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。
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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。
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Z
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
X
以充分发挥最
大的结构强度。
Y
三向C/C编织结构示意图
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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。
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7.1.3 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
10
裂纹垂直于纤维方向扩展示意图
11
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。
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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
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。
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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 莫来石 f (Mpa) 244 KIC (MPa.M1/2) 2.8
莫来石+ SiCw 莫来石+ ZrO2+SiCw
Si3N4+SiCw
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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。
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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：
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(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。
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7.1.2 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。
难，从而起到了增韧的作用。
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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。
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(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
452 551~580
1000
4.4 5.4~6.7
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。
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7.1.4 陶瓷基复合材料的界面和强韧化机理
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(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：
A 机械粘结 B 化学粘结
性能显著低于纵向性能，所以只适用于单
轴应力的场合。
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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。
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(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
的使用受到很大限制的主要原因。
2
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。
3
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。
4
7.1.1 陶瓷基复合材料的基体与增强体
58
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。
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强的界面粘结
往往导致脆性破坏， 纤维
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 基体
材料的横截面，导
致平面断裂。 (a)强界面结合
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(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。
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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：
断 裂 韧 性
KIC(MPa.m1/2)
f(MPa)
SiCw含量(vol%)
SiCw含量(vol%)
Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw
SiCw与ZrO2复合增韧Al2O3的强度与断裂韧性47
弯 曲 强 度
断 裂 韧 性
KIC(MPa.m1/2)
f(MPa)
ZrO2含量(vol%)
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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。
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(2)ห้องสมุดไป่ตู้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；
(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。
5
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。
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＝ 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。
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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。
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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。
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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。
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(3) 三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料
KIC(MPa.m1/2)
f(MPa) SiCw含量（vol%） SiCw含量（vol%）
维 氏 硬 度
弹 性 模 量
HV(GPa)
E(GPa) SiCw含量（vol%）
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弯 曲 强 度
断 裂 韧 性
Al2O3+ SiCw 复 合 材 料 的 力 学 性 能
KIC(MPa.m1/2)
f(MPa) SiCw含量（vol%） 维 氏 硬 度 HV(GPa)
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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。
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右图显示了
SiCp含量对SiCp
/A12O3复合材料 性能的影响。
断 裂 强 度
从中可以看出，在5％ SiCp时强度出现峰值。 41
f(MPa)
SiCp含量(vol%)
下图为SiCp含量对SiCp / Si3N4复合材料性能 的影响。
由此可见，SiCw对陶瓷材料同时具有增
强和增韧的效果。
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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。
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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。
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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。
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断 裂 韧 性
弯 曲 强 度
ZrO2(Y2O3) 复 合 材 料 的 力 学 性 能
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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。
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若界面结合较
弱，当基体中的裂
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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