陶瓷基复合材料(2)
合集下载
相关主题
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
5.2.3 断裂韧性 碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的断裂韧性随纤维含量的变化。
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 增强相体积含量
连续纤维
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.4 影响因素 增强相体积含量
连续纤维
图 5-11 单向增强碳纤维 /玻璃陶瓷复合材料的弯 曲强度与纤维体积含量 的关系
纤维晶须增韧 裂纹的弯曲与偏转
6.2 纤维晶须增韧
6.2.2 纤维的脱粘 由于纤维脱粘产生了新的表面，因此需要能量。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.2 纤维的脱粘 尽管单位面积的表面能很小，但界面面积很大，因此所有脱粘纤维总的表
面能很大。 假设纤维脱粘能等于由于应力释放强起的纤维上的应变释放能，则可推出
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.1 拉伸强度与弹性模量
碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的拉伸性能。
图 5-6 纤维增强LAS玻 璃陶瓷室温拉伸应力-应 变曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.1 拉伸强度与弹性模量 用化学气相浸渍方法（CVI）制备的这一材料其拉伸强度可达 159 MPa，弹性
碍作用。
6.2 纤维晶须增韧
纤维、晶须的增韧机理有：裂纹的弯曲、裂纹的编转、裂纹的桥联、纤维 脱粘和纤维的拔出。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.1 裂纹的弯曲与偏转 在扩展裂纹尖端应力场中的增强相会导致裂纹发生弯曲和偏转，从而干扰
应力场，导致基体的应力强度 K 降低，起到阻碍裂纹扩展的作用。
6.2 6.2.1
lc fu d 4 i
6.2 6.2.3
纤维晶须增韧 纤维的拔出
6.2 6.2.3
纤维晶须增韧 纤维的拔出
k
k
k
0 id (k x)dx id[ 0 kdx 0 xdx]
id[(k 2
0) ( k 2 2
0)]
纤维的拔出长度在0 - lc /2 之间，所以在2 纤维拔出过程中平均所做的功为：
氧化锆具有多种晶型，在接近熔点时为立方结构（c），冷却至约 2300
℃时为四方结构（t），在 1200-1100 ℃之间转变为单斜对称结构（m）:
1170 ℃
2370℃
ZrO2
ZrO2
ZrO2
(m- ZrO2 )
(t- ZrO2 )
(c- ZrO2 )
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧 其中由四方相转变为
6.1 颗粒增韧 6.1.3 相变增韧
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧
相变增韧机理：
在裂尖相变引起的体积膨胀造成的应力本身就有闭合 Leabharlann Baidu。
裂尖的作
裂尖的断裂能量有一部分被用于诱发相变了。
裂纹尖端区的膨胀受到周围基体材料的反作用，因此
颗粒受到
压应力，当裂尖扩展到颗粒上时，这种压应
力对裂尖的扩展也有阻
能量总是大于脱粘的能量。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.3 纤维的拔出
图中OAB面积为脱粘能， 远小于纤维拔出的能量 （OBCD），所以纤维拔出 的增韧效果要比脱粘更强， 是更为重要的增韧机制。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.4 纤维桥联 对于特定位向和分布的纤维，裂纹很难偏转，只能沿着原来的扩展方向继
W l 24 fP
单位面积裂纹区上纤维拔出所做的功可从上二式中得到：
Vf
N ( / 4)d 2
A
W
N A
ilc2
24
N A
d 2
4
ilc2
6d
Vf
ilc2
6d
6.2 纤维晶须增韧
6.2.3 纤维的拔出 比较纤维的脱粘与拔出的能量,
W fp
idlc2
24
d 2 fulc
48
则有： Wfp /QQDD= Edf428/E2fuflfcu, 因为 Ef > fu ，因此纤维拔出的
单斜相时，具有马氏体相 变的特征，并伴随有 3 5% 的体积膨胀。
ZTA：氧化锆增韧 氧化铝陶瓷
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧 应力诱导相变： 如果在氧化锆增强的氧化铝陶瓷中加入某些稳定氧化物（Y2O3、MgO、
