10章陶瓷基复合材料课件

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,#,1,10.,陶瓷基复合材料,2,10.1,陶瓷基体,熔点高，耐高温，硬度大，耐磨性好,化学稳定性好，耐腐蚀,密度较小,韧性低（或脆性）,热膨胀系数较小，,抗热震性能差,基体普遍特点：,陶瓷,基体，是一种包括范围很广的材料，属于,无机化合物,而不是单质，所以它的结构远比金属合金复杂得多。,陶瓷材料中的化学键往往是介于,离子键与共价键,之间的混合键。,3,化合物,熔点,/,化合物,熔点,/,化合物,熔点,/,Al,2,O,3,2054,ZnO,1975,ZrN,2980,ZrO,2,2677,TiO,2,1857,Ti,2,B,2897,莫来石,1850,SiC,2837,TiC,3070,一些陶瓷材料的熔点,/,10.1,陶瓷基体,4,具有,致命的缺点,，即,脆性,。,这一弱点正是目前陶磁材料的使用受到很大限制的主要原因。,10.1,陶瓷基体,5,如何实现陶瓷的,韧性化问题,成了近年来陶瓷开发的一个重点问题。,向陶瓷材料中加入起增韧作用的第二相、制成陶瓷基复合材料是解决陶瓷增韧的重要手段。,10.1,陶瓷基体,6,现代陶瓷材料最早源于,硅酸盐材料,，,逐渐,扩大到其他的,无机非金属材料,。,如：,碳化硅,、,氮化硅,、,氧化铝、氧化锆、氧化镁,优点：耐高温,、,耐腐蚀,、,高强度,、,重量轻,和,价格低,等,10.1,陶瓷基体,7,常见的陶瓷基体有：,（,1,）,氧化物基体,（,2,）,非氧化物基体,金属碳化物，氮化物、硼化物,等,（,3,）,微晶玻璃,10.1,陶瓷基体,8,主要由,离子键,结合，也有一定成分的,共价键,纯氧化物陶瓷的熔点多超过,2000,。在,800,1000,以前强度降低不大,氧化物陶瓷在高温下,不会被氧化,，所以常做,高温耐火结构材料,常见的基体材料有,氧化铝,和,氧化锆,陶瓷,10.1.1,氧化物陶瓷,9,1,）,氧化铝陶瓷的主要性能,主要有具有,、,和,三种晶型，其中,和,型是纯氧化铝，而,型是含碱的铝酸盐,基体材料的氧化铝陶瓷主要是,-Al,2,O,3,，纯度为,99,99.5,，密度,3.75,3.85g/cm,3,，熔点,2054,。,刚玉瓷具有很好的机械强度，加热到,1600,1700,仍保持很高的机械强度。,化学稳定性好，与酸碱都不发生作用，常温下，也不与氢氟酸发生作用。具有很好的介电性，同时还可以作为透光度为,80,以上的制品。,10.1.1,氧化物陶瓷,10,1,）,氧化铝陶瓷的主要性能,10.1.1,氧化物陶瓷,11,2,）氧化锆陶瓷,单斜变四方时体积收缩,7.7,，晶型转变产生明显的体积收缩或膨胀，可以加入一些的稳定剂，如,CaO,、,MgO,等，保持氧化锆的四方结构。,氧化锆熔点,2667,，热的不良导体，化学性能稳定。可作为耐火材料，熔融铂、铑、钛等金属的坩锅，最高温度可达,2500,。可用作火箭和喷气发动机的耐腐蚀部件。,10.1.1,氧化物陶瓷,12,10.1.2,非氧化物陶瓷,在,自然界很少,，需要人工合成。,非氧化物陶瓷主要是共价键结合而成，但也有一定的金属键成分。,这类陶瓷材料的熔点高、硬度大和耐磨性好。具有特殊的电磁和化学性质。,但这类材料的脆性大，高温抗氧化能力不高，所以在高温氧化气氛中使用寿命有限。,常见的基体材料有,碳化硅,和,氮化硅,陶瓷。,13,1,）碳化硅陶瓷,和,两种晶型，,为六方型多层链状结构。,型为立方结构，在,2100,转变为,型。,无熔点，在,2830,发生分解。理论密度,3.21g/cm,3,，莫氏硬度,9.2,，耐磨性好，导热性好，热膨胀系数,4.710,-6,/,。,化学稳定性好，除,磷酸、硝酸和氢氟酸混合酸,外，与所有的酸都不反应。碳化物中抗氧化能力最好。高温下能与金属氧化物发生反应。,工业陶瓷中碳化硅有黑色和绿色两种，黑色是碳过量，绿色是硅过量。,10.1.2,非氧化物陶瓷,14,2,）氮化硅陶瓷,氮和硅的唯一化合物。有,、,两中晶型，,属于低温型，在,1400,1600,时转变为,型（高温稳定型）。,两种变体均属于六方晶系，但,c,方向上,型晶格常数,型的,2,倍。两种晶型密度很相近，相变时几乎不发生体积变化,。理论密度为,3.184g/cm,3,，布氏硬度,99,级，分解温度,1900,，,型膨胀系数为,3.010,-6,/, ,型热膨胀系数为,3.610,-6,/,。,20,时电阻率为,10,1314,cm,。机械强度高，尤其是高温机械强度。