶瓷
.
47
性能特点： 优异的高温强度，可保持到1600℃； 热传导能力高，仅次于氧化铍陶瓷； 抗磨损性高、摩擦系数低，良好的耐腐蚀
性，低热膨胀系数，适宜的力学性能。 缺点：断裂韧性较低且在任何温度下都很
脆。
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14.3 增强体
1.纤维 2.晶须 3.颗粒
.
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19
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20
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主要性能： 硬度很高，2000MPa，仅次于金刚石、氮化 硼、碳化硅 耐磨性好 耐腐蚀性强：由于铝氧之间键合力很大，氧化 铝又具有酸碱两重性。 电绝缘性好 抗热震性能差，不能承受环境温度的突然变化
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2、氧化锆陶瓷
以氧化锆(ZrO2)为主要成分的陶瓷称为氧 化锆陶瓷。
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碳纤维
1、碳纤维是指纤维中含碳量95%左右的碳纤维和含 碳量99%左右的石墨纤维。制造陶瓷基复合材料最 常用的纤维之一。
2、原料:
人造丝（粘胶纤维） 聚丙烯腈PAN(主要原料) 沥青
.
55
3、制造
热牵伸法
预氧化
碳化
.
石墨化
58
碳化
石墨化
.
59
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60
4、性能特点
• 强度和模量高、密度小，和碳素材料一样具有很 好的耐酸性。
➢ 耐磨性，轴承、密封件和替代人骨(如髋关节)等 ➢ 低热传导性，汽车发动机中作活塞顶、缸盖底板
和汽缸内衬。 ➢ 氧化锆增韧氧化物陶瓷基体，制成韧性较基体材
料高的复合材料。 ➢ 氧化锆的韧性在所有陶瓷中是最高的。
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二、氮化物陶瓷
复合材料概论精_第六章_陶瓷基复合材料ppt课件
• 延性（金属）颗粒：延性颗粒强化CMC的韧性 显著提高，但强度变化不明显，且高温性能下降。
• 高性能连续纤维：加入数量较多的高性能连续纤 维（如CF、SiC纤维）除韧性显著提高外，强 度和模量均有不同程度的提高。
表6-2 C纤维增韧Si3N4复合材料的性能
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7
表6-1 SiCw增韧氧化铝陶瓷性能
➢CMC的制备过程通常分为两个步骤： • 首先将增强材料掺入未固结的（或粉末
状的）基体材料中； • 使基体固结。
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13
6.3.1 连续纤维增强CMC成型工 艺
连续纤维增强CMC制备方法有料浆浸渍及 热压烧结法、化学气相沉积（CVD）法、直 接氧化沉积法、先驱体热解法等
1）料浆浸渍及热压烧结法：
晶须含量 弯曲强度
/vol% /MPa
0
250
10
500
20
550
30
600
维氏硬度HV /GPa 14.5 16.5 17.5 18.2
断裂韧性1K/2 IC /MPa·m 4.5 6 6.5 7
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8
表6-2 C纤维增韧Si3N4复合材料
的性能 材料
性能
Si3N4
C/Si3N4
密度
3.44
第六章 陶瓷基复合材料
• 现代陶瓷：具有耐高温、硬度高、耐磨 损、耐腐蚀及其相对密度低等优异的性 能。但它有致命的缺点即脆性。
• 陶瓷强韧化途径：颗粒弥散、纤维（晶 须）补强增韧、层状复合增韧、与金属 复合增韧及相变增韧。
• 陶瓷中加入适量的纤维（晶须）可明显 改善韧性，与高温合金相比密度低。
完整编辑ppt
• 优点：比常压烧结的烧结温度低，时间短， 致密度高；
陶瓷基复合材料 ppt课件
陶瓷基复合材料
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。
PPT课件
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
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。
