《陶瓷基复合材料》.ppt

陶瓷基复合材料陶瓷基复合材料，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.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。
（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。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。

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。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。

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。
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。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。图7-32给出SiCw／A1203复合材料的显微组织。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.晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料（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。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