化学稳定性好，抗氧化能力强。,10.1.2,非氧化物陶瓷,15,氮化硅是一种出色的耐腐蚀材料，可用作坩锅，热电偶保护管，金属冶炼炉的内衬材料。有极高的热稳定性和中等的机械强度，可以用作火箭喷嘴、导弹发射台和尾气喷管以及燃气轮叶片。,氮化硅原子自扩散系数非常小，制备难，近年来人们开始研究添加氧化铝形成的氮化硅固溶体形成,Sialon,陶瓷（赛隆，含有,Si,、,Al,、,O,、,N,四种元素）。,10.1.2,非氧化物陶瓷,16,10.1.3,微晶玻璃,玻璃组成中引入晶核剂，通过热处理、光照或化学处理等手段，使玻璃内均匀析出大量微小晶体，形成致密的微晶相和玻璃相的,多相复合体,。,控制析出的微晶的种类、数量和尺寸，可以获得透明微晶玻璃、膨胀系数为零的微晶玻璃及可切削的微晶玻璃。按照基础玻璃组成，分为,硅酸盐、铝硅酸盐、硼硅酸盐、硼酸盐和磷酸盐,5,大类,17,几何尺寸上增强体可分为三类：,纤维,(,长、短纤维,),晶须,颗粒,陶瓷复合材料的增强体,18,10.2.1,陶瓷基复合材料的界面,一、,界面的粘结形式,二、 界面的作用,三、 界面性能的改善,10.2,陶瓷基复合材料的界面和强韧化机理,19,对于陶瓷基复合材料来讲，,界面的粘结形式,主要有两种：,(1),机械粘结,(2),化学粘结,一、界面的粘结形式,20,由于,陶瓷基复合材料,往往是在,高温条件,下制备，而且往往,在高温环境中工作,因此,增强体,与,陶瓷,之间,容易,发生化学反应,形成化学粘结的,界面层,或,反应层,。,若基体与增强体之间不发生反应或控制它们之间发生反应，那么当从高温冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，此时会形成较强的机械结合。,21,可以推出由于收缩而产生的,径向压应力,r,与,界面剪应力,的关系：,此外，基,体在高温时为液体,(,或粘性体,),，它也可,渗入或浸入纤维表面的缝隙,等缺陷处，冷却后形成,机械结合,。,22,实际上，高温下,原子的活性增大,，原子的扩散速度较室温大的多，由于,增强体与陶瓷基体的原子扩散,，在界面上更易,形成固溶体和化合物,。,此时，,增强体与基体之间的界面,是,具有一定厚度的,界面反应区,，它,与基体和增强体都能较好的结合,，但通常是,脆性,的。例如,Al,2,O,3f,/SiO,2,系中会发生反应形成,强的化学键结合,。,23,二、界面的作用,对于,陶瓷基复合材料,来讲，,界面粘结性能,影响,陶瓷基体和复合材料的,断裂行为,。,对于陶瓷基复合材料的,界面,来说：,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，陶瓷基复合材料的界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。,24,强的界面粘结,往往导致,脆性破坏,，如下图,(a),所示。,裂纹可以在复合材料的,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,。,纤维,基体,(a),强界面结合,平面断裂,主要是由于在断裂过程中，,强的界面结合,不产生额外的能量消耗,。,25,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,，其后,裂纹发生,偏转,、,裂纹搭桥,、,纤维断裂,以致最后,纤维拔出,(,图,b),。,(b),弱界面结合,裂纹的偏转,、,搭桥,、,断裂,以致最后,纤维拔出,等，这些过程都要,吸收能量,，从而,提高复合材料的断裂韧性,，避免了,突然的脆性失效,。,26,另一方面，陶瓷基复合材料的,界面,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,。,27,三、界面性能的改善,为获得,最佳的界面结合强度,完全避免,界面间的化学反应,或,尽量降低,界面间的化学反应,程度和范围,28,在实际应用中，除选择,纤维和基体,在加工和使用期间,能,形成稳定的热力学界面,外，,最常用的方法,就是在与基体复合之前，,往增强材料表面上,沉积一层薄的涂层,。,C,和,BN,是最常用的涂层，此外还有,SiC,、,ZrO,2,和,SnO,2,涂层。,涂层的厚度,通常在,0.11um,，涂层的选择取决于,纤维,、,基体,、,加工,和,服役要求,。,纤维上的涂层除了可以改变复合材料,界面结合强度,外，对纤维还可起到,保护作用,，避免,在加工和处理过程中,造成纤维的机械损坏。