第一篇：晶须增韧陶瓷基复合材料研究进展
晶须增韧陶瓷复合材料研究进展
芦珊（学号07093095）电力系统及其自动化09-1班
信息与电气工程学院
摘要
综述了晶须增韧陶瓷复合材料的制备方法和分类;讨论了晶须陶瓷基复合材料的性能以及晶须参数对陶瓷材料力学性能、耐磨性、蠕变性能等方面的影响;并对陶瓷基复合材料晶须在陶瓷材料中的应用、存在的问题及研究的发展趋势等作以介绍。
关键字
晶须增韧 晶须参数 耐磨性 蠕变性 陶瓷
1.引言
陶瓷材料具有耐高温、耐腐蚀、耐磨损等优异特性,但存在脆性大、易断裂的缺点,从而限制了其实际应用范围,因此改善陶瓷材料的脆性、增大强度、提高其在实际应用中的可靠性成为其能否广泛应用的关键。陶瓷材料的韧性可以通过晶须、纤维增韧,颗粒弥散增韧和相变增韧等机理增强。晶须增韧陶瓷基复合材料被认为是能解决高温应用的有效措施,目前该材料已商业化并应用于切削刀具、耐磨零件、宇航和军用器件等。[1] 晶须是具有近似规整截面,其截面积小于4~10cm 2 ,长径比在5~1000,甚至更高,且内、外结构几乎完整的一类单晶纤维材料。目前应用较多的是Si-C晶须陶瓷基复合材料。
2.晶须增强陶瓷基复合材料的制备
制备方法主要有两种：要有2种方法 :(1)外加晶须法:即通过晶须分散、晶须与基体混合、成形、再经煅烧制得增韧陶瓷如加入到氧化物、碳化物、氮化物
等基体中得到增韧陶瓷复合材料,此法目前较为普遍;(2)原位生长晶须法:将陶瓷基体粉末和晶须生长助剂等直接混合成形,在一定的条件下原位合成晶须,同时制备出含有该晶须的陶瓷复合材料,这种方法尚未成熟,有待进一步探索。[2] 制备过程主要有三个：晶须的分散、成型和烧结。
2.1晶须的分散主要包括以下过程：（1）酸洗清理。对晶须进行酸洗清理或热处理，可改变其表面的氧含量，从而影响晶须/基体界面的性质。（2）晶须的过筛与分选。晶须的过筛有两种效果：意识将紧密粘结在一起而又不易分离的晶须团聚体或夹杂物除去：二是是晶须的尺寸大小控制在一定范围内。[3] 2.2 晶须增韧陶瓷经复合材料的成型 成型方法主要包括：半干法成型、注浆成型、流延成型、注射成型、挤出成型和轧模成型。2.3烧结致密化工艺
主要有无压烧结和压力辅助烧结。2.3.1无压烧结
相对热压和热等静压烧结烧结温度高、工艺复杂、设备造价高等缺陷,无压烧结在含有添加剂的情况下具有烧结温度低、工艺简单、设备造价低等优点。在Si-C晶须增强的陶瓷复合材料在没有添加烧结助剂的情况下,实现了碳化硅晶须增强锆莫来石复合材料的常压烧结,碳化硅晶须的添加明显提高了锆莫来石材料的力学性能,实现了良好的物理化学匹配。[4] 2.3.2压力辅助烧结
压力辅助烧结主要有热压烧结、热等静压烧结、和等离子体放电烧结。(1)热等静压烧结
热等静压(HIP)工艺具有降低烧结温度、抑制晶粒长大、减少添加剂含量等优点,这主要是由于HIP烧结过程中,作用于样品表面各向均衡的压力,既能促进致密化过程,又能抑制晶粒的长大,因而更有利于改善材料的性能。[5]热压烧结是通过同时的高温和压力作用克服晶须的架桥效应，晶须含量可达到60％，致密度可达到理论密度的95%[2]。热等静压与热压烧结工艺相比,具有一定程度上降低烧结温度的优点,但存在烧结工艺更加复杂、设备造价更高、不能进行大件制品烧结等缺陷,故在实际生产中应用有限。(2)化学气相渗透(CVI)法
传统的晶须增强陶瓷基复合材料使用烧结助剂来烧结,但是高温时低溶相的存在会破坏基体中的晶须,并且传统的烧结方法会形成强的晶须与基体界面,从而降低晶须的增韧效果。化学气相沉积在Si-C晶须增强的复合材料中运用日趋成熟，大大提高了复合材料的断裂韧性和抗弯强度[6]。(3)等离子体放电烧结
等离子体放电烧结是一种交心的烧结方法，与热压烧结类似的烧结过程也是在一定压力作用下进行的，所不同的是借助于等离子体放电烧结复合材料可在较低温度下达到同样的烧结致密度。[7] 放电等离子烧结与传统的热压烧结有着本质的区别,其主要特点是通过陶瓷颗粒间的空位瞬时产生放电等离子,放电等离子激活和净化烧结体内部表面,进而使得这些颗粒自身发热,且在极短的时间内实现热传导和物质传导,因而具有非常高的热效率,可在相当短的时间内使烧结体达到致密。[8]
3.晶须增强陶瓷基复合材料的的性能
3.1对力学性能的影响(1)对韧性的影响
晶须增韧是陶瓷经复合材料一种重要的增韧方法，是改善陶瓷脆性有效途径。在SiCw-Al2O3基体复合材料中，韧性随晶须直径增大而提高的试验结果。当晶须直径从0.3m提高到1.5m时,该复合材料的断裂韧性从6.5MPam提高至12MPam。[9]早在七十年代,Lange等 研究了Si3 N 4 陶瓷的强度、断裂韧性和显微结构的关系,发现了长柱状-Si3N4晶粒能够改善和提高材料的抗弯强度和断裂韧性(达到6MPa/m)。Luo等利用热压的方法制备的Y-La系自增韧Si3N4,其室温抗弯强度和断裂韧性分别860~960MPa和814~11172MPa/m ,而1350e时的强度和韧性分别为680~720MPa/m和22~24MPa/m[10]。(2)提高耐磨性
在SiCw-Al2O3陶瓷基复合材料中，随着SiCw引入量的增多，材料的硬度不断提高，硬度赋予了SiCw-Al2O3陶瓷基复合材料黑好的磨削特性。(3)对蠕变性能的影响
对蠕变速率的研究主要集中在施加应力、温度、晶须含量、气氛等与应变速
率的关系以及应力因子n的确定。研究结果表明，SiCw-Al2O3陶瓷基复合材料的抗蠕变性能均优于单项Al2O3陶瓷材料，其蠕变速率低出1~2个数量级，这得益于晶须位于基质相晶界，抑制蠕变变形[7]。3.2提高抗震性
林广涌等[11] 研究表明,未加SiCw的Al2O3及ZrO 2(Y 2 O 3)基陶瓷材料经1次热震循环即有裂纹产生,而加入20%的SiCw经过6次才有裂纹,而经过8次仍没有开裂。罗学涛等 [12] 在1000e和500e温差的热震实验表明:SiCw对热冲击引起裂纹扩展的影响起着关键作用。3..3改变其他性能
改变其它性能如导电性、吸波性等。
4.晶须增韧机制
晶须增韧的理论主要 是1988年P.F.Becher提出的晶须增韧公式，即晶须的应变能和从集体拔出的能量变化，这种能量变化，提高了陶瓷材料的韧性。
[3]。
微裂纹效应
微裂纹增韧是较早提出的在多种材料中都存在的一种增韧机理:即在裂纹尖端的应力场和残余应力作用下,晶须成为微裂纹源,而在裂纹前方形成散布的(不连通的)微裂纹区。[13] 4.2 裂纹偏转效应
裂纹偏转增韧是裂纹非平面断裂效应的一种增韧方式。裂纹扩展到达晶须减
少, 时,被迫沿晶须偏转,这意味着裂纹的前行路径更长,裂纹尖端的应力强度裂纹偏转的角度越大,能量释放率就越低,增韧效果就越好,断裂韧性就提高。[2] 4.3裂纹桥联效应
裂纹桥联是一种裂纹尖端尾部效应。即裂纹扩展过程中遇上晶须时,裂纹有可能发生穿晶破坏,也有可能出现互锁现象(Interlocking)即裂纹绕过晶须并形成摩擦桥[2]。4.4 晶须拔出效应
拔出效应是指当裂纹扩展遇到高强度晶须时,在裂纹尖端附近晶须与基体界面上存在较大的剪切应力,该应力极易造成晶须与界面的分离开裂,晶须可以从基体中拔出,因界面摩擦而消耗外界载荷的能量而达到增韧的目的。同时晶须从基体中拔出会产生微裂纹来吸收更多的能量。[14]
5.晶须参数对其性能的影响
5.1晶须强度
晶须强度Rw提高,能使裂纹闭合力界面滑移长度Ls都增加,所以Kb和Kd都相大,使材料韧性提高。随晶须强度提高, K b和基本上呈线性增长。在晶须强度较低时, K b< 在晶须强度较高时,有Kb>Kd,说明随晶须增加,占主导地位的增韧机理逐渐由裂纹偏韧机理过渡到裂纹桥联增韧机理。[15] 5.2晶须弹性模量
晶须弹性模量下降,说明晶须在发生断裂之前可以有较大的弹性变形,从使晶须断裂要消耗较多的能量,桥联增韧效果增大。[15] 5.3晶须尺寸
大尺寸晶须有利于陶瓷韧化,在晶须长径比超过一定的值后,尺过变化只影响桥联增韧效果,并且能使桥联增韧效果超过裂纹编转增韧效果。[15]
6.晶须增强陶瓷基复合材料的应用、存在的问题及展望
6.1应用
SiC陶瓷材料比其它同种材料制成的刀具具有更高的硬度、抗弯强度、断裂韧性、耐磨性和耐热性,因而具有更长的寿命。从80年代中期以来,人们将其广泛
用于切削工具中。磷酸钙系生物陶瓷晶须同其它增强材料相比,不仅不影响材料的增强效果,而且由于良好的生物相容性,可广泛应用于生物陶瓷材料中。利用羟基磷灰石晶须的生物活性也可制得生物复合材料。利用晶须的特殊性能制备各种性能优异的功能型复合材料 ,如铋锶钙铜氧系晶须的超导性制得超导体复合材料,二氧化锡晶须的导电性制得导体等先进复合材料[16]。6.2存在的问题及展望
（1）目前许多的制备技术还处于实验阶段没有大规模的生产运用，如SiC晶须增强陶瓷基复合材料等，对其动力学过程还不十分了解。加强对制备工艺的研究，将是研究的重点之一。