PPT课件
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
陶瓷基复合材料的制备方法与工艺 ppt课件
②将连续纤维编织制成预成型坯件，再 进行化学气相沉积(CVD)，化学气相渗透 (CVI)，直接氧化沉积(Lanxide)；
③利用浸渍--热解循环的有机聚合物裂 解法制成陶瓷基复合材料。
ppt课件
7
对于颗粒弥散型陶瓷基复合材料， 主要采用传统的烧结工艺，包括常压烧 结、热压烧结或热等静压主要是高 温状态)、同环境的相容性(包括内部和外部， 而外部环境的相容主要包括氧化和蒸发)。
ppt课件
5
针对不同的增强材料，已经开发了多 种加工技术。
例如，对于以连续纤维增强的陶瓷基 复合材料的加工通常采用下面三种方法：
①首先采用料浆浸渍工艺，然后再热
压烧结；
ppt课件
6
8
此外，一些新开发的工艺如固相反 应烧结、高聚物先驱体热解、CVＤ、溶 胶—凝胶、直接氧化沉积等也可用于颗 粒弥散型陶瓷基复合材料的制备。
ppt课件
9
晶须补强陶瓷基复合材料的制备方法：
将晶须在液体介质中经机械或超声分散， 再与陶瓷基体粉末均匀混合，制成一定形状 的坯件，烘干后热压或热等静压烧结。
ppt课件
30
⑤为了减少最终制品的孔隙率，在 热压之前，要设法完全除去挥发性黏结 剂，使用比纤维直径更小的颗粒状陶瓷 基体。
ppt课件
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⑥热压操作非常关键，通常是在一个 非常窄的操作温度范围，缩短操作时间可 以减少纤维的损坏。
ppt课件
32
浆料浸渍工艺可以制得纤维定向排列、 低孔隙率、高强度的陶瓷基复合材料。它可 以用在C、Al2O3、SiC和Al2O3.SiO2纤维增强 玻璃、玻璃陶瓷和氧化物陶瓷的制造工艺中。
ppt课件
21
纤维缠绕在辊筒上 纤维裁剪铺层
《陶瓷基复合材 》课件
后处理
对烧成后的陶瓷复合材料进行 表面处理、切割、研磨等加工 ，以满足不同需求。
制备工艺的影响因素
原料的纯度和粒度
烧成温度和时间
气氛环境
添加剂的作用
原料的纯度和粒度对陶瓷基复 合材料的性能有着重要影响。 高纯度和细粒度的原料可以获 得更好的材料性能。
烧成温度和时间是制备工艺中 的关键因素，它们决定了陶瓷 基复合材料的结构和性能。
陶瓷基复合材料具有低膨胀系数和优良的 电绝缘性能，可用于电子元件的封装和连 接等领域。
02
陶瓷基复合材料的制备工艺
制备工艺的种类
热压烧结法
将陶瓷粉末在高温和压力下烧结成致密块体 的方法。
无压烧结法
在无外加压力的条件下，利用烧结助剂促进 陶瓷粉末烧结的方法。
熔融浸渗法
将熔融的金属或玻璃浸渗到多孔陶瓷基体中 ，形成复合材料的方法。
陶瓷基复合材料的应用领域
航空航天领域
汽车工业
陶瓷基复合材料具有轻质、高强、耐高温 等优点，广泛应用于航空航天器的热防护 系统、发动机部件等领域。
陶瓷基复合材料具有优异的耐高温性能和 化学稳定性，可用于汽车发动机部件、排 气管等领域。
能源领域
电子工业
陶瓷基复合材料具有良好的隔热性能和耐 腐蚀性能，可用于高温燃气轮机、核反应 堆等能源设备的制造。
化学气相沉积法
利用化学反应，将气体中的元素在陶瓷表面 沉积成固体，形成复合材料的方法。
制备工艺的流程
混合
将称量好的原料和添加剂进行 混合，使其成为致密的陶 瓷复合材料。
配料
根据配方要求，将各种原料和 添加剂进行精确称量。
成型
将混合好的原料放入模具中， 进行压制成型。
低热膨胀系数
陶瓷基复合材料PPT课件
定的成果。
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
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
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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
《陶瓷基复合材》课件
2
陶瓷基复合材料的问题及挑战
陶瓷基复合材料在制备过程中存在工艺复杂、成本高等问题，需要进一步解决和 改进。
结论
陶瓷基复合材料的综合性能评价
综合考虑陶瓷基复合材料的力学性能、热学性能、耐久性等方面，可以评价其综合性能水平。
陶瓷基复合材料的发展前景
陶瓷基复合材料在高科技领域有着广阔的应用前景，将为科学技术的发展提供重要支持。
参考文献
1. 文献1 2. 文献2 3. 文献3
陶瓷基复合材料的组成包括陶瓷基体和增强材料，其结构形式可以是颗粒增强、 纤维增强等。