,29,莫来石纤维上未涂,BN,涂层,莫来石纤维上涂有,BN,涂层,从图中可看出，若纤维,未涂,BN,涂层，则复合材料的断面呈现为,脆性的平面断裂,；而经,CVD,沉积,0.2um,的,BN,涂层,后，断面上可见到大量的,纤维拔出,。,莫来石纤维,增强,玻璃基体,复合材料的,断裂行为差异,：,30,一、纤维增韧机理,二、晶须增韧机理,三、颗粒增韧机理,10.2.2,陶瓷基复合材料的强韧化机理,31,通过,增加断裂功、阻碍裂纹扩展,，,或者纤维断头克服与基体的界面摩擦力拔出,一、纤维增韧机理,纤维增强陶瓷基复合材料的拉伸应力,-,应变曲线,32,裂纹扩展,示意图,（,a,）纤维被基体摩擦力固定的原始状态,（,b,）裂纹从基体扩展至纤维被阻止,（,c,）由于界面剪切和纤维与基体的横向收缩使界面解离，裂,纹沿纤维,/,基体之间的界面偏离；,（,d,）界面进一步解离，纤维破裂，裂纹继续沿主方向扩展；,（,e,）破裂的纤维端部克服界面摩擦阻力拨出，复合材料整体,破坏,33,实际,材料断裂过程,中，,纤维的断裂,并非发生在,同一裂纹平面,，这样,主裂纹,还将,沿纤维断裂位置的不同,而发生,裂纹转向,。,这也同样会,使裂纹的扩展阻力增加,，从而使,韧性进一步提高,。,34,晶须,增强陶瓷基复合材料的强韧化机理与,纤维,增强陶瓷基复合材料大致相同，主要是靠,晶须的拔出、桥联,与,裂纹偏转机制,对,强度和韧性的提高,产生作用。,二、晶须增韧机理,35,晶须的拔出长度,存在一个,临界值,l,po,，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,，此时的,拔出长度小于临界拔出长度,l,po,；,l,po,36,如果,晶须的两端到主裂纹的距离,均,大于临界拔出长度,时，,晶须在拔出过程中产生断裂,，,断裂长度仍小于临界拔出长度,l,po,；,l,1,l,po,及,l,1,l,po,l,1,l,2,l,1,l,2,37,界面强度,过高,，,晶须将与基体一起断裂,，,限制了晶须的拔出,，因而也就,减小了晶须拔出机制对韧性的贡献,。,但另一方面，界面强度的提高有利于载荷转移，因而提高了强化效果。,界面强度过低，则使晶须的拔出功减小，这对韧化和强化都不利，因此界面强度存在一个最佳值。,界面结合强度,直接影响了复合材料的,韧化机制,与,韧化效果,。,38,下图为,SiC,w,/ ZrO,2,材料的,载荷,-,位移,曲线：,(,位移,um),载荷,(N),从图中可以看出，有明显的,锯齿效应,，这是,晶须拔出,桥连机制,作用的结果。,39,三、颗粒增韧机理,增韧机制可能有裂纹受阻或裂纹偏转、相变增韧和弥散增韧。,40,延性颗粒,:,过渡元素,(,铁、钴、镍、铬、钨、钼等）及其合金。复合材料韧性有明显提高，强度不足。,刚性颗粒,:,主要是陶瓷颗粒,，,如,SiC,、,TiB,2,、,B,4,C,等，脆性问题没有解决。,刚性颗粒增强,陶瓷复合材料的抗弯强度和断裂韧性都有所增加，但结果不甚理想，尤其是断裂韧性。,金属颗粒增强,陶瓷复合材料韧性可以显著增强，但强度变化不大，尤其是高温强度下降。,三、颗粒增韧机理,41,颗粒弥散强化,:,直径从纳米量级到几十个微米，利用弹性模量和热膨胀系数的差异，在冷却粒子和基体周围产生残余应力场。与扩展裂纹尖端应力交互作用，从而产生裂纹的偏转、绕道、分支和钉扎等效用，从而对基体产生增韧作用。,三、颗粒增韧机理,陶瓷基复合材料尤其是先进陶瓷基颗粒复合材料大多数都是,颗粒弥散增强,。成本低，复合材料呈各向同性。除了金属增韧粒子外，颗粒增强在高温下仍然起作用。,42,1,）裂纹偏转机制,当裂纹靠近颗粒时，由于基体中径向应力增大，裂纹会直接向颗粒方向偏转，达到颗粒,/,基体界面；然后再沿原扩展方向传播。,即增加了裂纹在基体中的扩展路径，达到增韧效果。,颗粒尺寸越大，裂纹偏转路径越长，裂纹扩展阻力越大，消耗的断裂能越大，增韧效果越明显。,43,裂纹将朝着原裂纹方向上的颗粒直接扩展；当达到界面时，若外加应力不再增加，则裂纹在此处中止（称为裂纹钉扎）；若外加应力继续增大，裂纹扩展将有两种可能途径：,（,1,）穿过第二相颗粒导致颗粒开裂（穿晶断裂）,（,2,）沿着颗粒与基体间界面扩展（裂纹偏转）,44,2,）颗粒的裂纹桥联增韧机制,一般发生在裂纹尖端后方，由于桥联裂纹两个表面，提供了一个使裂纹面相互靠近的力（闭合力）。,45,裂纹尖端屏蔽和主裂纹周围微开裂及裂纹延性桥联。,裂纹尖端屏蔽是由于裂纹尖端形成塑性变形区。,