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1、第 l l 卷第 3 期 2 0 0 3年 9月 北京石油化工学院学报 J o u r n a l o f B e i j i n g I n s t i t u t e o f P e t r o-c h e mi c a l Te c h n o l o g y Vo 1 1 1 No 3 S e p 2 0 0 3 纤 维增 强 陶瓷 基复合 材料 的强化、韧化机 制 仵亚 红(北京 石油化工学 院机械工 程系，北 京 1 0 2 6 1 7)摘 要在陶瓷材料中加入纤维，来改善陶瓷材料的脆性，增强陶瓷材料的韧性和强度。通过对 陶瓷基复合材料应力、临界纤维长度的讨论可知，复合材料的强度应考
2、虑纤维取向和纤维长度。阐述了几种 纤 维增韧 的机 理，用 断裂功来评 价断裂韧性 已得 到广泛应用。关 键 词复合材料；断裂强度；韧性；断裂功 中图法分类号T B 3 3 2 先进陶瓷(A d v a n c e d C e r a m i c s)是“采用高度 精选的原料，具有能精确控制的化学组成，按照 便于控制 的制造技术加工 的，便 于进 行结构设 计，并具有优异特性的 陶瓷”2 J。先进 陶瓷作 为新型工程材料，具有优 良的力学和理化性能，如高 比强度、高 比模量、优 良的抗破损能力和破 损安全性、优 良的抗疲劳和耐热性_ 3 J。虽然 陶瓷材料表现 出高的高温强度和高温 稳定性，在
3、许 多方 面具有金 属材料不 可比拟的 优点，但是由于其键合的特点，缺乏像金属材料 那样的塑性和变形能力。在陶瓷材料的断裂过 程 中，除了用增加新表面来增加表面能外，几乎 没有其他可 以吸收外来能量 的机制，这就导致 了陶瓷材料的脆性本质，使 陶瓷材料在高温、高 应力，特别是 动态条 件下 的应 用受 到 了限制。解决这一 问题 的关键在于改善 陶瓷 的脆性，即 增强其韧性，提高其使用的可靠性，从而拓宽陶 瓷材料 的应用领域 J。为此，材 料科学工作 者 进行努力，成功地探索了许多提高陶瓷材料韧 性 的方法。颗粒增韧与纤维增韧是采用 的主要 方法。纤维增强陶瓷基复合材料是 出现较 晚的一 种复
4、合材料，目前正处于研究和发展阶段，应用 十分 有 限。陶瓷 基 复 合 材 料(C e r a mi c Ma t ri x C o m p o s i t e s，简称 C MC)的发展受 到纤 维发展 的 收稿 13 期：2 0 0 3-0 3 1 7 制约，纤维对复合材料 的性能起着重要作用，纤 维 的热稳定性、高强度、高模量、低密度都是 影 响复合材料性能的重要因素。基体(Ma t r i x)在复合材料 中不仅承受载荷，而且是将载荷传递到纤维的媒体。基体本身应 具有高的强韧性、与纤维 的相容性、高温稳定性 以及制造复合材料的良好工艺性。基体不仅对 复合材料的强度做出贡献，而且可 以通
5、过对基 体成分的调整，来控制纤维和基体的界面反应，从而决定复合材料 的断裂 韧性与强度。复合材 料中纤维与基体 的界 面(I n t e rf a c e)设计合 理与 否与复合材料的整体性能的优劣有 十分密切 的 关系 J。在界面优化设计 中首先应考虑的是复 合材料应具有粘接适度的界面 _ 6 J。1 复合材料的断裂强度 当复合材料承受载荷 时，如 图 1 所示，其应 力和弹性模量服从混合法 则，即：圆圈 长纤维 短纤 维 垂直 受力 图 1 复合材料受力状况=a f V f+(1)E c=E f V f+(2)+V m=1 (3)维普资讯 http:/ 第 3斯 仵亚红 纤维增强陶瓷基复合
6、材料的强化、韧化机制 3 5 式中 表示承受 的应力，E为弹性模量，代 表体积分数，下标 c、f和 m分别代表 复合材 料(c o m p o s i t e s)、纤维(fi b e r)和基体(m a t r i x)。在复合材料断裂前，无论是基体还是纤维，其应变应该是一致的：e =e =e，=O m E =o E，(4)对于脆性基体 复合材料，当基体 的应变 大 于其临界断裂应变 时，基体发生断裂。由于基 体弹性变形极小，也没有塑性变形，所以在基体 断裂 瞬间，纤维并未 充分 发挥作用。设 e 时，才有 强化效果。在复合 材料 中，如 果 纤维 的长度大大长 于临界长度，那么复合材料 的
