1
第八章 陶瓷基复合材料
8.1 陶瓷基复合材料的 种类及基本性能
8.2 陶瓷基复合材料的 成型加工技术
8.3 陶瓷基复合材料的 应用
2
8.1 陶瓷基复合材料的种类及基本性能
现代陶瓷材料 具个 耐高温, 耐磨损,
耐腐蚀 及 重量轻 等许多优良的性能。
但是，陶瓷材料同时也具有 致命的缺
点,即 脆性,这一弱点正是目前淘瓷材料
的使用受到很大限制的主要原因。
3
因此，陶瓷材料的 韧性化问题 便成了
近年来陶瓷工作者们研究的一个重点问题。
现在这方面的研究巳取得了初步进展，
探索出了若干种 韧化陶瓷的途径 。
4
其中，往陶陶瓷材料中加入 起
增韧作用的第二相 而制成 陶瓷基复
合材料即 是一种重要方法。
5
8.1.1 陶瓷基复合材料的基体与增强体
1．陶瓷基复合材料的基体
陶瓷基复合材料的基体 为 陶瓷,这是
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 。
6
现代陶瓷材料的研究，最早是从对 硅
酸盐材料的研究 开始的，随后又逐步扩大
到了其他的 无机非金属材料 。
目前被人们研究最多的是 碳化硅, 氮
化硅, 氧化铝 等，它们普遍具有 耐高温,
耐腐蚀, 高强度, 重量轻 和 价格低 等优点。
7
2．陶瓷复合材料的增强体
陶瓷基复合材料中的 增强体,通常
也称为 增韧体 。
从几何尺寸上增强体可分为 纤维
(长、短纤维 ),晶须 和 颗粒 三类。
8
碳纤维 是用来制造 陶瓷基复合材
料 最常用的纤维之一。
碳纤维可用多种方法进行生产。
工业上主要采用 有机母体的热氧化 和
石墨化 。
9
碳纤维的生产过程 主要包括三个阶段。
第一阶段 在空气中于 200~400℃ 进行 低
温氧化 ；
第二阶段 是在惰性气体中在 1000℃ 左
右进行 碳化处理 ；
第三阶段 则是在惰性气体中于 2000℃
以上的温度作 石墨化处理 。
10
目前，碳纤维常规生产的品种主要有两种，
即 高模量型 和 低模量型 。
其中，高模量型的 拉伸模量 约为 400 GPa，
拉伸强度 约为 1.7 GPa；
低模量型的 拉伸模量 约为 240 GPa,拉伸
强度 约为 2.5 GPa。
11
碳纤维 主要用在把 强度, 刚度,
重量 和 抗化学性 作为设计参数的 构
件,在 1500℃ 的温度下，碳纤维仍
能保持其性能不变。
12
但是，必须对碳纤维进行 有效
的保护 以防止它 在空气中或氧化性
气氛中被腐蚀,只有这样，才能充
分发挥它的优良性能。
13
陶瓷基复合材料中的 增强体 中，
另一种常用纤维是 玻璃纤维 。
制造玻璃纤维的 基本流程 如下
图所示：
14
玻璃球
玻璃球再熔化
连续纤维上浆
纱线
绕线筒
玻
璃
纤
维
生
产
流
程
图
将玻璃小球
熔化，然后通过
1mm左右直径的
小孔把它们拉出
来。
另外，缠绕
纤维的 心轴的转
动速度 决定纤维
的直径，通常为
10um的数量级。
15
为了 便于操作 和 避免纤维受潮并
形成纱束,在刚凝固成纤维时，表面
就 涂覆薄薄一层保护膜,这层保护膜
还有利于 与基体的粘结 。
16
玻璃的组成 可在一个 很宽的范围内 调
整，因而可生产出具有 较高杨氏模量 的品
种，这些特殊品种的纤维通常需要 在较高
的温度下 熔化后拉丝,因而 成本较高,但
可满足制造一些 有特殊要求的 复合材料。
17
还有一种 常用的纤维 是 硼纤维 。
它属于 多相的,又是 无定形的,因
为它是用 化学沉积法 将 无定形硼 沉
积在钨丝 或者 碳纤维上 形成的。
18
在实际结构的 硼纤维 中，由于
缺少大晶体结构,使其 纤维强度下
降 到只有晶体硼纤维一半左右。
19
由 化学分解 所获得的 硼纤维的平均性能
为，杨氏模量 420GPa,拉伸强度 2.8GPa。
硼纤维 对任何可能的 表面损伤 都非常 敏
感,甚至比玻璃纤维更敏感,热或化学处理
对硼纤维都有影响，高于 500 ℃ 时强度会急
剧下降。
20
为了阻止 随温度而变化的降解作用,
已采用了 不同类型的涂层 作试验。
例如,商业上使用的硼纤维 通常是在
表面涂了一层 碳化硅,它可使纤维 长期暴
露在高温后 仍有保持 室温强度 的优点。
21
陶瓷材料中另一种增强体为 晶须 。
晶须为具有 一定长径比 (直径 0.3~1um,长
30~100um)的 小单晶体 。
1952年,Herring和 Galt验证了 锡的晶须
的强度 比 块状锡 高得多，这促使人们去对 纤
维状的单晶 进行详细的研究。
22
从结构上看,晶须的特点 是没有 微
裂纹, 位错, 孔洞 和 表面损伤 等一类缺
陷，而这些缺陷正是 大块晶体中大量存
在 且促使 强度下降 的主要原因。
23
在某些情况下,晶须的拉伸强度
可达 0.1E(E为杨氏模量 )，这已非常接
近于 理想拉伸强度 0.2E。
相比之下,多晶的金属纤维 和 块
状金属 的 拉伸强度 只有 0.02E和 0.001E。
24
由于晶须具有 最佳的热性能, 低密度
和 高杨氏模量,从而引起了人们对其特别
的关注。
在 陶瓷基复合材料中 使用得较为普遍
的是 SiC,A12O3及 Si3N4晶须。
25
陶瓷材料中的另一种增强体为 颗粒 。
从 几何尺寸 上看，颗粒在各个方向上
的长度是大致相同的，一般为 几个微米 。
常用得的颗粒也是 SiC,Si3N4等。
26
颗粒的增韧效果 虽不如 纤维 和 晶须,但
是，如果颗粒种类,粒径, 含量 及 基体材料
选择适当 仍会 有一定的韧化效果,同时还会
带来 高温强度, 高温蠕变性能 的改善。
所以,颗粒增韧复合材料 同样受到重视
并对其进行了一定的研究。
27
8.1.2 纤维增强陶瓷基复合材料
在陶瓷材料中，加入 第二相纤维制成
复合材料 是 改善陶瓷材料韧性 的重要手段，
按 纤维排布方式 的不同，又可将其分为 单
向排布长纤维 复合材料和 多向排布纤维 复
合材料。
28
1、单向排布长纤维复合材料
单向排布纤维 增韧陶瓷基复合材料 的显
著特点是它具有 各向异性,即 沿纤维长度方
向上的纵向性能 要大大 高于其横向性能 。
在实际构件中，主要是使用其 纵向性能。
29
在 单向排布纤维 增韧陶瓷基复合材
料 中，当 裂纹扩展 遇到纤维时 会受阻,
这时，如果要使 裂纹进一步扩展 就必须
提高外加应力 。
这一过程的示意图如下：
30
裂纹垂直于纤维方向扩展示意图
31
当 外加应力进一步提高 时，由于 基
体与纤维间的 界面离解,同时又由于 纤
维的强度高于基体的强度,从而 使纤维
从基体中拔出 。
当 拔出的长度 达到某一临界值 时，
会使 纤维发生断裂 。
32
因此,裂纹的扩展 必须克服 由于
纤维的加入而产生 的 拔出功 和 纤维断
裂功,这样，使得 材料的断裂更为困
难,从而起到了 增韧的作用 。
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
沿纤维断裂位臵的不同 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
2．多向排布纤维增韧复合材料
单向排布纤维 增韧陶瓷只是 在纤维排
列方向上的 纵向性能 较为优越，而其 横向
性能 显著低于 纵向性能,所以只适用于 单
轴应力 的场合。
35
而许多 陶瓷构件 则要求 在二维及
三维方向上 均具有 优良的性能,这就
要进一步研究 多向排布纤维 增韧陶瓷
基复合材料。
36
(1) 二维多向排布纤维增韧复合材料
这种复合材料中,纤维的排布方式
有两种 。
一种是 将纤维编织成纤维布, 浸渍
浆料后, 根据需要的厚度 将 单层或若干
层 进行 热压烧结成型,如下图所示：
37
纤维层
基体
纤维布层压复合材料示意图
38
这种材料在 纤维排布平面的二维方向
上 性能优越,而在 垂直于纤维排布面方向
上 的性能较差。
一般应用在对 二维方向上有较高性能
要求 的构件上。
39
另一种是 纤维分层单向排布, 层
间纤维成一定角度,如下图所示。
40
纤维层
基体
多层纤维按不同角度方向层压示意图
41
后一种复合材料可以根据 构件的形
状 用 纤维浸浆缠绕的方法 做成所需要形
状的 壳层状构件 。
而前一种材料 成型板状构件 曲率不
宜太大 。
42
这种 二维多向纤维 增韧陶瓷基复合材
料 的 韧化机理 与 单向排布纤维 复合材料是
一样的，主要也是靠 纤维的拔出 与 裂纹转
向机制,使其 韧性及强度 比基体材料大幅