（2）对于晶须参数对陶瓷基复合材料性能的影响虽有许多模型等，实验得出了许多好的结果，但对于不同的材料其影响机制不同，是否可以提出一种比较统一的影响条件规律仍有待研究。
（3）对于晶须增韧来说，这种单一的增韧机理具有一定的局限性，将来的研究中对于多种增韧机制并存时大幅提高增韧效果的解决办法，早已有实践，如晶须和相变复合增韧陶瓷的复合增韧研究等[17]。
（4）除了利用陶瓷材料的力学性能外，发展期功能特性和机械性能的结合将是未来研究应用的重要方向。
参考文献
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第二篇：陶瓷材料晶须增韧11
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陶瓷材料的晶须增韧
摘要：晶须增韧机理 以及晶须增韧的应用 关键词： 1前言：
晶须强韧化是用高强度、高模量的陶瓷纤维与陶瓷基体构成陶瓷基复合材料，靠裂纹偏转弯曲、纤维脱粘、纤维拔出和纤维桥连等机制来达到模高陶瓷的韧性和强度的一种方法，这样的复合材料称做纤维增强陶瓷基复合材料。晶须对陶瓷的增强、增韧效果不仅取决于纤维和陶瓷本身的性能(强度、弹性模量、线胀系数等)，而且还取决于两者间是否有良好的匹配性(物理和化学相容性)及界而的结合状态。因而有的陶瓷材料加入纤维后可能强度和韧性同时提高，而有的陶瓷材料则仅仅韧性提高而强度下降。因为对陶瓷来说．韧性往往显得要比强废更为重要，因此有时即便是复合后仅韧性提高而强度下降，摊的复合也是值得的。
2增韧机理
1．裂纹弯曲和偏转增韧
在裂纹扩展尖端应力场中，增强体会导致裂纹弯曲和倔转，从而使基体的应力场强度因子降低，起到阻碍裂纹扩展的作用。随增强体长径比的增加，裂纹弯曲增韧的效果增加。裂纹一般很难穿过晶须，更容易绕过晶须并尽量贴近表面而扩展，即裂纹发生偏转。裂纹偏转增韧示意图见图7—25。
裂纹偏转后受的拉应力往往低于偏转前的，而且裂纹的扩展路径增长，裂纹扩展中需消耗更多的能量，因而起到增韧的作用。裂纹偏转可以绕着晶须倾斜偏转或扭转偏转，一般认为，裂纹偏转增韧主要是扭转偏转机制起作用。
2．晶须脱粘增韧
在复合材料中，晶须或短纤维脱粘会产生新表面，因此需要能量，见图7—26。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。假设纤维的脱粘能等于应力释放引起的纤维上的应变释放能，则每根纤维的脱粘能为：
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其中：d为纤维直径人为纤维临界长度14为纤维拉伸断裂强度；Zf为纤维弹性模量。将纤维体积
代人，则可求出单位面积的最大脱粘能QD：
由上述分析可知，若想通过纤维脱粘达到最大增韧效果，应使纤维体积含量增高，Lc要大，即纤维与基体的界面要弱。因为Lc与界面应力成反比。
3．晶须桥连增韧
对于特定位向和分布的晶须，裂纹很难偏转．只能沿着原来的扩展方向继续扩展，如图7—28所示。这时紧靠裂纹尖端处的晶须并未断裂，而是在裂纹两侧搭桥，使裂纹表面产生一个压应力．以抵消外加拉应力的作用，从而使裂纹难以进一步扩展，起到增韧作用，即纤维桥连增韧。
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4．晶须拔出增韧
晶须拔出，是指靠近裂纹尖端的晶须或短纤维在外力作用下沿着它和基体的界面滑出的现象。纤维拔出示意图见图7—27。很显然纤维首先发生脱粘才能拔出。纤维拨出会使裂纹尖端应力松弛，从而减缓了裂纹的扩展。纤维的拔出需要外力作功，因此起到增韧作用。
提高界面的结合强度会提高纤维的拔出效应对韧性的贡献。如果纤维与基体间的结合太弱，稍受力纤维就从基体中拔出．基体无法把外界载荷传递给纤维，纤维不能成为承受载荷的主体，因面强韧化效果差，甚至可能围结合稀松，纤维的存在类似于孔洞，反而会降低强度和韧性；反之如果纤维与基体的界面结合强度过高，则不能发生纤维与基体的界面解离(裂纹偏转的一部分)和纤维的拔出，材料将以灾难性的脆性方式断裂面不是以韧性方式断裂，虽然可以提高强皮但不能提高韧性。因此，影响增韧效果最为关键的问题之一是界面强度，此界面强度应适中，不能高于纤维的断裂强度。
3影晌Sic晶须增韧的因素
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3.1界面性质
3.1.1界面的物理相容性
界面的物理相容性是指纤维与基体问弹性模量和线胀系数的关系。在cMc材料中，纤维和基体一般是不同的物质，因而线胀系数和弹性模量通常是不同的，即使是同种物质(如SiC纤维和SiC陶瓷基体)，因晶体结构不同或各向异性，其线胀系数和弹性模量也会有所不同，而线胀系数和弹性模量的差异会对纤维强韧化的效果产生非常重要的影响。由于材料在烧结后的冷却过程中，因线胀系数不同，在界面上会产生残余应力和残余应变，甚至可能因陶瓷基体本身的脆性(大多数陶瓷材料的断裂应变值小于o．05％)面出现微裂纹，这种现象称为热失配。残余应力正比于∆a∆T，其中∆a＝af-am,af和am分别为纤维和基体的线胀系数；∆a是烧结象度与当前温度的差值。若∆a＞o，即纤维线胀系数大于基体线胀系数时，纤维沿轴向受拉应力，基体受压应力，纤维产生一定的预拉应力，成为载荷 的主要承载者，有利于强度和韧性的提高；反之若∆a＜0，纤维沿轴向受压应力，基体受拉应力，当材料受外力作用时，纤维不能先于基体象提载荷，不利于强韧化。因此对同一种纤维，基体的线胀系数小，强韧化效果好。在应变相同的情况下，若纤维的弹性模量比基体大，纤维将分提大部分载荷，从面有利于强韧化；反之若纤维弹性模量小于基体的，则纤维的作用不能充分发挥出来。
因此一般要求Ef＞Em、和af＞am、Ef、Em、af、am分别为纤维和基体的弹性模量和线胀系数。
3.1.2界面的化学相容性
界面化学相容性是指在烧结和使用温度下，纤维与基体间不发生化学反应及纤维性能在该温度下不致退化，否则纤维的增强韧补作用将要降低，面且还会因由此结材料带来的缺陷导致材料的性能下降。因此有必要研究纤维与基体之间界面的结合方式及其对材料性能的影响。
纤维与基体的界面结合有两种，一种是物理结合，一种是化学结合。当界面为物理结合时，界面两相仅为机械咬合．界面结合强度较低，这时只须考虑弹性模量和绥胀系数的匹配性即可，而无须考虑化学相容性。而当界面为化学结合时，界面有新相生成．且购相间为化学键相接，界向结合强度较高，不易发生界面解离和纤维拔出，有利于增强、增韧。但若界面结合过强(超过纤维强度)，不能发生界固解离和纤维拔出，只能导致纤维断裂；过多的纤维断裂，必将导致材料以脆性方式断裂，虽然可提高强度，但却不能提高韧性。
实际上，在正常的烧结温度下．纤维一般不会与陶瓷基体发生全面的化学反应而损害纤维的整体性能，但往往会与基体发生—定的界面反应，形成过强的界面强度：比如碳纤维就会与多种陶瓷特别是氧化物陶瓷形成过强的界面。因此，为获得良好的增韧效果，通常要对纤维进行适当的表面涂层处理，以起隔离作用，防止形成过强的界面。
3.2 晶须的性能
3.2.1 晶须尺寸要从晶须的长径比来考虑。随着晶须长径比的增加，晶须完整性越好，金属强化理论课程论文
结构中所包含的缺陷也会减少，晶须性能越高。但是晶须长径比越小导致单位体积用量的增多和界面面积增大，在基质中不易分布均匀，造成复合困难。总之复合材料对SIC晶须的共同要求是:完整的p一SIC晶须单晶含量高，直晶率高，弯晶和复晶的含量低，晶须的直径、长短和长径比的分布均匀性好，晶须中的缺陷少，杂质的含量低。
3.2.2 晶须含量晶须含量的不同将影响到增韧机理和复合材料的断裂模式。如果晶须含量过高，易形成团聚，在基体中分散不均匀，复合材料的断裂韧性值不会太高;反之如果晶须含量过低，不但起不到增韧的作用，反而成为多余夹杂甚至成为缺陷源。因此晶须只在在一定的含量下，才能有效实现增韧作用，根据简化模型可以计算晶须的最佳配比。
3.2.3晶须强度增韧效应分析显示晶须的强度是很重要的。根据前人研究表明，随着晶须强度的增加，桥接增韧效应也增加。同样拔出效应也随晶须强度增加而增加。而含缺陷的晶须导致增韧效果降低。
3.2.4 晶须排布晶须在基体中的排布方向对增韧效果影响很大。实践证明:当晶须增韧陶瓷刀具材料，晶须排布平行于前刀面时，晶须径向受拉，造成界面脱离基体，起不到增韧的效果;当晶须排布垂直于前刀面时，晶须轴向受拉，通过裂纹偏转和拔出效应吸收裂纹扩展能量，起到增韧的效果。SiC增强陶瓷基材料的研究与应用
碳化硅晶须增强陶瓷材料的研究中,开始主要以Al2O3,ZrO2,莫来石等为基体材料,随着复合技术的不断成熟,基体材料又出现了Si3N4等非氧化物材料。碳化硅晶须的加入使复合材料的断裂韧性、抗弯强度等性能有明显的改善。
SiC晶须增韧氧化铝陶瓷
