《陶瓷基复合材料》PPT课件【完整版】

1、 Chapter 6 陶瓷基复合材料 (Ceramic-Matrix Composites) CMC无机非金属材料概论C.6 复合材料无机非金属材料概论C.6 复合材料聚合物、金属、陶瓷的工作温度极限One relatively complex composite material is the modern ski. In this illustration, a cross-section of a high-performance snow ski, are shown the various components. The function of each component is n

2、oted, as well as the material that is used in its construction. 无机非金属材料概论C.6 复合材料无机非金属材料概论C.6 复合材料6.1 概 述1.何谓复合材料？是由有机高分子、无机非金属或金属等不同材料通过复合工艺组合而成的。复合材料是多相材料。它主要包括基体相和增强相。2.基体相的作用：基体相是一种连续相材料，它把增强相材料固结成一体，并起着传递应力的作用；3.增强相的作用：增强相起承受应力(结构复合材料)和显示功能(功能复合材料)的作用。无机非金属材料概论C.6 复合材料4.为何要使用复合材料？与一般材料的简单混合有本质的

3、区别，合理的材料设计，可使复合材料既能保持原组成材料的重要特色，又通过复合效应使各组分的性能互相补充，获得原组分不具备的许多优良性能。例如，金属与陶瓷各有特点，金属及其合金的热稳定性好，延展性和韧性好，但在高温下易氧化和蠕变，高温强度低，抗腐蚀能力差；陶瓷耐火度高，耐腐蚀性强，抗氧化，但脆性大，热稳定性不好。金属陶瓷就是把二者结合成整体，集二者之优点，使之具有高硬度、高强度、耐高温、耐腐蚀、耐磨损和膨胀系数小等特点，用以制作工具材料、结构材料、耐热耐腐蚀材料。无机非金属材料概论C.6 复合材料5.复合材料的种类：复合材料的种类繁多，分类方法亦不统一。按性能分类：结构复合材料、功能复合材料a.结

4、构复合材料是作为承力结构使用的材料，基本上由能承受荷载的增强相与能连接增强体成为整体材料同时又起传递力作用的基体组元构成。无机非金属材料概论C.6 复合材料 增强相包括各种玻璃、陶瓷、碳素、高聚物、金属以及天然纤维、织物、晶须、片材和颗粒等，基体相则有高聚物(树脂)、金属、陶瓷、玻璃、碳和水泥等。结构复合材料的特点：可根据材料在使用中受力的要求进行组元选材设计，更重要的是还可进行复合结构设计，即增强相排布设计，能合理地满足特殊要求并节约用材。 b. 功能复合材料：具有某种特殊的物理或化学特性，可根据其功能来分类，如导电、磁性、阻尼、摩擦、换能等。功能复合材料一般由功能体组元(增强相)和基体组元

5、(基体相)组成，基体相不仅起到构成整体的作用，而且能产生协同或加强功能的作用。无机非金属材料概论C.6 复合材料按制造成本和性能高低分类：复合材料还可分为常用和先进两类。常用复合材料如玻璃钢便是用玻璃纤维等性能较低的增强相与普通高聚物(树脂)构成 。价格低廉，得以大量发展，广泛用于船舶、车辆、化工管道和贮罐、建筑结构、体育用品等，可代替钢材。先进复合材料：高性能增强相(如碳纤维、芳纶等)与高性能耐热高聚物构成的复合材料，后来又把金属基、陶瓷基和碳(石墨)基以及功能复合材料包括在内。无机非金属材料概论C.6 复合材料它们的性能优良，但价格相对较高，主要用于国防工业、航空航天、精密机械、深潜器、机

6、器人结构件和高档体育用品等。按基体相的材料种类分类，分为金属基复合材料，陶瓷基复合材料，水泥基复合材料，塑料基复合材料，橡胶基复合材料等。无机非金属材料概论C.6 复合材料FIGURE 15.2 A classification scheme for the various composite types discussed in this chapter.无机非金属材料概论C.6 复合材料Types of composite based on the form of reinforcement无机非金属材料概论C.6 复合材料Schematic illustration of princip

7、le of composite microstructures无机非金属材料概论C.6 复合材料FIGURE 15.8 Schematic representations of (a)continuous and aligned, (b) discontinous andaligned, and (c) discontinuous and randomly oriented fiberreinforced composites.无机非金属材料概论C.6 复合材料无机非金属材料概论C.6 复合材料无机非金属材料概论C.6 复合材料无机非金属材料概论C.6 复合材料FIGURE 15.11Sche

