陶瓷基复合材料

陶瓷基复合材料

陶瓷基复合材料沈卫平一、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。

颗粒增韧陶瓷基复合材料的弹性模量和强度均较整体陶瓷材料提高但力–位移曲线形状不发生变化而纤维陶瓷基复合材料不仅使其弹性模量和强度大大提高而且还改变了力–位移曲线的形状（图）。

纤维陶瓷基复合材料在断裂前吸收了大量的断裂能量使韧性得以大幅度提高。

图–陶瓷基复合材料的力–位移曲线表–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相变增韧AlBBOBBSiCAlBBOBBTiCSiBBNBBTiCZrOBBMgOZrOBBYBBOB BZrOBBAlBBOB断裂韧性MPamPP~~~~~~裂纹尺寸大小,

m~~~~~~表–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晶须增韧纤维增韧SiCAlOSiC硼硅玻璃SiC锂铝硅玻璃铝钢断裂韧性MPamPP~~~~~裂纹尺寸大小,m~二、陶瓷基复合材料的制备工艺、粉末冶金法原料（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。

关键是均匀混合和烧结过程防止体积收缩而产生裂纹。

二、陶瓷基复合材料的制备工艺、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采用了浆体（湿态）法制备陶瓷基复合材料。

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。

这可通过调整水溶液的pH值来实现。

对浆体进行超声波震动搅拌则可进一步改善弥散性。

弥散的浆体可直接浇铸成型或热（冷）压后烧结成型。

适用于颗粒、晶须和短纤维增韧陶瓷基复合材料（图）。

采用浆体浸渍法可制备连续纤维增韧陶瓷基复合材料。

纤维分布均匀气孔率低。

图–浆体法制备陶瓷基复合材料示意图、反应烧结法（图）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：增强剂的体积比可以相当大可用多种连续纤维预制体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。

图–反应烧结法制备SiCSiN基复合材料工艺流程、液态浸渍法（图）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。

假如预制体中的孔隙呈一束束有规则间隔的平行通道则可用Poisseuiue方程计算出浸渍高度h：h=（rtcos）式中r是圆柱型孔隙管道半径t是时间是浸渍剂的表面能是接触角是粘度。

图液态浸渍法制备陶瓷基复合材料示意图、直接氧化法（图）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AlOAl氮气AlN图直接氧化法制备陶瓷基复合材料示意图、溶胶–凝胶（Sol–Gel）法（图）溶胶（Sol）是由于化学反应沉积而产生的微小颗粒（直径nm）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。

Sol–Gel法制备SiO陶瓷原理如下：Si(OR)HO

Si(OH)ROHSi(OH)SiOHO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。

图溶胶–凝胶法制备陶瓷基复合材料示意图、溶胶–凝胶（Sol –Gel）法溶胶–凝胶法也可以采用浆体浸渍法制备增强相预制体（图）。

溶胶–凝胶法的优点是基体成分容易控制复合材料的均匀性好加工温度较低。

其缺点是所制的复合材料收缩率大导致基体经常发生开裂。

图溶胶–凝胶法制备纤维陶瓷基复合材料示意图、化学气相浸渍（CVI）法用CVI法可制备硅化物、碳化物、氮化物、硼化物和氧化物等陶瓷基复合材料。

由于制备温度比较低不需外加压力。

因此材料内部残余应力小纤维几乎不受损伤。

如可在~C制备SiC陶瓷。

其缺点是生长周期长、效率低、成本高、材料的致密度低等。

图ICVI法制备纤维陶瓷基复合材料示意图）ICVI法：又称静态法。

是将被浸渍的部件放在等温的空间反应物气体通过扩散渗入到多孔预制件内发生化学反应并沉积而副产品物气体再通过扩散向外散逸（图）。

在ICVI过程中传质过程主要是通过气体扩散来进行因此过程十分缓慢并仅限于一些薄壁部件。

降低气体的压力和沉积温度有利于提高浸渍深度。

）FCVI法在纤维预制件内施加一个温度梯度同时还施加一个反向的气体压力梯度迫使反应气体强行通过预制件。

在低温区由于温度低而不发生反应当反应气体到达温度较高的区域后发生分解并沉积在纤维上和纤维之间形成基体材料。

在此过程中沉积界面不断由预制件的顶部高温区向低温区推移。

由于温度梯度和压力梯度的存在避免了沉积物将空隙过早的封闭提高了沉积速率（图）。

图FCVI法制备纤维陶瓷基复合材料示意图）FCVI法FCVI的传质过程是通过对流来实现。

可用来制备厚壁部件。

但不适于制作形状复杂的部件。

此外。

在FCVI过程中基体沉积是在一个温度范围内必然会导致基体中不同晶体结构的物质共存从而产生内应力并影响材料的热稳定性。

、其它方法）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（聚碳硅烷等）。

制备增强剂预制体浸渍聚合物先驱体热解再浸渍再热解……陶瓷粉聚合物先驱体均匀混合模压成型热解、其它方

法）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。

三、陶瓷基复合材料的界面和界面设计、界面的粘结形式（）机械结合（）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~。