氧化铝陶瓷具有熔点高、硬度高、耐磨、结构稳定等优点,但其强度较低。用SiC晶须增强氧化铝的研究首先是由Becber于1984年报道的。实验证明[8],当SiC晶须的体积分数为20%时,SiCw/Al2O3复合材料的弯曲强度达508MPa,断裂韧性KIC为8.78MPa·m1/2,比纯铝的KIC提高了近一倍。碳化硅晶须补强后从而进一步拓宽了氧化铝的用途,目前已被应用于磨损部件、切削刀具和内燃机的某些构件。其中SiC晶须增韧的陶瓷切削刀具材料,以其良好的断裂韧性和抗热冲击性能在切削高温合金等难加工材料方面表现了优异的性能,延长了刀具的使用寿命,切削效率远高于普通刀具,应用潜力巨大。但目前用于刀具的SiC晶须增强氧化铝陶瓷还存在以下两个问题题:一是SiC晶须在切削加工时能与金属钛和铝发生化学反应,而不适合金属钛和铝工件的加工;二是切削温度超过1000℃,SiC晶须也会与钢发生化学反应,产生硅化铁,使刀具很快磨损[9]。
3.2 SiC晶须增韧氧化锆陶瓷
四方氧化锆陶瓷增韧之源是氧化锆中的相变,因而增韧效果受温度的制约。但在中高温条件下为热力学稳定期,其相变增韧作用消失。而且,由于其断裂应力与相变临界应力相互制约,强度和断裂韧性值往往不能同时达到最大,晶须补强效应被认为是弥补该材料上述缺陷的最有效的方法之一[10]。王双喜等[11]研究发现,在2mol%Y2O3-超细料中加入30vol%的SiC
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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。氧化锆增韧陶瓷可用来制造发动机构件,如连杆、轴承、汽缸内衬等,此外,由于其隔热性能优异、线膨胀系数高(与金属相当),故在隔热发动机上可作为金属的匹配件材料。
3.3 SiC晶须增韧莫来石陶瓷
莫来石是Al2O3-SiO2二元体系中唯一在常温和高温条件下都稳定的晶相,是一种重要的结构和功能陶瓷候选材料,目前已成为先进陶瓷来石材料的弯曲强度和断裂韧性都比较低,从而影响了其实际应用。中科院上海硅酸盐研究所的黄政人等[12]采用30vol%βSiC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570MPa,断裂韧性为4.5Mpa·m1/2比纯莫来石提高100%以上。吕林等[9]的研究将莫来石陶瓷材料的增韧补强与发动机低应力化设计结合起来,所研制的6150无水冷发动机经过700h台架耐久考核实验,耐久性试验的时间达到了国际领先水平。
3.4 SiC晶须增韧氮化硅陶瓷
SiC晶须增韧Si3N4陶瓷是提高其断裂韧性和稳定性的主要途径之一。已有的研究表明[13]晶须增韧效果不仅取决于晶须的分散程度、晶须尺寸和体积分数,而且与晶须的空间位置及方向性密切相关。Wang Chang an[14]等对SiC晶须的氮化硅基复合材料中晶须取向的研究表明,当晶须方向基本一致且晶须与基体界面弱连接时,此方向中的断裂韧性具有极大值,抗折强度和断裂韧性分别为1038MPa和10.7MPa·m1/2;王东方等[15]在氮化硅增韧的实验中发现,SiCw/Si3N4的硬度达22GPa,断裂韧性为10MPa·m1/2,分别比纯氮化硅提高了10%和近两倍。氮化硅陶瓷的一系列优异的物理机械性能及化学性能,在高温结构材料、工具陶瓷材料、耐磨陶瓷材料和耐磨腐蚀陶瓷材料等方面,具有极大的市场和应用潜力。随着晶须增韧研究的不断深入,氮化硅陶瓷在刀具、轴承、发动机、绝缘材料等方面的应用将会更加完善。
3.5 SiC晶须增韧其它陶瓷材料
近年来的研究证明,SiC晶须在增强钛酸铝陶瓷、氧化锌陶瓷、石英玻璃、多孔硅陶瓷等实验中都得到了较好的增韧效果,此外,在增韧金属基复合材料和高分子材料中也有广泛的应用。
瞿峻[1]，熊惟皓研究Sic晶须增强Ti(C，N)基金属陶瓷的结果表明，当微米级SIC晶须的添加量为1%时，抗弯强度和断裂韧性达到最高，分别为1905MPa和9.SMPa.m1/2，随着晶须添加量的增加，其力学性能呈下降趋势。
丁燕鸿，杨杨[2]采用SIC晶须作为增韧剂，以金属粘结相和碳化物硬质相作为添加剂，经过混合成型后，采用真空烧结法制备出新型的SIC晶须增韧Ti(C，N)基金属陶瓷复合材料刀具(牌号为TN3OW)。对TN3衅切削刀具材料的成分、制备工艺、显微组织结构进行了实验研究和理论分析。结果表明:与TN30切削刀具相比，TN30W刀具材料具有更高的硬度值、更好的抗弯强度和断裂韧性等优良的性能;在SIC晶须含量为15%、烧结温度为1470℃
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时，TN3OW切削刀具能获得最佳的综合力学性能，特别是抗弯强度和断裂韧性得到明显的提高。
刘宗伟，张建华[3]对HAP/siCw复合生物陶瓷的微观结构和力学性能进行了研究。研究了晶须含量和晶须取向对复合材料微观结构和力学性能的影响。分析了晶须取向对复合材料力学性能的影响，发现SICw择优分布在垂直于热压面内，材料在平行于热压面的方向上力学性能最好，在垂直于热压面的方向上力学性能最差。
张淑婷，姚广春[4] 本文首次研究了添加SIC晶须制备SICwN/FiZeO;陶瓷复合材料。结果表明，SIC晶须的添加起到了良好的补强效果。加入SIC晶须后抗热震性有所下降，显著提高了试样抗冲击性能，冲击断口有明显的纤维脱粘及拔出现象，其增强机理为纤维的脱粘和拔出效应。SIC纤维的加入使试样的抗折强度略有上升。添加SIC纤维能够显著提高试样的抗热震性，残余抗折强度保持率随着纤维添加量的增加显著上升。界面的分析结果表明，复合材料界面是纤维与基体之间形成的互扩散层，界面结合牢固，使复合材料力学性能提高。
郑建智，郑勇[5] 研究了三种晶粒长大抑制剂和SiC晶须对金属陶瓷组织和性能的影响，得出如下结论：加入Cr3C2、VC对金属陶瓷晶粒的细化作用不明显，而加入TiC后，硬质相聚集，气孔率增加，力学性能较差；加入0.5 wt.%SiC晶须后，金属陶瓷晶粒细小，组织均匀，抗弯强度、硬度和断裂韧性都较高。而随着晶须加入量的增加，界面的润湿性降低，孔隙率增加，力学性能急剧降低。
赵永乐，郑勇[6]研究了SiC晶须添加量对Ti(C,N)基金属陶瓷显微组织和力学性能的影响。结果表明：SiC晶须添加量为1.0wt%时，可使晶粒细化，显著提高金属陶瓷的强韧性，比金属陶瓷基体分别提高了24%、29%；SiC晶须增韧金属陶瓷的机理主要是裂纹偏转、晶须的拔出及晶须的桥联增韧。
罗学涛，陈小君等[7]通过SIC晶须在载体纤维中定向挤出和热压烧结工艺制备了高度定向SIC晶须增韧Si3N谧复合材料，实验结果表明，70%以上SIC晶须的定向角在0~100之间，具有较好的方向性.过高的烧结温度和晶须含量使材料抗弯强度降低·晶须定向方向的断裂韧性(单边切口垂直于定向晶须)比横向方向高出20%.1000和SO0oC温差的热震实验表明，定向SIC晶须复合材料比随机SIC晶须复合材料的抗热震性能高得多。
曹玉军,刘 杰[8]通过正交试验法对WC/SiCW陶瓷复合材料进行了成分和热压工艺参数优化,经优化制备的该类复合材料与纯WC材料相比,抗弯强度提高了约50%,断裂韧性提高了30%~40%,维氏硬度提高了10%~15%。切削试验数据证明,本试验制得的WC/SiCW复合陶瓷刀具材料的车削性能优于同类型硬质合金材料,表明通过SiCW替代金属粘结相来增韧补强WC陶瓷刀具材料的方法是可行的。
丁燕鸿，刘建文[9]主要研究了不同的SiC晶须(简称SiCw)加入量和真空烧结温度对Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料性能的影响,并对SiCw的增韧机理进行了探讨。结果表明:在SiCw的质量分数为15%、真空烧结温度为1470℃时,SiCw增韧Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料
金属强化理论课程论文 的综合力学性能最佳;材料中存在裂纹偏转、裂纹桥接和晶须拔出等增韧机理。
魏源迁，山口胜美等[10]为了考察使用SiC晶须作为磨料和酚醛树脂结合剂制成的一种SiC晶须砂轮砂轮的磨削特性对难加工材料如模具钢SKD11(HRC60)进行了大量的磨削试验。试验结果表明该砂轮不仅具有很高的磨削比(6000以上)和磨削效率,而且能获得纳米级加工表面(Ra1.5nm/Ry16nm)。
王海龙,汪长安等[11]研究了SiCW和SiCP的添加量对于SiC/ZrB2陶瓷材料的显微结构、力学性能的影响,并分析了SiCW和SiCP对ZrB2陶瓷力学性能影响的协同作用和增韧机制。结果表明SiC/ZrB2复合材料强度和韧性提高的原因在于SiCW和SiCP抑制ZrB2晶粒长大,促进ZrB2的致密化,此外, SiCW和SiCP的协同作用也有助于材料韧性的提高。
聂立芳,张玉军,魏红康
5晶须增韧陶瓷基复合材料的应用