8、matic demonstration oftransformation toughening. (a) A crack prior to inducement ofthe ZrO2 particle phase transformation. (b) Crack arrestment due to the stress-induced phase transformation.一、陶瓷基复合材料概述特种陶瓷具有优秀的力学性能、耐磨性好、硬度高及耐腐蚀性好等特点，但其脆性大，耐热震性能差，而且陶瓷材料对裂纹、气孔和夹杂等细微的缺陷很敏感。陶瓷基复合材料使材料的韧性大大改善，同时其强度、模量有了

9、提高。图 1 陶瓷基复合材料的力 位移曲线一、陶瓷基复合材料概述颗粒增韧陶瓷基复合材料的弹性模量和强度均较整体陶瓷材料提高，但力 位移曲线形状不发生变化；而纤维陶瓷基复合材料不仅使其弹性模量和强度大大提高，而且还改变了力 位移曲线的形状。纤维陶瓷基复合材料在断裂前吸收了大量的断裂能量，使韧性得以大幅度提高。图 10 1 陶瓷基复合材料的力 位移曲线表1 不同金属、陶瓷基体和陶瓷基复合材料的断裂韧性比较 材 料整体陶瓷颗 粒 增 韧相 变 增 韧AlB2BOB3BSiCAlB2BOB3B/TiCSiB3BNB4B/TiCZrOB2B/MgOZrOB2B/YB2BOB3BZrOB2B/ AlB2B

10、O3B断裂韧性MPa/mP1/2P2.74.24.56.04.24.54. 59126 96.515裂纹尺寸大小, m1.3364174364141165 2927416586459材 料晶须增韧纤 维 增 韧SiC/Al2O3SiC/硼硅玻璃SiC/锂铝硅玻璃铝钢断裂韧性MPa/mP1/2P8 101525152533444466裂纹尺寸大小, m131204表1 不同金属、陶瓷基体和陶瓷基复合材料的断裂韧性比较 二、陶瓷基复合材料的制备工艺 1、粉末冶金法 原料（陶瓷粉末、增强剂、粘结剂和助烧剂） 均匀混合（球磨、超声等） 冷压成形 （热压）烧结。 关键是均匀混合和烧结过程防止体积收缩而产

11、生裂纹。二、陶瓷基复合材料的制备工艺2、浆体法（湿态法） 混合体中各组元保持散凝状，即在浆体中呈弥散分布。这可通过调整水溶液的pH值来实现。对浆体进行超声波震动搅拌则可进一步改善弥散性。弥散的浆体可直接浇铸成型或热（冷）压后烧结成型。适用于颗粒、晶须和短纤维增韧陶瓷基复合材料。图 10 2 浆体法制备陶瓷基复合材料示意图3、反应烧结法（图10-3） 用此方法制备陶瓷基复合材料，除基体材料几乎无收缩外，还具有以下优点：增强剂的体积比可以相当大；可用多种连续纤维预制体；大多数陶瓷基复合材料的反应烧结温度低于陶瓷的烧结温度，因此可避免纤维的损伤。此方法最大的缺点是高气孔率难以避免。 图10 3 反应

12、烧结法制备SiC/Si3N4基复合材料工艺流程4、液态浸渍法（图10- 4）用此方法制备陶瓷基复合材料，化学反应、熔体粘度、熔体对增强材料的浸润性是首要考虑的问题，这些因素直接影响着材料的性能。陶瓷熔体可通过毛细作用渗入增强剂预制体的孔隙 。施加压力或抽真空将有利于浸渍过程。图10-4 液态浸渍法制备陶瓷基复合材料示意图 5、直接氧化法按部件形状制备增强体预制体，将隔板放在其表面上以阻止基体材料的生长。熔化的金属在氧气的作用下发生直接氧化反应形成所需的反应产物。由于在氧化产物中的空隙管道的液吸作用 ，熔化金属会连续不断地供给到生长前沿。Al + 空气 Al2O3Al + 氮气 AlN 图10-

13、5 直接氧化法制备陶瓷基复合材料示意图 6、溶胶 凝胶（Sol Gel）法溶胶（Sol）是由于化学反应沉积而产生的微小颗粒（直径100nm）的悬浮液；凝胶（Gel ）是水分减少的溶胶，即比溶胶粘度大的胶体。 Sol Gel法 是指金属有机或无机化合物经溶液、溶胶、凝胶等过程而固化，再经热处理生成氧化物或其它化合物固体的方法。该方法可控制材料的微观结构，使均匀性达到微米、纳米甚至分子量级水平。 Sol Gel法制备SiO2陶瓷原理如下： Si(OR)4 + 4H2O Si(OH)4+ 4ROH Si(OH)4 SiO2 + 2H2O图10 - 6 溶胶 凝胶法制备陶瓷基复合材料示意图 6、溶胶