性能测试
1 陶瓷基复合材料的力学性能测试
力学性能测试包括强度、硬度、韧性等方面的评估，以确保陶瓷基复合材料的可靠性和 耐久性。
2 陶瓷基复合材料的热学性能测试
热学性能测试包括热导率、热膨胀系数等方面的评估，以确保陶瓷基复合材料在高温环 境下的稳定性。
应用案例
陶瓷基复合材料在航天领域的应用
陶瓷基复合材料在航天器结构、导航系统和热保护 层等方面发挥重要作用。
陶瓷基复合材料在医疗领域的应用
陶瓷基复合材料应用于仿生器官、骨修复、人工关 节等方面，为医疗技术的发展带来新的突破。
进一步研究
1
陶瓷基复合材料的未来发展趋势
随着科学技术的不断进步，陶瓷基复合材料将会在性能、制备技术等方面取得更 大突破。
陶瓷基复合材 PPT课件
研究陶瓷基复合材料是为了探索新型材料的结构与性能，本PPT课件将介绍陶 瓷基复合材料的概述、制备方法、性能测试、应用案例、未来发展趋势以及 参考文献。Leabharlann 概述什么是陶瓷基复合材料
陶瓷基复合材料是一种由陶瓷基体和其他增强物质组成的复合材料，具有优异的力学和热学 性能。
复合材料第六章陶瓷基复合材料-陶瓷基体材料课件
无机非金属材料由晶相、玻璃相和气相组成的多晶多相复合体
晶 相： 硅酸盐、氧化物、非氧化物等， 是材料基本组成部分，其性质 决定着该材料的性能。
玻璃相： 非晶低熔点固体 (多为硅酸盐结构)，主要作用是： a) 填充气孔和空隙 b) 将分散的晶相粘接起来而降低烧结温度 c) 抑制晶粒长大
16
气孔：一般存在于晶体内部或晶体与玻璃相之间，是 裂纹的 根源，导致强度降低、脆性增大，应极力避免
减小内部和表面缺陷可在一定程度上有效改善材料性能
22
2)提高断裂韧性
断裂韧性低是陶瓷固有缺点，限制了其扩大应用！ 提高断裂韧性方法：主要是复合化途径，以陶瓷为基体， 加进增强相而引入各种 增韧机制 来 加大裂纹扩展阻 力，增加断裂过程能量消耗，达到提高断裂韧性的目的。
可能的消耗能量机制： 裂纹偏转或分叉、基体裂纹被纤维 桥联、使结合弱的界面解离、纤维拔出等。
29
2)氧化锆
性能特点： 高强度、高硬度、耐化学腐蚀性、
高韧性 (是所有陶瓷中最高的)
晶型结构： 单斜结构 (m相，低于1170度， 5.65g/cm3) 四方结构 (t相， 1170~2370度， 6.10g/cm3) 立方结构 (c相， 2370度以上， 6.27g/cm3)
30
晶型转变：在1170度左右发生晶型转变 升温时单斜向四方晶型转变， 体积收缩7% 冷却时四方向单斜晶型转变， 体积膨胀7％
力强而质地坚硬，如石英)
11
1.1.2 玻璃及其结构
玻璃： 非晶态无机非金属材料。 主要组分及其功能： SiO2： 硅酸盐玻璃的主要成份，构成玻璃骨架； Na2O： 制造玻璃的助熔剂，可以大大降低玻璃液粘度； CaO： 加速玻璃熔化、提高玻璃稳定性；
晶 相： 硅酸盐、氧化物、非氧化物等， 是材料基本组成部分，其性质 决定着该材料的性能。
玻璃相： 非晶低熔点固体 (多为硅酸盐结构)，主要作用是： a) 填充气孔和空隙 b) 将分散的晶相粘接起来而降低烧结温度 c) 抑制晶粒长大
16
气孔：一般存在于晶体内部或晶体与玻璃相之间，是 裂纹的 根源，导致强度降低、脆性增大，应极力避免
减小内部和表面缺陷可在一定程度上有效改善材料性能
22
2)提高断裂韧性
断裂韧性低是陶瓷固有缺点，限制了其扩大应用！ 提高断裂韧性方法：主要是复合化途径，以陶瓷为基体， 加进增强相而引入各种 增韧机制 来 加大裂纹扩展阻 力，增加断裂过程能量消耗，达到提高断裂韧性的目的。
可能的消耗能量机制： 裂纹偏转或分叉、基体裂纹被纤维 桥联、使结合弱的界面解离、纤维拔出等。
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2)氧化锆
性能特点： 高强度、高硬度、耐化学腐蚀性、
高韧性 (是所有陶瓷中最高的)
晶型结构： 单斜结构 (m相，低于1170度， 5.65g/cm3) 四方结构 (t相， 1170~2370度， 6.10g/cm3) 立方结构 (c相， 2370度以上， 6.27g/cm3)
30
晶型转变：在1170度左右发生晶型转变 升温时单斜向四方晶型转变， 体积收缩7% 冷却时四方向单斜晶型转变， 体积膨胀7％
力强而质地坚硬，如石英)
11
1.1.2 玻璃及其结构
玻璃： 非晶态无机非金属材料。 主要组分及其功能： SiO2： 硅酸盐玻璃的主要成份，构成玻璃骨架； Na2O： 制造玻璃的助熔剂，可以大大降低玻璃液粘度； CaO： 加速玻璃熔化、提高玻璃稳定性；
_陶瓷基复合材料的制备方法资料51页PPT