SICw是金属基、陶瓷基和聚合物基等先进复合材料的增强剂，能够提高复合材料的强度、韧性、硬度、耐热性、耐磨性、耐蚀性和触变性等。还具有导电、绝缘、抗静电、减振、阻尼、隔音、吸波、防滑、阻燃等多种功能[5]。能够制造高性能的工程塑料、复合材料、胶粘剂、密封剂等，有着广泛的用途。SICw是已合成晶须中硬度最高、模量最大、抗拉强度最大、耐热温度最高的晶须产品。陶瓷种类繁多，基体材料性能复杂，在不同条件下其补强增韧机理不同，并且在很大程度上是取决于晶须一基体之间的界面结合情况，用SIC晶须作为增强体时，复合材料的性能会因基体的不同而不同，相应的也就有了不同的用途。见上表1一2。展望
SiC晶须增强陶瓷基复合材料始于上世纪80年代后期。近年来,随着研究的深入和技术的进步,其发展十分迅速,在机械、电子、航天等领域得到了推广和应用。然而SiC晶须在实际应用中还存在几方面问题:(1)晶须在基体中分散的均匀工艺提出了较高的要求。(2)烧结过
金属强化理论课程论文
程致密化。SiC晶须增韧陶瓷基复合材料中,晶须含量高则韧性越大,但就目前的烧结工艺而言,只能制备晶须含量少于30%的材料,因此,如何改善工艺提高烧结过程的致密化是有待解决的问题。(3)不管是何种增韧机制,增韧都是外加应力在晶须-基体界面附近被部分吸收的结果。因此,有效的提高界面结合状态是提高增韧效果的重要环节。对晶须进行表面处理或在坯体中添加剂的加入将是未来研究的重点。此外,SiC晶须产量小、成本高等缺点也是限制其应用的一个因素。[12]
参考文献
1.瞿峻,熊惟皓,柯阳林,刘文俊,叶大萌,姚振华.纳米SiC晶须增强Ti(C,N)基金属陶瓷的显微组织与力学性能.机械工程材料, 2009: 66-69.2.丁燕鸿,杨杨.SiC晶须/颗粒增韧金属陶瓷切削刀具的研究.株洲工学院学报, 2006, 04: 66-68.3.纳米羟基磷灰石_SiC晶须复合生物陶瓷材料及其加工.4.纤维增强NiFe_2O_4基阳极材料的制备及性能研究.5.高性能Mo_2FeB_2基金属陶瓷的制备工艺及合金化研究.6.高强韧性Ti_C_N_基金属陶瓷制备技术的研究.7.罗学涛,陈小君,黄前军,陈立富.定向SiC晶须增韧Si_3N_4陶瓷的制备及热震性能研究.无机材料学报, 2004, 03: 107-112.8.SiC晶须增韧WC陶瓷刀具材料的研究.9.丁燕鸿,刘建文.SiC晶须增韧Ti(C,N)基金属陶瓷复合材料的研究.粉末冶金技术, 2007, 04: 17-19+26.10.SiC晶须砂轮的开发及其磨削特性.11.纳米SiC晶须和SiC颗粒混合增韧ZrB_2陶瓷性能.12.SiC晶须增韧陶瓷基复合材料的研究进展.
第三篇：陶瓷基复合材料的复合机理
陶瓷基复合材料的复合机理、制备、生产、应用及发展前景
1.陶瓷基复合材料的复合机理
陶瓷基复合材料是以陶瓷为基体与各种纤维复合的一类复合材料。陶瓷基体可为氮化硅、碳化硅等高温结构陶瓷。这些先进陶瓷具有耐高温、高强度和刚度、相对重量较轻、抗腐蚀等优异性能，其致命的弱点是具有脆性，处于应力状态时，会产生裂纹，甚至断裂导致材料失效。而采用高强度、高弹性的纤维与基体复合，则是提高陶瓷韧性和可靠性的一个有效的方法。纤维能阻止裂纹的扩展，从而得到有优良韧性的纤维增强陶瓷基复合材料。
1．1陶瓷基复合材料增强体
用于复合材料的增强体品种很多，根据复合材料的性能要求，主要分为以下几种。
1.1．1纤维类增强体
纤维类增强体有连续长纤维和短纤维。连续长纤维的连续长度均超过数百。纤维性能有方向性，一般沿轴向均有很高的强度和弹性模量。连续纤维中又分为单丝和束丝，碳（石墨）纤维、氧化铝纤维和碳化硅纤维（烧结法制）、碳化硅纤维是以500~12000根直径为5.6~14微米的细纤维组成束丝作为增强体使用。而硼纤维、碳化硅纤维是以直径为95~140微米的单丝作为增强体使用。连续纤维制造成本高、性能高，主要用于高性能复合材料。短纤维连续长度一般几十毫米，排列无方向性，一般采用生产成本低，生产效率高的喷射成型制造。其性能一般比长纤维低。增强体纤维主要包括无机纤维和有机纤维。
1.1.2颗粒类增强体
颗粒类增强体主要是一些具有高强度、高模量。耐热、耐磨。耐高温的陶瓷等无机非金属颗粒，主要有碳化硅、氧化铝、碳化钛、石墨。细金刚石、高岭土、滑石、碳酸钙等。主要还有一些金属和聚合物颗粒类增强体，后者主要有热塑性树脂粉末。
1.1.3晶须类增强体
晶须是在人工条件下制造出的细小单晶，一般呈棒状，其直径为0.2~1微米，长度为几十微米，由于其具有细小组织结构，缺陷少，具有很高的强度和模量。
1.1.4金属丝
用于复合材料的高强福、高模量金属丝增强物主要有铍丝、钢丝、不锈钢丝和钨丝等，金属丝一般用于金属基复合材料和水泥基复合材料的增强，但前者比较多见。
1.1.5片状物增强体
用于复合材料的片状增强物主要是陶瓷薄片。将陶瓷薄片叠压起来形成的陶瓷复合材料具有很高的韧性。
1.2陶瓷基的界面及强韧化理论
陶瓷基复合材料(CMC)具有高强度、高硬度、高弹性模量、热化学稳定性
等优异性能，被认为是推重比10以上航空发动机的理想耐高温结构材料。界面 作为陶瓷基复合材料重要的组成相，其细观结构、力学性能和失效规律直接影 响到复合材料的整体力学性能，因此研究界面特性对陶瓷基复合材料力学性能 的影响具有重要的意义。
1.2.1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。
若增强体与基体在高温时不发生反应，那么在冷却下来时，陶瓷的收缩大于增强体，由此产生的径向压应力与界面剪切应力有关： = ，为摩擦系数，一般取0.1~0.6。
1.2.2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。因此，陶瓷基复合材料界面要有一个最佳的界面强度。强的界面粘结往往导致脆性破坏，裂纹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。这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，强界面结合不产生额外的能量消耗。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，发生裂纹偏转、裂纹搭桥、纤维断裂以至于最后纤维拔出。所有这些过程都要吸收能量，从而提高复合材料的断裂韧性。
2.复合材料的制备与生产
陶瓷基复合材料的制备工艺主要有以下几部分组成：粉体制备、增强体（纤维、晶须）制备和预处理，成型和烧结。
2.1粉体制备
粉体的性能直接影响到陶瓷的性能，为了获得性能优良的陶瓷基复合材料，制备出高纯、超细、组分均匀分布和无团聚的粉体是很关键的。
陶瓷粉体的制备主要可分为机械制粉和化学制粉两种。化学制粉可获得性能优良的高纯、超细、组分均匀的粉体，是一类很有前途的粉体制备方法。但是这类方法或需要较复杂的设备，或制备工艺要求严格，因而成本也较高。机械法制备多组分粉体工艺简单、产量大，但得到的粉体组分分布不均匀，特别是当某种组分很少的时候，而且这种方法长会给粉体引入杂质。除此外，还可用物理法，即用蒸发-凝聚法。该方法是将金属原料加热到高温，使之汽化，然后急冷，凝聚成分体，该法可制备出超细的金属粉体。
2.2成型
有了良好的粉体，成型就成了获得高性能陶瓷复合材料的关键。坯体在成型中形成的缺陷会在烧成后显著的表现出来。一般成型后坯体的密度越高则烧成的收缩就越小，制品的尺寸精度越容易控制。陶瓷材料常用的成型方法有：
2.2.1模压成型
模压成型是将粉体填充到模具内部，通过单向或者双向加压，将粉料压成所需形状。
2.2.2等静压成型
一般等静压成型是指将粉料装入橡胶或塑料等可变形的容器中，密封后放入液压油或者水等流体介质中，加压获得所需坯体。
2.2.3热压铸成型
热压铸成型是将粉料与蜡（或其他有机高分子粘合剂）混合后，加热使蜡（或其他有机高分子粘合剂）熔化，是混合料具有一定流动性，然后将混合料加压注入模具，冷却后即可得到致密较结实的坯体。
2.2.4挤压成型
挤压成型就是利用压力把具有塑性的粉料通过模具挤出，模具的形状就是成型坯体的形状。
2.2.5轧模成型
轧模成型是将加入粘合剂的坯料放入相向滚动的压辊之间，使物料不断受到挤压得到薄膜状坯体的一种成型方法。
2.2.6注浆成型
注浆成型是基于多孔石膏模具能够吸收水分的物理特性，将陶瓷粉料配成具有流动性的泥浆，然后注入多孔模具内（主要为石膏模），水分在被模具（石膏）吸入后便形成了具有一定厚度的均匀泥层，脱水干燥过程中同时形成具有一定强度的坯体。
2.2.7流延法成型
一种陶瓷制品的成型方法，首先把粉碎好的粉料与有机塑化剂溶液按适当配比混合制成具有一定黏度的料浆，料浆从容器同流下，被刮刀以一定厚度刮压涂敷在专用基带上，经干燥、固化后从上剥下成为生坯带的薄膜，然后根据成品的尺寸和形状需要对生坯带作冲切、层合等加工处理，制成待烧结的毛坯成品。
2.2.8注射成型