14、凝胶（Sol Gel）法溶胶凝胶法也可以采用浆体浸渍法制备增强相预制体。溶胶 凝胶法的优点是基体成分容易控制，复合材料的均匀性好，加工温度较低。其缺点是所制的复合材料收缩率大，导致基体经常发生开裂。图10-7 溶胶 凝胶法制备纤维陶瓷基复合材料示意图7、化学气相浸渍（CVI）法 用CVI法可制备硅化物、碳化物、氮化物、硼化物和氧化物等陶瓷基复合材料。由于制备温度比较低，不需外加压力。因此材料内部残余应力小，纤维几乎不受损伤。如可在8001200C制备SiC陶瓷。其缺点是生长周期长、效率低、成本高、材料的致密度低等。 图10 - 8 ICVI法制备纤维陶瓷基复合材料示意图三、陶瓷基复合材料的界面

15、和界面设计 1、界面的粘结形式 （1）机械结合（2）化学结合陶瓷基复合材料往往在高温下制备，由于增强体与基体的原子扩散，在界面上更易形成固溶体和化合物。此时其界面是具有一定厚度的反应区，它与基体和增强体都能较好的结合，但通常是脆性的。若增强体与基体在高温时不发生反应，那么在冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由此产生的径向压应力与界面剪切应力有关： = ，为摩擦系数，一般取0.10.6。 2、界面的作用陶瓷基复合材料的界面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。因此，陶瓷基复合材料界面要有一个最佳的界面强度。强的界面粘结往往导

16、致脆性破坏，裂纹在复合材料的任一部位形成并迅速扩展至复合材料的横截面，导致平面断裂。这是由于纤维的弹性模量不是大大高于基体，因此在断裂过程中，强界面结合不产生额外的能量消耗。图10 - 10 陶瓷基复合材料界面示意图 2、界面的作用若界面结合较弱，当基体中的裂纹扩展至纤维时，将导致界面脱粘，发生裂纹偏转、裂纹搭桥、纤维断裂以至于最后纤维拔出。所有这些过程都要吸收能量，从而提高复合材料的断裂韧性（图10-10）。 图10 - 10 陶瓷基复合材料界面示意图 3、界面性能的改善 为了获得最佳界面结合强度，希望避免界面化学反应或尽量降低界面的化学反应程度和范围。实际当中除选择增强剂和基体在制备和材料

17、服役期间能形成热动力学稳定的界面外，就是纤维表面涂层处理。包括C、SiC、BN、ZrO2 和SnO2等。纤维表面涂层处理对纤维还可起到保护作用。纤维表面双层涂层处理是最常用的方法。其中里面的涂层以达到键接及滑移的要求，而外部涂层在较高温度下防止纤维机械性能降解。 四、陶瓷基复合材料的性能 1、室温力学性能1）拉伸强度和弹性模量对陶瓷基复合材料来说陶瓷基体的失效应变低于纤维的失效应变，因此最初的失效往往是基体中晶体缺陷引起的开裂。材料的拉伸失效有两种：第一：突然失效。如纤维强度较低，界面结合强度高，基体较裂纹穿过纤维扩展，导致突然失效。 第二：如果纤维较强，界面结合较弱，基体裂纹沿着纤维扩展。纤

18、维失效前纤维/基体界面在基体的裂纹尖端和尾部脱粘。图10-11 纤维陶瓷基复合材料应力-应变曲线示意图 2）断裂韧性纤维拔出与裂纹偏转是复合材料韧性提高的主要机制。纤维含量增加，阻止裂纹扩展的势垒增加，断裂韧性增加。但当纤维含量超过一定量时，纤维局部分布不均，相对密度降低，气孔率增加，其抗弯强度反而降低（图10-12）。 图10-12 CF/ LAS的断裂韧性和弯曲强度随纤维含量的变化 2、高温力学性能1）强度室温下，复合材料的抗弯强度比基体材料高约10倍，弹性模量提高约2倍。复合材料的抗弯强度至700保持不变，然后强度随温度升高而急剧增加；但弹性模量却随着温度升高从室温的137GPa降到85

