《陶瓷基复合材料》

陶瓷基复合材料Clicktoaddyourtext

整理课件

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。5.1陶瓷基复合材料分类整理课件5.1陶瓷基复合材料分类整理课件由于增强体形状的不同，因此，陶瓷基复合材料显微结构各有其特点。图7-27示出复合材料组织模型图。5.5陶瓷基复合材料的显微组织整理课件

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。

使用得较为普遍的晶须是SiC、A1203和Si3N4.

5.2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性整理课件

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。5.2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性整理课件5.2陶瓷基复合材料中常用的增强体及特性整理课件

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。

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。

5.3纤维增强陶瓷基复合材料1.单向长纤维增强复合材料整理课件（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。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整理课件图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。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件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中：KIC为复合材料强度；KIC0为基体断裂强度；Wfp为纤维拔出功,Wff为断裂功。际上在断裂过程中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。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件图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。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件图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。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件

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。

5.3纤维增强陶瓷基复合材料（2）多向长纤维增强复合材料整理课件(1)二维多向排布纤维(纤维布)增韧陶瓷基复合材料。这种复合材料中纤维的排布方式有两种。一种是将纤维编织成纤维布，浸渍浆料后根据需要的厚度将若干层或单层进行热压烧结成型(图7-15)。这种材料在纤维排布平面的二维方向上性能优越，而在垂直于纤维排布面方向上的性能较差。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件（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复合材料开始的。现已发展到三向石英/石英等陶瓷基复合材料。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件

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。5.3纤维增强陶瓷基复合材料整理课件

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。

SiC晶须是使用最普遍的增韧体。目前被广泛应用的材料有SiCw／ZrO2、SiCw／A1203、SiC／Si3N4、SiCw／Si02等。

1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料（3）短纤维(晶须)增韧复合材料整理课件

这种复合材料的制备工艺是将长纤维剪切短(<3mm)，然后分散并与基体粉末混合均匀后，再用热压烧结的方法即可制得高性能的复合材料。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整理课件

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。沿加压面方向上的性能优于垂直加压面方向上的性能。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整理课件图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。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件图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。

1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料整理课件图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。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件

近年来晶须代替短纤维增韧陶瓷基复合材料发展很快并取得了很好的韧化效果。陶瓷晶须目前常用的是SiC、Al2O3和Si3N4晶须。基体常用的有Al2O3、Si3N4、ZrO、SiO2和莫来石等。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料2.晶须增韧陶瓷基复合材料整理课件图7-20及图7-2l给出Zr02[2％(摩尔)Y203]+SiCw及Al2O3+SiCw陶瓷复合材料的性能与SiCw体积分数之间的关系，可以看出两种复合材料弹性模量、硬度及断裂韧性随着SiCw体积分数增加而提高。

5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件对Al2O3基复合材料，随SiCw体积分数的增加单调上升；而对Zr02基体，在10％(体积分数)SiCw时弯曲强度出现峰值，随后有所下降，但仍高于基体强度。这是由于SiC体积分数高时造成热失配过大，同时致密化困难引起密度下降，从而界面强度降低，使得复合材料强度下降。

5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件

SiC晶须增韧陶瓷基复合材料的强韧化机理大体与纤维增韧陶瓷基复合材料相同，即主要靠晶须的拔出，桥连与裂纹转向机制对强度和韧性的提高产生突出贡献。图7-22给出晶须增韧机制示意图。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件

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，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。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件

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；

界面强度过低，则晶须拔出功减小，对韧化和强化都不利，因此界面结合强度应有一个最佳值。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料整理课件

晶须与短纤维相比，具有一定的长径比，因此复合材料的制备过程，当晶须体积分数较高时，由于其桥架效应而使致密化变得困难，导致性能下降。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。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整理课件