7、强度与连续长纤维强化情况相当。在复合材 料承受载荷时，纤维所承受的应力是沿纤 维长 度方向变化 的，在 中心达 到最 大值。对 于随机 取 向的纤维强化复合材料，能承受断裂应 力的 纤维 比例大大减小，所 以复合材料的极限强度 将低于单 向纤维强化 的复合材料。因此，决 定 短纤维强化复合材料强度 的要素应考虑纤维取 向和纤维长度两个因素。纤 维 L 图 3 纤维上的应力和界面的剪应力分布 维普资讯 http:/ 3 6 北京石油化工学 院学报 2 0 0 3年第 l l 卷 2 复合 材料 的韧 性和 断裂功 为了提高复合材料的韧性，必须尽可 能提 高材料 断裂时消耗 的能量。任何 固体材料
8、在载 荷作用下(静态或 冲击)，吸收能量 的方式 无非 是两种：材料 变形和形成新 的表 面。对于脆 性 基体和纤维来说，允许的变形很小，因此变形吸 收的断裂能 也很少。为 了提 高这 类材 料 的吸 能，只能是增加断裂表面，即增加裂纹的扩展路 径。断裂从材料 中固有 的小缺陷开始。这些小 缺陷或许是 已断裂 的纤维基体中的裂纹或脱粘 的界面。原始裂纹形成之后，在负载产生 的应 力作用下，裂纹开始扩展。这时，在距裂纹前端 一定距离 的纤维是完好 的，但处 于高应力 状态 下裂纹前端 的纤维则可能断裂，尽管这种 断裂 不一定发生在材料的断裂面。紧靠裂纹前端的 纤维在断裂之前 可能发生从基 体 中
9、拔 出(P u l l o u t)，与 基体 脱粘(D e b o n d i n g)等行 为。纤 维 在 发生拔 出和脱粘 的瞬间，仍然可能保持完好，随 着裂纹 的进一步扩展，纤维 在脱粘或拔 出后 断 裂。这种断裂可能发生在断 口，也可能发生 在 基体内部。裂纹在扩展过程中遇到脱粘或拔出 的纤维，就 可能发生 转 向，增 长裂 纹 的扩展路 径。所有这些 机 制，如 纤 维 的拔 出、脱 粘和 断 裂、裂纹 扩展 的转 向等就形成 了复合 材料 断裂 时新 的能量吸收机制，使 复合 材料韧性得 到提 高。然而，使复合材料韧性极大提高的因素，也 常导致材料强度 的降低。例如，要使裂纹扩
10、展 容易转 向，材料的界面强度就必须相对地低，如 果界面强度足够大，裂纹就 可能无阻碍地 通过 复合材料。这时在裂纹平面附近纤维的脱粘虽 然也要 消耗一定 的功，但这个功是很小 的。上 述情况如果是连续脆性纤维，纤维通 常在初 生 裂纹面就断裂。如果是短纤维，LL ，纤 维就 不会 承担载荷到它们 的断裂强度，而是 在断裂 面分离时，它们就会从基体 中拔出，吸收较少的 能量。提高复合材料韧性 的几种 主要吸收能量机 制：纤维断裂、基体变形、裂纹弯曲 C r a c k b o w i n g)和偏转、纤 维脱粘(D e b o n d i n g)、纤维 拔 出(P u l l o u t)、
11、分 层裂纹(D e l a m i n a t i o n C r a c k s)、纤维桥 接(F i b e r B r i d g e)。下面主要讨论 四种增韧机制：(1)裂纹 弯曲和偏转 在扩展裂纹尖端应力场中的纤维会导致裂 纹发生弯 曲和偏转，从而干扰应力场，导致基体 的应力强 度 K(S t r e s s I n t e n s i t y)降低，起 到阻碍 裂纹发展的作用。随纤维长径 比的增大和纤维 体积分量的增加，裂纹弯 曲增韧效果增 加。由 于纤维周 围的应力场，陶瓷基体 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。相对来讲，它更易绕过纤维并尽量贴近
12、纤 维表面而扩展，即裂纹发生偏转，裂纹偏转可以 绕着纤 维倾 斜(T i l t i n g)发 生偏 转 或 扭 转偏 转(T w i s t i n g)。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。(2)纤维脱粘 复合材料 中纤维脱粘产 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。若想通过纤 维脱粘达到最大的增韧效果，则 高强度 的纤维 体积量要大，要大，即纤维 与基体 的界面强 度要弱，因为 与界面应力 r成反 比。(3)纤维拔 出 纤维拔 出是指靠近
13、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 维首先应发生脱粘才能被拔 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 的拔出需要外力做功，因此起到增韧作用。(4)纤维桥接 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，使两岸连在一起，这会在裂纹表面 产生一个压应力，以抵消外加拉应力的作用，从 而使裂纹难 以进一步扩展，起 到增韧作用。纤维拔 出是纤维强化复合材料最主要 的能 量吸收机制。当纤维=时 引，最大断裂功 1)p 一=r t 1 2
