纤维增强陶瓷基复合材料的强化,化机制韧.pdf

北京石油化工学院学报
第ll卷第3期Vo1．11No．3
JournalofBeijingInstituteof
2003年9月Sep．2003
Petro-chemicalTechnology

纤维增强陶瓷基复合材料的强化、韧化机制

仵亚红
(北京石油化工学院机械工程系，北京102617)

摘要在陶瓷材料中加入纤维，来改善陶瓷材料的脆性，增强陶瓷材料的韧性和强度。通过对
陶瓷基复合材料应力、临界纤维长度的讨论可知，复合材料的强度应考虑纤维取向和纤维长度。阐述了几种
纤维增韧的机理，用断裂功来评价断裂韧性已得到广泛应用。
关键词复合材料；断裂强度；韧性；断裂功
中图法分类号TB332

先进陶瓷(AdvancedCeramics)是“采用高度制约，纤维对复合材料的性能起着重要作用，纤
精选的原料，具有能精确控制的化学组成，按照维的热稳定性、高强度、高模量、低密度都是影
便于控制的制造技术加工的，便于进行结构设响复合材料性能的重要因素。
计，并具有优异特性的陶瓷”．2J。先进陶瓷作基体(Matrix)在复合材料中不仅承受载荷，
为新型工程材料，具有优良的力学和理化性能，而且是将载荷传递到纤维的媒体。基体本身应
如高比强度、高比模量、优良的抗破损能力和破具有高的强韧性、与纤维的相容性、高温稳定性
损安全性、优良的抗疲劳和耐热性_3J。以及制造复合材料的良好工艺性。基体不仅对
虽然陶瓷材料表现出高的高温强度和高温复合材料的强度做出贡献，而且可以通过对基
稳定性，在许多方面具有金属材料不可比拟的体成分的调整，来控制纤维和基体的界面反应，
优点，但是由于其键合的特点，缺乏像金属材料从而决定复合材料的断裂韧性与强度。复合材
那样的塑性和变形能力。在陶瓷材料的断裂过料中纤维与基体的界面(Interface)设计合理与
程中，除了用增加新表面来增加表面能外，几乎否与复合材料的整体性能的优劣有十分密切的
没有其他可以吸收外来能量的机制，这就导致关系J。在界面优化设计中首先应考虑的是复
了陶瓷材料的脆性本质，使陶瓷材料在高温、高合材料应具有粘接适度的界面_6J。
应力，特别是动态条件下的应用受到了限制。
1复合材料的断裂强度
解决这一问题的关键在于改善陶瓷的脆性，即
增强其韧性，提高其使用的可靠性，从而拓宽陶当复合材料承受载荷时，如图1所示，其应
瓷材料的应用领域J。为此，材料科学工作者力和弹性模量服从混合法则，即：
进行努力，成功地探索了许多提高陶瓷材料韧
性的方法。颗粒增韧与纤维增韧是采用的主要
方法。
纤维增强陶瓷基复合材料是出现较晚的一
种复合材料，目前正处于研究和发展阶段，应用㈣圆圈
长纤维短纤维垂直受力
十分有限。陶瓷基复合材料(CeramicMatrix
图1复合材料受力状况
Composites，简称CMC)的发展受到纤维发展的
=afVf+(1)
Ec=EfVf+(2)
收稿13期：2003-0317
+Vm=1(3)

第3斯仵亚红．纤维增强陶瓷基复合材料的强化、韧化机制35

式中表示承受的应力，E为弹性模量，代裂强度因此L称为临界纤维长度，它是使
表体积分数，下标c、f和m分别代表复合材料应力达到纤维断裂时的最短纤维长度，可定义
(composites)、纤维(fiber)和基体(matrix)。为在给定纤维长度范围内，引起拉伸失效而不
在复合材料断裂前，无论是基体还是纤维，是界面剪切失效的最短纤维长度。当纤维上的
其应变应该是一致的：拉应力达到纤维的断裂强度血时，
e=e=e，=O"m／E=o／E，(4)作用在纤维上的拉力为：血(兀d／4)
对于脆性基体复合材料，当基体的应变大作用在界面上的剪力为：rTtdL／2
于其临界断裂应变时，基体发生断裂。由于基由力平衡，即血(7cd／4)=rTtdL／2，可求
体弹性变形极小，也没有塑性变形，所以在基体出临界纤维长度L=a6,d／2r
断裂瞬间，纤维并未充分发挥作用。设e<
e血，基体断裂后，它所承载的应力分量全部转
移给纤维。此时复合材料所承担的应力由式
(1)和式(4)可推导出：

={1+l(E，／E)一1)J}(5)
下标舢和分别代表基体和纤维断裂。
从式(5)看出，对于脆性基体复合材料，如果基
体的断裂应变e小于纤维的断裂应变e要
想复合材料得到强化，必须大于E，即纤维
需要较高的弹性模量。强度提高的程度取决于
Er／E之比。如果选择的强化组元小于图2短纤维周围的应变

，基体不仅得不到强化，反而会使强度降低。式中d为纤维直径，Ld叫做临界长径比，L
对于短纤维强化复合材料，仅仅只是那些>时，才有强化效果。在复合材料中，如果
平行于拉伸方向的纤维和当纤维的长度超过临纤维的长度大大长于临界长度，那么复合材料
界长度的情况下，纤维的极限强度才能发挥作的