度提高。
43
(2) 三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料
三维多向编织纤维 增韧陶瓷是为了 满足
某些情况的性能要求 而设计的。
这种材料最初是从宇航用 三向 C/C复合
材料 开始的，现已发展到 三向石英 /石英 等陶
瓷复合材料。
44
下图为 三向正交 C/C纤维编织
结构 示意图。它是按直角坐标 将多
束纤维分层交替编织 而成。
45
X
Y
Z
三向 C/C编织结构示意图
由于 每束
纤维呈直线伸
展,不存在 相
互交缠和绕曲,
因而使纤维可
以充分发挥 最
大的结构强度 。
46
这种 三维多向 编织结构 还可以通过
调节纤维束的根数和股数, 相邻束间的
间距, 织物的体积密度 以及 纤维的总体
积分数 等参数进行设计以满足性能要求。
47
8.1.3 晶须和颗粒增强陶瓷基复合材料
长纤维增韧陶瓷基复合材料 虽然 性能
优越,但它的 制备工艺复杂,而且 纤维在
基体中不易分布均匀 。
因此，近年来又发展了 短纤维, 晶须
及 颗粒 增韧陶瓷基复合材料。由于短纤维
与晶须相似，故只讨论后两种情形。
48
由于 晶须的尺寸 很小，从客观上看与
粉末 一样，因此 在制备复合材料 时，只需
将 晶须分散后 与 基体粉末 混合均匀，然后
对 混好的粉末 进行 热压烧结,即可制得致
密的晶须增韧陶瓷基复合材料。
49
目前常用的是 SiC,Si3N4,Al2O3
晶须，常用的基体则为 Al2O3,ZrO2，
SiO2,Si3N4及 莫来石 等。
50
晶须增韧 陶瓷基复合材料 的性能 与 基
体和晶须的选择, 晶须的含量及分布 等因
素有关。
下面两个图分别给出了 ZrO2(2mol %
Y2O3) + SiCw及 A12O3+ SiCw陶瓷复合材料
的性能与 SiCw含量 之间的关系。
51
断
裂
韧
性K
IC (M
Pa
.m
1/2)
SiCw含量（ vol%）
弯
曲
强
度?
f (M
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
维
氏
硬
度HV
(G
Pa
)
弹
性
模
量E(G
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
Zr
O
2 (Y
2 O
3 )
复
合
材
料
的
力
学
性
能
52
SiCw含量（ vol%）
维
氏
硬
度HV
(G
Pa
)
弹
性
模
量E(G
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
弯
曲
强
度?
f (M
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
断
裂
韧
性K
IC (M
Pa
.m
1/2)
Al
2 O
3 +
SiC
w
复
合
材
料
的
力
学
性
能
53
从上面两个图中可以看出，两
种材料的 弹性模量, 硬度 及 断裂韧
性 均 随着 SiCw含量的增加 而提高。
54
而 弯曲强度 的变化规律则是，对 Al2O3
基复合材料, 随 SiCw含量的增加单调上升,
而对 ZrO2基体,在 10 vol ％ SiCw时 出现峰
值,随后又有所下降，但却 始终高于基体 。
55
这可解释为由于 SiCw含量高时 造成热
失配过大,同时 使致密化困难 而 引起密度
下降,从而使 界面强度降低, 导致了复合
材料强度的下降 。
56
由图中可知，对 A12O3基复合材料 最佳
的韧性和强度的配合 可使 断裂韧性
KIC=7MPa.M1/2,弯曲强度 ?f=600MPa；
ZrO2基复合材料 的 断裂韧性
KIC=16MPa.M1/2, 弯曲强度 ?f=1400MPa。
由此可见,SiCw对陶瓷材料 同时具有增
强和增韧的效果 。
57
从上面的讨论知道，由于 晶须具
有长径比,因此,当其含量较高时，
因其 桥架效应 而 使致密化变得因难,
从而引起了 密度的下降并导致性能的
下降 。
58
为了克服这一弱点，可采用 颗粒
来 代替晶须 制成复合材料，这种复合
材料在 原料的混合均匀化 及 烧结致密
化方面 均比晶 须增强陶瓷基复合材料
要容易。
59
当所用的颗粒为 SiC,TiC时，
基体材料采用最多的是 Al2O3,Si3N4。
目前，这些复合材料已广泛用
来 制造刀具 。
60
右图显示了
SiCp含量 对 SiCp
/A12O3复合材料
性能的影响 。
断
裂
强
度?
f (M
Pa
)
SiCp含量 (vol%)
从中可以看出，在 5％ SiCp时 强度出现峰值。
61
下图为 SiCp含量 对 SiCp / Si3N4复合材料性能
的影响。
SiCp含量（ vol%）
断
裂
韧
性K
IC (
M
Pa.m
1/2)
SiCp含量（ vol%）
弯
曲
强
度?
f (M
Pa)
从中可以看出，在 SiCp含量为 5％时 强度及
韧性达到了最高值。
62
从上面的讨论可知,晶须与颗粒 对陶瓷
材料的增韧 均有一定作用，且各有利弊。
晶须 的 增强增韧效果好,但 含量高时会
使致密度下降 ；
颗粒 可克服晶须的这一弱点，但其 增强
增韧效果却不如晶须 。
63
由此很容易想到，若将 晶须 与 颗粒 共
同使用,则可取长补短，达到更好的效果。
目前，已有了这方面的研究工作，如
使用 SiCw与 ZrO2来 共同增韧,用 SiCw与
SiCp来 共同增韧 等。
64
下面两个图分别给出了
Al2O3+ZrO2(Y2O3)+SiCw复合材料的
性能随 SiCw及 ZrO2(Y2O3)含量 的变
化情况。
65
维
氏
硬
度H
V(
GP
a)
弹
性
模
量E(
GP
a)
SiCw含量 (vol%)
(a)
弹
性
模
量E(
GP
a)
维
氏
硬
度H
V(
GP
a)
ZrO2含量 (vol%)
(b)
SiCw与 ZrO2复合增韧 Al2O3的硬度与弹性模量
Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw
66
Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw
弯
曲
强
度?
f (M
Pa)
SiCw含量 (vol%)
断
裂
韧
性K
IC (
M
Pa.m
1/2)
SiCw含量 (vol%)
SiCw与 ZrO2复合增韧 Al2O3的强度与断裂韧性
67SiCw与 ZrO2复合增韧 Al2O3的强度与断裂韧性
Al2O3+20mol%SiCw+ZrO2(Y2O3)
ZrO2含量 (vol%)
弯
曲
强
度?
f (M
Pa)
ZrO2含量 (vol%)
断
裂
韧
性K
IC (
M
Pa.m
1/2)
68
可以看出，随着 SiCw及 ZrO2(Y2O3)含量
的增加,其 强度 与 韧性 均呈上升趋势,在 20
％ SiCw及 30％ ZrO2(Y2O3)时,复合材抖的 ?f
达 1200MPa。 KIC达 10 MPa.M1/2 以上。
这比 单独晶须韧化 的 Al2O3+SiCw复合材
料的 ?f =634MPa,KIC=7.5 MPa.M1/2有明显
的提高，这充分体现了这种 复合强化的效果 。
69
下表则给出了 莫来石及其制得的复合材料的
强度与韧性 。
材料 ?f (Mpa) KIC (MPa.M1/2)
莫来石 244 2.8
莫来石 + SiCw 452 4.4
莫来石 + ZrO2+SiCw 551~580 5.4~6.7
Si3N4+SiCw 1000 11~12
很明显，由 ZrO2+SiCw与莫来石制得的复合材料要比
单独用 SiCw与莫来石 制得的复合材料的性能好得多。
70
一、陶瓷基复合材料的界面
1、界面的粘结形式
2、界面的作用
3、界面性能的改善
8.1.4 陶瓷基复合材料的界面和强韧化机理
71
1、界面的粘结形式
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
72
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 。
73
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,由于收
缩而产生的 径向压应力 ? r 与 界面剪应力 ?
