复合材料第7章ppt课件
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• 制造工艺
– 碳纤维的选择：合理选择纤维种类和织物的编织参数，如纱束的德排 列方向、间距、含量等，改变复合材料的力学性能和物理性能，满足 产品性能方向设计的要求
– 碳纤维预制体的制备：单向（1D）、双向（2D）和多向织物增强， 短纤维和连续纤维增强 • 短纤维增强的预制体，常采用压滤法、浇铸法、喷涂法、热压法 • 连续纤维增强的预制体，采用传统的层压板法或新近的多向编织 技术
• 机制：复合材料拉伸时，高弹性模量的第二相 颗粒阻止基体横向收缩。为达到横向收缩协调， 必须增大外加纵向拉伸应力，即消耗更多的外 界能量，从而起到增韧效果。
• 颗粒弥散增韧与温度无关，可作为高温增韧机 制。
微裂纹增韧—热失配产生的应力
• 热 到失一配个压力=Pp：-m，冷却收缩导致颗粒受
P=(2 TEm)/[(1+m)+2 (1- p)
Em /Ep]
其中、E为泊松比和弹性模量，T为温
差
• 此应力在距颗粒R的基体中产生径向正
应力r和切向正应力t：
r=P(r/R)3 ，t =-(1/2)P(r/R)3
r是球状颗粒半径，R是距离颗粒中心的 距离
• 颗粒与基体的弹性应变能分别为：
– 超高温结构材料，替代C/C，解 决高温氧化严重的问题。
用于航空、航天
发动机结构件、鼻
锥、整流罩、机翼、
和盖板，原子反应
堆等领域。
如：法国“幻 影”2000战斗机的 M53发动机和“狂 风”战斗机的M88 发动机上。
C/C复合材料
• 概念与特性
– 以碳或石墨纤维为增强体，以碳或石墨为基体复合而成的材料 – 完全由碳元素组成，能承受极高的温度和极大的加热速率。 – 具有高的烧蚀热、低的烧蚀率，抗热冲击和在超热环境下具有高强度 – 加载时，变形与延伸都呈现出假塑性，最后以非脆性方式断裂 – 抗热冲击和抗热诱导能力极强，具有一定的化学惰性 – 再入环境中高性能的烧蚀材料，用于导弹鼻锥、飞机刹车片等
MPa 增量%
470
45
680
379
28
485
360
30
478
-
-
-
-
断裂韧性
残余应力
（T=1200oC）
MPa.m1/2 增量% （MPa ）
3.8
58
6.0
3.1 4.5 45
1500
>0
2230
>0
4.6 8.9 90
2230
>0
6.5 7.3 12 6.5 7.8 20
• 颗粒直径越小，越接近球形，裂纹绕过颗 粒扩展的可能性越大。
相变增韧
• 氧化锆颗粒加入其它陶瓷基体 （氧化铝、莫来石、玻璃陶瓷等）
中，由于氧化锆的相变使陶瓷的 韧性增加
– 高温到低温的冷却：
2370oC
1170oC
立方相c-ZrO2 四方相t-ZrO2
单斜相m-ZrO2
– 或者在外力诱导下，t-ZrO2转变为mZrO2
延性颗粒增韧
• 在脆性陶瓷基体中加入 第二相延性颗粒，裂纹 尖端形成的塑性变形区 导致裂纹尖端屏蔽以及 由延性颗粒形成的延性 裂纹桥联使裂纹面闭合， 形成增韧。
• 当基体与延性颗粒的 、
E相等时，利用延性裂纹 桥可达最佳增韧效果；
当 、E相差较大时，裂
纹发生偏转绕过颗粒， 延性增韧效果下降。
纳米颗粒增强增韧
• 烧结：温度升高出现液相，坯体剧
– 分布于晶粒内的SiC能够钉扎亚晶界
烈收缩并快速致密化
和位错群，阻碍裂纹扩展或在亚晶
• 冷却
界处产生裂纹分叉，从而改善材料
•
有 材机料先驱体制备SiCp/Si3N4纳米复合
•
的断裂韧性
性能与用途：高温材料、超硬高强
– 用有机先驱体热解得到Si-C-N复合
材料
