碳纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料
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造成材料的抗 压强度降低
图3给出了应变率为0.0001s-1时室温293 K 和673K时压缩试样断口在SEM下的形貌。 由图3 中可以看到,在低温时,断口较为平整, 纤维整束断裂。而高温下的断口与低温时 相比相对粗糙,纤维断裂程度加剧。这是由 于在高温下基体与纤维之间热膨胀系数不 匹配会导致基体中产生大量微裂纹, 从而为 C 纤维和 PyC 界面层的氧化提供了气体传 输通道,导致暴露在空气中的试样在加热过 程中 C 纤维和 PyC 界面层被氧化,造成被 氧化的部位局部承载能力下降。在高温加 载过程中,被氧化的部位首先发生破坏,导致 材料宏观抗压强度下降由于氧化部位的任 意分布,C 纤维多处断裂,试样断口粗糙。
图3 293 K 和673 K 时准静态压缩后断口 SEM 照片
03
Cf/SiC复合材料的界面
定义：Cf/SiC复合材料界面位于碳纤维与SiC陶瓷 基体结合处，作为纤维与基体间传递载荷的过渡区， 是Cf/SiC复合材料的一个重要组成部分, 其组织结 构、力学性能和失效规律都直接影响着复合材料整 体的力学性能, 所以界面特性的研究对Cf/SiC复合 材料力学性能的影响具有重要意义。
碳纤维增强碳化硅基复合材料
LOREM IPSUM DOLOR SIT AMET CONSECTETUR
01 02 03 04 05
01
碳纤维增强体 SiC陶瓷基体
制备工艺
增强体碳纤维
基体SiC
SiC的分解温度为2600°C, 密度为3.17g/cm3。SiC陶瓷不仅 常温力学性能 (包括抗弯强度、硬度、耐腐蚀性、抗磨损性) 高, 而且高温力学性能 (强度、抗氧化性、抗蠕变性等) 是已 知陶瓷材料中最优的。热压烧结、无压烧结的Si C陶瓷, 其 高温强度在1600℃高温下仍保持不变。SiC陶瓷热膨胀系数 和摩擦系数低, 导电和导热性能优良, 缺点是脆性大。用碳 纤维来增强SiC陶瓷基体, 使材料在断裂过程中通过裂纹偏 转、纤维拔出和纤维断裂等机理吸收能量, 既增强了材料的 强度和韧性, 又保持了SiC陶瓷良好的高温性能, 是获得高性 能高温结构复合材料的极好方法。
物理结合 主要是指范德华力和氢键, 还与纤维的比表 面和粗糙度有关。同时, 复合材料中内应力, 如碳纤维与SiC基体间热膨胀系数不同而产 生的残余热应力, 也是形成这种结合的重要 原因。解决纤维与基体之间热膨胀系数不 同的方法有两种: (1) 在界面处人为的引入 中间过渡层, 形成较好的热膨胀系数匹配, 这样在样品在冷却过程中就不会形成较大 的热内应力; (2) 调整SiC基体的热膨胀系数 使其与碳纤维的热膨胀系数相近, 可以通过 调整SiC陶瓷基体晶型或控制其晶化程度和 最终相组成而控制其热膨胀系数。
界面作用
Cf/SiC复合材料界面的作用主要为：
(1) 传递作用:界面层需要具备一定的强度, 将载荷由基体传递至增强相碳 纤维;
(2) 隔离作用:在高温或者有氧环境下, 界面层可以抑制基体和纤维之间发 生原子扩散反应导致的结合强度增加, 从而保持材料优异的韧性;
(3) 保护作用:减缓和避免纤维在制备过程中因高温或化学反应引起的损伤; (4) 应力缓释作用:裂纹由基体传递至界面层时, 在界面处或者界面层内部
导致材料的抗压强度随着温度升高而降低 的原因,我们认为主要有两个方面：
第一： 由于 SiC 基体与 C 纤维之间的热膨胀系数不同,导致材料制备过程中 不可避免地在 SiC 基体与 C 纤维之间形成热残余应力。
促进材料抗压强度的提高
第二：在高温时除了残余应力影响到材料的承载能力外,氧化引起的质量损 失也是影响材料力学性能的一个重要因素。
02
1.温度对材料力学性能的影响
图1 C/SiC复合材料在 673 K 时的 应力—应变曲线