19、0的80 GPa。1）强度随温度升高，基体陶瓷的断裂韧性呈下降趋势，而复合材料的KIC却保持不变；在大于1000之后，KIC呈上升趋势。SiCW的加入增加了韧性及断裂功被归功于裂纹桥联和纤维拔出增韧机制。 2）蠕变对单晶陶瓷，通常发生纯位错蠕变；对多晶陶瓷则晶界滑移，晶粒及晶界上空位运动和位错机制控制蠕变过程。大多数陶瓷纤维并不大幅度地改善抗蠕变性能，因为许多纤维的蠕变速率比对应的陶瓷的蠕变速率要大得多。 图10-23 SiC颗粒/ZTP陶瓷的高温蠕变性能 3）热冲击性（热震性）大多数陶瓷在经受剧烈的冷热变化时，容易发生开裂而破坏。陶瓷基复合材料改善了材料的抗热震性。在Al2O3中加入20Vo

20、l%的SiC晶须后，不仅强度提高了一倍，而且抗热震性得到明显提高。在锆刚玉莫来石中加入10-30 Vol%的BN颗粒后，使临界热震性温度从400提高到700。 五、增韧机理1颗粒增韧（1）非相变第二相颗粒增韧 1）微裂纹增韧 影响第二相颗粒增韧效果的主要因素是基体与第二相颗粒的弹性模量、热膨胀系数以及两相的化学相容性。其中化学相容性是复合的前提。两相间不能有过度的化学反应，同时保证具有合适的界面结合强度。弹性模量只在材料受外力作用时产生微观应力再分布效应；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得到增韧的主要根源。 图10-24 2）裂纹偏转和裂纹桥联增韧裂纹偏转是一种裂纹

21、尖端效应，是指裂纹扩展过程中当裂纹遇上偏转元（如增强相、界面等）时所发生的倾斜和偏转。 裂纹桥联是一种裂纹尾部效应。它发生在裂纹尖端，靠桥联元（剂）连接裂纹的两个表面并提供一个使裂纹面相互靠近的应力，即闭合应力，这样导致强度因子随裂纹扩展而增加。裂纹桥联可能穿晶破坏，也有可能出现互锁现象，即裂纹绕过桥联元沿晶发展（裂纹偏转）并形成摩擦桥（图10-26）。裂纹桥联增韧值与桥联元（剂）粒径的平方根成正比。 图10-26 裂纹偏转机理 （2）延性颗粒增韧 在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒能明显提高材料的断裂韧性。其增韧机理包括由于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

22、桥。当基体与延性颗粒的和E值相等时，利用延性裂纹桥可达最佳增韧效果。但当和E值相差足够大时，裂纹发生偏转绕过金属颗粒，增韧效果较差。 （ 3）纳米颗粒增强增韧 将纳米颗粒加入到陶瓷中时，材料的强度和韧性大大改善。增强颗粒与基体颗粒的尺寸匹配与残余应力是纳米复合材料中的重要增强、增韧机理。 （4）相变增韧 当将氧化锆颗粒加入其它陶瓷基体中时，氧化锆的相变使陶瓷的韧性增加。 单斜相(m) ZrO2，1170C 四方相(t ) ZrO2；2370C 立方相ZrO2。 t-m转变具有马氏体的特征，伴随有3-5%的体积膨胀。这一相变温度正处在室温与烧结温度之间，对材料的韧性和强度有很大影响。 ZrO2发

23、生t-m相变时体积膨胀，使基体产生微裂纹，增加了材料的韧性，但使强度有所下降 （图10-27）。 图10 27 ZTA性能随ZrO2体积含量的变化 （4）相变增韧如在ZTA（ZrO2/ Al2O3）中加入某些稳定氧化物（如Y2O3等），则会抑制ZrO2的t-m相变。当从制备温度冷却下来时，通过控制晶粒尺寸，可以制备出全部为四方相(t) ZrO2组成的氧化锆多晶陶瓷（Y-TZP）。此时四方ZrO2处于亚稳态，当材料受外力作用时，在应力的诱导下，发生t-m相变。相变吸收能量而阻碍裂纹的继续扩展，因而不但提高了材料的强度而且提高了韧性（图10-28、29）。由应力诱导相变增韧的韧性增量为： K = 0.3 zEmr01/2 ；其中r0为相变区的宽度；z为复合材料中亚稳态ZrO2颗粒的体积分数；为伴随相变产生的体积应变，Em为基体的弹性模量。 （4）相变增韧图10-27相变增韧示意图 图10-28 ZTA中应力诱变韧化导致性能随ZrO2体积含量的变化 2、纤维、晶须增韧（1）裂纹弯曲（Crackbowing）和偏转 图10-29 裂纹弯曲韧化机理 在扩展裂纹尖端应力场中的增强体会导致裂纹发生