CaO等）则会抑制氧化锆的 t -m 的转变，可能制备出全部为四方氧化锆组成 的氧化锆多晶陶瓷。由于四方氧化锆处于亚稳状态，当材料受到外力作用时， 在应力的诱导下，四方氧化锆会转变为单斜氧化锆。相变吸收能量而阻碍了 裂纹的继续扩展，因此不但提高了复合材料的韧性而且还提高了强度。
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 增强相体积含量
短纤维
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.4 影响因素 密度
三维编织预制体 碳化硅纤维增强 复合材料
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 密度
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.4 影响因素 界面
P>m （C-压应力，T-拉应力） 图6-2 应力分布及在球状颗粒
周围形成的裂纹
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧 <0 (P<m)时, P<0, r <0, t >0, 颗粒处于压应力状态，基体径向 受压应力，切向受到拉应力。当 应力足够高时，可能产生具有发 散性的径向微裂纹。
dk i
2
Wfp
(1) lc / 2
lc / 2 idk2
0
2
dk
( 1 )(id
lc / 2 2
k3 ) 3
lc / 2 0
idlc2
24
6.2 纤维晶须增韧 6.2.3 纤维的拔出
实际上并不上所有的纤维都被拔出，假若有lC / l 的纤维被拔出，则有：
2
l d l 如果假定在面积为 A 裂纹区有N根纤维c，则纤维i的c体积分数为：
续扩展，这时紧靠裂纹尖端处的纤维并未断裂，而是在裂纹两侧搭起小桥，使 两侧连接在一起。这会在裂纹表面产生一个压应力，以抵消外加拉应力的作用， 从而使裂纹难以进一步扩展，起到增韧的作用。
如，当Na-Li-Al-Si玻璃的 、E值与铝相当时，加入20%的铝颗粒后复合材料的断 裂能从 10 J/m2 增加到 600 J / m2，提高了60 倍；而当两者的 、E值相差较 大时，裂纹发生偏转绕过铝颗粒，其增韧效果较差。
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧
相变增韧是由于第二相粒子在裂纹尖端附近发生相变而引起体积膨胀，从 而降低裂纹尖端的应力集中，所以提高了复合材料的韧性。典型的例子是氧化 锆颗粒加入到其它的陶瓷基体中。
每根纤维的脱粘能量：
式模中量。, d-纤维直径，lc-纤维Q临界D 长度，d428fu-E纤2fuf维lc 拉伸断裂强度，Ef-纤维弹性
6.2 纤维晶须增韧
6.2.2 纤维的脱粘 纤维的体积Vf =（d2/4)l ，代入可得到单位面积的最大脱粘能QD为：
QD
2 fu
lcV
f
12E f
6.2 纤维晶须增韧
在一个无限大基体中大存在第二相颗粒时，由于冷却收缩的不同，颗粒将受 到一个压应力P：
P = (2 T Em) / [(1 + m)+ 2 (1-p)] 其中，r 为球状颗粒半径， 为泊松比， = Em / EP
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
忽略颗粒效应场之间的相互作用，这一内力将在距颗粒中心R处的基体中形成 径向正应力r及切向正应力t：
第五章 陶瓷基复合材料的性能
5.1 陶瓷材料力学性能测试 5.1.1 弯曲试验
第五章 陶瓷基复合材料的性能
5.1 陶瓷材料力学性能测试
5.1.2 拉伸或 弯曲试验
5.1 陶瓷材料力学性能测试 5.1.3 应力-应变曲线
5.1 陶瓷材料力学性能测试 5.1.3 应力-应变曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.1 拉伸强度与弹性模量
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧 r = P(r / R)3 t = - 1/2 P (r / R)3 >0 (P>m)时, P>0, r >0, t <0, 颗粒处于拉应力状态，基体径向 处于拉伸状态，切向处于压缩状 态，应力足够高时，可能产生具 有收敛性的环向微裂纹。
P<m （C-压应力，T-拉应力） 图6-2 应力分布及在球状颗粒
周围形成的裂纹
6.1 颗粒增韧 6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
(a) p m 时裂纹扩展路径
6.1 颗粒增韧 6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
p< m
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