图1给出了C/SiC复合材料在高 温时一组典型准静态和动态压 缩时的真实应力—应变曲线。 这里需要说明的是,由于材料性 能具有一定的分散性,因此相同 条件下至少3个试样被用来实验。 由图中可以看出,在高温环境下, 随着应变率的升高,材料的抗压 强度增大。无论是在准静态还 是动态条件下,材料在达到最大 应力时并未立即发生灾难性的 脆性破坏,而是 仍具有一定的承 载能力。
界面结合强度
Cf/SiC复合材料的界面结合强度制约着能量吸收机制, 因此Cf/SiC 复合材料的抗弯强度和断裂韧性与碳纤维和SiC陶瓷基体间的界面 结合强度有着紧密的联系。如果碳纤维与基体间的界面结合过弱, 界面就发挥不了传递应力的作用, 复合材料的强度得不到明显的改 善;若碳纤维与基体间的界面结合过强, 复合材料受到足够大的应力 而被破坏时, 碳纤维与基体间的界面不会发生解离, 导致裂纹会直 接穿过纤维发生脆性断裂, 力学性能也会大大下降。
界面结合强度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, 才能达到复合材料作为热结 构材料使用的要求。
界面结合强度
化学结合 即互扩散结合, 在Cf/SiC复合材料的制备过 程中, 其界面反应主要是Si原子向纤维内部 的扩散, 这种扩散使得SiC基体与纤维结合 很强, 并且对纤维本体造成很大的损伤。若 要改善Cf/Si C复合材料的界面, 可通过在碳 纤维表面制备氧化涂层来实现。例如, 纤维 表面涂覆氮化硼 (BN) 、富碳SiC、SiC、硼 (B) 等涂层, 均有较好的效果, 纤维表面涂层 能够阻止或尽可能减少碳纤维与SiC基体间 的化学反应, 减轻对纤维本身的损伤, 因此 能大大提高Cf/SiC复合材料的力学性能。
图2 C/SiC复合材料抗压强度随温度的变化
百度文库
图2给出了不同应变率下材料 的抗压强度随着温度变化的曲 线,可以看到在本文实验的应变 率 0.0001s-1 、0.01s-1和85s1下,随着温度的升高, 材料的 抗压强度略有降低。值得注意 的是,在高应变率下,即使温度 由室温升高到873K,材料的抗 压强度仅下降约10%,这显示出 这种材料具有较好的 高温抗冲 击性能。
图3给出了应变率为0.0001s-1时室温293 K 和673K时压缩试样断口在SEM下的形貌。 由图3 中可以看到,在低温时,断口较为平整, 纤维整束断裂。而高温下的断口与低温时 相比相对粗糙,纤维断裂程度加剧。这是由 于在高温下基体与纤维之间热膨胀系数不 匹配会导致基体中产生大量微裂纹, 从而为 C 纤维和 PyC 界面层的氧化提供了气体传 输通道,导致暴露在空气中的试样在加热过 程中 C 纤维和 PyC 界面层被氧化,造成被 氧化的部位局部承载能力下降。在高温加 载过程中,被氧化的部位首先发生破坏,导致 材料宏观抗压强度下降由于氧化部位的任 意分布,C 纤维多处断裂,试样断口粗糙。
图3 293 K 和673 K 时准静态压缩后断口 SEM 照片
03
Cf/SiC复合材料的界面
定义：Cf/SiC复合材料界面位于碳纤维与SiC陶瓷 基体结合处，作为纤维与基体间传递载荷的过渡区， 是Cf/SiC复合材料的一个重要组成部分, 其组织结 构、力学性能和失效规律都直接影响着复合材料整 体的力学性能, 所以界面特性的研究对Cf/SiC复合 材料力学性能的影响具有重要意义。
碳纤维增强碳化硅基复合材料
LOREM IPSUM DOLOR SIT AMET CONSECTETUR
01 02 03 04 05
01
碳纤维增强体 SiC陶瓷基体
制备工艺
增强体碳纤维
基体SiC
SiC的分解温度为2600°C, 密度为3.17g/cm3。SiC陶瓷不仅 常温力学性能 (包括抗弯强度、硬度、耐腐蚀性、抗磨损性) 高, 而且高温力学性能 (强度、抗氧化性、抗蠕变性等) 是已 知陶瓷材料中最优的。热压烧结、无压烧结的Si C陶瓷, 其 高温强度在1600℃高温下仍保持不变。SiC陶瓷热膨胀系数 和摩擦系数低, 导电和导热性能优良, 缺点是脆性大。用碳 纤维来增强SiC陶瓷基体, 使材料在断裂过程中通过裂纹偏 转、纤维拔出和纤维断裂等机理吸收能量, 既增强了材料的 强度和韧性, 又保持了SiC陶瓷良好的高温性能, 是获得高性 能高温结构复合材料的极好方法。