粉末，在与适量的烧结助剂均匀混
– 但烧结助剂形成玻璃相，在 高温下结合强度降低，且对
晶须有强烈的腐蚀作用，造 成复合材料的高温强度降低。
– 耐高温耐磨损：发动机零件 – 抗热震耐腐蚀耐磨损热膨胀系数小：
测温热电偶套管、坩埚、炉衬等 – 耐腐蚀耐磨损高导热：球阀、密封
环、过滤器、热交换部件等
• 制备方法
– 先驱体转化法 – 化学气相浸渗法
• 致密化：用高质量的碳填满碳纤维周围的空隙以获得结构、性能优良的 C/C复合材料
– 化学气相沉积法：甲烷、丙烯、天然气等碳氢化合物为气源 – 液相浸渍法：热固性树脂（酚醛树脂、糠醛树脂）、热塑性沥青（煤沥青、
石油沥青）
• 石墨化：2400-2800oC的高温热处理，逸出N、H、O、K、Na、Ca等杂质 元素，使其强度、热膨胀系数降低，热导率、热稳定性、抗氧化性和纯度 提高，开孔空隙率增加。
• 类别
– 纤维、晶须增韧（或 增强）陶瓷基复合材 料
– 颗粒弥散强化复相陶 瓷
– 原位生长陶瓷复合材 料（自增强复相陶瓷）
– 梯度功能复合陶瓷
– 纳米陶瓷复合材料
陶瓷复合目的—增韧
• 陶瓷材料的优点
– 高弹性模量 – 高硬度 – 低密度 – 耐高温 – 耐腐蚀
• 陶瓷材料的缺点
– 脆性：缺陷敏感、断裂韧 性低
• 由t-ZrO2到m-ZrO2的转变中伴随 体积和形状的变化而吸收能量， 降低裂纹尖端的应力集中，阻止 或延迟裂纹扩展，从而提高陶瓷 韧性。
纤维、晶须增韧机制
• 基体预压缩应力 • 裂纹扩展受阻 • 纤维断裂 • 纤维拔出 • 裂纹偏转 • 界面脱粘 • 纤维桥联
纤维补强复合材料与基体陶瓷性能对比
<0
SiCp/Si3N4
• 粉末制备工艺
• 结构
– 混Fra Baidu bibliotek：加入成型结合剂球磨混合 – 预成型坯件：冷压和冷等静压制造 – 烧结：常压烧结、热压烧结等。有
三个阶段：
• 预烧：成型粘结剂分解排出
– SiC粒子均匀分布于Si3N4晶体内和 晶界上
– 弥散于晶界上的SiC有阻碍高温下晶 界迁移，即抑制Si3N4晶粒长大的作 用
C/C复合材料的应用
• 宇航： C/C质量轻、高温强度高、抗烧蚀、抗侵蚀、抗热震好，用作烧 蚀材料和热结构材料，如：导弹、航天飞机鼻锥帽、机翼、固体火箭喷 管等
• 刹车片： C/C质量轻、耐高温、吸收能量大，摩擦性能好，用作飞机刹 车片
• 发热元件和机械紧固件 • 吹塑模和热压模 • 涡轮发动机叶片和内燃机活塞： • 在生物医学方面的应用： C/C生物相容性好，用作人工髋关节、关节轴
典型陶瓷基复合材料
• SiCp/Si3N4 • SiCw/Si3N4 • SiCf/SiC • Cf/SiC
颗粒增强陶瓷基复合材料的力学性能
体系 TiCp/SiC TiB2p/SiC
TiNp/Si3N4
第二相颗 粒尺寸 （m）
1.0 4.0
第二相体 积含量 （%） 24.6
15
16
10 10
弯曲强度
• C/C复合材料的热物理性能具有碳和石墨的特征
– 热导率高：随石墨化程度的提高而增加，一般为250W/m.K
– 热膨胀系数小：主要取决于晶体的取向度，也受孔隙率 和裂纹的影响，一般（0.5-1.5）x10-6/oC
– 辐射系数大：半球全辐射系数一般在0.8-0.9 – 比热容大：800-2000J/kg.K – 抗热震性好 – 抗烧蚀性好，有效烧蚀热高，烧蚀率较低
• 机械加工和检测
抗氧化处理：在有氧环境下，C/C在 400oC以上就开始氧化，需要在C/C表面 施加抗氧化涂层，如SiC涂层。
C/C复合材料的力学性能