有关：
74
?＝ ?? r
式中,?是摩擦系数，一般为 0.1~0.6。
此外，基 体在高温时呈现为液体 (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 。
75
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 。
76
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 Al2O3f/SiO2系中会
发生反应形成 强的化学键结合 。
77
2、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 ；
78
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 。
79
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
80
平面断裂 主要是由于 纤维的弹
性模量不是大大高于基体,因此在
断裂过程中,强的界面结合 不产生
额外的能量消耗 。
81
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
82
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 。
83
3、界面性能的改善
为获得 最佳的界面结合强度,我们
常常希望 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 。
84
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 。
85
C和 BN是最常用的涂层，此外还有
SiC,ZrO2和 SnO2涂层。
涂层的厚度 通常在 0.1~1um,涂层的
选择取决于 纤维, 基体, 加工 和 服役要求 。
86
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。
87
下图为 莫来石纤维 增强 玻璃基体
复合材料的 断裂行为差异 。
88
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 。
89
二、陶瓷基复合材料的强韧化机理
界面的性质 还直接影响了陶瓷基复合
材料的 强韧化机理 。
以 晶须增强陶瓷基 复合材料为例，来
对其 强韧化机理 进行探讨。
90
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 晶须的拔出桥连 与
裂纹转向机制 对 强度和韧性的提高 产
生作用。
91
研究结果表明,晶须的拔出长度
存在一个 临界值 lpo,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 lpo ；
92
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 lpo ；
93
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 。
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 。
94
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 。
95
下图为 SiCw/ ZrO2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。
96
8.2 陶瓷基复合材料的成型加工
8.2.1 纤维增强陶瓷基复合材料的加工 ;
8.2.2 晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料的加工 ;
8.3 陶瓷基复合材料的应用。
97
纤维增强陶瓷基复合材料 的性
能 取决于多种因素,如 基体, 纤维
及 二者之间的结合 等。
8.2.1 纤维增强陶瓷基复合材料的加工
98
从 基体方面 看，与 气孔的尺寸及数
量, 裂纹的大小 以及一些 其它缺陷 有关；
从 纤维方面 来看，则与 纤维中的杂
质, 纤维的氧化程度, 损伤 及其他 固有
缺陷 有关；
99
从 基体与纤维的结合 情况上看，则与
界面 及 结合效果, 纤维在基体中的取向,
以及 载体与纤维的热膨胀系数差 有关。
100
正因为有 如此多的影响因素,所以在
实际中 针对不同的材料的制作方法 也会不
同,成型技术 的不断研究与改进，正是为
了能 获得性能更为优良的材料 。
目前采用的 纤维增强陶瓷基复合材料
的成型主法 主要有以下几种：
101
1．泥浆烧铸法
这种方法是 在陶瓷泥浆中 分散纤维 。然
后 浇铸 在 石膏模型 中。
这种方法比较古老,不受制品形状的限
制 。但对 提高产品性能的效果 不显著,成本
低, 工艺简单, 适合于短纤维 增强陶瓷基复
合材料的制作。
102
2．热压烧结法
将 特长纤维 切短 (<3mm),然后 分散 并
与基体粉末 混合,再用 热压烧结的方法 即
可制得高性能的复合材料。
这种方法中,纤维与基体之间的结合
较好,是目前采用较多的方法。
103
这种 短纤维增强体 在与基体粉末混合时 取
向是无序的,但 在冷压成型及热压烧结的过程
中,短纤维由于 在基体压实 与 致密化 过程中 沿
压力方向转动,所以导致了在最终制得的复合
材料中,短纤维沿加压面而择优取向,这也就
产生了 材料性能上一定程度的各向异性。
104
3,浸渍法
这种方法 适用于长纤维 。首先 把纤
维 编织 成所需形状,然后 用陶瓷泥浆 浸
渍, 干燥后进行 焙烧 。
105
浸渍法 的优点是 纤维取向可自由
调节,如 单向排布 及 多向排布 等。
浸渍法 的缺点则是 不能制造大尺寸
的制品,而且所得 制品的致密度较低 。
106
8.2.2 晶须与颗粒增韧陶瓷基复合
材料的加工与制备
晶须与颗粒 的 尺寸均很小,只是 几何
形状上 有些区别，用它们进行增韧的陶瓷
基复合材料的 制造工艺 是基本相同的。
107
这种复合材料的制备工艺 比长纤维复合
材料 简便 得多，只需将 晶须或颗粒 分散后 并
与基体粉末 混合均匀,再用 热压烧结的方法
即可制得 高性能的复台材料 。
108
与 陶瓷材料 相似,晶须与颗粒增韧陶
瓷基复合材料 的 制造工艺 也可大致分为以
下几个步骤：
这一过程看似简单，实则包含着 相当
复杂的内容 。
配料 成型 烧结 精加工
109
即使坯体由 超细粉 (微米级 )原料 组成，
其 产品质量 也不易控制，所以 随着现代科技
对材料提出的要求的不断提高,这方面的研
究还必持进一步深入。
110
1．配料
高性能的陶瓷基复合材料 应具有 均质,
孔隙少 的微观组织。
为了得到这样品质的材料，必须首先
严格挑选原料 。
111
把几种 原料粉末 混合 配成坯料 的方法可
分为 干法 和 湿法 两种。
现今新型陶瓷领域 混合处理加工 的 微米
级, 超微米级粉末方法 由于 效率和可靠性 的
原因 大多采用湿法 。
112
湿法 主要采用 水作溶剂,但在 氮化
硅, 碳化尼 等 非氧化物系的原料 混合时，
为 防止原料的氧化 则使用 有机溶剂 。
113
原料混合时的装臵一般为专用 球磨机 。
为了防止球磨机 运行过程中 因 球和内衬砖
磨损下来而作为杂质混入原料中，最好采
用 与加工原料 材质相同的 陶瓷球和内衬。
114
2．成型
混好后的料浆 在成型时 有三种不同的情况：
(1)经一次干燥 制成粉末坯料后 供给成型工序；
(2)把 结合剂添加于料浆 中、不干燥坯料,保
持浆状 供给成型工序；
(3)用压滤机 将料浆状的粉 脱水后成坯料 供给
成型工序。
115
把上述的 干燥粉料 充入模型内, 加压后
即可成型 。通常有 金属模成型法 和 橡皮模成
型法 。
金属模成型法 具有 装臵简单, 成型成本
低廉 的优点，仍它的 加压方向是单向 的。 粉
末与金属模壁的摩擦力大, 粉末间传递压力
不太均匀 。故易造成 烧成后的生坯变形 或 开