23、一切节省，归根到底都归结为时间的节省。——马克思 24、意志命运往往背道而驰，决心到最后会全部推倒。——莎士比亚
25、学习是劳动，是充满思想的劳动。——乌申斯基
谢谢！
Hale Waihona Puke _陶瓷基复合材料的制备方法资料
56、死去何所道，托体同山阿。 57、春秋多佳日，登高赋新诗。 58、种豆南山下，草盛豆苗稀。晨兴 理荒秽 ，带月 荷锄归 。道狭 草木长 ，夕露 沾我衣 。衣沾 不足惜 ，但使 愿无违 。 59、相见无杂言，但道桑麻长。 60、迢迢新秋夕，亭亭月将圆。
21、要知道对好事的称颂过于夸大，也会招来人们的反感轻蔑和嫉妒。——培根 22、业精于勤，荒于嬉；行成于思，毁于随。——韩愈
25、学习是劳动，是充满思想的劳动。——乌申斯基
谢谢！
Hale Waihona Puke _陶瓷基复合材料的制备方法资料
56、死去何所道，托体同山阿。 57、春秋多佳日，登高赋新诗。 58、种豆南山下，草盛豆苗稀。晨兴 理荒秽 ，带月 荷锄归 。道狭 草木长 ，夕露 沾我衣 。衣沾 不足惜 ，但使 愿无违 。 59、相见无杂言，但道桑麻长。 60、迢迢新秋夕，亭亭月将圆。
21、要知道对好事的称颂过于夸大，也会招来人们的反感轻蔑和嫉妒。——培根 22、业精于勤，荒于嬉；行成于思，毁于随。——韩愈
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
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▪（2）多向长纤维增强复合材料
▪ 单向纤维增韧陶瓷只是在纤维排列方向上的纵
向性能优越，而横向性能显著低于纵向性能，所 以只适用于单向应力的场合。但许多陶瓷构件则 要求在二维及三维方向上均要求有高性能，而单 向排布纤维增韧陶瓷基复合材料显然不能满足要 求，于是便产生了多向长纤维增韧陶瓷基复合材 料。
陶瓷基复合材料 L Company ogo
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ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱ
text
a
1
5.1陶瓷基复合材料分类
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▪ 陶瓷基复合材料，通常根据增强体分成两类：连续纤维
增强的复合材料和不连续纤维增强的复合材料，如图7-11 所示。
▪ 其中，连续纤维增强的复合材料包括一维方向、二维
方向和三维方向纤维增强的复合材料，也包括多层陶
方向上的性能优于垂直加压面方向上的性能。
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5. 4 短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料
▪ 图7-18给出了C纤维增
韧玻璃陶瓷复合材料中
短纤维的分布示意图。
另外，在制备过程中也
可使短纤维实现定向排
列，如采用流延成型法
可使纤维实现取向排列。
21
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1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料
28
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5. 4 短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料
▪ 研究结果表明，对拔出桥连 机制，晶须的拔出长度存在一
个临界值LP 。
▪ （1）当晶须的某一端距主裂纹
距离小于这一临界值时，则晶
须从此端拔出，此时，拔出长
度≤临界拔出长度LPO；
▪ （2）如果晶须的两端到主裂纹
的距离均大于临界拔出长度时
▪ ▪
1.单向长纤维增强复合材料
▪ 单向排布纤维增韧陶瓷基复合材料具有各向异性，
即沿纤维长度方向的纵向性能大大高于横向性能。这
种纤维的定向排布是根据实际构件的使用要求确定的
，即主要使用纵向性能，长纤维增韧陶瓷复合材料除
性能的各向异性外，一般具有良好的抗热震性，因而
在航天器放热部件上有广泛的应用前景。
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
Company Logo
▪ 图7-12给出了这种材料中裂纹平面垂直于纤维时的
裂纹扩展示意图。当裂纹扩展遇到纤维时，裂纹受 到阻碍，欲使裂纹继续扩展必须提高外加应力。随 着外加应力水平的提高，由于基体与纤维界面脱粘， 且纤维的强度高于基体的强度，开始产生纤维的拔 出。