• C/C属脆性材料，断裂应变小（0.2-2.4%）， 应力-应变曲线有“假塑性-弹性变形”现象
– 与增强纤维的关系：平行纤维轴向上的拉伸强 度和模量高，偏离纤维轴向的性能低；
合并热压烧结
– 用有机先驱体与亚微米Si3N4粉末混 合，加适量的烧结助剂热压烧结，
烧结时有机先驱体原位热解生成纳 米SiC粒子
– 热压烧结条件：温度1600-1800oC、 压强30MPa、N2气体保护（0.1MPa）
• 制备工艺
SiCw/Si3N4 • 性能及应用
– SiC晶须的加入使Si3N4的烧结 变得困难，引入Y2O3-Al2O3或 Y2O3-La2O3烧结助剂可改善 烧结性能
– 低的抗热震和抗冲击 – 拉伸强度较低
• 陶瓷基复合材料的特点
– 金属和树脂基复合材料中 Ef / Em远大于陶瓷基复合材 料，增强体在陶瓷中承担 载荷的贡献小
– 陶瓷的断裂应变小于硼纤 维、碳纤维和碳化硅纤维 等，脆性大的基体先于纤 维断裂
– 陶瓷的热膨胀系数小于纤 维，导致从高温到低温的 制备中形成陶瓷基体中的 压应力状态，断裂时使裂 纹发生偏转和弯曲
等
水泥基复合材料
• 普通的混凝土：以水泥、水、砂和石子所组成，本身就是一 种复合材料
• 水泥基复合材料：以水泥砂浆或混凝土为基体与其他材料组 合形成的复合材料。有2类：
– 界面结合的影响：界面结合过强，脆性断裂， 拉伸强度偏低，剪切强度较好；界面结合过低， 基体不能把载荷传递到纤维，纤维容易拔出， 拉伸模量和剪切强度都较低。
– 碳基体的影响：石墨化碳基体使C/C材料的弯 曲模量大大提高。
– 与温度的关系：C/C的室温强度可以保持到 2500oC。
C/C复合材料的热物理性能
断裂比较
CMC的增韧途径
• 颗粒增韧
– 弥散颗粒增韧 – 微裂纹增韧
• 裂纹偏转增韧 • 裂纹桥联增韧
– 延性颗粒增韧 – 纳米颗粒增韧 – 相变增韧
• 纤维、晶须增韧
– 裂纹弯曲(Crack Bowing) – 裂纹偏转(Crack Deflection) – 界面脱粘(Interface Debonding) – 纤维拔出(Fiber Pull-out – 纤维桥接(Fibre Bridge)
2320
>0
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SiCp/Al2O3
13.6 2.0
8.0
SiCnp/MgO
10
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5.1
370
32 3.2 4.5 41
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0 3.2 3.9 22
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340 106 1.2 4.5 275
700
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微裂纹增韧—裂纹形成模式
• 当r>0，>0，t<0，p>即颗m，粒P处>0于，
拉应力状态，基体径向处 于拉伸状态，切向处于压 缩状态，可能产生收敛性 环向裂纹；
• 当r<0，<0，t>0，p<即颗m，粒P处<0于，
压应力状态，基体径向受 压应力，切向处于拉应力， 可能产生发散性径向裂纹， 易相互连通形成主裂纹；
• 同等条件下，因 r是t的
两倍，故易产生环向微裂 纹。
微裂纹增韧—裂纹扩展路径
• 当p>m，基体中拉应 力r，和压应力t的共
同作用，裂纹在基体中
沿与t平行，与r垂直