裂,只能适用于 形状比较简单的制件 。
116
采用 橡皮模成型法 是 用静水压 从各
个方向 均匀加压 于橡皮模来成型，故不
会发生 生坯密度不均匀 和 具有方向性 之
类的问题。
117
此方法虽 不能做到 完全均匀地加压,
但仍 适合于批量生产 。
由于 在成型过程中 毛坯与橡皮模接触
而 压成生坯,故 难以制成精密形状,通常
还要用刚玉 对细节部分 进行修整。
118
另一种成型法为 注射成型法 。 从成型
过程上 看,与塑料的注射成型过程相类似,
但是 在陶瓷中 必须 从生坯里将粘合剂除去
并 再烧结,这些 工艺均较为复杂,因此也
使这种方法具有很大的局限性。
119
注浆成型法是 具有十分悠久历史的 陶瓷
成型方法 。它是 将料浆 浇入 石膏模内,静臵
片刻,料浆中的水分被石膏模吸收 。然后 除
去多余的料浆, 将生坯和石膏模一起干燥,
生坯干燥后保持一定的强度,并 从石膏中 取
出。这种方法可成型 壁薄 且 形状复杂 的制品。
120
还有一种成型法为 挤压成型法 。这种
方法是 把料浆放入 压滤机 内 挤出水分，形
成 块状 后，从 安装各种挤形口 的 真空挤出
成型机 挤出成型 的方法，它适用于 断面形
状简单的 长条形坯件 的成型。
121
3,烧结
从生坯中 除去粘合剂组分后的 陶瓷素坯
烧固成 致密制品 的过程叫 烧结 。
为了烧结，必需有 专门的窑炉 。窑炉的
种类繁多，按其功能进行划分可分为 间歇式
和 连续式 。
122
间歇式窑炉 是放入窑炉内 生坯的硬化,
烧结, 冷却 及 制品的取出 等工序 是间歇地进
行的 。
间歇式窑炉 不适合于 大规模生产,但适
合处理 特殊大型制品 或 长尺寸制品 的优点，
且 烧结条件灵活, 筑炉价格 也比较便宜。
123
连续窑炉 适合于 大批量制品的
烧结,由 预热, 烧结 和 冷却 三个部
分组成。
124
把 装生坯的窑车 从窑的一端 以一定时
间 间歇推进,窑车沿导轨前进,沿着窑内
设定的温度分布 经 预热, 烧结, 冷却 过程
后,从窑的另一端 取出成品。
125
4．精加工
由于 高精度制品的需求 不断增多，因此
在 烧结后的许多制品 还需 进行精加工 。
精加工的目的是 为了提高烧成品的尺寸
精度和表面平滑性,前者主要用 金刚石砂轮
进行 磨削加工,后者则用 磨料 进行 研磨加工 。
126
金刚石砂轮 依 埋在金刚石磨粒之间的结
合剂的种类不同 有着其各自的特征。大致分
为 电沉积砂轮, 金属结合剂砂轮, 树脂结合
剂砂轮 等。
127
电沉积砂轮 的 切削性能好 但 加工性
能欠佳 。
金属粘合剂砂轮 对加工面稍差的制
品也较易加工。
树脂结合剂砂轮 则由于其 强度低,
耐热性差,适合于 表面的精加工 。
128
因此，在实际 磨削 操作时，除 选
用砂轮 外，还需 确定砂轮的速度, 切
削量, 给进量 等各种磨削条件，才能
获得好的结果。
129
以上是 陶瓷基复合材料制备工艺 的 几个
主要步骤,但 实际情况 则是 相当复杂的 。
陶瓷与金属的一个重要区别也在于它对
制造工艺中的微小变化特别敏感而这些微小
的变化在最终烧成产品前是很难察觉的。
130
陶瓷制品一旦 烧结结束, 发现产品的质
量有问题时 则为时已晚。
而且，由于 工艺路线很长,要 查找原因
十分困难 。这就使得 实际经验的积累 变得越
发重要。
131
陶瓷的 制备质量 与其 制备工艺 有很大
的关系。
在实验室规模下 能够稳定重复制造的
材料,在扩大的生产规模下 常常难于重现。
132
在生产规模下 可能重复再现的陶瓷材
料,常常在 原材料波动 和 工艺装备 有所变
化的条件下 难于实现 。这是陶瓷制备中的
关键问题之一。
133
先进淘瓷制品的 一致性,则是它 能否
大规摸推广应用 的最关键问题之一。
现今的 先进陶瓷制备技术 可以做到 成
批地生产出性能很好的产品,但却 不容易
保证所有制品的品质一致 。
134
8.3 陶瓷基复合材料的应用
8.3.1 陶瓷基复合材料在工业上的应用
陶瓷材料具有 耐高温, 高强度, 高硬度
及 耐腐蚀性好 等特点，但其 脆性大 的弱点限
制了它的广泛应用。
135
随着现代高科技的迅猛发展，要求材料
能在 更高的温度下 保持优良的综合性能。 陶
瓷基复合材料 可较好地满足这一要求。
它的 最高使用温度 主要取决于 基体特性,
其工作温度按下列基体材料依次提高,玻璃,
玻璃陶瓷, 氧化物陶瓷, 非氧化物陶瓷, 碳
素材料,其最高工作温度可达 1900 ℃ 。
136
陶瓷基复合材料已 实用化 或即将实用
化的领域包括,刀具, 滑动构件, 航空航
天构件, 发动机制件, 能源构件 等。
137
在 切削工具 方面,SiCw增韧的细颗粒
Al2O3陶瓷复合材料 已成功用于工业生产 制
造切削刀具 。下图为用热压法制备的 SiCw/
Al2O3复合材料钻头。
138
SiCw/ Al2O3复合材料钻头
139
由美国格林利夫公司研制、一家生产切
削工具和陶瓷材料的厂家和美国大西洋富田
化工公司合作生产的 WC--300复合材料刀具
具有 耐高温、稳定性好、强度高和优异的抗
热展性能,熔点为 2040℃,切削速度可达 200
尺 /分，甚至更高。
140
作为对比，常用的 WC--Co硬质合金刀
具 的切削速度限制在 100尺／分以内，因为
钴在 1350 ℃ 时会发生熔化，甚至在切削表
面温度达到约 1000 ℃ 左右就开始软化。
141
某燃汽轮机厂采用这种新型 WC--300复
合材料 刀具后，机加工时间从原来的 5小时
缩短到 20分钟，仅此一项，每年就可节约
25万美元。
142
山东工业大学研制生产的 SiCw/Al2O3复合
材料刀具切削 镍基合金时，不但刀具使用寿命
增加，而且进刀量和切削速度也大大提高。除
SiCw/Al2O3外,SiCf/Al2O3, TiO2p/ Al2O3复合
材料也用于制造机加工刀具。
143
另外,氧化物基复合材料 还可用于制
造耐磨件，如拔丝模具、密封阀、耐蚀轴
承、化工泵的活塞等。
144
在 航空航天 领域，用陶瓷基复合材料
制作的 导弹的头锥, 火箭的喷管、航天飞
机的结构件 等也收到了良好的效果。
145
法国已将 长纤维增强碳化硅复合材料 应
用于制作 超高速列车的制动件,而且取得了
传统的制动件所无法比拟的优异的磨擦磨损
特性，取得了满意的应用效果。
146
热机的循环压力和循环气体的温度越高，
其热效率也就越高。现在普通使用的燃气轮
机高温部件还是镍基台金或钴基合金，它可
使汽轮机的进口温度高达 1400 ℃, 但这些
合金的耐高温极限受到了其熔点的限制，因
此采用 陶瓷材料 来代替 高温合金 已成了目前
研究的一个重点内容。
147
为此，美国能源部和宇航局开展了
AGT(先进的燃气轮机 )100,101,CATE(陶
瓷在涡轮发动机中的应用 )等计划。德国、
瑞典等国也进行了研究开发。这个 取代现
用耐热合金的应用技术 是难度最高的陶瓷
应用技术，也可以说是这方面的最终目标。
目前看来，要实现这一目标还有相当大的
难度 。
148
8.3.2 今后面对的问题及前景展望
现在看来，人们已开始对陶瓷基复合材
料的 结构、性能及制造技术 等问题进行科学
系统的研究，但这其中还有许多尚未研究情
楚的问题。
149
因此，从这一方面来说，还需要陶瓷专
家们对理论问题进一步研究。
另一方面,陶瓷的制备过程 是一个十分
复杂的工艺过程，其品质影响因素众多。
所以，如何 进一步稳定陶瓷的制造工艺，
提高产品的可靠性与一致性,则是进一步扩
大陶瓷应用范围所面临的问题。
150
新型材料的开发与应用 已成为当今科
技进步的一个重要标志,陶瓷基复合材料
正以其优良的性能 引起人们的重视，可以
预见，随着对其理论问题的不断深入研究
和制备技术的不断开发与完善，它的应用
范围将不断扩大，它的应用前景是十分光
明的。
第八章 陶瓷基复合材料
8.1 陶瓷基复合材料的 种类及基本性能
8.2 陶瓷基复合材料的 成型加工技术
8.3 陶瓷基复合材料的 应用
2
8.1 陶瓷基复合材料的种类及基本性能
现代陶瓷材料 具个 耐高温, 耐磨损,
耐腐蚀 及 重量轻 等许多优良的性能。
但是，陶瓷材料同时也具有 致命的缺