14、r (6)如果 LL c，仍 然可 以观察到纤 维的拔 出 现象，因为部分纤维在 2距离内会贯穿裂纹 面，从而有数量为 的纤维将不等承载到 纤维 的断裂应力就会在裂纹面分离 时拔出。由 于纤 维拔出的数量小 于最佳情况 的数量，所 以 断裂功 也将小于最大断裂功 一，为：=(L L)r L 1 2)(7)维普资讯 http:/ 第 3期 仵亚红 纤维增强陶瓷基复合材料的强化、韧化机制 3 7 3小结 通过对短纤维临界长度，J 的讨论 可知，决 3 定短纤维强化复合材料强度的要素应考虑纤维 取 向和纤维长度两个因素：为了提高复合材料 的韧性，必须尽 可能提 高材料 断裂 时消耗 的能 量，可以增
15、加 断裂表 面，即增加 裂纹 的扩 展路 径。6 参考文献 7 1 日 宗宫重行 近代陶瓷 M 池文俊译 上海：同济8 大 学 出 版 社 1 9 8 8 56 日 工业调查会编辑部编 最新精细陶瓷技术 M 陈俊彦译 北 京：中国建筑工业 出版社，1 9 8 8 2 3 张少卿，陈祥宝 材料工程 J ，1 9 9 6(6)：34 杨世源，郑昌琼，冉均国 中国陶瓷 J ，1 9 9 5(3)：1 3 8 1 4l 罗海安，陈炳进，刘冲 界面相性态对纤维与基体间 载荷传递能力的影响 J 复合材料学报，1 9 9 6(1 3)：1 2 3 l 2 7 美玉东，孑 L 宪仁 界面层对纤维与基体间载荷传
16、递 能力 的影响 J 复合 材料学报，1 9 9 6(1 3)：2 1 2 5 陈华辉，邓海金，李明，林小松 现代复合材料 M 北京：中国物 资出版社，1 9 9 8 8 28 3 Rh e e H W B e l l J P t s o f r e a c ti v e a n d n o nr e a c t i v e fi b e r c o a ti n g s o n p e r f o mm n c e o f g r a p h i t e e p o x y c o m-p o s i t e s J P o l y m e r C o m p o s i t e s，1 9
17、 9 l(1 2)：2 1 3 2 2 5 S t r e n g t h a n d To u g h n e s s o f Fi b e r Re i n f o r c e d Ce r a m i c M a t r i x Co mpo s i t e s W u Ya h o n g (D e p a r t m e n t o fMe c h a n i c a l E n g i n e e r i n g，B e i ng I n s t i t u t e o fP e t r o c h e m ic a l T e c h n o l o g y，i i ng 1 0
18、 2 6 1 7)Ab s t r ac t C e r a mi c ma t e r i a l i s t o u g h e n e d a n d s t r e n g t h e n e d b y a d d i n g fib e r Th e c rit i c a l l e n g t h o f fi b e r a n d t h e s t r e s s o f c o mp o s i t e s a r e di s c u s s e d i n t h i s p a p e r Th e d i r e c t i o n a n d l e n g
19、t h o f fi be r i n t h e c o mp o s i t e s a ff e c t the s t r e n g t h o f c o mpo s i t e s S e v e r a l me c h a n i s ms o f t o u g h e n i n g a r e d e s c r i be dGe n e r a l l y，t h e f r a c t u r e wo r k i s u s e d t o d i s c u s s t h e f r a c t ure t o u g h n e s s Ke y wo r d s c o mp o s i t e s；f r a c t u r e s t r e n g t h；t o u g h n e s s；f r a c t u r e wo r k 维普资讯 http:/