物理结合 主要是指范德华力和氢键, 还与纤维的比表 面和粗糙度有关。同时, 复合材料中内应力, 如碳纤维与SiC基体间热膨胀系数不同而产 生的残余热应力, 也是形成这种结合的重要 原因。解决纤维与基体之间热膨胀系数不 同的方法有两种: (1) 在界面处人为的引入 中间过渡层, 形成较好的热膨胀系数匹配, 这样在样品在冷却过程中就不会形成较大 的热内应力; (2) 调整SiC基体的热膨胀系数 使其与碳纤维的热膨胀系数相近, 可以通过 调整SiC陶瓷基体晶型或控制其晶化程度和 最终相组成而控制其热膨胀系数。
界面作用
Cf/SiC复合材料界面的作用主要为：
(1) 传递作用:界面层需要具备一定的强度, 将载荷由基体传递至增强相碳 纤维;
(2) 隔离作用:在高温或者有氧环境下, 界面层可以抑制基体和纤维之间发 生原子扩散反应导致的结合强度增加, 从而保持材料优异的韧性;
(3) 保护作用:减缓和避免纤维在制备过程中因高温或化学反应引起的损伤; (4) 应力缓释作用:裂纹由基体传递至界面层时, 在界面处或者界面层内部
导致材料的抗压强度随着温度升高而降低 的原因,我们认为主要有两个方面：
第一： 由于 SiC 基体与 C 纤维之间的热膨胀系数不同,导致材料制备过程中 不可避免地在 SiC 基体与 C 纤维之间形成热残余应力。
促进材料抗压强度的提高
第二：在高温时除了残余应力影响到材料的承载能力外,氧化引起的质量损 失也是影响材料力学性能的一个重要因素。
02
1.温度对材料力学性能的影响
图1 C/SiC复合材料在 673 K 时的 应力—应变曲线
图1给出了C/SiC复合材料在高 温时一组典型准静态和动态压 缩时的真实应力—应变曲线。 这里需要说明的是,由于材料性 能具有一定的分散性,因此相同 条件下至少3个试样被用来实验。 由图中可以看出,在高温环境下, 随着应变率的升高,材料的抗压 强度增大。无论是在准静态还 是动态条件下,材料在达到最大 应力时并未立即发生灾难性的 脆性破坏,而是 仍具有一定的承 载能力。
界面结合强度
Cf/SiC复合材料的界面结合强度制约着能量吸收机制, 因此Cf/SiC 复合材料的抗弯强度和断裂韧性与碳纤维和SiC陶瓷基体间的界面 结合强度有着紧密的联系。如果碳纤维与基体间的界面结合过弱, 界面就发挥不了传递应力的作用, 复合材料的强度得不到明显的改 善;若碳纤维与基体间的界面结合过强, 复合材料受到足够大的应力 而被破坏时, 碳纤维与基体间的界面不会发生解离, 导致裂纹会直 接穿过纤维发生脆性断裂, 力学性能也会大大下降。
界面结合强度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, 才能达到复合材料作为热结 构材料使用的要求。
界面结合强度
化学结合 即互扩散结合, 在Cf/SiC复合材料的制备过 程中, 其界面反应主要是Si原子向纤维内部 的扩散, 这种扩散使得SiC基体与纤维结合 很强, 并且对纤维本体造成很大的损伤。若 要改善Cf/Si C复合材料的界面, 可通过在碳 纤维表面制备氧化涂层来实现。例如, 纤维 表面涂覆氮化硼 (BN) 、富碳SiC、SiC、硼 (B) 等涂层, 均有较好的效果, 纤维表面涂层 能够阻止或尽可能减少碳纤维与SiC基体间 的化学反应, 减轻对纤维本身的损伤, 因此 能大大提高Cf/SiC复合材料的力学性能。
图2 C/SiC复合材料抗压强度随温度的变化
百度文库
图2给出了不同应变率下材料 的抗压强度随着温度变化的曲 线,可以看到在本文实验的应变 率 0.0001s-1 、0.01s-1和85s1下,随着温度的升高, 材料的 抗压强度略有降低。值得注意 的是,在高应变率下,即使温度 由室温升高到873K,材料的抗 压强度仅下降约10%,这显示出 这种材料具有较好的 高温抗冲 击性能。