陶瓷料粉与热塑性树脂等有机溶剂在注塑机加热料筒中塑化后，由柱塞或往复螺杆注射到闭合模具的模腔中形成制品的加工方法。
2.2.9泥浆渗透法
泥浆渗透法是先将陶瓷基体坯料制成泥浆，然后在室温使其渗入增强预制体，再干燥就得到所需的陶瓷基复合材料坯体。
2.3烧结
在高温下（低于熔点），陶瓷生坯固体颗粒的相互键联，晶粒长大，空隙(气孔)和晶界渐趋减少，通过物质的传递，其总体积收缩，密度增加，最后成为具有某种显微结构的致密多晶烧结体，这种现象称为烧结。陶瓷基复合材料基体常见烧结方法有普通烧结、热致密化方法、反应烧结、微波烧结和等离子烧结。
其中反应烧结是指粉末混合料中至少有两种组分相互发生反应的烧结。微波烧结是一种材料烧结工艺的新方法，它具有升温速度快、能源利用率高、加热效率高和安全卫生无污染等特点，并能提高产品的均匀性和成品率，改善被烧结材料的微观结构和性能，近年来已经成为材料烧结领域里新的研究热点。
2.4陶瓷基复合材料特殊的新型制备工艺
2.4.1熔体渗透
熔体渗透是指将复合材料基体加热到高温使其熔化成熔体，然后渗入增强物的预制体中，再冷却就得到所需的复合材料。
2.4.2化学气相渗透（CVI）
化学气相渗透（CVI）制备陶瓷基复合材料是将含挥发性金属化合物的气体在高温反应形成陶瓷固体沉积在增强剂预制体的空隙中，使预制体逐渐致密而形成陶瓷基复合材料。
2.4.3由有机聚合物合成由有机聚合物可以合成SiC、Si3N4，并可作为基体制备陶瓷基复合材料。通常是将增强
体材料和陶瓷粉末与有机聚合物混合，然后进行成型烧结。
3陶瓷基复合材料的应用
陶瓷基复合材料具有较高的比强度和比模量，韧性好，在要求质量轻的空间及高速切削的应用很有前景。
在军事上和空间应用上陶瓷基复合材料可做导弹的雷达罩，重返空间飞行器的天线窗和鼻锥，装甲，发动机零部件，专用燃烧炉内衬，轴承和喷嘴等。石英纤维增强二氧化硅，碳化硅增强二氧化硅，碳化钽增强石墨，碳化硼增强石墨，碳，碳化硅或氧化铝纤维增强玻璃等可用于上与上述目的。
陶瓷基复合材料耐蚀性优越，生物相容性好，可用作生体材料，也可用作制作内燃机零部件。陶瓷件复合材料可做切削道具，如碳化硅晶须增强氧化铝刀具切削镍基合金，铸铁和钢的零件，不但使用寿命增加，而且进刀量和切削速度都可大大提高。
5陶瓷基复合材料现状与发展前景
复合材料所面临的问题是：怎样把不同的材料有效地结合起来使某些性能得到加强，同时又把成本控制在市场可接受的范围。目前，只有少数CMC达到实际应用的水平，大多数尚处于实验室研究阶段，但从其具有的优异性能和研究状况来看，CMC有着非常广阔的应用前景。因而，对CMC的未来发展趋势作一预测是非常有必要和有意义的。
5.1为了保证陶瓷基复合材料性能的可靠，除了从工艺上尽量保证陶瓷基复合材料的均一性及完整性之外，对材料性能的准确评价也是一个很重要的问题。因此，无损探伤是一项急待开展的工作。
5.2由宏观复合形式向微观复合形式发展。目前应用最多的是纤维、晶须补强复合材料
补强剂尺寸较大属于宏观复合。所谓微观复合就是均质材料在加工过程中内部析出补强剂，（晶体）与剩余基体构成的原位复合材料或用纳米级补强剂补强的纳米复合材料。
5.3由结构复合向结构功能一体化方向发展。到目前为止，研究的陶瓷基复合材料基本上是结构复合型材料。将逐步向结构功能一体化方向发展，也就是复合材料既能满足力学性能的要求，同时还具有其他物理、化学和电学性能。
5.4从一元补强、双元混杂复合向多元混杂方向发展。用纤维、晶须或颗粒补强剂的陶瓷复合材料已经取得良好的效果，同时二种补强剂双元混杂的复合材料也取得了一定进展，将会向多元混杂的方向发展。比如在混杂的纤维补强剂中还可以加入颗粒填料二种以上的纳米颗粒同时弥散的复合材料，多元混杂有可能制备出超强度、超韧性的高性能陶瓷材料。
5.5由复合材料的常规设计向电子计算机辅助设计发展
参考文献
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[17]穆柏春等.陶瓷材料的强韧化[M].北京:冶金工业出版社,2002
第四篇：石墨烯强韧陶瓷基复合材料研究进展
石墨烯强韧陶瓷基复合材料研究进展
赵琰 建筑工程学院
摘要：石墨烯具有优异的力学性能，可作为强韧相引入陶瓷材料中，解决陶瓷材料的脆性问题。本文综述了石墨烯强韧的陶瓷基复合材料的研究进展。在介绍石墨烯力学性能的基础上，着重阐述了石墨烯/陶瓷基复合材料的材料体系、制备方法、强韧化效果和强韧化机理，讨论了实现石墨烯对陶瓷材料强韧化的关键问题，并对未来石墨烯强韧陶瓷基复合材料的研究工作进行了展望。关键词：石墨烯；陶瓷；强韧 1.引言
二十世纪八十年代以来，纳米材料与技术得到了极大的发展，而纳米碳材料也是从这一时期开始进入历史舞台。1985年，由60个碳原子构成的“足球”分子C60被三位英美科学家Curl、Smalley和Kroto发现，随后C70、C86等大分子相继出现，为碳家族添加了一大类新成员富勒烯(Fullerene)。1991年，日本电镜专家Iijima发现了由石墨层片卷曲而成的一维管状纳米结构—碳纳米管(CNTs)，其性能奇特，应用前景广阔，现已成为一维纳米材料的典型代表[1]。2004年，英国科学家Andre Geim和Konstantin Novoselov发现了碳材料“家谱”中的一位新成员—石墨烯(Graphene)，石墨烯仅由一个原子层厚的单层石墨片构成，是一种二维纳米材料。作为碳的二维晶体结构，石墨烯的出现最终将碳的同素异形体勾勒为一副点、线、面、体(从零维到三维)相结合的完美画面，如图1所示[2,3]。纵观近三十年的纳米材料与技术的发展史，我们可以看到，每一种新的纳米碳材料的发现都极大的推动了纳米材料与技术的发展。2.石墨烯的结构和力学性能
石墨烯是由sp2杂化的碳原子紧密排列而成的蜂窝状晶体结构，厚度约0.35 nm，仅为一个原子的尺寸。石墨烯是碳材料的基本组成单元，石墨烯可以包裹形成零维的富勒烯，可以卷曲形成一维的碳纳米管，还可以堆积成为三维的石墨，通过二维的石墨烯可以构建所有其他维度的碳材料[4]。同单壁、多壁碳纳米管之间的关系类似，除了严格意义上的石墨烯(单层)外，少数层的石墨层片在结构和性质上明显区别与块体石墨，在广义上也被归为石墨烯的范畴[3]。
图1 碳的同素异形体
[2]
石墨烯在热学、电学、力学等方面均具有优异的性能，其室温下的热导率约为3000-5000 Wm-1K-1，电子迁移率可达10000-20000 cm2V-1s-1[5,6]，理论和实验研究均表明石墨烯是目前已知的材料中强度和硬度最高的晶体结构[7-13]。利用原子力显微镜(AFM)和纳米压痕技术可以测量石墨烯的力学性能，如图2所示，不同研究者的测试结果列于表1。从表1可以看出，机械剥离法制备的石墨烯力学性能较好，其杨氏模量可达1 TPa，强度可达130 GPa，而化学剥离法制备的石墨烯，由于其表面存在缺陷和含氧官能团，力学性能受到一定影响。石墨烯优异的性能，使其可作为复合材料中的添加相，实现材料的功能化和结构化。
图2 悬浮的石墨烯膜，(a)跨越圆形孔阵列的石墨烯薄片的扫描电子显微镜(SEM)图，(b)石墨烯膜的非接触式AFM图，(c)悬浮的石墨烯薄片的纳米压痕示意图，(d)断裂膜的AFM图
[13]
表1 石墨烯力学性能的实验测试结果
研究者
研究机构
测试结果
机械剥离法制备的单层石墨烯的杨C Lee, X Wei, J W
Columbia University(USA)氏模量为1.0 ± 0.1 TPa，强度为130 ±
Kysar等 GPa[13]
Max-Planck-Institut für C Gómez-Navarro, M
Festkörperforschung Burghard, K Kern
(Germany)
化学还原法制备的单层石墨烯的弹
性模量为0.25 ± 0.15 TPa[12]
M Poot, H S J van der Zant
Delft University of Technology(Netherlands)
当石墨层数在八层以下时，力学性能
依赖于石墨烯的层数[11]
3.石墨烯在陶瓷材料中的应用
陶瓷材料具有高熔点、高硬度、高耐磨性、高化学稳定性等优点，但是脆性是其致命的缺点，限制了陶瓷材料的应用范围，因此，陶瓷材料的强韧化一直是材料学家长期关注的问题。目前，陶瓷材料的强韧方法包括：ZrO2相变增韧、纤维增韧、晶须增韧、颗粒增韧等[14]。
随着石墨烯制备、化学修饰和分散技术的成熟，近年来基于石墨烯的复合材料研究进展很快[15-37]。基于石墨烯优异的力学性能，将其作为强韧相引入陶瓷材料的研究也已展开。
表2 石墨烯/陶瓷基复合材料力学性能的研究结果
强韧相
基体
制备方法
氧化石墨烯与Al2O3机械混
Al2O3
合，用一水肼还原，放电等
离子烧结(SPS)十二烷基硫酸钠(SDS)作为Graphene Nanosheet
Al2O3
分散剂，超声混合，高频感