点,即 脆性,这一弱点正是目前淘瓷材料
的使用受到很大限制的主要原因。
3
因此，陶瓷材料的 韧性化问题 便成了
近年来陶瓷工作者们研究的一个重点问题。
现在这方面的研究巳取得了初步进展，
探索出了若干种 韧化陶瓷的途径 。
4
其中，往陶陶瓷材料中加入 起
增韧作用的第二相 而制成 陶瓷基复
合材料即 是一种重要方法。
5
8.1.1 陶瓷基复合材料的基体与增强体
1．陶瓷基复合材料的基体
陶瓷基复合材料的基体 为 陶瓷,这是
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 。
6
现代陶瓷材料的研究，最早是从对 硅
酸盐材料的研究 开始的，随后又逐步扩大
到了其他的 无机非金属材料 。
目前被人们研究最多的是 碳化硅, 氮
化硅, 氧化铝 等，它们普遍具有 耐高温,
耐腐蚀, 高强度, 重量轻 和 价格低 等优点。
7
2．陶瓷复合材料的增强体
陶瓷基复合材料中的 增强体,通常
也称为 增韧体 。
从几何尺寸上增强体可分为 纤维
(长、短纤维 ),晶须 和 颗粒 三类。
8
碳纤维 是用来制造 陶瓷基复合材
料 最常用的纤维之一。
碳纤维可用多种方法进行生产。
工业上主要采用 有机母体的热氧化 和
石墨化 。
9
碳纤维的生产过程 主要包括三个阶段。
第一阶段 在空气中于 200~400℃ 进行 低
温氧化 ；
第二阶段 是在惰性气体中在 1000℃ 左
右进行 碳化处理 ；
第三阶段 则是在惰性气体中于 2000℃
以上的温度作 石墨化处理 。
10
目前，碳纤维常规生产的品种主要有两种，
即 高模量型 和 低模量型 。
其中，高模量型的 拉伸模量 约为 400 GPa，
拉伸强度 约为 1.7 GPa；
低模量型的 拉伸模量 约为 240 GPa,拉伸
强度 约为 2.5 GPa。
11
碳纤维 主要用在把 强度, 刚度,
重量 和 抗化学性 作为设计参数的 构
件,在 1500℃ 的温度下，碳纤维仍
能保持其性能不变。
12
但是，必须对碳纤维进行 有效
的保护 以防止它 在空气中或氧化性
气氛中被腐蚀,只有这样，才能充
分发挥它的优良性能。
13
陶瓷基复合材料中的 增强体 中，
另一种常用纤维是 玻璃纤维 。
制造玻璃纤维的 基本流程 如下
图所示：
14
玻璃球
玻璃球再熔化
连续纤维上浆
纱线
绕线筒
玻
璃
纤
维
生
产
流
程
图
将玻璃小球
熔化，然后通过
1mm左右直径的
小孔把它们拉出
来。
另外，缠绕
纤维的 心轴的转
动速度 决定纤维
的直径，通常为
10um的数量级。
15
为了 便于操作 和 避免纤维受潮并
形成纱束,在刚凝固成纤维时，表面
就 涂覆薄薄一层保护膜,这层保护膜
还有利于 与基体的粘结 。
16
玻璃的组成 可在一个 很宽的范围内 调
整，因而可生产出具有 较高杨氏模量 的品
种，这些特殊品种的纤维通常需要 在较高
的温度下 熔化后拉丝,因而 成本较高,但
可满足制造一些 有特殊要求的 复合材料。
17
还有一种 常用的纤维 是 硼纤维 。
它属于 多相的,又是 无定形的,因
为它是用 化学沉积法 将 无定形硼 沉
积在钨丝 或者 碳纤维上 形成的。
18
在实际结构的 硼纤维 中，由于
缺少大晶体结构,使其 纤维强度下
降 到只有晶体硼纤维一半左右。
19
由 化学分解 所获得的 硼纤维的平均性能
为，杨氏模量 420GPa,拉伸强度 2.8GPa。
硼纤维 对任何可能的 表面损伤 都非常 敏
感,甚至比玻璃纤维更敏感,热或化学处理
对硼纤维都有影响，高于 500 ℃ 时强度会急
剧下降。
20
为了阻止 随温度而变化的降解作用,
已采用了 不同类型的涂层 作试验。
例如,商业上使用的硼纤维 通常是在
表面涂了一层 碳化硅,它可使纤维 长期暴
露在高温后 仍有保持 室温强度 的优点。
21
陶瓷材料中另一种增强体为 晶须 。
晶须为具有 一定长径比 (直径 0.3~1um,长
30~100um)的 小单晶体 。
1952年,Herring和 Galt验证了 锡的晶须
的强度 比 块状锡 高得多，这促使人们去对 纤
维状的单晶 进行详细的研究。
22
从结构上看,晶须的特点 是没有 微
裂纹, 位错, 孔洞 和 表面损伤 等一类缺
陷，而这些缺陷正是 大块晶体中大量存
在 且促使 强度下降 的主要原因。
23
在某些情况下,晶须的拉伸强度
可达 0.1E(E为杨氏模量 )，这已非常接
近于 理想拉伸强度 0.2E。
相比之下,多晶的金属纤维 和 块
状金属 的 拉伸强度 只有 0.02E和 0.001E。
24
由于晶须具有 最佳的热性能, 低密度
和 高杨氏模量,从而引起了人们对其特别
的关注。
在 陶瓷基复合材料中 使用得较为普遍
的是 SiC,A12O3及 Si3N4晶须。
25
陶瓷材料中的另一种增强体为 颗粒 。
从 几何尺寸 上看，颗粒在各个方向上
的长度是大致相同的，一般为 几个微米 。
常用得的颗粒也是 SiC,Si3N4等。
26
颗粒的增韧效果 虽不如 纤维 和 晶须,但
是，如果颗粒种类,粒径, 含量 及 基体材料
选择适当 仍会 有一定的韧化效果,同时还会
带来 高温强度, 高温蠕变性能 的改善。
所以,颗粒增韧复合材料 同样受到重视
并对其进行了一定的研究。
27
8.1.2 纤维增强陶瓷基复合材料
在陶瓷材料中，加入 第二相纤维制成
复合材料 是 改善陶瓷材料韧性 的重要手段，
按 纤维排布方式 的不同，又可将其分为 单
向排布长纤维 复合材料和 多向排布纤维 复
合材料。
28
1、单向排布长纤维复合材料
单向排布纤维 增韧陶瓷基复合材料 的显
著特点是它具有 各向异性,即 沿纤维长度方
向上的纵向性能 要大大 高于其横向性能 。
在实际构件中，主要是使用其 纵向性能。
29
在 单向排布纤维 增韧陶瓷基复合材
料 中，当 裂纹扩展 遇到纤维时 会受阻,
这时，如果要使 裂纹进一步扩展 就必须
提高外加应力 。
这一过程的示意图如下：
30
裂纹垂直于纤维方向扩展示意图
31
当 外加应力进一步提高 时，由于 基
体与纤维间的 界面离解,同时又由于 纤
维的强度高于基体的强度,从而 使纤维
从基体中拔出 。
当 拔出的长度 达到某一临界值 时，
会使 纤维发生断裂 。
32
因此,裂纹的扩展 必须克服 由于
纤维的加入而产生 的 拔出功 和 纤维断
裂功,这样，使得 材料的断裂更为困
难,从而起到了 增韧的作用 。
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
沿纤维断裂位臵的不同 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
2．多向排布纤维增韧复合材料
单向排布纤维 增韧陶瓷只是 在纤维排
列方向上的 纵向性能 较为优越，而其 横向
性能 显著低于 纵向性能,所以只适用于 单
轴应力 的场合。
35
而许多 陶瓷构件 则要求 在二维及
三维方向上 均具有 优良的性能,这就
要进一步研究 多向排布纤维 增韧陶瓷
基复合材料。
36
(1) 二维多向排布纤维增韧复合材料
这种复合材料中,纤维的排布方式
有两种 。
一种是 将纤维编织成纤维布, 浸渍
浆料后, 根据需要的厚度 将 单层或若干
层 进行 热压烧结成型,如下图所示：
37
纤维层
基体
纤维布层压复合材料示意图
38
这种材料在 纤维排布平面的二维方向
上 性能优越,而在 垂直于纤维排布面方向
上 的性能较差。
一般应用在对 二维方向上有较高性能
要求 的构件上。
39
另一种是 纤维分层单向排布, 层
间纤维成一定角度,如下图所示。
40
纤维层
基体
多层纤维按不同角度方向层压示意图
41
后一种复合材料可以根据 构件的形
状 用 纤维浸浆缠绕的方法 做成所需要形
状的 壳层状构件 。
而前一种材料 成型板状构件 曲率不
宜太大 。
42
这种 二维多向纤维 增韧陶瓷基复合材
料 的 韧化机理 与 单向排布纤维 复合材料是
一样的，主要也是靠 纤维的拔出 与 裂纹转
向机制,使其 韧性及强度 比基体材料大幅
度提高。
43
(2) 三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料