微结构各有其特点。图7-27示出复合材料组织模型 图。
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5. 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。
▪ 从几何尺寸上可将纤维(长、短纤维)分为晶须
和颗粒，常用的纤维增强材料有氧化铝纤维、碳 化硅纤维、氮化硅纤维、碳纤维和有机聚合物先 驱体制备的陶瓷纤维等。
▪ 而用颗粒作为增韧剂，制作颗粒增韧陶瓷基复合
材料，其原料混合均匀化及烧结致密化都比短纤
维及晶须简便易行。
31
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5. 4 短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料
▪ 3.颗粒增韧陶瓷基复合材料
▪ 因此，尽管颗粒的增韧效果不如晶须与纤维， 但如颗粒种类、粒径、体积分数及基体材料选 择得当，仍有一定韧化效果，同时会带来高温 强度、高温蠕变性能的改善。所以，颗粒增韧 陶瓷基复合材料同样受到重视。
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
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（2)三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料。
▪ 要求构件在三维方向上甚至更多维数方向上均有较
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。
▪ 这种材料的研究与应用最初是从航天用C／C复合
▪ 式中：c为复合材料强度； m为
基体强度； f为纤维的强度；Vf 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 定则时会有一定偏差，必要时需加 以修正。
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
▪ 图7-14给出了纤维增韧
玻璃复合材料的断裂功及 弯曲强度随纤维体积分数 的变化。可以看出，随纤 维体积分数的增加，断裂 功及强度都显著提高。
合材料。
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5. 4 短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料
▪ 1.短纤维增韧陶瓷基复合材料
▪
▪ 这种短纤维增强体，在与原料粉末混合时，取向
是无序随机的，但在冷压成型及热压烧结时，短纤 维则由于在基体压实与致密化过程中纤维沿压力方 向转动，导致短纤维沿加压面择优取向。
▪ 因而也就产生了一定程度的各向异性。沿加压面
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▪ 图7-31示出SiCw／
ZrO2 复合材料的显
微组织，由于是采用
热压方法制备，所以
晶须的排列有一定的
择优取向。
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5. 4 短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料
▪ 图7-19为复合材料断裂功
与碳纤维体积分数之间的关 系。可以看出：在适当的纤 维体积分数时，复合材料的 断裂功有显著提高；并且当 纤维取向排布时，可在高纤 维体积分数时得到更高的断 裂功，而无序分布时，峰值 较小，且峰的位置左移。
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1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料
(1）长纤维增韧陶瓷基复合材料
（1）纤维定向排布而具有明显的各向异 性
（2）纤维排布纵向上的性能显著高于横 向；
（3）在实际构件中主要使用其纤维排布 方向上的性能；
（4）长纤维复合材料的制备要解决纤维 表面与基体的润湿问题。
（5）必要时纤维表面要进行处理以提高 界面结合质量，同时还必须考虑力学 相容性及热失配问题。
材料开始的。现已发展到三向石英/石英等陶瓷基
复合材料。
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