应加热烧结(HFIHS)
添加0.5 wt%，断裂韧
性提高72 %[29] 实验结果
Graphene Nanosheet
添加2 wt%，断裂韧性
提高53 %[28]
添加3 wt%，断裂韧性Graphene Few-layer Graphene Graphene Platelet
Al2O3 ZrO2-toughened Al2O3(ZTA)Graphene
ZrO2
球磨混合，HFIHS 十六烷基三甲基溴化铵
添加1.5 vol%，断裂韧Graphene Platelet
Si3N4
(CTAB)作为分散剂，超声结合球磨混合，SPS Multilayer Graphene;
添加1 wt% Multilayer Exfoliated Graphene Nanoplatelet;Nano Graphene Platelet
热压烧结，添加0.2 wt%，弯曲强度提高
N-甲基吡咯烷酮(NMP)作Graphene Platelet
Si3N4
为溶剂，超声结合球磨混合，热压烧结和无压烧结 %，断裂韧性提高10 %；无压烧结，添加2 wt%，弯曲强度提高147 %，断裂韧性提
高30 %[36]
Graphite Nanosheet 羟基磷灰石
超声混合，SPS
(HA)
添加0.5 wt%，弯曲强
度提高12 %[37]
Si3N4
聚乙二醇作为分散剂，高能
Graphene，断裂韧性提
球磨，热等静压烧结
高43 %[35] 性提高235 %[34]
Al2O3
球磨混合，HFIHS 氧化石墨烯与Al2O3胶体滴
定混合，SPS
添加0.81 vol%，断裂
球磨混合，SPS
韧性提高40 %[32] 添加3 wt%，断裂韧性
提高367 %[33] 提高22 %[30] 硬度稍有降低[31]
表2列出了不同研究者制备的石墨烯/陶瓷基复合材料力学性能的研究结果。从表2可以看出，石墨烯在不同的陶瓷基体中(Al2O3、ZTA、ZrO2、Si3N4、HA)均可达到明显的补强增韧的效果，增韧方面的效果尤其突出，其强韧化机制主要包括裂纹的偏转、分支，石墨烯的桥联、断裂、拔出等，如图3和图4所示。
值得注意的是，与纳米颗粒的团聚或纳米纤维之间的纠缠不同，石墨烯材料，特别是化学还原法制备的石墨烯，因其平面形貌和层间相互作用，很容易发生层状堆积。由于制备技术的限制和石墨烯本身容易团聚的特点，目前作为陶瓷材料强韧相研究的石墨烯材料并不是严格意义上的单层石墨烯，通常为多层的石墨烯，当其厚度方向达到几个纳米时，可称其为石墨烯纳米片。虽然随着石墨层数的增加，石墨烯中存在缺陷的可能将增加，这将导致其力学性能有所降低，但是石墨烯作为陶瓷材料的强韧相，由于其独特的二维结构和巨大的接触面积，依然可以显著提高陶瓷材料的力学性能，因此围绕石墨烯和石墨烯纳米片展开的陶瓷基复合材料的研究是十分必要的。
图3 石墨烯纳米片/ 氮化硅纳米复合材料中的韧化机制，(a)显微硬度测试预制裂纹(插图)，对于裂纹的进一步观察发现在几处位置有石墨烯纳米片对裂纹的桥联，其中的两处展示在高分辨率的SEM图片上，(b)对裂纹的进一步观察发现裂纹曲折的扩展路径，(c)材料的断口形
貌揭示了复合材料中存在三维增韧机制[34]
图4(a-c)不同Al2O3/GNS纳米复合材料断口的高分辨SEM图片；(a)Al2O3/0.25GNS纳米复合材料观察到短的GNS拔出和其与Al2O3基体的结合；(b)Al2O3/0.5GNS纳米复合材料观察到相对大尺寸的GNS拔出和分离的石墨烯层片(小的白色箭头)；(c)一个多层石墨烯结构和GNS的拔出；(d)GNS拔出增韧机制和相邻GNS层片滑移现象的示意图；(e,f)外力作用下晶
格中的原子经历滑移运动的示意图[29]
在陶瓷基体中实现石墨烯的强韧作用主要取决于两个关键因素，一是石墨烯的分散，二是基体与石墨烯之间的界面结合。
强韧相在基体中的分布状态对于复合材料的力学性能至关重要，石墨烯由于其平面形貌和层间相互作用，很容易发生层状堆积，因此石墨烯的有效分散对于复合材料力学性能的提高显得尤为重要，众多研究者在此方面进行了大量的研究。研究结果表明，采用不同的溶剂、添加表面活性剂或对石墨烯进行化学修饰等方法有利于提高石墨烯的分散性[38-41]。石墨烯在有机介质中的分散效果较好，如NMP；选用无机介质作为溶剂，通常需要添加分散剂，如阴离子表面活性剂SDS、阳离子表面活性剂CTAB、非离子型表面活性剂聚乙二醇和聚乙烯吡咯烷酮等。为了获得良好的分散效果，石墨烯和基体材料可采用球磨、超声分散、胶体滴定等一种或多种方式依次使用的方法进行混合。与石墨烯相比，氧化石墨烯表面官能团较多，分散性较好，将氧化石墨烯与陶瓷基体混合，然后用还原剂进行还原，如一水肼、氢气等，可得到分散效果良好的石墨烯/陶瓷基体的混合粉体。需要注意的是，除了采用多种方法得到分散良好的石墨烯/陶瓷基体的混合浆体，还应注意分散后料浆的干燥方法，避免干燥过程中石墨烯的二次团聚。
为提高石墨烯与基体的界面结合强度，有利于载荷在界面间的传递，可对石墨烯进行物理或化学的表面修饰和改性。需要注意的是，虽然对石墨烯进行表面修饰有利于其分散和提高界面结合强度，但是由于化学修饰引入的缺陷对石墨烯面内力学性能的降低在复合材料的设计中也应加以考虑。同时，当石墨烯与基体的界面结合强度过高时，不利于石墨烯拨出增韧机制的发挥，因此对复合材料界面结合强度的控制至关重要，然而目前对于这方面的研究报道还很少。
对于陶瓷基材料，烧结过程对力学性能的影响很大。采用先进的烧结方法，如热压烧结、热等静压烧结、SPS、HFIHS，可以降低烧结温度、缩短保温时间、有效保护石墨烯的二维结构，获得致密度高、晶粒尺寸均匀细小的复合材料，有利于力学性能的提高。4.结论与展望
石墨烯具有优异的力学性能，同时其独特的二维结构和巨大的接触面积，使其在陶瓷材料中具有明显的补强增韧的效果。石墨烯对陶瓷材料强韧作用的实现，关键在于石墨烯的有效分散和基体与石墨烯之间适宜的界面结合，这将是今后研究中需要重点解决的问题。通过表面改性达到石墨烯的有效分散同时控制其与陶瓷基体的界面结合状态，可实现陶瓷材料补强增韧的可控制备，有利于扩展陶瓷材料的使用范围。
本论文得到国家自然科学基金(81171463)、山东省高校科技计划(J14LA59)、淄博市科技发展计划(2014kj010079)资助。
参考文献
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第五篇：陶瓷基复合材料的研究进展及其在航空发动机上的应用
陶瓷基复合材料的研究进展及其在航空发动机上的应用
摘要：综述了陶瓷基复合材料(CMCs)的研究进展。就CMCs的增韧机理、制备工艺和其在航空发动机上的应用进展作了详细介绍。阐述了CMCs研究和应用中存在的问题。最后，指出了CMCs的发展目标和方向。关键词：陶瓷基复合材料；航空发动机；增韧机理；制备工艺
The Research Development of Ceramic Matrix Compositesand
Its Application on Aeroengine Abstract:The development
and
research
status
of
ceramic
matrix compositeswerereviewed in this paper.The main topics include the toughening mechanisms, the preparation progressand the application on aeroengine were introduced comprehensively.Also, the problems in the research and application of CMCswere presented.Finally, the future research aims and directions were proposed.Keywords: Ceramic matrix composites, Aeroengine, Fiber toughening,Preparation progress
1引言
推重比作为发动机的核心参数，其直接影响发动机的性能，进而直接影响飞机的各项性能指标。高推重比航空发动机是发展新一代战斗机的基础，提高发动机的工作温度和降低结构重量是提高推重比的有效途径[1]。现有推重比10一级的发动机涡轮进口温度达到了1500~1700℃，如M88-2型发动机涡轮进口温度达到1577℃，F119型发动机涡轮进口温度达到1700℃左右，而推重比15~20一级发动机涡轮进口温度将达到1800~2100℃，这远远超过了发动机中高温合金材料的熔点温度。目前，耐热性能最好的镍基高温合金材料工作温度达到1100℃左右，而且必须采用隔热涂层，同时设计先进的冷却结构。在此需求之下，迫切需要发展新一代耐高温、低密度、低膨胀、高性能的结构材料[2]。在各类型新型耐高温材料中，陶瓷基复合材料(CeramicMatrixComposites,CMCs)材料具有高的熔点、刚度、硬度和高温强度，并且抗蠕变，疲劳性能好。其不仅克服了金属材料密度高和耐温低，而且克服了结构陶瓷脆性大和可靠性差，碳/碳复合材料抗氧化性差和强度低等缺点，尤其作为航空航天发动机需要承受极高温度的特殊部位的结构用材料具有很大潜力[3,4]。
