复合材料第9章ppt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,*,第九章 陶瓷基复合材料,9.1 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、模量有了提高。,第九章 陶瓷基复合材料9.1 陶瓷基复合材料概述,1,陶瓷基复合材料的力 位移曲线,陶瓷基复合材料的力 位移曲线,2,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,晶须增韧,金 属,Al,2,0,3,ZrO,2,/Al,2,0,3,SiC/Al,2,0,3,铝,钢,断裂韧性,2.74.2,6.515,810,3344,4466,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,3,9.2 陶瓷基复合材料的制备工艺,9.2.1 粉末冶金法,工艺流程：,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,适用于颗粒、晶须和短纤维增韧陶瓷基复合材料。,9.2 陶瓷基复合材料的制备工艺,4,9.2.2浆体法（湿态法）,为了克服粉末冶金法中各组元混合不均的问题，可采用浆体（湿态）法制备颗粒、晶须和短纤维增韧陶瓷基复合材料。,其混合体为浆体形式。混合体中各组元保持散凝状。即在浆体中呈弥散分布。,采用浆体浸渍法也可制备连续纤维增韧陶瓷基复合材料。,9.2.2浆体法（湿态法）,5,浆体法制备陶瓷基复合材料示意图,浆体法制备陶瓷基复合材料示意图,6,9.2.3反应烧结法,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：,（1）增强剂的体积比可以相当大；,（2）可用多种连续纤维预制体；,（3）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。,9.2.3反应烧结法,7,反应烧结法,制备SiC/Si,3,N,4,基复合材料工,艺流程图,反应烧结法,8,9.2.4液态浸渍法,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。,9.2.4液态浸渍法,9,液态浸渍法制备陶瓷基复合材料示意图,液态浸渍法制备陶瓷基复合材料示意图,10,9.2.5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,Al,2,O,3,Al+氮气,AlN,9.2.5直接氧化法,11,直接氧化法制备陶瓷基复合材料示意图,直接氧化法制备陶瓷基复合材料示意图,12,9.2.6 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。,9.2.6 溶胶 凝胶（Sol Gel）法,13,（1）Sol Gel法制备SiO,2,陶瓷原理如下：,Si(OR),4,+4 H,2,O,Si(OH),4,+4 ROH,Si(OH),4,SiO,2,+2 H,2,O,使用这种方法，可将各种增强剂加入,基体溶胶中搅拌均匀，当基体溶胶形成凝,胶后，这些增强组元稳定、均匀分布在基,体中，经过干燥或一定温度热处理，然后,压制烧结形成相应的复合材料。,（1）Sol Gel法制备SiO2陶瓷原理如下：,14,(2)溶胶凝胶法也可以采用浆体浸渍法制备增强相预制体,(2)溶胶凝胶法也可以采用浆体浸渍法制备增强相预制体,15,9.2.7化学气相沉积法,（CVD）,是以气态物质为原料，在高温下发生热分解或,化学反应合成材料的一种方法。,A,(g),B,(s),+C,(g),例如：CH,3,SiCl,3(g),SiO,2(s),+3HCl,(g),或：A,(g),+,B,(g),C,(s),D,(g),例如：SiCl,4(g),O,2(g),SiO,2(s),+Cl,2(g),能够制备碳化物、氧化物、氮化物和硼化物等。,生产效率降低，需1421天。,9.2.7化学气相沉积法（CVD）,16,CVD,法制备纤维陶瓷基复合材料示意图,CVD法制备纤维陶瓷基复合材料示意图,17,9.2.8 化学气相浸渍（,CVI,）法,与,CVD法类似，不同点是气源不仅热分解,或,化学反应，而且还与坯体表面的元素发生反应，,并在孔隙中沉积反应产物。,9.2.8 化学气相浸渍（CVI）法,18,9.2.9 其它方法,（,1）,聚合物先驱体热解法,以高分子聚合物为先驱体成型后使高分子先,驱体发生热解反应转化为无机物质，然后再经高,温烧结制备成陶瓷基复合材料。此方法可精确控,制产品的化学组成、纯度以及形状。最常用的高,聚物是有机硅（聚碳硅烷、酚醛树酯、沥青等）。,9.2.9 其它方法,19,制备工艺流程：,制备增强剂预制体,浸渍聚合物先驱体,热解,再浸渍,再热解,b.,陶瓷粉,+,聚合物先驱体,均匀混合,模压成型,热解,制备工艺流程：,20,(2),原位复合法,利用化学反应生成增强组元晶须或高长径比,晶体来增强陶瓷基体的工艺称为原位复合法。其关,键是在陶瓷基体中均匀加入可生成晶须的元素或化,合物，控制其生长条件使在基体致密化过程中在原,位同时生长出晶须；或控制烧结工艺，在陶瓷液相,烧结时生长高长径比的晶相，最终形成陶瓷基复合,材料。,(2)原位复合法,21,例如：复合材料,-Si,3,N,4(w),/Si,3,N,4(p),的制备，,Si,3,N,4,在Y,2,O,3,、La,2,O,3,、CeO,2,等稀土氧化物作为添加剂时能够以晶须状-Si,3,N,4(,存在。,例如：复合材料,-SiC,(w),/-SiC,(p),的制备，,-SiC,(p),在-SiC晶种（0.5%）及Y,2,O,3,和Al,2,O,3,存在的条件下，常压1900,0.5h烧结后2000,5h热处理，部分,-SiC,(p),-SiC,(w),。,例如：高压电瓷中二次莫来石晶须的生成。,例如：复合材料-Si3N4(w)/Si3N4(p)的制备,22,复合材料第9章ppt课件,23,复合材料第9章ppt课件,24,9.3 陶瓷基复合材料的界面和界面设计,9.3.1,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。,9.3 陶瓷基复合材料的界面和界面设计,25,9.3.2,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。,9.3.2 界面的作用,26,9.3.3 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,、,ZrO,2,和,SnO,2,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。,9.3.3 界面性能的改善,27,9.4 增韧机理,9.4.1颗粒增韧,（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。,9.4 增韧机理,28,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,当p m时，当颗粒处于拉应力状态，而基体径向处于拉伸,29,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。,当p m时，若颗粒在某一裂纹面内，则裂纹向颗,30,复合材料第9章ppt课件,31,（,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,32,（,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。,（3）纳米颗粒增强增韧,33,（,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)ZrO,2,四方相,(t)ZrO,2,立方相,ZrO,2,1170,C,2370,C,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。,（4）相变增韧,34,如果在,ZTA,（,ZrO,2,/Al,2,O,3,）中加入某些稳定氧化,物（如,Y,2,O,3,等），则会拟制,ZrO,2,的,t,m,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)ZrO,2,组成的氧化锆多晶陶瓷。,此时四方,ZrO,2,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，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。,如果在ZTA（ZrO2/Al2O3）中加入某些稳定氧化,35,相变增韧示意图,ZTA,中应力诱变韧化导致性能,随,ZrO,2,体积含量的变化关系图,相变增韧示意图 ZTA中应力诱变韧化导致性能,36,9.4.2,纤维、晶须增韧,（,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。,9.4.2 纤维、晶须增韧,37,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。,裂纹偏转增韧原理,38,（,2,）脱粘（,Debonding,）,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）,39,（,3,）纤维拔出（,Pull out,）,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