方向发展，增加了裂纹 扩展路径和阻力。（增 韧幅度大）
p>m时的裂纹扩展路径
微裂纹增韧—裂纹扩展路径
• 当p<m，基体中压应力 裂r和纹拉沿应与力t垂t的直共与同r作平用行，
颗粒增韧机制
• 影响第二相颗粒增韧的主要因素
– 弹性模量E：外力作用下产生微观应力再分 布，对材料性能影响较小
– 热膨胀系数：因失配在颗粒和周围基体 中产生残余应力场，是陶瓷补强增韧的主要 根源
– 化学相容性：不能有过多的化学反应，合适 的界面结合强度
弥散增韧
• 当加入的颗粒具有高的弹性模量时产生弥散增 韧
方向扩展。（增韧幅度 小）
– 若外力不增加，裂纹扩展 到颗粒界面被钉扎，形成 裂纹钉扎增韧机制；
– 若外力继续增加，裂纹扩 展形成穿过颗粒的穿晶断 裂，或绕过颗粒沿界面扩 展，裂纹发生偏转。
p<m时的裂纹扩展路径
裂纹桥联增韧
• 裂纹桥联增韧：桥联剂连接裂纹的两个表面并 提供裂纹面闭合应力，导致应力强度随裂纹扩 展而增加。裂纹桥联增韧值与桥联剂粒径的平 方根成正比。
SiCf/SiC
• 性能与应用
– 纤维与基体物理性能匹配良好，复合材料没 有热应力裂纹，抗氧化性能良好，弹性模量 高。作为高温结构材料竞争优势明显。
用于航空发动机、 核电站、热交换 器、高温窑炉等
发动机尾喷管
Cf/SiC
• 制备方法：热压烧结法、先驱体 • 性能与应用
转化法（PIP）、熔体浸渗法、化学 气相浸渗法（CVI）、PIP结合CVI、 CVI结合反应熔融浸渗法（RMI）
第七章 无机非金属基复合材料
• 陶瓷基复合材料（CMC）
– 概念、类别和陶瓷复合目的 – 陶瓷增韧机制 – 典型陶瓷基复合材料
• 碳/碳复合材料 • 水泥基复合材料
CMC的概念与类别
• 概念
陶瓷基复合材料 （Ceramic Matrix Composite，or CMC） 是指在陶瓷基体中引 入第二相材料，使之 增强、增韧的多相材 料，又称为多相复合 陶瓷或复相陶瓷
– 碳纤维的选择：合理选择纤维种类和织物的编织参数，如纱束的德排 列方向、间距、含量等，改变复合材料的力学性能和物理性能，满足 产品性能方向设计的要求
– 碳纤维预制体的制备：单向（1D）、双向（2D）和多向织物增强， 短纤维和连续纤维增强 • 短纤维增强的预制体，常采用压滤法、浇铸法、喷涂法、热压法 • 连续纤维增强的预制体，采用传统的层压板法或新近的多向编织 技术
• 机制：复合材料拉伸时，高弹性模量的第二相 颗粒阻止基体横向收缩。为达到横向收缩协调， 必须增大外加纵向拉伸应力，即消耗更多的外 界能量，从而起到增韧效果。
• 颗粒弥散增韧与温度无关，可作为高温增韧机 制。
微裂纹增韧—热失配产生的应力
• 热 到失一配个压力=Pp：-m，冷却收缩导致颗粒受
P=(2 TEm)/[(1+m)+2 (1- p)
Em /Ep]
其中、E为泊松比和弹性模量，T为温
差
• 此应力在距颗粒R的基体中产生径向正
应力r和切向正应力t：
r=P(r/R)3 ，t =-(1/2)P(r/R)3
r是球状颗粒半径，R是距离颗粒中心的 距离
• 颗粒与基体的弹性应变能分别为：
– 超高温结构材料，替代C/C，解 决高温氧化严重的问题。
用于航空、航天
发动机结构件、鼻
锥、整流罩、机翼、
和盖板，原子反应
堆等领域。
如：法国“幻 影”2000战斗机的 M53发动机和“狂 风”战斗机的M88 发动机上。
C/C复合材料
• 概念与特性