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。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整理课件这种复合材料各向同性，制备及加工方法简单，加入颗粒可以根据需要改善基体的力学性能或物理性能。图7-29给出ZrO2P／A1203复合材料的显微组织，其中白色粒子为ZrO2P，小的Zr02粒子分布在A1203晶粒内部，大的Zr02粒子分布在A1203晶界上。Zr02粒子对基体起到相变增韧和裂纹转向韧化作用。1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料颗粒弥散增强复合材料整理课件

图7-24是SiCP／Si2N4复合材料的性能与SiCP体积分数的关系。可见在SiCP体积分数为5％时强度及韧性达到了最高值。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整理课件

当用的颗粒为SiC、TiC等时，基体材料采用的是A1203和Si3N4等。这些复合材料已被用来制作陶瓷刀具。

图7-23给出了SiCP/A1203复合材料的性能随SiCp体积分数的变化关系。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整理课件

从以上的讨论得知，晶须与颗粒增韧陶瓷的韧化作用各有优缺点，为了对优缺点进行互补，人们想到了将两者共同使用，以便达到最佳效果。关于这方面的研究工作已进行了大量研究工作，如利用SiCw的拔出桥连与裂纹转向机制及ZrO2粒子的相变增韧机制的共同增韧作用，使韧化效果进一步提高。5.4短纤维＼晶须及颗粒增韧增强陶瓷基复合材料4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料整理课件

图7-25及图7-26给出了Al203+ZrO2(Y203)+SiCw复合材料的性能随ZrO2(Y203)及SiCw体积分数的变化，可以看出，其强度和韧性的变化趋势为：随SiCw及ZrO2(Y203)体积分数的增加，性能均呈上升趋势，在20％SiCw及30％ZrO2(Y203)时，复合材料的f达1200MPa，KIC达10MPa·m1/2以上。比单纯晶须韧化的A1203+SiCw复合材料的性能(f为634MPa，KIC为5.5MPa·m1/2)有明显提高，这充分体现了复合韧化强化的效果。4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料整理课件图7-32给出SiCw／A1203复合材料的显微组织。(4）颗粒与短纤维复合增韧复合材料1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料整理课件图7-33示出(ZrO2p+SiCw)／A1203复合材料的显微组织，这种组织同时兼有ZrO2P相变增韧及短纤维增韧作用，因而使韧性显著提高。该类复合材料还有(SiCw十SiCp)／A1203、(SiCp+SiCw)／Si3N4、(SiCp十SiCw)／ZrO2等。

(4）颗粒与短纤维复合增韧复合材料1.纤维、颗粒弥散增强陶瓷基复合材料整理课件4.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料表7-4莫来石及其制得的复合材料的强度与韧性整理课件（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。5.6陶瓷基复合材料的界面和界面设计1.界面的粘结形式整理课件

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。2.界面的作用整理课件（1）非相变第二相颗粒增韧

假设第二相颗粒与基体不存在化学反应，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之一。

3.增韧机理1）颗粒增韧整理课件当p

m时，当颗粒处于拉应力状态，而基体径向处于拉伸状态、切向处于压缩状态时，可能产生具有收敛性的环向微裂；裂纹在基体中发展，增加了裂纹扩展路径，因而增加了裂纹扩展的阻力。1）颗粒增韧整理课件当p

m时，若颗粒在某一裂纹面内，则裂纹向颗粒扩展时将首先直接达到颗粒与基体的界面。此时如果外力不再增加，则裂纹就在此钉扎，这就是裂纹钉扎增韧机理的本质。若外加应力进一步增大，裂纹继续扩展，或穿颗粒发生穿晶断裂，或绕过颗粒，沿颗粒与基体的界面扩展，裂纹发生偏转。即使发生偏转，因偏转程度较小，界面断裂能低于基体断裂能，增韧的幅度也较小。1）颗粒增韧整理课件裂纹扩展路径整理课件