三维多向编织纤维 增韧陶瓷是为了 满足
某些情况的性能要求 而设计的。
这种材料最初是从宇航用 三向 C/C复合
材料 开始的，现已发展到 三向石英 /石英 等陶
瓷复合材料。
44
下图为 三向正交 C/C纤维编织
结构 示意图。它是按直角坐标 将多
束纤维分层交替编织 而成。
45
X
Y
Z
三向 C/C编织结构示意图
由于 每束
纤维呈直线伸
展,不存在 相
互交缠和绕曲,
因而使纤维可
以充分发挥 最
大的结构强度 。
46
这种 三维多向 编织结构 还可以通过
调节纤维束的根数和股数, 相邻束间的
间距, 织物的体积密度 以及 纤维的总体
积分数 等参数进行设计以满足性能要求。
47
8.1.3 晶须和颗粒增强陶瓷基复合材料
长纤维增韧陶瓷基复合材料 虽然 性能
优越,但它的 制备工艺复杂,而且 纤维在
基体中不易分布均匀 。
因此，近年来又发展了 短纤维, 晶须
及 颗粒 增韧陶瓷基复合材料。由于短纤维
与晶须相似，故只讨论后两种情形。
48
由于 晶须的尺寸 很小，从客观上看与
粉末 一样，因此 在制备复合材料 时，只需
将 晶须分散后 与 基体粉末 混合均匀，然后
对 混好的粉末 进行 热压烧结,即可制得致
密的晶须增韧陶瓷基复合材料。
49
目前常用的是 SiC,Si3N4,Al2O3
晶须，常用的基体则为 Al2O3,ZrO2，
SiO2,Si3N4及 莫来石 等。
50
晶须增韧 陶瓷基复合材料 的性能 与 基
体和晶须的选择, 晶须的含量及分布 等因
素有关。
下面两个图分别给出了 ZrO2(2mol %
Y2O3) + SiCw及 A12O3+ SiCw陶瓷复合材料
的性能与 SiCw含量 之间的关系。
51
断
裂
韧
性K
IC (M
Pa
.m
1/2)
SiCw含量（ vol%）
弯
曲
强
度?
f (M
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
维
氏
硬
度HV
(G
Pa
)
弹
性
模
量E(G
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
Zr
O
2 (Y
2 O
3 )
复
合
材
料
的
力
学
性
能
52
SiCw含量（ vol%）
维
氏
硬
度HV
(G
Pa
)
弹
性
模
量E(G
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
弯
曲
强
度?
f (M
Pa
)
SiCw含量（ vol%）
断
裂
韧
性K
IC (M
Pa
.m
1/2)
Al
2 O
3 +
SiC
w
复
合
材
料
的
力
学
性
能
53
从上面两个图中可以看出，两
种材料的 弹性模量, 硬度 及 断裂韧
性 均 随着 SiCw含量的增加 而提高。
54
而 弯曲强度 的变化规律则是，对 Al2O3
基复合材料, 随 SiCw含量的增加单调上升,
而对 ZrO2基体,在 10 vol ％ SiCw时 出现峰
值,随后又有所下降，但却 始终高于基体 。
55
这可解释为由于 SiCw含量高时 造成热
失配过大,同时 使致密化困难 而 引起密度
下降,从而使 界面强度降低, 导致了复合
材料强度的下降 。
56
由图中可知，对 A12O3基复合材料 最佳
的韧性和强度的配合 可使 断裂韧性
KIC=7MPa.M1/2,弯曲强度 ?f=600MPa；
ZrO2基复合材料 的 断裂韧性
KIC=16MPa.M1/2, 弯曲强度 ?f=1400MPa。
由此可见,SiCw对陶瓷材料 同时具有增
强和增韧的效果 。
57
从上面的讨论知道，由于 晶须具
有长径比,因此,当其含量较高时，
因其 桥架效应 而 使致密化变得因难,
从而引起了 密度的下降并导致性能的
下降 。
58
为了克服这一弱点，可采用 颗粒
来 代替晶须 制成复合材料，这种复合
材料在 原料的混合均匀化 及 烧结致密
化方面 均比晶 须增强陶瓷基复合材料
要容易。
59
当所用的颗粒为 SiC,TiC时，
基体材料采用最多的是 Al2O3,Si3N4。
目前，这些复合材料已广泛用
来 制造刀具 。
60
右图显示了
SiCp含量 对 SiCp
/A12O3复合材料
性能的影响 。
断
裂
强
度?
f (M
Pa
)
SiCp含量 (vol%)
从中可以看出，在 5％ SiCp时 强度出现峰值。
61
下图为 SiCp含量 对 SiCp / Si3N4复合材料性能
的影响。
SiCp含量（ vol%）
断
裂
韧
性K
IC (
M
Pa.m
1/2)
SiCp含量（ vol%）
弯
曲
强
度?
f (M
Pa)
从中可以看出，在 SiCp含量为 5％时 强度及
韧性达到了最高值。
62
从上面的讨论可知,晶须与颗粒 对陶瓷
材料的增韧 均有一定作用，且各有利弊。
晶须 的 增强增韧效果好,但 含量高时会
使致密度下降 ；
颗粒 可克服晶须的这一弱点，但其 增强
增韧效果却不如晶须 。
63
由此很容易想到，若将 晶须 与 颗粒 共
同使用,则可取长补短，达到更好的效果。
目前，已有了这方面的研究工作，如
使用 SiCw与 ZrO2来 共同增韧,用 SiCw与
SiCp来 共同增韧 等。
64
下面两个图分别给出了
Al2O3+ZrO2(Y2O3)+SiCw复合材料的
性能随 SiCw及 ZrO2(Y2O3)含量 的变
化情况。
65
维
氏
硬
度H
V(
GP
a)
弹
性
模
量E(
GP
a)
SiCw含量 (vol%)
(a)
弹
性
模
量E(
GP
a)
维
氏
硬
度H
V(
GP
a)
ZrO2含量 (vol%)
(b)
SiCw与 ZrO2复合增韧 Al2O3的硬度与弹性模量
Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw
66
Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw
弯
曲
强
度?
f (M
Pa)
SiCw含量 (vol%)
断
裂
韧
性K
IC (
M
Pa.m
1/2)
SiCw含量 (vol%)
SiCw与 ZrO2复合增韧 Al2O3的强度与断裂韧性
67SiCw与 ZrO2复合增韧 Al2O3的强度与断裂韧性
Al2O3+20mol%SiCw+ZrO2(Y2O3)
ZrO2含量 (vol%)
弯
曲
强
度?
f (M
Pa)
ZrO2含量 (vol%)
断
裂
韧
性K
IC (
M
Pa.m
1/2)
68
可以看出，随着 SiCw及 ZrO2(Y2O3)含量
的增加,其 强度 与 韧性 均呈上升趋势,在 20
％ SiCw及 30％ ZrO2(Y2O3)时,复合材抖的 ?f
达 1200MPa。 KIC达 10 MPa.M1/2 以上。
这比 单独晶须韧化 的 Al2O3+SiCw复合材
料的 ?f =634MPa,KIC=7.5 MPa.M1/2有明显
的提高，这充分体现了这种 复合强化的效果 。
69
下表则给出了 莫来石及其制得的复合材料的
强度与韧性 。
材料 ?f (Mpa) KIC (MPa.M1/2)
莫来石 244 2.8
莫来石 + SiCw 452 4.4
莫来石 + ZrO2+SiCw 551~580 5.4~6.7
Si3N4+SiCw 1000 11~12
很明显，由 ZrO2+SiCw与莫来石制得的复合材料要比
单独用 SiCw与莫来石 制得的复合材料的性能好得多。
70
一、陶瓷基复合材料的界面
1、界面的粘结形式
2、界面的作用
3、界面性能的改善
8.1.4 陶瓷基复合材料的界面和强韧化机理
71
1、界面的粘结形式
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
72
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 。
73
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,由于收
缩而产生的 径向压应力 ? r 与 界面剪应力 ?
