陶瓷基复合材料课程论文
陶瓷基复合材料综述报告
(Summary report of ceramic matrix composites)
学院名称： 材料科学与工程学院
专业班级： 复合材料1111 学生姓名： 不知道 学 号： 3110702345
指导教师： 你猜
陶瓷基复合材料
陶瓷基复合材料综述报告
摘要：本文综述了陶瓷基复合材料的研究现状，基体和增强增韧纤维的选择，对陶瓷基复合材料的界面、增韧技术及其制造工艺,尤其是对CVI工艺做出了较为全面的总结和介绍,最后,对陶瓷基复合材料未来发展进行了展望。 关键词：陶瓷基复合材料表 ；增韧技术；制造工艺；界面；发展趋势
Summary report of ceramic matrix composites
Abstract: This paper reviews the research status of ceramic matrix composites, the matrix and the toughening and reinforcing fiber choice, in ceramic matrix composites, interfacial toughening technology and manufacturing process, especially made a more comprehensive summary and introduction of CVI technology, finally, the future development of Tao Ciji composites was prospected.
Keywords: ceramic matrix composite sheet; toughening technology; manufacturing process; interface; development trend
前言
陶瓷基复合材料(Ceramic matrix composite,CMC)是在陶瓷基体中引入第二相材料,使之增强、增韧的多相材料,又称为多相复合陶瓷(Multiphase composite ceramic)或复相陶瓷(Diphase ceramic)[1]。陶瓷基复合材料是20世纪80年代逐渐发展起来的新型陶瓷材料,包括纤维(或晶须)增韧(或增强)陶瓷基复合材料、异相颗粒弥散强化复相陶瓷、原位生长陶瓷复合材料、梯度功能复合陶瓷及纳米陶瓷复合材料。其因具有耐高温、耐磨、抗高温蠕变、热导率低、热膨胀系数低、耐化学腐蚀、强度高、硬度大及介电、透波等特点,在有机材料基和金属材料基不能满足性能要求的工况下可以得到广泛应用,成为理想的高温结构材料。因此越来越受到人们的重视。但由于陶瓷材料本身脆性的弱点，作结构材料使用时缺乏足够的可靠性。因而，改善陶瓷材料的脆性已成为陶瓷材料领域亟待解决的问题之一。文献[2]报道,陶瓷基复合材料正是人们预计在21世纪中可替代金属及其合金的发动机热端结构的首选材料。鉴于此,许多国家都在积极开展陶瓷基复合材
1
陶瓷基复合材料
料的研究,大大拓宽了其应用领域,并相继研究出各种制备新技术[3]。
1 陶瓷基复合材料的基体和纤维的选择
1.1 基体材料的选择
对基体材料,要求它有较高的耐高温性能,与纤维(或晶须)之间有良好的界面相容性,同时还应考虑到复合材料制造工艺性能。可供选择的基体材料有:玻璃、玻璃-陶瓷、氧化物陶瓷和非氧化物陶瓷材料。
(1)玻璃基复合材料的优点是易于制作(因燃烧过程中可通过基体的粘性流动来进行致密化),且增韧效果好。但其致命的缺点是由于玻璃相的存在容易产生高温蠕变,同时玻璃相还容易向晶态转化而发生析晶,使性能受损,使用温度也受到限制。
(2)氧化物类陶瓷是60年代以前主要使用的陶瓷材料,主要有MgO、Al2O3、SiO2、ZrO2和莫来石等,但这些材料均不宜用于高应力和高温环境中。
(3)非氧化物陶瓷,如Si3N4、SiC等由于具有较高的强度、模量和抗热震性及优异的高温机械性能而受到人们的重视,与金属材料相比,这类陶瓷材料还有密度较低等特点。
1.2 增强增韧纤维的选择
陶瓷基复合材料中最早使用的纤维是金属纤维,如W、Mo、Ta等,用来增韧Si3N4、莫来石、Al2O3和Ta2O5等,这样的陶瓷基复合材料虽然可以得到较高的室温强度,但其致命的缺点是在高温下容易发生氧化,所以又发展了SiC涂层W芯纤维[4]。用这种纤维增韧的Si3N4复合材料,断裂功可提高到3900J·m-2,但强度却仅有55 MPa (图1),纤维的抗氧化性仍未解决,而且当T为800℃时,强度会严重下降。C纤维由于有较高的强度、弹性模量和低的成本而被广泛应用于复合材料领域中,但实际中发现,在高温下C纤维与许多陶瓷基体会发生化学反应。