– 以碳或石墨纤维为增强体，以碳或石墨为基体复合而成的材料 – 完全由碳元素组成，能承受极高的温度和极大的加热速率。 – 具有高的烧蚀热、低的烧蚀率，抗热冲击和在超热环境下具有高强度 – 加载时，变形与延伸都呈现出假塑性，最后以非脆性方式断裂 – 抗热冲击和抗热诱导能力极强，具有一定的化学惰性 – 再入环境中高性能的烧蚀材料，用于导弹鼻锥、飞机刹车片等
MPa 增量%
470
45
680
379
28
485
360
30
478
-
-
-
-
断裂韧性
残余应力
（T=1200oC）
MPa.m1/2 增量% （MPa ）
3.8
58
6.0
3.1 4.5 45
1500
>0
2230
>0
4.6 8.9 90
2230
>0
6.5 7.3 12 6.5 7.8 20
• 颗粒直径越小，越接近球形，裂纹绕过颗 粒扩展的可能性越大。
相变增韧
• 氧化锆颗粒加入其它陶瓷基体 （氧化铝、莫来石、玻璃陶瓷等）
中，由于氧化锆的相变使陶瓷的 韧性增加
– 高温到低温的冷却：
2370oC
1170oC
立方相c-ZrO2 四方相t-ZrO2
单斜相m-ZrO2
– 或者在外力诱导下，t-ZrO2转变为mZrO2
延性颗粒增韧
• 在脆性陶瓷基体中加入 第二相延性颗粒，裂纹 尖端形成的塑性变形区 导致裂纹尖端屏蔽以及 由延性颗粒形成的延性 裂纹桥联使裂纹面闭合， 形成增韧。
• 当基体与延性颗粒的 、
E相等时，利用延性裂纹 桥可达最佳增韧效果；
当 、E相差较大时，裂
纹发生偏转绕过颗粒， 延性增韧效果下降。
纳米颗粒增强增韧
• 烧结：温度升高出现液相，坯体剧
– 分布于晶粒内的SiC能够钉扎亚晶界
烈收缩并快速致密化
和位错群，阻碍裂纹扩展或在亚晶
• 冷却
界处产生裂纹分叉，从而改善材料
•
有 材机料先驱体制备SiCp/Si3N4纳米复合
•
的断裂韧性
性能与用途：高温材料、超硬高强
– 用有机先驱体热解得到Si-C-N复合
材料
粉末，在与适量的烧结助剂均匀混
– 但烧结助剂形成玻璃相，在 高温下结合强度降低，且对
晶须有强烈的腐蚀作用，造 成复合材料的高温强度降低。
– 耐高温耐磨损：发动机零件 – 抗热震耐腐蚀耐磨损热膨胀系数小：
测温热电偶套管、坩埚、炉衬等 – 耐腐蚀耐磨损高导热：球阀、密封
环、过滤器、热交换部件等
• 制备方法
– 先驱体转化法 – 化学气相浸渗法
• 致密化：用高质量的碳填满碳纤维周围的空隙以获得结构、性能优良的 C/C复合材料
– 化学气相沉积法：甲烷、丙烯、天然气等碳氢化合物为气源 – 液相浸渍法：热固性树脂（酚醛树脂、糠醛树脂）、热塑性沥青（煤沥青、
石油沥青）
• 石墨化：2400-2800oC的高温热处理，逸出N、H、O、K、Na、Ca等杂质 元素，使其强度、热膨胀系数降低，热导率、热稳定性、抗氧化性和纯度 提高，开孔空隙率增加。
• 类别
– 纤维、晶须增韧（或 增强）陶瓷基复合材 料
– 颗粒弥散强化复相陶 瓷
– 原位生长陶瓷复合材 料（自增强复相陶瓷）
– 梯度功能复合陶瓷
– 纳米陶瓷复合材料
陶瓷复合目的—增韧
• 陶瓷材料的优点
– 高弹性模量 – 高硬度 – 低密度 – 耐高温 – 耐腐蚀
• 陶瓷材料的缺点
– 脆性：缺陷敏感、断裂韧 性低
• 由t-ZrO2到m-ZrO2的转变中伴随 体积和形状的变化而吸收能量， 降低裂纹尖端的应力集中，阻止 或延迟裂纹扩展，从而提高陶瓷 韧性。
纤维、晶须增韧机制
• 基体预压缩应力 • 裂纹扩展受阻 • 纤维断裂 • 纤维拔出 • 裂纹偏转 • 界面脱粘 • 纤维桥联
纤维补强复合材料与基体陶瓷性能对比
<0
SiCp/Si3N4
• 粉末制备工艺
• 结构
– 混Fra Baidu bibliotek：加入成型结合剂球磨混合 – 预成型坯件：冷压和冷等静压制造 – 烧结：常压烧结、热压烧结等。有