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。（2）延性颗粒增韧整理课件

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。（3）纳米颗粒增强增韧整理课件

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

四方相(t)ZrO2立方相ZrO21170C

2370Ctm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。（4）相变增韧

整理课件

如果在ZTA（ZrO2/Al2O3）中加入某些稳定氧化物（如Y2O3等），则会拟制ZrO2的tm相变。当从制备温度冷却下来时，通过控制晶粒尺寸(小于室温相变临界尺寸)，可以制备出全部或部分为四方相(t)ZrO2组成的氧化锆多晶陶瓷。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tm相变。相变吸收能量而阻碍裂纹的继续扩展，同时相变颗粒发生体积膨胀，并在其周围产生大量的微裂纹，阻碍了主裂纹的扩展。因而不但提高了材料的强度而且提高了韧性。（4）相变增韧

整理课件相变增韧示意图

ZTA中应力诱变韧化导致性能随ZrO2体积含量的变化关系图

（4）相变增韧

整理课件（1）裂纹偏转

由于纤维周围的应力场，基体中的裂纹一般难以穿过纤维，相对而言它更易绕过纤维并尽量贴近纤维表面扩展，即裂纹偏转。

裂纹偏转可绕着增强体倾斜发生偏转或扭转偏转。偏转后裂纹受的拉应力往往低于偏转前的裂纹，而且裂纹的扩展路径增长，裂纹扩展中需消耗更多的能量因而起到增韧作用。3.增韧机理2）纤维、晶须增韧整理课件裂纹偏转增韧原理

a：裂纹倾斜偏转；b：裂纹扭转偏转；

c：增强剂长径比对裂纹扭转偏转的影响。整理课件

复合材料在纤维脱粘后产生了新的表面，因此需要能量。尽管单位面积的表面能很小，但所有脱粘纤维总的表面能则很大。（2）脱粘（Debonding)整理课件

纤维拔出是指靠近裂纹尖端的纤维在外应力作用下沿着它和基体的界面滑出的现象。

纤维首先脱粘才能拔出。纤维拔出会使裂纹尖端应力松弛，从而减缓了裂纹的扩展。纤维拔出需外力做功，因此起到增韧作用。

纤维拔出能总大于纤维脱粘能，纤维拔出的增韧效果要比纤维脱粘更强。因此，纤维拔出是更重要的增韧机理。（3）纤维拔出（Pull–out）整理课件整理课件

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，而是在裂纹两岸搭起小桥，使两岸连在一起。这会在裂纹表面产生一个压应力，以抵消外加应力的作用，从而使裂纹难以进一步扩展，起到增韧作用。

另外：桥接机制适用于可阻止裂纹尖端、裂纹表面相对运动的任何显微结构特征（颗粒、晶须）。（4）纤维桥接（FiberBridge）整理课件整理课件陶瓷基复合材料的制造通常分两个步骤：

首先将增强材料掺入未固结的(或粉末状的)基体材料中，然后使基体固结。普遍采用的技术是料浆浸渍工艺，然后再热压烧结。或者连续纤维编织制成预成型坯件，再进行化学气相沉积、化学气相渗透或直接氧化沉积，制成连续纤维增韧陶瓷基复合材料。连续纤维增强陶瓷基复合材料的主要制造方法有料浆浸渍及热压烧结法、原位化学反应法、直接氧化沉积法、先驱体热解法、熔融浸溶法和反应烧结法。5.6陶瓷基复合材料的制造整理课件

料浆浸渍法是使纤维增强材料经过盛有料浆的容器，浸渍浆料后，再缠绕到卷筒上，经过烘干、切断制成已浸渍的无纬布。再将这种无纬布剪裁成一定规格的带条或其他形式，放入模具内，合模加压，加热制成坯体，然后再经高温去胶和烧结制得复合材料。料浆浸渍与热压烧结工艺制备连续纤维增韧陶瓷基复合材料的工艺流程如图7-34所示。(1）料浆浸渍与热压烧结工艺整理课件