名称 Vf 复合方式 杨氏模量，GPa
(%)
实验值 预测值
LAS 0
-
86
LAS-1 46 单向 133
143
LAS-2 46 单向 130
143
LAS-2 44 单向 136
141
LAS-1 50 交叉 118 LAS-3 40 三维编织 79-111
碳化硅纤维的弹性模量 Ef = 210 GPa
模量为 43 GPa。 。
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.2 压缩与弯曲强度 碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的载荷-位移曲线。 压缩强度为 96.8 MPa，压缩弹性模量为 56.6 Gpa。
图 5-8 SiC纤维增强LAS-I玻璃陶瓷的载荷-位移曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
由于增强颗粒与基体的热膨胀系数失配，在第二相颗粒周围基体内部产生的 应力埸是陶瓷基复合材料得到增韧的主要原因。
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
影响第二相颗粒复合材料增韧效果的主要因素为基体与第二相颗粒的弹性模 量E、热膨胀系数 以及两相的化学相容性。热膨胀系数失配在第二相颗粒及周围 基体内部产生残余应力场是陶瓷基复合材料得到增韧补强的主要原因。
6.2.3 纤维的拔出 纤维的拔出是指靠近
裂纹尖端的纤维在外力的 作用下沿着它和基体的界 面滑出的现象。
6.2 纤维晶须增韧 6.2.3 纤维的拔出
纤维的拔出所做的功WfP
分析一下纤维断裂时的应力状态， r2 fu 2 r l i , 得到： l /d fu / 4 i ，
纤维的直径一定，临界状态时有：
r = P(r / R)3 t = - 1/2 P (r / R)3
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
在颗粒及其周围基体中储存的弹性应变能分别为： UP = 2 {[P2(1-2 p)]/ EP}r3 Um = {[P2(1+ m)]/Em}r3 储存的总的应变能U为： U = UP + Um = 2 k P2 r3 其中，k = (1-2 p)]/ EP + (1+ m)]/ (2Em)
碳纤维三维编织 预制体增强碳化 硅基体复合材料
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 颗粒粒径
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 颗粒粒径
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能
5.3.1 高温强度 浆体浸渍-热压法制备的碳化硅纤维增强MgO-Al2O3-SiO2复合材料。
第六章 陶瓷基复合材料的增韧机理
颗粒、纤维或晶须加入到陶瓷基体中，陶瓷的性能特别是韧性得到了很大的 提高。
归纳起来，增韧机理有裂纹偏转、裂纹的桥联、纤维脱粘与拨出、颗粒增韧 等。
第六章 陶瓷基复合材料的增韧机理
6.1 颗粒增韧
颗粒增韧是最简单的一种增韧方法，它具有同时提高强度和韧性的优点。 6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.1 高温强度
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.1 高温弹性模量
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.1 高温断裂韧性
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.2 蠕变性能
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.2 蠕变
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.2 热冲击性（热震性）
图 5-4 拉伸时陶瓷基复合材料的应力-应变曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.1 拉伸强度与弹性模量 陶瓷基复合材料
弹性模 量
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.1 拉伸强度与弹性模量
碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的拉伸性能。
表 5 – 1 SiC 纤维增强 LAS 复合材料的杨氏模量
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 二、裂纹偏转和裂纹的桥接
6.1 颗粒增韧