、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（图）。

图陶瓷基复合材料界面示意图、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和SnO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。

四、陶瓷基复合材料的性能、室温力学性能）拉伸强度和弹性模量对陶瓷基复合材料来说陶瓷基体的失效应变低于纤维的失效应变因此最初的失效往往是基体中晶体缺陷引起的开裂。

如图所示材料的拉伸失效有两种：第一：突然失效。

如纤维强度较低界面结合强度高基体较裂纹穿过纤维扩展导致突然失效。

第二：如果纤维较强界面结合较弱基体裂纹沿着纤维扩展。

纤维失效前纤维基体界面在基体的裂纹尖端和尾部脱粘。

因此基体开裂并不导致突然失效材料的最终失效应变大于基体的

失效应变。

图纤维陶瓷基复合材料应力应变曲线示意图）断裂韧性纤维拔出与裂纹偏转是复合材料韧性提高的主要机制。

纤维含量增加阻止裂纹扩展的势垒增加断裂韧性增加。

但当纤维含量超过一定量时纤维局部分布不均相对密度降低气孔率增加其抗弯强度反而降低（图）。

图CFLAS的断裂韧性和弯曲强度随纤维含量的变化）压缩及弯曲强度对于脆性材料用弯曲和压缩试验更能表征材料的强度性能。

）影响因素增强相的体积分数：复合材料的力学性能呈现符合混合定律的线性关系。

但当纤维含量超过一定量时纤维局部分布不均气孔率增加导致材料力学性能偏离混合定律的线性关系。

Phlips等提出如下经验公式修正偏差（图）：Em=Em（–）式中Em：有孔隙材料的弹性模量Em：无孔隙材料的弹性模量：基体中的孔隙率。

图连续CF玻璃复合材料的弹性模量与纤维含量的关系热膨胀系数：当基体热膨胀系数大于纤维热膨胀系数时会导致纤维与基体界面结合的减弱甚至脱离。

但适当减弱界面结合则有利于裂纹的扩展或沿晶界偏转或钝化和分散裂纹尖端造成的应力集中。

图微晶玻璃基体的热膨胀系数对复合材料性能的影响密度：弯曲强度和断裂韧性都随复合材料的密度增加而增加。

密度的增加不仅提高了复合材料的强度而且改变了应力应变曲线的形状（图）。

图不同密度的CSiC复合材料的应力位移曲线、ρ=gcm、、ρ=gcm 界面：有碳界面层的CSiC复合材料在断裂中表现出复合材料的典型断裂行为即当应力达到最大值后不是突然下降而是呈梯形降低（见图曲线）。

密度较高而无碳界面层的CSiC复合材料在应力应变曲线上表现为达到最大值后应力曲线缓慢下降（图曲线）。

图不同界面状况复合材料的应力位移曲线颗粒含量和粒径：图SiCP含量对SiCPAlN性能的影响图SiCP粒径对SiCPAlN性能的影响颗粒含量对材料弯曲强度及断裂韧性提高效果不是太大但粒径的影响却较大（图、）。