料浆浸渍法是制备玻璃和玻璃陶瓷广泛采用的工艺方法，采用料浆浸渍及热压烧结法制备的SiC纤维复合材料，其弯曲强度和断裂韧性分别达到700MPa和17MPa·m1/2。这种方法的优点是纤维取向可以自由调节，缺点是不能制造大尺寸的制品，而且所得制品的致密度较低。5.6陶瓷基复合材料的制造(1）料浆浸渍与热压烧结工艺整理课件在具有贯通间隙的增强体坯件或纤维编织骨架中沉积陶瓷基体制备陶瓷基复合材料的方法，工艺为纤维编织骨架坯件置于化学气相沉积炉内，通人沉积反应的源气，在沉积温度下热解或发生反应，生成所需的陶瓷基材料，沉积在坯件的孔隙中，并逐步填满。化学气相沉积温度为1100-1500℃，CVD法可用于制备C/C、Cf／BN、SiCf／Cf、Si3N4／B4C等体系的复合材料。图7-35为化学气相沉积工艺原理示意图。与热压法相比，化学气相沉积法的优点是：在制备过程中纤维受到的机械损伤和化学损伤小，可以制备组成可调的梯度功能复合材料。它的不足是：效率低，成本高；坯件的间隙在化学气相沉积法过程中易堵塞或形成闭孔，难以制成高致密度复合材料.(2）化学气相沉积法(CVD)整理课件此法适用熔融金属直接与氧化剂产生氧化反应来制备陶瓷基复合材料的方法，其工艺过程为：

首先将纤维增强材料预成型坯体置于熔融金属上面，添加有添加剂的熔融金属，在氧化气氛中，便不断地浸渍预成型坯体，在浸渍过程中，熔融金属或其蒸气与气相氧化剂发生反应，便生成氧化物。随时间的延长，边浸渍边氧化，最后可制得纤维增强陶瓷基复合材料。直接氧化沉积法工艺简单、生产效率高、成本低，且纤维无损伤。所制备的复合材料性能优良，具有高强、高韧和耐高温特性。3)直接氧化沉积法(DOD)整理课件图7-36为直接氧化沉积法工艺原理示意图。此工艺常以铝为母体金属，以镁和硅为添加剂，氧化气氛为空气，反应温度为1200一1400℃.也可选用其他金属为母体，通过反应温度和添加剂的调节，制备其他陶瓷基复合材料或调节复合材料的性能。用此工艺制造的碳化硅纤维增强氧化铝复合材料，在1200℃弯曲强度和断裂韧性分别达到350MPa和18MPa·m1/2，而室温弯曲强度和断裂韧性分别达到450MPa和21MPa·m1/2。3)直接氧化沉积法(DOD)整理课件

晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造方法是：先将晶须或短纤维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，烘干后热压或累等静压烧结。此外，CVD、CVI、固相反应烧结、直接氧化沉积等工艺也适合于制备晶勿(短纤维)增强陶瓷基复合材料。

成型方法常采用加压渗滤法、高温致密化法、先驱饲热解法和化学气相沉积法等。烧结方法则采用热压烧结、反应烧结、热等静压(HIP)烧结、微波烧结。2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造整理课件

热压烧结是将晶须(短纤维)与陶瓷基体粉末制备的半成品坯体或粒料或粉料，在高温下施加一定的压力，使其成为具有一定形状的、具有一定致密度的坚固固体的过程。热压烧结法最好选用石墨来作为模具材料，必要时应用惰性气体保护。热压烧结的特点是：成型压力低，仅为冷成型的l／10，烧结时间短，可防止晶粒长大；制品致密度高；生产效率较低，成本高，制品性能具有方向性。此法适用于制造形状和绍构简单的制品，不利于大批量生产。2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(1）热压烧结法整理课件

它是采用包套，将晶须(短纤维)与陶瓷粉体制备的半成品仍或粒料或粉料等装入包套内，再放入等静压炉内，在高温、高压下，使其经历各向均衡的压力作用，烧结成陶瓷基复合材料的制品。在烧结中所用的包套常用金属或陶瓷材料制成。低碳钢和不锈钢包套适用于氧化物陶瓷复合材料，钼、钨、石英玻璃等包套适用于其他陶瓷基复合材料。烧结过程中要用惰性气体保护。