6.1.2 延性颗粒增韧 在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒可以明显提高材料的断裂韧性。 其增韧机理： 裂纹尖端形成的塑性变形区导致裂纹尖端屏蔽 延性颗粒形成的延性裂纹桥 注意：只有当延性颗粒与基体的 、E相当时，才能达到最佳的增韧效果。例
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 增强相体积含量
连续纤维
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.4 影响因素 增强相体积含量
连续纤维
图 5-11 单向增强碳纤维 /玻璃陶瓷复合材料的弯 曲强度与纤维体积含量 的关系
纤维晶须增韧 裂纹的弯曲与偏转
6.2 纤维晶须增韧
6.2.2 纤维的脱粘 由于纤维脱粘产生了新的表面，因此需要能量。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.2 纤维的脱粘 尽管单位面积的表面能很小，但界面面积很大，因此所有脱粘纤维总的表
面能很大。 假设纤维脱粘能等于由于应力释放强起的纤维上的应变释放能，则可推出
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.1 拉伸强度与弹性模量
碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的拉伸性能。
图 5-6 纤维增强LAS玻 璃陶瓷室温拉伸应力-应 变曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.1 拉伸强度与弹性模量 用化学气相浸渍方法（CVI）制备的这一材料其拉伸强度可达 159 MPa，弹性
碍作用。
6.2 纤维晶须增韧
纤维、晶须的增韧机理有：裂纹的弯曲、裂纹的编转、裂纹的桥联、纤维 脱粘和纤维的拔出。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.1 裂纹的弯曲与偏转 在扩展裂纹尖端应力场中的增强相会导致裂纹发生弯曲和偏转，从而干扰
应力场，导致基体的应力强度 K 降低，起到阻碍裂纹扩展的作用。
6.2 6.2.1
lc fu d 4 i
6.2 6.2.3
纤维晶须增韧 纤维的拔出
6.2 6.2.3
纤维晶须增韧 纤维的拔出
k
k
k
0 id (k x)dx id[ 0 kdx 0 xdx]
id[(k 2
0) ( k 2 2
0)]
纤维的拔出长度在0 - lc /2 之间，所以在2 纤维拔出过程中平均所做的功为：
氧化锆具有多种晶型，在接近熔点时为立方结构（c），冷却至约 2300
℃时为四方结构（t），在 1200-1100 ℃之间转变为单斜对称结构（m）:
1170 ℃
2370℃
ZrO2
ZrO2
ZrO2
(m- ZrO2 )
(t- ZrO2 )
(c- ZrO2 )
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧 其中由四方相转变为
6.1 颗粒增韧 6.1.3 相变增韧
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧
相变增韧机理：
在裂尖相变引起的体积膨胀造成的应力本身就有闭合 Leabharlann Baidu。
裂尖的作
裂尖的断裂能量有一部分被用于诱发相变了。
裂纹尖端区的膨胀受到周围基体材料的反作用，因此
颗粒受到
压应力，当裂尖扩展到颗粒上时，这种压应
力对裂尖的扩展也有阻
能量总是大于脱粘的能量。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.3 纤维的拔出
图中OAB面积为脱粘能， 远小于纤维拔出的能量 （OBCD），所以纤维拔出 的增韧效果要比脱粘更强， 是更为重要的增韧机制。
6.2 纤维晶须增韧
6.2.4 纤维桥联 对于特定位向和分布的纤维，裂纹很难偏转，只能沿着原来的扩展方向继
W l 24 fP
单位面积裂纹区上纤维拔出所做的功可从上二式中得到：
Vf
N ( / 4)d 2
A
W
N A
ilc2
24
N A
d 2
4
ilc2
6d
Vf
ilc2
6d
6.2 纤维晶须增韧
6.2.3 纤维的拔出 比较纤维的脱粘与拔出的能量,
W fp
idlc2
24
d 2 fulc
48
则有： Wfp /QQDD= Edf428/E2fuflfcu, 因为 Ef > fu ，因此纤维拔出的
单斜相时，具有马氏体相 变的特征，并伴随有 3 5% 的体积膨胀。
ZTA：氧化锆增韧 氧化铝陶瓷
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧 应力诱导相变： 如果在氧化锆增强的氧化铝陶瓷中加入某些稳定氧化物（Y2O3、MgO、