有关：
74
?＝ ?? r
式中,?是摩擦系数，一般为 0.1~0.6。
此外，基 体在高温时呈现为液体 (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 。
75
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 。
76
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 Al2O3f/SiO2系中会
发生反应形成 强的化学键结合 。
77
2、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 ；
78
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 。
79
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
80
平面断裂 主要是由于 纤维的弹
性模量不是大大高于基体,因此在
断裂过程中,强的界面结合 不产生
额外的能量消耗 。
81
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
82
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 。
83
3、界面性能的改善
为获得 最佳的界面结合强度,我们
常常希望 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 。
84
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 。
85
C和 BN是最常用的涂层，此外还有
SiC,ZrO2和 SnO2涂层。
涂层的厚度 通常在 0.1~1um,涂层的
选择取决于 纤维, 基体, 加工 和 服役要求 。
86
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。
87
下图为 莫来石纤维 增强 玻璃基体
复合材料的 断裂行为差异 。
88
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 。
89
二、陶瓷基复合材料的强韧化机理
界面的性质 还直接影响了陶瓷基复合
材料的 强韧化机理 。
以 晶须增强陶瓷基 复合材料为例，来
对其 强韧化机理 进行探讨。
90
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 晶须的拔出桥连 与
裂纹转向机制 对 强度和韧性的提高 产
生作用。
91
研究结果表明,晶须的拔出长度
存在一个 临界值 lpo,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 lpo ；
92
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 lpo ；
93
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 。
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 。
94
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 。
95
下图为 SiCw/ ZrO2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。
96
8.2 陶瓷基复合材料的成型加工
8.2.1 纤维增强陶瓷基复合材料的加工 ;
8.2.2 晶须与颗粒增韧陶瓷基复合材料的加工 ;
8.3 陶瓷基复合材料的应用。
97
纤维增强陶瓷基复合材料 的性
能 取决于多种因素,如 基体, 纤维
及 二者之间的结合 等。
8.2.1 纤维增强陶瓷基复合材料的加工
98
从 基体方面 看，与 气孔的尺寸及数
量, 裂纹的大小 以及一些 其它缺陷 有关；
从 纤维方面 来看，则与 纤维中的杂
质, 纤维的氧化程度, 损伤 及其他 固有
缺陷 有关；
99
从 基体与纤维的结合 情况上看，则与
界面 及 结合效果, 纤维在基体中的取向,
以及 载体与纤维的热膨胀系数差 有关。
100
正因为有 如此多的影响因素,所以在
实际中 针对不同的材料的制作方法 也会不
同,成型技术 的不断研究与改进，正是为
了能 获得性能更为优良的材料 。
目前采用的 纤维增强陶瓷基复合材料
的成型主法 主要有以下几种：
101
1．泥浆烧铸法
这种方法是 在陶瓷泥浆中 分散纤维 。然
后 浇铸 在 石膏模型 中。
这种方法比较古老,不受制品形状的限
制 。但对 提高产品性能的效果 不显著,成本
低, 工艺简单, 适合于短纤维 增强陶瓷基复
合材料的制作。
102
2．热压烧结法
将 特长纤维 切短 (<3mm),然后 分散 并
与基体粉末 混合,再用 热压烧结的方法 即
可制得高性能的复合材料。
这种方法中,纤维与基体之间的结合
较好,是目前采用较多的方法。
103
这种 短纤维增强体 在与基体粉末混合时 取
向是无序的,但 在冷压成型及热压烧结的过程
中,短纤维由于 在基体压实 与 致密化 过程中 沿
压力方向转动,所以导致了在最终制得的复合
材料中,短纤维沿加压面而择优取向,这也就
产生了 材料性能上一定程度的各向异性。
104
3,浸渍法
这种方法 适用于长纤维 。首先 把纤
维 编织 成所需形状,然后 用陶瓷泥浆 浸
渍, 干燥后进行 焙烧 。
105
浸渍法 的优点是 纤维取向可自由
调节,如 单向排布 及 多向排布 等。
浸渍法 的缺点则是 不能制造大尺寸
的制品,而且所得 制品的致密度较低 。
106
8.2.2 晶须与颗粒增韧陶瓷基复合
材料的加工与制备
晶须与颗粒 的 尺寸均很小,只是 几何
形状上 有些区别，用它们进行增韧的陶瓷
基复合材料的 制造工艺 是基本相同的。
107
这种复合材料的制备工艺 比长纤维复合
材料 简便 得多，只需将 晶须或颗粒 分散后 并
与基体粉末 混合均匀,再用 热压烧结的方法
即可制得 高性能的复台材料 。
108
与 陶瓷材料 相似,晶须与颗粒增韧陶
瓷基复合材料 的 制造工艺 也可大致分为以
下几个步骤：
这一过程看似简单，实则包含着 相当
复杂的内容 。
配料 成型 烧结 精加工
109
即使坯体由 超细粉 (微米级 )原料 组成，
其 产品质量 也不易控制，所以 随着现代科技
对材料提出的要求的不断提高,这方面的研
究还必持进一步深入。
110
1．配料
高性能的陶瓷基复合材料 应具有 均质,
孔隙少 的微观组织。
为了得到这样品质的材料，必须首先
严格挑选原料 。
111
把几种 原料粉末 混合 配成坯料 的方法可
分为 干法 和 湿法 两种。
现今新型陶瓷领域 混合处理加工 的 微米
级, 超微米级粉末方法 由于 效率和可靠性 的
原因 大多采用湿法 。
112
湿法 主要采用 水作溶剂,但在 氮化
硅, 碳化尼 等 非氧化物系的原料 混合时，
为 防止原料的氧化 则使用 有机溶剂 。
113
原料混合时的装臵一般为专用 球磨机 。
为了防止球磨机 运行过程中 因 球和内衬砖
磨损下来而作为杂质混入原料中，最好采
用 与加工原料 材质相同的 陶瓷球和内衬。
114
2．成型
混好后的料浆 在成型时 有三种不同的情况：
(1)经一次干燥 制成粉末坯料后 供给成型工序；
(2)把 结合剂添加于料浆 中、不干燥坯料,保
持浆状 供给成型工序；
(3)用压滤机 将料浆状的粉 脱水后成坯料 供给
成型工序。
115
把上述的 干燥粉料 充入模型内, 加压后
即可成型 。通常有 金属模成型法 和 橡皮模成
型法 。
金属模成型法 具有 装臵简单, 成型成本
低廉 的优点，仍它的 加压方向是单向 的。 粉