三个阶段：
• 预烧：成型粘结剂分解排出
– SiC粒子均匀分布于Si3N4晶体内和 晶界上
– 弥散于晶界上的SiC有阻碍高温下晶 界迁移，即抑制Si3N4晶粒长大的作 用
C/C复合材料的应用
• 宇航： C/C质量轻、高温强度高、抗烧蚀、抗侵蚀、抗热震好，用作烧 蚀材料和热结构材料，如：导弹、航天飞机鼻锥帽、机翼、固体火箭喷 管等
• 刹车片： C/C质量轻、耐高温、吸收能量大，摩擦性能好，用作飞机刹 车片
• 发热元件和机械紧固件 • 吹塑模和热压模 • 涡轮发动机叶片和内燃机活塞： • 在生物医学方面的应用： C/C生物相容性好，用作人工髋关节、关节轴
典型陶瓷基复合材料
• SiCp/Si3N4 • SiCw/Si3N4 • SiCf/SiC • Cf/SiC
颗粒增强陶瓷基复合材料的力学性能
体系 TiCp/SiC TiB2p/SiC
TiNp/Si3N4
第二相颗 粒尺寸 （m）
1.0 4.0
第二相体 积含量 （%） 24.6
15
16
10 10
弯曲强度
• C/C复合材料的热物理性能具有碳和石墨的特征
– 热导率高：随石墨化程度的提高而增加，一般为250W/m.K
– 热膨胀系数小：主要取决于晶体的取向度，也受孔隙率 和裂纹的影响，一般（0.5-1.5）x10-6/oC
– 辐射系数大：半球全辐射系数一般在0.8-0.9 – 比热容大：800-2000J/kg.K – 抗热震性好 – 抗烧蚀性好，有效烧蚀热高，烧蚀率较低
• 机械加工和检测
抗氧化处理：在有氧环境下，C/C在 400oC以上就开始氧化，需要在C/C表面 施加抗氧化涂层，如SiC涂层。
C/C复合材料的力学性能
• C/C属脆性材料，断裂应变小（0.2-2.4%）， 应力-应变曲线有“假塑性-弹性变形”现象
– 与增强纤维的关系：平行纤维轴向上的拉伸强 度和模量高，偏离纤维轴向的性能低；
合并热压烧结
– 用有机先驱体与亚微米Si3N4粉末混 合，加适量的烧结助剂热压烧结，
烧结时有机先驱体原位热解生成纳 米SiC粒子
– 热压烧结条件：温度1600-1800oC、 压强30MPa、N2气体保护（0.1MPa）
• 制备工艺
SiCw/Si3N4 • 性能及应用
– SiC晶须的加入使Si3N4的烧结 变得困难，引入Y2O3-Al2O3或 Y2O3-La2O3烧结助剂可改善 烧结性能
– 低的抗热震和抗冲击 – 拉伸强度较低
• 陶瓷基复合材料的特点
– 金属和树脂基复合材料中 Ef / Em远大于陶瓷基复合材 料，增强体在陶瓷中承担 载荷的贡献小
– 陶瓷的断裂应变小于硼纤 维、碳纤维和碳化硅纤维 等，脆性大的基体先于纤 维断裂
– 陶瓷的热膨胀系数小于纤 维，导致从高温到低温的 制备中形成陶瓷基体中的 压应力状态，断裂时使裂 纹发生偏转和弯曲
等
水泥基复合材料
• 普通的混凝土：以水泥、水、砂和石子所组成，本身就是一 种复合材料
• 水泥基复合材料：以水泥砂浆或混凝土为基体与其他材料组 合形成的复合材料。有2类：
– 界面结合的影响：界面结合过强，脆性断裂， 拉伸强度偏低，剪切强度较好；界面结合过低， 基体不能把载荷传递到纤维，纤维容易拔出， 拉伸模量和剪切强度都较低。
– 碳基体的影响：石墨化碳基体使C/C材料的弯 曲模量大大提高。
– 与温度的关系：C/C的室温强度可以保持到 2500oC。
C/C复合材料的热物理性能
断裂比较
CMC的增韧途径
• 颗粒增韧
– 弥散颗粒增韧 – 微裂纹增韧
• 裂纹偏转增韧 • 裂纹桥联增韧
– 延性颗粒增韧 – 纳米颗粒增韧 – 相变增韧