CaO等）则会抑制氧化锆的 t -m 的转变，可能制备出全部为四方氧化锆组成 的氧化锆多晶陶瓷。由于四方氧化锆处于亚稳状态，当材料受到外力作用时， 在应力的诱导下，四方氧化锆会转变为单斜氧化锆。相变吸收能量而阻碍了 裂纹的继续扩展，因此不但提高了复合材料的韧性而且还提高了强度。
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 增强相体积含量
短纤维
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.4 影响因素 密度
三维编织预制体 碳化硅纤维增强 复合材料
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 密度
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.4 影响因素 界面
P>m （C-压应力，T-拉应力） 图6-2 应力分布及在球状颗粒
周围形成的裂纹
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧 <0 (P<m)时, P<0, r <0, t >0, 颗粒处于压应力状态，基体径向 受压应力，切向受到拉应力。当 应力足够高时，可能产生具有发 散性的径向微裂纹。
dk i
2
Wfp
(1) lc / 2
lc / 2 idk2
0
2
dk
( 1 )(id
lc / 2 2
k3 ) 3
lc / 2 0
idlc2
24
6.2 纤维晶须增韧 6.2.3 纤维的拔出
实际上并不上所有的纤维都被拔出，假若有lC / l 的纤维被拔出，则有：
2
l d l 如果假定在面积为 A 裂纹区有N根纤维c，则纤维i的c体积分数为：
续扩展，这时紧靠裂纹尖端处的纤维并未断裂，而是在裂纹两侧搭起小桥，使 两侧连接在一起。这会在裂纹表面产生一个压应力，以抵消外加拉应力的作用， 从而使裂纹难以进一步扩展，起到增韧的作用。
如，当Na-Li-Al-Si玻璃的 、E值与铝相当时，加入20%的铝颗粒后复合材料的断 裂能从 10 J/m2 增加到 600 J / m2，提高了60 倍；而当两者的 、E值相差较 大时，裂纹发生偏转绕过铝颗粒，其增韧效果较差。
6.1 颗粒增韧
6.1.3 相变增韧
相变增韧是由于第二相粒子在裂纹尖端附近发生相变而引起体积膨胀，从 而降低裂纹尖端的应力集中，所以提高了复合材料的韧性。典型的例子是氧化 锆颗粒加入到其它的陶瓷基体中。
每根纤维的脱粘能量：
式模中量。, d-纤维直径，lc-纤维Q临界D 长度，d428fu-E纤2fuf维lc 拉伸断裂强度，Ef-纤维弹性
6.2 纤维晶须增韧
6.2.2 纤维的脱粘 纤维的体积Vf =（d2/4)l ，代入可得到单位面积的最大脱粘能QD为：
QD
2 fu
lcV
f
12E f
6.2 纤维晶须增韧
在一个无限大基体中大存在第二相颗粒时，由于冷却收缩的不同，颗粒将受 到一个压应力P：
P = (2 T Em) / [(1 + m)+ 2 (1-p)] 其中，r 为球状颗粒半径， 为泊松比， = Em / EP
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
忽略颗粒效应场之间的相互作用，这一内力将在距颗粒中心R处的基体中形成 径向正应力r及切向正应力t：
第五章 陶瓷基复合材料的性能
5.1 陶瓷材料力学性能测试 5.1.1 弯曲试验
第五章 陶瓷基复合材料的性能
5.1 陶瓷材料力学性能测试
5.1.2 拉伸或 弯曲试验
5.1 陶瓷材料力学性能测试 5.1.3 应力-应变曲线
5.1 陶瓷材料力学性能测试 5.1.3 应力-应变曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.1 拉伸强度与弹性模量
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧 r = P(r / R)3 t = - 1/2 P (r / R)3 >0 (P>m)时, P>0, r >0, t <0, 颗粒处于拉应力状态，基体径向 处于拉伸状态，切向处于压缩状 态，应力足够高时，可能产生具 有收敛性的环向微裂纹。
P<m （C-压应力，T-拉应力） 图6-2 应力分布及在球状颗粒
周围形成的裂纹
6.1 颗粒增韧 6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
(a) p m 时裂纹扩展路径
6.1 颗粒增韧 6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
p< m
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
名称 Vf 复合方式 杨氏模量，GPa
(%)
实验值 预测值
LAS 0
-
86
LAS-1 46 单向 133
143