复合材料的性能随着粒径而增大但随着粒径的进一步增大。

其性能反而下降这是由于材料的致密度下降同时引进了更多的缺陷的缘故。

、高温力学性能）强度图图图、分别为不同温度下SiCFMAS复合材料的力学性能变化。

室温下复合材料的抗弯强度比基体材料高约倍弹性模量提高约倍。

复合材料的抗弯强度至℃保持不变然后强度随温度升高而急剧增加但弹性模量却随着温度升高从室温的GPa降到℃的GPa。

这一变化显然与材料中残余玻璃相随温度升高的变化相关。

）强度图图图为SiCW AlO复合材料的断裂韧性随温度的变化。

随温度升高基体陶瓷的断裂韧性呈下降趋势而复合材料的KIC却保持不变在大于℃之后KIC呈上升趋势。

研究结果表明不仅复合材料的断裂韧性得到提高而且室温力学性能及高温力学性能、抗热冲击性能及抗高温蠕变性能均得到本质上的改善。

图是不同SiCW含量的AlO复合材料的强度随温度的变化。

SiCW的加入增加了韧性及断裂功被归功于裂纹桥联和纤维拔出增韧机制。

）强度连续SiCFLAS复合材料在大气中和在氮气环境中高温加载时表现出不同的抗弯强度。

这是因为在设计材料体系时所持的原则是让基体发生微开裂然后复合材料失效。

因此在℃以上空气中的氧会穿过基体中的微裂纹并易与富碳层发生反应而导致强度明显下降。

SiC颗粒加入到ZTP和YZTP陶瓷后也可使高温强度得到提高。

）蠕变陶瓷材料的稳态蠕变速率可表示为：ε=Aσnexp（ΔQRT）Norton公式式中：ε蠕变应力指数σ施加的应力（蠕变应力）n蠕变应力指数A常数ΔQ蠕变激活能R气体常数T绝对温度。

）蠕变对于陶瓷材料的蠕变来讲若应力指数n为时为位错攀移机制起作用若n为则扩散机制起作用。

对单晶陶瓷通常发生纯位错蠕变对多晶陶瓷则晶界滑移晶粒及晶

界上空位运动和位错机制控制蠕变过程。

大多数陶瓷纤维并不大幅度地改善抗蠕变性能因为许多纤维的蠕变速率比对应的陶瓷的蠕变速率要大得多。

图SiC颗粒ZTP陶瓷的高温蠕变性能）蠕变连续SiCFMAS复合材料在不同应力与温度下的蠕变曲线如图所示。

在较高的温度与应力条件下蠕变速度及变形量都增大。

在相同的应力下℃时SiCW AlO复合材料的蠕变速率小于基体陶瓷。

图为SiC颗粒对ZTC高温蠕变性能的影响。

可以看出℃时MPa的应力下ZTA的蠕变速率明显高于ZTASiCP 复合材料的蠕变速率。

）热冲击性（热震性）材料在经受剧烈的温度变化或在一定起始温度范围内冷热交替作用而不致破坏的能力称为抗热震性（ThermalshockResistance）也称之为耐热冲击性或热稳定性。

抗热震性与材料本身的热膨胀系数、弹性模量、导热系数、抗张强度及材料中气相、玻璃相及其晶相的粒度有关。

图SiCW AlO复合材料的抗热震性能）热冲击性（热震性）大多数陶瓷在经受剧烈的冷热变化时容易发生开裂而破坏。

陶瓷基复合材料改善了材料的抗热震性。

图表明在AlO中加入V ol的SiC晶须后不仅强度提高了一倍而且抗热震性得到明显提高。

在锆刚玉莫来石中加入V ol的BN颗粒后使临界热震性温度从℃

提高到℃。

五、增韧机理颗粒增韧（）非相变第二相颗粒增韧）微裂纹增韧影响第二相颗粒增韧效果的主要因素是基体与第二相颗粒的弹性模量、热膨胀系数以及两相的化学相容性。

其中化学相容性是复合的前提。

两相间不能有过度的化学反应同时保证具有合适的界面结合强度。

弹性模量只在材料受外力作用时产生微观应力再分布效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。

图）微裂纹增韧假设第二相颗粒与基体不存在化学反应但存在着热膨胀系数的失配由于冷却收缩的不同颗粒将受到一个应力。

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（图a）当颗粒处于压应力状态而基体径向受压应力切向处于拉应力状态可能产生具有发散性的径向微裂（图b）。

若径向微裂纹向周围分散则更容易相互连通而形成主裂纹。

但在同等条件下容易产生环向微裂纹。

）微裂纹增韧图裂纹在材料中的扩展路径（a：p mb、c：p m）当热膨胀系数p m时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（图a）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过颗粒发生穿晶断裂（图b）或绕过颗粒沿颗粒与基体的界面扩展裂纹发生偏转（图c）。