2
陶瓷基复合材料
图1 Si3N4陶瓷使用SiC涂层W芯纤维增韧前后断裂功的变化[5]
Nicalon是由聚碳硅烷熔融纺丝后经热解而成的SiC纤维,其中含有过量的O和C,而过量的C有利于CMC制造过程中在f/m界面上形成富C层,它的存在有利于增韧,但在1000℃以上它会严重氧化,使纤维性能大幅度下降,高温下这种纤维增强复合材料还会产生脆化,主要是因为纤维在高温下性能受损,f/m界面结合加强。氧化物陶瓷纤维还很少受到人们的关注,主要是因为这些纤维与许多陶瓷基体界面结合过于牢固,同时纤维本身还很容易发生晶粒长大,如果其中含有玻璃相时,则会发生高温蠕变[6],起不到良好的增韧效果。但一系列涂层技术的研究和应用,可望这类纤维的应用前景能有所改观。所以目前还迫切需要开发高性能的陶瓷基复合材料的增韧纤维。
2 陶瓷基复合材料增韧技术
2.1 纤维增韧
为了提高复合材料的韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。任何固体材料在载荷作用下(静态或冲击),吸收能量的方式无非是两种:材料变形和形成新的表面。对于脆性基体和纤维来说,允许的变形很小,因此变形吸收的断裂能也很少。为了提高这类材料的吸能,只能是增加断裂表面,即增加裂纹的扩展路径。纤维的引入不仅提高了陶瓷材料的韧性,更重要的是使陶瓷材料的断裂行为发生了根本性变化,由原来的脆性断裂变成了非脆性断裂。纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹偏转、相变增韧等[7,8]。
能用于增强陶瓷基复合材料的纤维种类较多,包括氧化铝系列(包括莫来石)、碳化硅系列、氮化硅系列、碳纤维等,除了上述系列纤维外,目前正在开发的还有
3
陶瓷基复合材料
BN、TiC、B4C等复相纤维[9]。韩桂芳等[10]用浆料法结合真空浸渗工艺,制备了二维(2D)石英纤维增强多孔Si3N4-SiO2基复合材料,增加浸渗次数虽不能有效提高复合材料强度,但却使裂纹偏转因子变小,断裂模式由韧性断裂向脆性断裂转变,断口形貌由纤维成束拔出变为多级拔出。尹洪峰等[11]利用LPCVI技术制备了三维连续纤维增韧碳化硅基复合材料,实验表明当复合材料界面相厚度为0.19μm时,体积密度为2101~2105 g/cm3时,用碳纤维T300增韧后的复合材料的弯曲强度为459 MPa,断裂韧性为2010 MPa?m1/2,断裂功为25 170 J?m-2。国外学者[12,13]也研究了纤维增强陶瓷材料,并显著的提高了其断裂韧性。
纤维拔出是纤维复合材料的主要增韧机制,通过纤维拔出过程的摩擦耗能,使复合材料的断裂功增大,纤维拔出过程的耗能取决于纤维拔出长度和脱粘面的滑移阻力,滑移阻力过大,纤维拔出长度较短,增韧效果不好,如果滑移阻力过小,尽管纤维拔出较长,但摩擦做功较小,增韧效果也不好,反而强度较低。纤维拔出长度取决于纤维强度分布、界面滑移阻力。因此,在构组纤维增韧陶瓷基复合材料时,应该考虑:纤维的强度和模量高于基体,同时要求纤维强度具有一定的Weibull分布；纤维与基体之间具有良好的化学相容性和物理性能匹配；界面结合强度适中,既能保证载荷传递,又能在裂纹扩展中适当解离,又能有较长的纤维拔出,达到理想的增韧效果。 2.2 晶须增韧
陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶,因而具有很高的强度,是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体[14]。陶瓷晶须目前常用的有SiC晶须,Si3N4晶须和Al2O3晶须。基体常用的有ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等。黄政人等[15]采用30%(体积分数)B-SiC晶须增强莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570 MPa,断裂韧性为415 MPa?m1/2比纯莫来石提高100%以上。王双喜等[16]研究发现,在2%(摩尔分数)Y2O3-超细料中加入30%(体积分数)的SiC晶须,可以细化2Y-ZrO2材料的晶粒,并且使材料的断裂方式由沿晶断裂为主变为穿晶断裂为主的混合断裂,从而显著提高了复合材料的刚度和韧性。
晶须增韧陶瓷基复合材料的主要增韧机制包括晶须拔出、裂纹偏转、晶须桥联、其增韧机理与纤维增韧陶瓷基复合材料相类似。晶须增韧效果不随温度而变化,因此,晶须增韧被认为是高温结构陶瓷复合材料的主要增韧方式。晶须增韧陶
4