图7-17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，由于每束纤维呈直线伸展 ，不存在相互交缠和挠曲，因 而使纤维足以充分发挥最大的 结构强度。
17
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▪ 使用得较为普遍的晶须是SiC、A1203和
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5. 2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性
▪ 陶瓷材料中另一种增强体为颗粒。颗粒的增
韧效果虽不如纤维和晶须，但用颗粒增强的陶
瓷基复合材料，各向同性，同时如果颗粒的种
类、粒径、含量及基体材料选择适当，仍会有
一定的增韧效果，所以，颗粒增韧复合材料同
样会得到广泛应用。表7-3列出了四种增强纤
维的性能。
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5. 2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
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▪ 纤维增强陶瓷基复合材料是改善陶瓷韧性的重要手 段，按纤维在陶瓷基体中排布方式的不同，又可将其 分为纤维单向增强和多向增强复合材料。
并非在同一裂纹平面，因而主裂纹沿纤维断裂位置的 不同发生裂纹转向。
11
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
▪ 图7-13给出了这类材料断口侧面以
示裂纹转向。这同样会使裂纹扩屈 阻力增加，从而使韧性进一步提高。 综上所述，单向排布长纤维增韧陶 瓷基复合材料中韧性的提高来自三 方面的贡献，即纤维拔出、纤维断 裂及纤维转向。长纤维复合材料的 强度一般用混合定则来表示，即
，晶须拔出过程中产生断裂，
断裂位置在临界拔出长度范围
内，所以，此时也有：拔出长
度≤临界拔出长度LPO 。
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5. 4 短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料
▪ 界面结合强度直接影响复合材料的韧化机制与韧化效 果。
▪ 界面强度过高，晶须将与基体一起断裂，限制晶须的
拔出，因而减小了晶须拔出对韧性的贡献，但界面结合 强度的提高有利于转移载荷，因而提高了强化效果；
瓷复合材料；不连续纤维增强的复合材料包括晶须、
晶片和颗粒的第二组元增强体和自身增强体，如SiN4
中等轴晶的基体中分布一些晶须状-SiN4晶粒可起到
增强效果。
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5.1陶瓷基复合材料分类
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5.5陶瓷基复合材料的显微组织
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▪ 由于增强体形状的不同，因此，陶瓷基复合材料显
10
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5. 3纤维增强陶瓷基复合材料
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▪ 拔出的长度达到某一临界值时(此临界值决定于界面的
结合强度和纤维本身的强度)，纤维发生断裂。因此裂 纹扩展必须克服由于纤维的加入而产生的拔出功及纤 维断裂功，即断裂韧性应表示为
▪ 式W中fp为：纤KI维C为拔复出合功材,W料f强f为度断；裂K功IC。0为际基上体在断断裂裂强过度程；中
a
1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料
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（3）短纤维(晶须)增韧复合材料
▪ 短纤维增韧复合材料既有颗粒增韧复合材料 那样简单的制备工艺，又在一定程度上保留了 长纤维复合材料性能上的特点，因而，近年来 发展很快。其中以晶须作为增韧体的复合材料 的研究倍受重视。
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▪（2）多向长纤维增强复合材料