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。

）裂纹偏转和裂纹桥联增韧裂纹偏转是一种裂纹尖端效应是指裂纹扩展过程中当裂纹遇上偏转元（如增强相、界面等）时所发生的倾斜和偏转。

裂纹桥联是一种裂纹尾部效应。

它发生在裂纹尖端靠桥联元（剂）连接裂纹的两个表面并提供一个使裂纹面相互靠近的应力即闭合应力这样导致强度因子随裂纹扩展而增加。

裂纹桥联可能穿晶破坏也有可能出现互锁现象即裂纹绕过桥联元沿晶发展（裂纹偏转）并形成摩擦桥（图）。

裂纹桥联增韧值与桥联元（剂）粒径的平方根成正比。

图裂纹偏转机理（）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。

（）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。

（）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 C四方相(t)ZrO C立方相ZrO。

tm转变具有马氏体的特征伴随有的体积膨胀。

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。

ZrO发生tm相变时体积膨胀使基体产生微裂纹增加了材料的韧性但使强度有所下降（图）。

图–ZTA性能随ZrO体积含量的变化（）相变增韧如在ZTA （ZrOAlO）中加入某些稳定氧化物（如YO等）则会抑制ZrO的tm 相变。

当从制备温度冷却下来时通过控制晶粒尺寸可以制备出全部为四方相(t)ZrO组成的氧化锆多晶陶瓷（YTZP）。

此时四方ZrO处于亚稳态当材料受外力作用时在应力的诱导下发生tm相变。

相变吸收能量而阻碍裂纹的继续扩展因而不但提高了材料的强度而且提高了韧性（图、）。

由应力诱导相变增韧的韧性增量为：K=zEmr其中r为相变区的宽度z为复合材料中亚稳态ZrO颗粒的体积分数为伴随相变产生的体积应变Em为基体的弹性模量。

（）相变增韧图相变增韧示意图图ZTA中应力诱变韧化导致性能随ZrO体积含量的变化、纤维、晶须增韧（）裂纹弯曲（Crackbowing）和偏转图裂纹弯曲韧化机理在扩展裂纹尖端应力场中的增强体会导致裂纹发生弯曲（图）从而干扰应力场导致基体的应力强度降低起到阻碍裂纹扩展的作用。

随着增强体长径比和体积比增加裂纹弯曲增韧效果增加。

另外由于纤维周围的应力场基体中的裂纹一般难以穿过纤维而仍按原来的扩展方向继续扩展。

相当来讲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（图a、b）。

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。

（）裂纹弯曲（Crackbowing）和偏转一般认为裂纹偏转增韧主要是由于裂纹扭转偏转机制起作用。

裂纹偏转主要是由于增强体与裂纹之间的相互作用而产生。

如在颗粒增强中由于增强体和基体之间的弹性模量或热膨胀系数的不同产生残余应力场则会引起裂纹偏转。

增强体的长径比越大裂纹偏转增韧效果就越好（图c）。

图裂纹偏转增韧原理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。

（）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。

假设纤维脱粘能等于由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量Qp为：Qp=（d fulc）Ef其中d：纤维直径lc：纤维临界长度fu：纤维拉伸强度Ef：纤维弹性模量。