热等静压的工艺特点是：烧结温度低(如常压烧结温度为1800℃，20MPa压力下烧结温度为1500℃，400MPa压力下烧结温度为1000℃)、时间短，不用添加烧结添加剂就可制备显微结构均匀无气孔的致密化材料；复合材料或制品的强度高、韧性好，但设备投资大，生产效率较低。2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(2）热等静压烧结法整理课件

微波烧结法是利用陶瓷材料在微波电磁场中由于材料介电损耗而升温的原理，可迅速将温度升至烧结温度，从而加快烧结速度，提高烧结速率，实现陶瓷蓟密化的快速烧结技术。由于烧结速度快(500℃／min以上)，所以是制备高强、高韧精细工程陶瓷的有效手段。2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(3）微波烧结法整理课件

先驱体热解法是将晶须(短纤维)、陶瓷微粉、有机先驱体和溶剂混合、搅拌，模压制成坯件，将此坯件在一定温度下热解，使有机先驱体转化为无机陶瓷组分，制成晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的方法。例如，短切碳纤维增强SiC复合材料制备方法为：将短切碳纤维、SiC微粉、聚碳硅烷(PCS)、二甲苯溶剂在混合器中混合均匀，然后加热、搅拌，以除去大部分溶剂，再将此粘有陶瓷粉料的短纤维撕松、烘干、加压成坯件，经高温裂解，PCS转化为无机SiC，以便制成SiC陶瓷基复合坯体。将上述初烧成物浸渍PCS，再热解转化，反复多次，得到SiC陶瓷基复合材料。先驱体热解法的优点是：成型容易，烧结温度低，工艺重复性高。缺点是：制品致密度低，收缩变形大。2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(4）先驱体热解法整理课件

电泳沉积工艺是利用陶瓷粉末和增强材料(晶须或短纤维)的悬浮溶液分散体系在直流电流作用下，电荷点向电极迁移并在电极上沉积成一定形状的坯件的原理，经干燥、烧结后获得陶瓷基复合材料制品。分散介质用水或溶剂；电极材料用金属或石墨。电泳沉积法的优点是：适于制造薄壁、异形筒状和棒状、板状制品；可用于制造层状复合材料和梯度功能复合材料。2.晶须(短纤维)增强陶瓷基复合材料的制造(5）电泳沉积法整理课件

颗粒增强陶瓷基复合材料采用传统的烧结工艺，即将不同的陶瓷材料粉体经机械混合或化学混合得到均匀的混合料，压制或注射成型后在进行常压烧结、热压烧结或热等静压烧结，得到致密的陶瓷基复合材料。3．颗粒增强陶瓷基复合材料的制造整理课件

坯体成型的原料是经过处理的粒料，在没有特殊要求情况下，也可不进行造粒，直接用粉料成型。成型方法是：将压制、注射、浇注等预成型坯体再经烧结即成复合材料或制品。表7—5为坯体主要成型方法。3．颗粒增强陶瓷基复合材料的制造1）坯体成型方法整理课件

烧结是将成型后的半成品(坯件)在适当环境或气氛中升温烧结，烧结过程通过一系列物理、化学变化改变陶瓷颗粒间的结合状态，以提高制品致密度和力学性能，并使其他物理、化学性能也得到明显改善的过程。它是陶瓷基复合材料与特种陶瓷的主要制造技术之一。3．颗粒增强陶瓷基复合材料的制造2）烧结方法整理课件

凡有液相参加的烧结过程称为液相烧结。液相烧结过程由颗粒重排、气孔充填和晶粒生长等阶段组成。由于流体传质速率比扩散传质快，因而液相烧结致密化速率高，可使坯体在比固态烧结温度低得多的情况下获得致密的烧结体。为实现液相烧结，通常在粉料中加入烧结助剂或添加剂，促使陶瓷基复合材料坯体在烧结过程中进一步致密化。2）烧结方法（1）液相烧结整理课件

指在正常压力下(101.3kPa)，具有一定形状的疏松坯体