▪ 单向纤维增韧陶瓷只是在纤维排列方向上的纵
向性能优越，而横向性能显著低于纵向性能，所 以只适用于单向应力的场合。但许多陶瓷构件则 要求在二维及三维方向上均要求有高性能，而单 向排布纤维增韧陶瓷基复合材料显然不能满足要 求，于是便产生了多向长纤维增韧陶瓷基复合材 料。
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5.1陶瓷基复合材料分类
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▪ 陶瓷基复合材料，通常根据增强体分成两类：连续纤维
增强的复合材料和不连续纤维增强的复合材料，如图7-11 所示。
▪ 其中，连续纤维增强的复合材料包括一维方向、二维
方向和三维方向纤维增强的复合材料，也包括多层陶
方向上的性能优于垂直加压面方向上的性能。
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▪ 图7-18给出了C纤维增
韧玻璃陶瓷复合材料中
短纤维的分布示意图。
另外，在制备过程中也
可使短纤维实现定向排
列，如采用流延成型法
可使纤维实现取向排列。
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▪ 研究结果表明，对拔出桥连 机制，晶须的拔出长度存在一
个临界值LP 。
▪ （1）当晶须的某一端距主裂纹
距离小于这一临界值时，则晶
须从此端拔出，此时，拔出长
度≤临界拔出长度LPO；
▪ （2）如果晶须的两端到主裂纹
的距离均大于临界拔出长度时
▪ ▪
1.单向长纤维增强复合材料
▪ 单向排布纤维增韧陶瓷基复合材料具有各向异性，
即沿纤维长度方向的纵向性能大大高于横向性能。这
种纤维的定向排布是根据实际构件的使用要求确定的
，即主要使用纵向性能，长纤维增韧陶瓷复合材料除
性能的各向异性外，一般具有良好的抗热震性，因而
在航天器放热部件上有广泛的应用前景。
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▪ 图7-12给出了这种材料中裂纹平面垂直于纤维时的
裂纹扩展示意图。当裂纹扩展遇到纤维时，裂纹受 到阻碍，欲使裂纹继续扩展必须提高外加应力。随 着外加应力水平的提高，由于基体与纤维界面脱粘， 且纤维的强度高于基体的强度，开始产生纤维的拔 出。
微结构各有其特点。图7-27示出复合材料组织模型 图。
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5. 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。
▪ 从几何尺寸上可将纤维(长、短纤维)分为晶须
和颗粒，常用的纤维增强材料有氧化铝纤维、碳 化硅纤维、氮化硅纤维、碳纤维和有机聚合物先 驱体制备的陶瓷纤维等。
▪ 而用颗粒作为增韧剂，制作颗粒增韧陶瓷基复合
材料，其原料混合均匀化及烧结致密化都比短纤
维及晶须简便易行。
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▪ 3.颗粒增韧陶瓷基复合材料
▪ 因此，尽管颗粒的增韧效果不如晶须与纤维， 但如颗粒种类、粒径、体积分数及基体材料选 择得当，仍有一定韧化效果，同时会带来高温 强度、高温蠕变性能的改善。所以，颗粒增韧 陶瓷基复合材料同样受到重视。
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（2)三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料。
▪ 要求构件在三维方向上甚至更多维数方向上均有较
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。
▪ 这种材料的研究与应用最初是从航天用C／C复合
▪ 式中：c为复合材料强度； m为
基体强度； f为纤维的强度；Vf 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 定则时会有一定偏差，必要时需加 以修正。
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▪ 图7-14给出了纤维增韧
玻璃复合材料的断裂功及 弯曲强度随纤维体积分数 的变化。可以看出，随纤 维体积分数的增加，断裂 功及强度都显著提高。
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▪ 1.短纤维增韧陶瓷基复合材料
▪
