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1、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
2、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
3、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200400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
4、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,
5、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
6、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0.31um,长30100um)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
7、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
8、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
9、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置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
10、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,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
11、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。,45,三向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,
12、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
13、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,ZrO2(Y2O3)复合材料的力学性能,52,Al2O3+SiCw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
14、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
15、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。,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。,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
16、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,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,SiCw与ZrO2复合增韧Al2O3的强度与断裂韧性,67,SiCw与ZrO2复合增韧Al2O3的强度与断裂韧性,Al2O3+20mol%SiCw+ZrO2(Y2O3),68,
17、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20SiCw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。,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
18、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0.10.6。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，
19、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。,
20、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。,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)。,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
21、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0.11um，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
22、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
23、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。,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
24、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
25、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
26、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。
27、,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
28、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,原料混合时的装置一般为专用球磨机。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置简单，成型成本低廉的优点，仍它的加压方向是单向的
29、。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
30、分悠久历史的陶瓷成型方法。它是将料浆浇入石膏模内，静置片刻，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
31、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
32、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
33、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
34、、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
35、。,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S
36、iCw/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
37、，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。,