• 纤维、晶须增韧
– 裂纹弯曲(Crack Bowing) – 裂纹偏转(Crack Deflection) – 界面脱粘(Interface Debonding) – 纤维拔出(Fiber Pull-out – 纤维桥接(Fibre Bridge)
2320
>0
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>0
SiCp/Al2O3
13.6 2.0
8.0
SiCnp/MgO
10
-
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6.5 7.2 11
5.1
370
32 3.2 4.5 41
490
5.1
370
0 3.2 3.9 22
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700
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1370
微裂纹增韧—裂纹形成模式
• 当r>0，>0，t<0，p>即颗m，粒P处>0于，
拉应力状态，基体径向处 于拉伸状态，切向处于压 缩状态，可能产生收敛性 环向裂纹；
• 当r<0，<0，t>0，p<即颗m，粒P处<0于，
压应力状态，基体径向受 压应力，切向处于拉应力， 可能产生发散性径向裂纹， 易相互连通形成主裂纹；
• 同等条件下，因 r是t的
两倍，故易产生环向微裂 纹。
微裂纹增韧—裂纹扩展路径
• 当p>m，基体中拉应 力r，和压应力t的共
同作用，裂纹在基体中
沿与t平行，与r垂直
方向发展，增加了裂纹 扩展路径和阻力。（增 韧幅度大）
p>m时的裂纹扩展路径
微裂纹增韧—裂纹扩展路径
• 当p<m，基体中压应力 裂r和纹拉沿应与力t垂t的直共与同r作平用行，
颗粒增韧机制
• 影响第二相颗粒增韧的主要因素
– 弹性模量E：外力作用下产生微观应力再分 布，对材料性能影响较小
– 热膨胀系数：因失配在颗粒和周围基体 中产生残余应力场，是陶瓷补强增韧的主要 根源
– 化学相容性：不能有过多的化学反应，合适 的界面结合强度
弥散增韧
• 当加入的颗粒具有高的弹性模量时产生弥散增 韧
方向扩展。（增韧幅度 小）
– 若外力不增加，裂纹扩展 到颗粒界面被钉扎，形成 裂纹钉扎增韧机制；
– 若外力继续增加，裂纹扩 展形成穿过颗粒的穿晶断 裂，或绕过颗粒沿界面扩 展，裂纹发生偏转。
p<m时的裂纹扩展路径
裂纹桥联增韧
• 裂纹桥联增韧：桥联剂连接裂纹的两个表面并 提供裂纹面闭合应力，导致应力强度随裂纹扩 展而增加。裂纹桥联增韧值与桥联剂粒径的平 方根成正比。
SiCf/SiC
• 性能与应用
– 纤维与基体物理性能匹配良好，复合材料没 有热应力裂纹，抗氧化性能良好，弹性模量 高。作为高温结构材料竞争优势明显。
用于航空发动机、 核电站、热交换 器、高温窑炉等
发动机尾喷管
Cf/SiC
• 制备方法：热压烧结法、先驱体 • 性能与应用
转化法（PIP）、熔体浸渗法、化学 气相浸渗法（CVI）、PIP结合CVI、 CVI结合反应熔融浸渗法（RMI）
第七章 无机非金属基复合材料
• 陶瓷基复合材料（CMC）
– 概念、类别和陶瓷复合目的 – 陶瓷增韧机制 – 典型陶瓷基复合材料
• 碳/碳复合材料 • 水泥基复合材料
CMC的概念与类别
• 概念
陶瓷基复合材料 （Ceramic Matrix Composite，or CMC） 是指在陶瓷基体中引 入第二相材料，使之 增强、增韧的多相材 料，又称为多相复合 陶瓷或复相陶瓷