CMCs是以陶瓷材料为基体，以陶瓷纤维、晶须、晶片或颗粒为补强体，通过适当的复合工艺制备且性能可设计的一类新型材料，又称为多相复合陶瓷(MultiphaseCompositeCeramic)，包括纤维(或晶须)增韧陶瓷基复合材料、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[5]。本文主要介绍连续纤维增强陶瓷基复合材料。连续纤维增强陶瓷基复合材料保留了陶瓷材料耐高温、抗氧化、耐磨耗、耐腐蚀等优点的同时，充分发挥陶瓷纤维增强增韧作用，克服了陶瓷材料断裂韧性低和抗外部冲击载荷性能差的先天缺陷。相比合金基复合材料，CMCs工作温度高达1650℃，不仅可以通过减少冷却气流，提高涡轮热效率，而且降低结构复杂性和制造难度。此外，CMCs密度约为耐高温镍基合金的1/4~1/3，钨基合金的1/10~1/9，可以大大减轻发动机结构质量，降低油耗的同时提高推重比。
2CMCs国内外研究进展
70代初，由于认识到单体碳化硅、氮化硅等陶瓷材料的性能还较难实现高温热机应用的现实，J.Aveston在纤维增强聚合物基复合材料和纤维增强金属基复合材料基础上，首次提出了纤维增强陶瓷基复合材料(FRCMCs)的概念[6]。八十年代以来，高模量高强碳纤维、氧化铝纤维和抗高温氧化性能良好的碳化硅纤维的出现，以及性能优越且低成本的SiC晶须的商业化生产，使纤维及须增韧陶瓷复合材料等一跃成为令人瞩目的新材料[7]。1973年，LevittS.R.首次以LAS玻璃为基体材料制得了高强度碳纤维增强玻璃基复合材料[8]。80年代中期，E.Fitzer等[9]和P.J.Lamicq等[10]将化学气相沉积(ChemicalVaporDeposition,CVD)工艺引入FRCMCs的制备中，制得了高性能的碳化硅纤维增强SiC复合材料，从而全面推动了FRCMCs的研究工作。在当时，美国已有很多研究单位从事陶瓷基复合材料的研究和应用工作，其中有UTRC、OakRidge国家实验室、伊利诺斯大学、MIT、福特汽车公司等。此外，美国NASA制定的先进高温热机材料计、DOE/NASA的先进涡轮技术应用计划(ATTAP)、美国国家宇航计划(NASP)都把高温结构陶瓷基复合材料作为重点研究对象，其研制目标是将发动机热端部件的使用温度提高到1650℃或更高[11]，从而提高发动机涡轮进口温度，达到节能、减重、提高推重比和延长寿命的目的，满足军事和民用热机的需要。日本对这种高性能结构材料也极其重视，大阪工业技术研究所，东京工业大学和日产、三菱等汽车公司进行了陶瓷复料及其结构应用研究[12]。1972年，我国上海硅酸盐研究所率先开展此项研究，经较广泛地搜探各种可能的纤维或晶须与陶瓷基体在化学上的相容性之后，首先选择了碳纤维补强石英作为研究对象，研制成功相应的复合材料[13]。此后，航空材料所、北京航空航天大学、西北工业大学、清华大学、国防科技大学等相继开展了各种陶瓷基复合材料的研究工作。
目前，世界各国尤其是美国、日本、欧共体国家等都对CMCs的制备工艺及增韧机制进行了大量的研究，并取得了一些重要成果。已经制备和通过试验的航空发动机CMCs构件主要有：燃烧室内衬套(combustorliner)、燃烧室筒(Combustorcan)、翼或螺旋桨前缘(leadingedge)、喷口导流叶片(guidevane)、涡轮叶片(turbinevane)、涡轮壳环(turbineshroudring)等[14,15]。在CMCs的研究中，研究最多的主要是纤维增强陶瓷基复合材料，主要包括碳纤维增强碳化硅(Cf/SiC)、碳化硅纤维增强碳化硅(SiCf/SiC)以及氧化物/氧化物陶瓷基复合材料[16,17]。
国外学者Schneider等[18]对莫来石纤维增强莫来石CMCs进行了系统的研究，已能制备和加工异形复杂构件，制备的燃烧室隔热瓦已通过模拟试验。Carellie等[19]对多孔氧化物CMCs的研究较为深入，利用陶瓷浆料浸渍-缠绕工艺制备的Nextel720纤维增强的多孔莫来石和氧化铝CMCs的室温拉伸强度约为149MPa，1200℃处理1000h后强度保留率高达97.3%。Kikuo等[20]通过泥浆浸渍/热压法制备Cf/SiC复合材料。在真空条件下，其室温弯曲强度和断裂韧性分别为420MPa和13MPa·m1/2；在1400～1600℃时分别为600MPa和20MPa·m1/2，由于断裂转移和界面结合减弱导致纤维拔出的增加，高温下材料的力学性能得以提高。EricP.bouillon等[21]分别用Cf/Si-C-B和SiCf/Si-C-B材料制备了6个喷管密封片，并在F100-PW-229发动机加力状态下做了600h和1000h试验，构件没有破坏。
由于工艺和原料的限制以及技术保密等原因，国内关于CMCs应用的公开报道较少，大多处于试验探究阶段。肖鹏等[22]制备的C/C-SiC复合材料在中等能载(1.5kJ/cm2)条件下摩擦系数较高，磨损量较低，具有优良的摩擦磨损性能。为提升连续纤维增韧碳化硅陶瓷基复合材料(CMCs-SiC)的抗氧化性，徐永东等人[23,24]制备三维碳/碳化硅复合材料，测试了的组织与力学性能，验证了其组织自愈合机制，探究涂层表面缺陷的影响以及生成的氧化物薄膜厚度的时间的关系。梅辉[25]，郭洪宝[26]等报道了有关三维和二维编制Cf/SiC复合材料的拉压性能和断裂韧性研究的理论和实验结果，两者均表明，Cf/SiC复合材料具有优异的力学性能。此外，国防科技大学陈朝辉课题组[27]采用PIP工艺制备的Cf/SiC复合材料于2005年成功通过液体火箭发动机热试车考核，产品性能优异，现已实现小批量生产与应用。
3CMCs的增韧机理[28,29]
为改善陶瓷材料的力学性能，特别是脆性，CMCs采取的增韧形式主要有相变增韧、颗粒弥散增韧和纤维增韧。在CMCs的几种增韧形式中，由于通常采用的ZrO2相变增韧陶瓷在高温(900℃以上)时会失去相变增韧的作用，颗粒(微米级)增韧陶瓷的效果目前仍比较有限，较难满足航空发动机的高温环境。相比之下，纤维增韧陶瓷基复合材料表现出更为优异的耐高温以及力学性能。因此，本文主要探究FRCMCs的增韧机理。
陶瓷材料断裂过程的实质是表面能增加的过程，FRCMCs断裂时通过纤维拔出、桥联、脱粘和断裂，以及裂纹的微化、弯曲、偏转等方式提升其断裂时表面能增量，从而使其韧性得到很大提高，图1为FRCMCs增韧机制示意图。
图1FRCMCs增韧机制示意图
Fig.1Schematicdiagramoftoughening mechanismofFRCMCs 在上述几种断裂机制中，纤维拔出是FRCMCs的最主要增韧机制，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。
4CMCs的制备工艺
增强体发挥其增韧机制的程度与复合材料的结构有关，如增强体的体积分数、基体的致密度、界面的结合强度以及气孔的体积分数等，而这些结构的状态均由制备工艺决定。经过近几十年的发展，适于制备陶瓷基复合材料的方法[30]有：泥浆浸渍热压法(Slurryinfiltrationandhotpressing,SIHP)，先驱体转化法(PrecursorInfiltrationPyrolysis,PIP)、化学气相渗透法(ChemicalVaporInfiltration, CVI)、反应熔渗法(ReactiveMeltInfiltration,RMI)。
(1)泥浆浸渍热压法 泥浆浸渍热压法是将目标陶瓷的粉体制成泥浆，然后引入至纤维预制件中，得到连续碳纤维增强陶瓷基复合材料。其主要工艺是将纤维浸渍泥浆后进行制成无纬布，经切片、叠加、热模压成型和热压烧结后，获得致密化的复合材料，主要用于制备单向纤维增强陶瓷基复合材料，过程示意图如图2所示。该工艺简单，成本较低。但热压工艺容易使纤维造成损伤，降低了复合材料的力学性能。此外，该工艺需要较高的烧结温度，对设备要求高，且不适合制备形状复杂的构件。
图2泥浆浸渍热压法过程示意图 Fig.2SchematicdiagramofprocessofSIHP(2)先驱体转化法