▪ 这种短纤维增强体，在与原料粉末混合时，取向
是无序随机的，但在冷压成型及热压烧结时，短纤 维则由于在基体压实与致密化过程中纤维沿压力方 向转动，导致短纤维沿加压面择优取向。
▪ 因而也就产生了一定程度的各向异性。沿加压面
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▪ 图7-31示出SiCw／
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▪ 图7-19为复合材料断裂功
与碳纤维体积分数之间的关 系。可以看出：在适当的纤 维体积分数时，复合材料的 断裂功有显著提高；并且当 纤维取向排布时，可在高纤 维体积分数时得到更高的断 裂功，而无序分布时，峰值 较小，且峰的位置左移。
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(1）长纤维增韧陶瓷基复合材料
（1）纤维定向排布而具有明显的各向异 性
（2）纤维排布纵向上的性能显著高于横 向；
（3）在实际构件中主要使用其纤维排布 方向上的性能；
（4）长纤维复合材料的制备要解决纤维 表面与基体的润湿问题。
（5）必要时纤维表面要进行处理以提高 界面结合质量，同时还必须考虑力学 相容性及热失配问题。
材料开始的。现已发展到三向石英/石英等陶瓷基
复合材料。
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图7-17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，由于每束纤维呈直线伸展 ，不存在相互交缠和挠曲，因 而使纤维足以充分发挥最大的 结构强度。
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▪ 陶瓷材料中另一种增强体为颗粒。颗粒的增
韧效果虽不如纤维和晶须，但用颗粒增强的陶
瓷基复合材料，各向同性，同时如果颗粒的种
类、粒径、含量及基体材料选择适当，仍会有
一定的增韧效果，所以，颗粒增韧复合材料同
样会得到广泛应用。表7-3列出了四种增强纤
维的性能。
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▪ 纤维增强陶瓷基复合材料是改善陶瓷韧性的重要手 段，按纤维在陶瓷基体中排布方式的不同，又可将其 分为纤维单向增强和多向增强复合材料。
并非在同一裂纹平面，因而主裂纹沿纤维断裂位置的 不同发生裂纹转向。
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▪ 图7-13给出了这类材料断口侧面以
示裂纹转向。这同样会使裂纹扩屈 阻力增加，从而使韧性进一步提高。 综上所述，单向排布长纤维增韧陶 瓷基复合材料中韧性的提高来自三 方面的贡献，即纤维拔出、纤维断 裂及纤维转向。长纤维复合材料的 强度一般用混合定则来表示，即
，晶须拔出过程中产生断裂，
断裂位置在临界拔出长度范围
内，所以，此时也有：拔出长
度≤临界拔出长度LPO 。
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▪ 界面结合强度直接影响复合材料的韧化机制与韧化效 果。
▪ 界面强度过高，晶须将与基体一起断裂，限制晶须的
拔出，因而减小了晶须拔出对韧性的贡献，但界面结合 强度的提高有利于转移载荷，因而提高了强化效果；
瓷复合材料；不连续纤维增强的复合材料包括晶须、
晶片和颗粒的第二组元增强体和自身增强体，如SiN4
中等轴晶的基体中分布一些晶须状-SiN4晶粒可起到
增强效果。
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▪ 由于增强体形状的不同，因此，陶瓷基复合材料显
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▪ 拔出的长度达到某一临界值时(此临界值决定于界面的
结合强度和纤维本身的强度)，纤维发生断裂。因此裂 纹扩展必须克服由于纤维的加入而产生的拔出功及纤 维断裂功，即断裂韧性应表示为
▪ 式W中fp为：纤KI维C为拔复出合功材,W料f强f为度断；裂K功IC。0为际基上体在断断裂裂强过度程；中
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（3）短纤维(晶须)增韧复合材料
▪ 短纤维增韧复合材料既有颗粒增韧复合材料 那样简单的制备工艺，又在一定程度上保留了 长纤维复合材料性能上的特点，因而，近年来 发展很快。其中以晶须作为增韧体的复合材料 的研究倍受重视。