末与金属模壁的摩擦力大, 粉末间传递压力
不太均匀 。故易造成 烧成后的生坯变形 或 开
裂,只能适用于 形状比较简单的制件 。
116
采用 橡皮模成型法 是 用静水压 从各
个方向 均匀加压 于橡皮模来成型，故不
会发生 生坯密度不均匀 和 具有方向性 之
类的问题。
117
此方法虽 不能做到 完全均匀地加压,
但仍 适合于批量生产 。
由于 在成型过程中 毛坯与橡皮模接触
而 压成生坯,故 难以制成精密形状,通常
还要用刚玉 对细节部分 进行修整。
118
另一种成型法为 注射成型法 。 从成型
过程上 看,与塑料的注射成型过程相类似,
但是 在陶瓷中 必须 从生坯里将粘合剂除去
并 再烧结,这些 工艺均较为复杂,因此也
使这种方法具有很大的局限性。
119
注浆成型法是 具有十分悠久历史的 陶瓷
成型方法 。它是 将料浆 浇入 石膏模内,静臵
片刻,料浆中的水分被石膏模吸收 。然后 除
去多余的料浆, 将生坯和石膏模一起干燥,
生坯干燥后保持一定的强度,并 从石膏中 取
出。这种方法可成型 壁薄 且 形状复杂 的制品。
120
还有一种成型法为 挤压成型法 。这种
方法是 把料浆放入 压滤机 内 挤出水分，形
成 块状 后，从 安装各种挤形口 的 真空挤出
成型机 挤出成型 的方法，它适用于 断面形
状简单的 长条形坯件 的成型。
121
3,烧结
从生坯中 除去粘合剂组分后的 陶瓷素坯
烧固成 致密制品 的过程叫 烧结 。
为了烧结，必需有 专门的窑炉 。窑炉的
种类繁多，按其功能进行划分可分为 间歇式
和 连续式 。
122
间歇式窑炉 是放入窑炉内 生坯的硬化,
烧结, 冷却 及 制品的取出 等工序 是间歇地进
行的 。
间歇式窑炉 不适合于 大规模生产,但适
合处理 特殊大型制品 或 长尺寸制品 的优点，
且 烧结条件灵活, 筑炉价格 也比较便宜。
123
连续窑炉 适合于 大批量制品的
烧结,由 预热, 烧结 和 冷却 三个部
分组成。
124
把 装生坯的窑车 从窑的一端 以一定时
间 间歇推进,窑车沿导轨前进,沿着窑内
设定的温度分布 经 预热, 烧结, 冷却 过程
后,从窑的另一端 取出成品。
125
4．精加工
由于 高精度制品的需求 不断增多，因此
在 烧结后的许多制品 还需 进行精加工 。
精加工的目的是 为了提高烧成品的尺寸
精度和表面平滑性,前者主要用 金刚石砂轮
进行 磨削加工,后者则用 磨料 进行 研磨加工 。
126
金刚石砂轮 依 埋在金刚石磨粒之间的结
合剂的种类不同 有着其各自的特征。大致分
为 电沉积砂轮, 金属结合剂砂轮, 树脂结合
剂砂轮 等。
127
电沉积砂轮 的 切削性能好 但 加工性
能欠佳 。
金属粘合剂砂轮 对加工面稍差的制
品也较易加工。
树脂结合剂砂轮 则由于其 强度低,
耐热性差,适合于 表面的精加工 。
128
因此，在实际 磨削 操作时，除 选
用砂轮 外，还需 确定砂轮的速度, 切
削量, 给进量 等各种磨削条件，才能
获得好的结果。
129
以上是 陶瓷基复合材料制备工艺 的 几个
主要步骤,但 实际情况 则是 相当复杂的 。
陶瓷与金属的一个重要区别也在于它对
制造工艺中的微小变化特别敏感而这些微小
的变化在最终烧成产品前是很难察觉的。
130
陶瓷制品一旦 烧结结束, 发现产品的质
量有问题时 则为时已晚。
而且，由于 工艺路线很长,要 查找原因
十分困难 。这就使得 实际经验的积累 变得越
发重要。
131
陶瓷的 制备质量 与其 制备工艺 有很大
的关系。
在实验室规模下 能够稳定重复制造的
材料,在扩大的生产规模下 常常难于重现。
132
在生产规模下 可能重复再现的陶瓷材
料,常常在 原材料波动 和 工艺装备 有所变
化的条件下 难于实现 。这是陶瓷制备中的
关键问题之一。
133
先进淘瓷制品的 一致性,则是它 能否
大规摸推广应用 的最关键问题之一。
现今的 先进陶瓷制备技术 可以做到 成
批地生产出性能很好的产品,但却 不容易
保证所有制品的品质一致 。
134
8.3 陶瓷基复合材料的应用
8.3.1 陶瓷基复合材料在工业上的应用
陶瓷材料具有 耐高温, 高强度, 高硬度
及 耐腐蚀性好 等特点，但其 脆性大 的弱点限
制了它的广泛应用。
135
随着现代高科技的迅猛发展，要求材料
能在 更高的温度下 保持优良的综合性能。 陶
瓷基复合材料 可较好地满足这一要求。
它的 最高使用温度 主要取决于 基体特性,
其工作温度按下列基体材料依次提高,玻璃,
玻璃陶瓷, 氧化物陶瓷, 非氧化物陶瓷, 碳
素材料,其最高工作温度可达 1900 ℃ 。
136
陶瓷基复合材料已 实用化 或即将实用
化的领域包括,刀具, 滑动构件, 航空航
天构件, 发动机制件, 能源构件 等。
137
在 切削工具 方面,SiCw增韧的细颗粒
Al2O3陶瓷复合材料 已成功用于工业生产 制
造切削刀具 。下图为用热压法制备的 SiCw/
Al2O3复合材料钻头。
138
SiCw/ Al2O3复合材料钻头
139
由美国格林利夫公司研制、一家生产切
削工具和陶瓷材料的厂家和美国大西洋富田
化工公司合作生产的 WC--300复合材料刀具
具有 耐高温、稳定性好、强度高和优异的抗
热展性能,熔点为 2040℃,切削速度可达 200
尺 /分，甚至更高。
140
作为对比，常用的 WC--Co硬质合金刀
具 的切削速度限制在 100尺／分以内，因为
钴在 1350 ℃ 时会发生熔化，甚至在切削表
面温度达到约 1000 ℃ 左右就开始软化。
141
某燃汽轮机厂采用这种新型 WC--300复
合材料 刀具后，机加工时间从原来的 5小时
缩短到 20分钟，仅此一项，每年就可节约
25万美元。
142
山东工业大学研制生产的 SiCw/Al2O3复合
材料刀具切削 镍基合金时，不但刀具使用寿命
增加，而且进刀量和切削速度也大大提高。除
SiCw/Al2O3外,SiCf/Al2O3, TiO2p/ Al2O3复合
材料也用于制造机加工刀具。
143
另外,氧化物基复合材料 还可用于制
造耐磨件，如拔丝模具、密封阀、耐蚀轴
承、化工泵的活塞等。
144
在 航空航天 领域，用陶瓷基复合材料
制作的 导弹的头锥, 火箭的喷管、航天飞
机的结构件 等也收到了良好的效果。
145
法国已将 长纤维增强碳化硅复合材料 应
用于制作 超高速列车的制动件,而且取得了
传统的制动件所无法比拟的优异的磨擦磨损
特性，取得了满意的应用效果。
146
热机的循环压力和循环气体的温度越高，
其热效率也就越高。现在普通使用的燃气轮
机高温部件还是镍基台金或钴基合金，它可
使汽轮机的进口温度高达 1400 ℃, 但这些
合金的耐高温极限受到了其熔点的限制，因
此采用 陶瓷材料 来代替 高温合金 已成了目前
研究的一个重点内容。
147
为此，美国能源部和宇航局开展了
AGT(先进的燃气轮机 )100,101,CATE(陶
瓷在涡轮发动机中的应用 )等计划。德国、
瑞典等国也进行了研究开发。这个 取代现
用耐热合金的应用技术 是难度最高的陶瓷
应用技术，也可以说是这方面的最终目标。
目前看来，要实现这一目标还有相当大的
难度 。
148
8.3.2 今后面对的问题及前景展望
现在看来，人们已开始对陶瓷基复合材
料的 结构、性能及制造技术 等问题进行科学
系统的研究，但这其中还有许多尚未研究情
楚的问题。
149
因此，从这一方面来说，还需要陶瓷专
家们对理论问题进一步研究。
另一方面,陶瓷的制备过程 是一个十分
复杂的工艺过程，其品质影响因素众多。
所以，如何 进一步稳定陶瓷的制造工艺，
提高产品的可靠性与一致性,则是进一步扩
大陶瓷应用范围所面临的问题。
150
新型材料的开发与应用 已成为当今科
技进步的一个重要标志,陶瓷基复合材料
正以其优良的性能 引起人们的重视，可以
预见，随着对其理论问题的不断深入研究
和制备技术的不断开发与完善，它的应用
范围将不断扩大，它的应用前景是十分光
明的。