先驱体转化方法[31]是以有机聚合物先驱体溶解或熔化后，在真空或气压的作用下浸渍到纤维预制体内部，然后经交联固化后高温裂解转化为目标陶瓷的过程。先驱体在交联固化和裂解过程中，小分子逸出会使基体发生较大地收缩，导致材料的微结构不致密，并伴有裂纹出现；受先驱体转化率的限制，为了获得密度较高的陶瓷基复合材料，必须经过反复浸渍热解，工艺成本较高；很难获得高纯度和化学计量的陶瓷基体，且先驱体本身可选择的种类有限。据此，该工艺可与其他工艺联用，来克服这些缺点。如PIP与CVI联用制备二维C/ZrC-SiC复合材料[32]，以及PIP与CVD联用快速实现C/SiC材料的致密化[33]，但与RMI工艺的联用少有报道。(3)化学气相渗透法
CVI法起源于20世纪60年代中期，是在化学气相沉积法(ChemicalVaporDeposition,CVD)基础上发展起来的制备陶瓷基复合材料的新方法[34]。其基本工艺过程是：将碳纤维预制体置于CVI炉中，源气（即与载气混合的一种或数种气态先驱体）通过扩散或由压力差产生的定向流动输送至预成型体周围后向其内部扩散，在纤维表面发生化学反应并原位沉积。过程示意图如图3所示。CVI工艺的突出优点是可在远低于基体材料熔点的温度下合成陶瓷基体，降低纤维与基体间的高温化学反应带来的纤维性能下降。但由于CVI工艺的反应是以气相形式发生的，气体在预制体内部各部位的沉积速度不一致，易形成密度梯度；反应涉及反应化学、热力学、动力学及晶体生长等多方面内容，过程非常复杂；材料的致密化速度低，制备周期长，工艺成本高。
图3CVI工艺过程示意图 Fig.3SchematicdiagramofprocessofCVI(4)反应熔渗法
反应熔渗法是在20世纪80年代，德国Firzer[35]首先用液Si浸渍C/C多孔体制备C/C-SiC多相复合材料进而发展起来的复合材料制备工艺。工艺包括三个基本过程：首先将碳纤维预制件放入密闭的模具中，采用高压冲型或树脂转移模工艺制备纤维增韧聚合物材料；然后在高温惰性环境中裂解，得到低密度碳基复合材料；最后采用熔体Si在真空下通过毛细作用进行浸渗处理，使Si熔体与碳基体反应生成SiC基体，过程示意图如图4所示。该工艺最大的优点为能够通过一次成型制备致密且基本无缺陷的基体，而且预成型件与构件之间结构尺寸变化较小，被认为是快速、低成本制备近净成型复杂形状构件的有效途径。可控的基体物质包含ZrC、HfC、TiC、TaC、NbC及Zr-Si-C、Hf-Si-C、Ti-Si-C等碳化物的混合物，在制备纤维增强瓷基复合材料方面优势明显[36]。
图4反应熔渗法过程示意图 Fig.4SchematicdiagramofprocessofRMI 各国对陶瓷基复合材料工艺都进行了详细的研究，其中日本拥有聚碳硅烷(PCS)和连续SiC纤维制备技术，主要开展PIP工艺制备纤维增强SiC复合材料的研究，特别是在SiCf/SiC复合材料制备上具有较高的研究水平；法国以CVI技术为主，且技术水平属国际领先；德国以RMI和PIP技术为主，特别是RMI技术世界领先；美国对PIP、CVI和RMI工艺均有研究，且均有较高的研究水平，特别是RMI工艺，已经成为GE公司陶瓷基复合材料制备的主流工艺[37]。
5CMCs在航空发动机上的应用情况
5.1在尾喷管部件上的应用 20世纪80年代，法国SNECMA公司采用商业牌号为“Sepcarbinox”的碳化硅基陶瓷复合材料进行外调节片的研制，先后在M53-2和M88-2发动机上进行试验。经过10余年的努力，于1996年进入生产，这是陶瓷基复合材料在此领域首次得到的实际应用。大大减轻了质量。2002年，SNECMA公司已经验证了其寿命目标，并开始投入批生产。同时，SNECMA公司也尝试将陶瓷基复合材料应用到M88-2发动机的承受很高热应力的内调节片上，以提高其使用寿命。图5给出了M88-2发动机的外调节片。目前，SNECMA公司与PW公司正在将SepcarbinoxA500CT喷管调节片转移到外场进行评估，并准备在F-15E战斗机/F100-PW-229发动机和F-16战斗机/F100-PW-229发动机上进行飞行试验，PYBBNA500CT密封片准备在F-15一体化飞行器先进控制技术(ACTIVE)战斗机验证机上进行飞行试验[38]。
图5M88-2发动机的外调节片 Fig.5OuteradjustmentsheetofM88-2engine 5.2在燃烧室部件上的应用
陶瓷基复合材料在发动机燃烧室火焰筒上的应用研究起步较早。早在90年代，GE公司和P&W公司的EPM(EnablingPropulsionMaterials)项目就已使用SiCf/SiC陶瓷基复合材料制备燃烧室衬套（见图6），该衬套在1200℃环境下工作可以超过10000h[39]。美国综合高性能涡轮发动机技术计划用碳化硅基复合材料制备的火焰筒（见图7），已在具有JTAGG（先进涡轮发动机燃气发生器计划）第I阶段温度水平的XTE65/2验证机中被验证：在目标油气比下，燃烧室温度分布系数低，具有更高的性能，可耐温1480℃[40]。在AMG研究计划中，日本科学家采用化学气相沉积(CVD)等工艺加工的连续纤维增强的陶瓷基复合材料燃烧室火焰筒，试验达到了1873K的出口温度，没有发现损伤[41]。
图6SiCf/SiC制备出的燃烧室衬套图7CMCs制备的火焰筒 Fig.6SiCf/SiCcombustorlinerFig.7CMCsinnerliner 5.3在涡轮部件上的应用
涡轮叶片工作在燃烧室出口，是发动机中承受热冲击最严重的零件，其耐温能力直接决定着高性能发动机推重比的提升。目前，国外多家研究机构已成功运用陶瓷基复合材料制备出耐高温的涡轮叶片。美国NASAGlenn研究中心研制的SiCf/SiC涡轮叶片（见图8）可使冷却空气流量减少15%~25%，并通过在燃烧室出口气流速度60m/s、6个大气压（约6×105Pa）和1200℃工作环境中的试验考核[42]。日本AMG计划研制的碳化硅纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料涡轮整体叶盘叶片段，于1998年暴露在热燃气流中，进行了旋转试验，工作转速达到30000r/min，叶尖转速达到386m/s，燃气温度达到973K，没有发现任何振动和损伤[41]。图5展示的是陶瓷基复合材料涡轮叶片和高温合金叶片在110个热循环对比试验后的照片，照片中左侧为陶瓷基复合材料涡轮叶片，右侧为高温合金叶片。从图9中可以看出，经110次热循环后，高温合金叶片叶身前缘和后缘已被严重烧蚀，而陶瓷基复合材料叶片基本完整。由此可以看出陶瓷基复合材料制备的涡轮叶片比高温合金制备的涡轮叶片耐热腐蚀能力强[42]。
图8NASAGlenn研究中心制备的CMCs叶片 Fig.8CMCsblademadebyNASAGlennResearchCenter
图9CMC叶片与高温合金叶片热循环试验对比
Fig.9ThermalcycletestingpictureofCMCandhigh-temperaturealloyvane 6CMCs研究和应用中所存在问题
尽管陶瓷基复合材料性能优异，但是到目前为止其在航空发动机上的应用仍然非常有限。除材料性能有待于进一步提高外，还有几个需要重视的问题。
(1)技术突破。陶瓷基复合材料结构件的研发，涉及到纤维等原材料研发、预制体编织、基体致密化、材料的精确加工与装配、环境屏障涂层制备、无损检测及考核验证等多个环节[43]，各环节的关键技术均取得突破才能推动整个行业的进一步发展。
(2)制造成本。陶瓷基复合材料的高成本实际上已成为阻碍其发展的一个巨大障碍，因此材料的低成本制造技术将是今后的一个重要研究方向。要降低成本首先在原材料上要尽量选取已工业化批量生产的材料，在性能允许的范围内优先使用低价格材料。其次要尽量减少材料的后加工，陶瓷材料的后加工在其成本中占有很大的比重，因此，在制备过程中要选择适当的成形制造方法，以减少后加工量。
(3)可重复性。提高陶瓷材料的可重复制造性和可靠性，降低其缺陷敏感性和尺寸效应，也是今后的一项重要研究内容，这直接关系到陶瓷基复合材料制件的批量生产及其在实际结构中的大量应用。因此在制备过程中应严格按工艺要求进行，尽量减少不确定因素和随意性，避免材料成分出现偏析和产生大的缺陷。
(4)设计准则。目前陶瓷基复合材料制件的结构设计主要参照金属材料的设计准则，由于两者间性质相去甚远，这一做法已显得越来越不适应，在一定程度上制约了陶瓷材料的发展速度，因此有必要为陶瓷材料制定新的设计准则，以利于陶瓷材料的研究和应用。
7结束语
陶瓷基复合材料具有重大应用价值，它的工业化应用将对高温热机、航空航天工业和军事应用领域产生重大影响[44]。近年来，国内有很多科研单位和大学发表了陶瓷基复合材料方面的研究论文，这表明我国在陶瓷基复合材料研究领域已有一定的实力。但与美国、法国等西方先进国家相比，缺乏工程验证和技术集成的经验积累。CMCs无论在材料制备、性能分析和结构应用等诸方面都还存在问题。因此，目前国内仍需加强关于CMCs基础研究工作，改进工艺，降低成本，完善设计准则，加速CMCs在航空发动机上的应用。
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