LAS-2 46 单向 130
143
LAS-2 44 单向 136
141
LAS-1 50 交叉 118 LAS-3 40 三维编织 79-111
碳化硅纤维的弹性模量 Ef = 210 GPa
模量为 43 GPa。 。
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.2 压缩与弯曲强度 碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的载荷-位移曲线。 压缩强度为 96.8 MPa，压缩弹性模量为 56.6 Gpa。
图 5-8 SiC纤维增强LAS-I玻璃陶瓷的载荷-位移曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
由于增强颗粒与基体的热膨胀系数失配，在第二相颗粒周围基体内部产生的 应力埸是陶瓷基复合材料得到增韧的主要原因。
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
影响第二相颗粒复合材料增韧效果的主要因素为基体与第二相颗粒的弹性模 量E、热膨胀系数 以及两相的化学相容性。热膨胀系数失配在第二相颗粒及周围 基体内部产生残余应力场是陶瓷基复合材料得到增韧补强的主要原因。
6.2.3 纤维的拔出 纤维的拔出是指靠近
裂纹尖端的纤维在外力的 作用下沿着它和基体的界 面滑出的现象。
6.2 纤维晶须增韧 6.2.3 纤维的拔出
纤维的拔出所做的功WfP
分析一下纤维断裂时的应力状态， r2 fu 2 r l i , 得到： l /d fu / 4 i ，
纤维的直径一定，临界状态时有：
r = P(r / R)3 t = - 1/2 P (r / R)3
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
在颗粒及其周围基体中储存的弹性应变能分别为： UP = 2 {[P2(1-2 p)]/ EP}r3 Um = {[P2(1+ m)]/Em}r3 储存的总的应变能U为： U = UP + Um = 2 k P2 r3 其中，k = (1-2 p)]/ EP + (1+ m)]/ (2Em)
碳纤维三维编织 预制体增强碳化 硅基体复合材料
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 颗粒粒径
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.4 影响因素 颗粒粒径
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能
5.3.1 高温强度 浆体浸渍-热压法制备的碳化硅纤维增强MgO-Al2O3-SiO2复合材料。
第六章 陶瓷基复合材料的增韧机理
颗粒、纤维或晶须加入到陶瓷基体中，陶瓷的性能特别是韧性得到了很大的 提高。
归纳起来，增韧机理有裂纹偏转、裂纹的桥联、纤维脱粘与拨出、颗粒增韧 等。
第六章 陶瓷基复合材料的增韧机理
6.1 颗粒增韧
颗粒增韧是最简单的一种增韧方法，它具有同时提高强度和韧性的优点。 6.1.1 非相变第二相增韧 一、微裂纹增韧
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.1 高温强度
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.1 高温弹性模量
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.1 高温断裂韧性
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.2 蠕变性能
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.2 蠕变
5.3 陶瓷复合材料的高温力学性能 5.3.2 热冲击性（热震性）
图 5-4 拉伸时陶瓷基复合材料的应力-应变曲线
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能
5.2.1 拉伸强度与弹性模量 陶瓷基复合材料
弹性模 量
5.2 陶瓷复合材料的室温力学性能 5.2.1 拉伸强度与弹性模量
碳化硅纤维增强锂铝硅玻璃陶瓷复合材料的拉伸性能。
表 5 – 1 SiC 纤维增强 LAS 复合材料的杨氏模量
6.1 颗粒增韧
6.1.1 非相变第二相增韧 二、裂纹偏转和裂纹的桥接
6.1 颗粒增韧
6.1.2 延性颗粒增韧 在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒可以明显提高材料的断裂韧性。 其增韧机理： 裂纹尖端形成的塑性变形区导致裂纹尖端屏蔽 延性颗粒形成的延性裂纹桥 注意：只有当延性颗粒与基体的 、E相当时，才能达到最佳的增韧效果。例