考虑纤维体积Vf=（d）l最大脱粘能Qp=（fulcVf）Ef因此纤维体积比大、lc大（即界面强度弱因lc与界面应力成反比）通过纤维脱粘达到的增韧效果最大。

图纤维脱粘（）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了裂纹的扩展。

纤维拔出需外力做功因此起到增韧作用（图）。

纤维拔出需做的功Qp等于拔出纤维时克服的阻力乘以纤维拔出的距离：（）纤维拔出（Pull–out）Qp=平均力距离=dl。

当纤维发生断裂此时纤维的最大长度为lc拔出每根纤维所做的最大功为：Qp=dlc=d fulc QpQp=Ef fu。

因Ef fu所以纤维拔出能总大于纤维脱粘能纤维拔出的增韧

效果要比纤维脱粘更强。

因此纤维拔出是更重要的增韧机理。

图纤维拔出示意图（）纤维桥接（FiberBridge）对于特定位向和分布的纤维裂纹很难偏转只能沿着原来的扩展方向继续扩展。

这时紧靠裂纹尖端处的纤维并未断裂而是在裂纹两岸搭起小桥（图）使两岸连在一起。

这会在裂纹表面产生一个压应力以抵消外加应力的作用从而使裂纹难以进一步扩展起到增韧作用。

随着裂纹的扩展裂纹生长的阻力增加直到在裂纹尖端形成一定数量的纤维搭桥区。

这时达到一稳态韧化（图）。

图纤维搭桥（）纤维桥接（FiberBridge）桥接机制适用于可阻止裂纹尖端、裂纹表面相对运动的任何显微结构特征（颗粒、晶须等）。

图韧性与裂纹扩展的关系日本开发出耐℃以上高温的高强度复合陶瓷材料日本宇都产业公司最近开发出一种能在℃以上高温使用的高强度复合陶瓷材料。

此种新材料是先将氧化铝、氧化钇混合在一起然后将之放入特殊的容器里待其熔化后再精确地控制温度使其冷却凝固。

在此过程中两种原料结合组成具有新结构的材料其熔点可达℃。

将这种新材料置于℃有氧环境下放置℃进行耐氧试验结果是其重量、结构、强度均保持不变。

该陶瓷材料可用于制造喷气发动机或汽轮发电机用叶片。

因叶片耐热性提高故可制造不需冷却的高效发动机和发电机。

第十一章碳碳复合材料（CC）碳碳复合材料概述碳碳(CC)复合材料是由碳纤维及其（碳毡或碳布）增强的碳基复合材料其组成元素只有一个即碳元素。

表–典型三维正交增强CC复合材料性能碳碳复合材料概述如表所示CC具有许多优异的性能。

如密度低、高热导性、低热膨胀系数以及对热冲击不敏感等。

特别是高温下的高强度和模量其强度随着温度的升高而升高以及高断裂韧性、低蠕变等性能使CC成为目前唯一可用于高温达C的高温复合材料（图–）。

图–不同材料比强度与温度的关系对比碳碳复合材料概述图–不同界面的碳碳复合材料应力应变曲线碳碳复合材料概述碳碳复合材料中的碳纤维和基体碳的界面匹配影响其力学行为（图–）。

碳纤维的类型、基体的预固化以及后步工序的类型等决定了界面的结合强度。

当纤维与碳基体的化学与机械键合形成界面结合时在较低的断裂应变时基体中形成的裂纹扩展越过界面引起纤维的断裂此时材料属于脆性断裂而复合材料的强度是由基体断裂应变决定的。

当界面结合相对较弱时材料受载一旦超过基体断裂应变时基体裂纹在界面会引起基体与纤维脱粘而不会装穿过纤维。

这时纤维仍可能继续承受载荷从而呈现出非脆性断裂方式通常称为假塑性断裂。

碳碳复合材料概述碳碳复合材料具有碳元素所特有的耐烧蚀、抗热震、高导热率和低膨胀系数等性能。

其导热性在常温下可与铝合金比拟热膨胀系数远比金属低同时具有最好的生物相容性。

碳碳复合材料另一重要性能是其优异的摩擦磨损性能。

碳碳复合材料中的碳纤维微观结构为乱层石墨结构其摩擦系数比石墨高因而提高了复合材料的摩擦系数。

石墨因其层状结构而具有固体润滑能力可降低摩擦副的摩擦系数。

通过改变基体碳的石墨化程度就可以获得摩擦系数适中而又有足够强度和刚度的碳碳复合材料。

二、碳碳复合材料的制备工艺、碳碳复合材料的预成型体和基体碳预成型体预成型体是一个多孔体系含有大量空隙。

如三维碳碳复合材料中常用的结构的预成型体中的纤维含量仅有也就是说其中空隙就占。

碳碳复合材料的预成型体可分为单向、二维和三维甚至可以是多维方式（图–）大多采用编织方法制备。

在制备圆桶、圆锥或圆柱等预成型体时需要采用计算机控制来进行编织。

预成型体图多维编织的碳碳复合材料预成型体结构预成型体碳碳复合材料预成型体所用碳纤维、碳纤维织物或碳毡等的选择是根据复合材料所制成构件的使用要求来确定的同时要考虑到预成型体与基

体碳的界面配合。

如选择刹车片材料一般多采用非连续的短纤维或碳毡来作增强相以提高刹车片的抗震性而一些受力构件则多采用连续纤维在三维编织预成型体时一般要求选择适于编织、便于紧实并能提供复合材料所需的物理和力学性能的连续纤维。

–基体碳典型的基体碳有热解碳（CVD碳）和浸渍碳化碳。

前者是由烃类气体的气相沉积而成后者是合成树脂或沥青经碳化和石墨化而得。

）CVD碳：主要以来原料有甲烷、丙烷、丙烯、乙炔、天然气等碳氢化合物。

CH（g）C（s）H（g）沉积根据不同的沉积温度可获得不同形态的碳在~C为热解碳~C为热解石墨。

）树脂或沥青碳：碳纤维预制成型体经过浸渍树脂或沥青等浸渍剂后经预固化再经碳化后获得的基体碳。

浸渍剂选择原则如下（）碳化率（焦化率）：碳化率高的浸渍剂可提高效率减少浸渍次数。

（）粘度：要求粘度适当易于浸渍剂浸渍到预制成型体中。

（）热解碳化时能形成张开型的裂缝和空隙以利于多次浸渍形成致密的碳碳复合材料。

（）碳化后收缩不会破坏预制成型体的结构和形状。

（）形成的显微结构有利于碳碳复合材料的性能。

）树脂或沥青碳：沥青是一种多环芳香碳氢化合物的混合物在~