1、材料加工前沿技术,大连理工大学材料学院 张兴国,Dalian University of Technology,材料科学与工程学院,陶瓷基复合材料及其制备技术,1. 陶瓷基复合材料概述2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）3. 陶瓷基复合材料增韧机理4. 陶瓷基复合材料增强体分布5. 陶瓷基复合材料制备工艺,1.陶瓷基复合材料概述,陶瓷基复合材料的基体为陶瓷。如碳化硅、氮化硅、氧化铝等，具有耐高温、耐腐蚀、高强度、重量轻和价格低等优点。化学键往往是介于离子键与共价键之间的混合键。陶瓷基复合材料中的增强体通常也称为增韧体。从几何尺寸上可分为纤维(长、短纤维)、晶须和颗粒三类。碳纤维主要用在把强度、
2、刚度、重量和抗化学性作为设计参数的构件；其它常用纤维是玻璃纤维和硼纤维。纤维增强陶瓷基复合材料是改善陶瓷材料韧性的重要手段。,1.陶瓷基复合材料概述,目前常用的晶须是SiC和A12O3，常用的基体则为A12O3，ZrO2，SiO2，Si3N4以及莫来石等。 晶须具有长径比，含量较高时，桥架效应使致密化困难，引起了密度的下降导致性能下降。 颗粒代替晶须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。常用的颗粒也是SiC、 Si3N4和A12O3等。陶瓷基复合材料发展迟滞，发展过程中也遇到了比其它复合材料更大的困难。陶瓷基复合材料的研究还处于较初级阶段，我国对陶瓷基复合材料的研
3、究则刚刚起步不久。,陶瓷基复合材料的增强体（增韧体） 包括：纤维(长、短纤维)、晶须和颗粒。 2.1 纤维 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，工业上主要采用的是有机母体的热氧化和石墨化。 碳纤维的生产过程主要包括三个阶段。 第一阶段：有机母体在空气中于200400进行低温氧化； 第二阶段：有机母体在惰性气体中，于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。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,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
4、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。 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。 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，只有这样，才能充分发挥它的优良性能。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,陶瓷基复合材料的增强体中，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：,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。缠绕纤维的心轴的转动速度决定了纤维的直径，通常为10m的数量级。,2. 陶瓷基复合材料增强体（
5、增韧体）,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玻璃纤维与基体的粘结。 玻璃纤维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。 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，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。 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。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,由化学分解所获得的硼纤维的平均性能：杨氏模量42
6、0GPa，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，热处理或化学处理对硼纤维都有影响，高于500时强度会急剧下降。 为了阻止硼纤维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。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,2.2 晶须 陶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0.31m，长30100m)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。
7、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。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,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。 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。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,2.3 颗粒 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
8、方向上的长度是大致相同的，一般为几个微米左右。常用的颗粒也是SiC、Si3N4等。 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，颗粒增强复合材料同样受到重视并对其进行了一定的研究。,2. 陶瓷基复合材料增强体（增韧体）,3.陶瓷基复合材料增韧机理,3.1 颗粒增韧机理 1）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，同时还要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
9、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3-1 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3-1a）；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3-1b）。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。,3.陶瓷基复合材料增韧机理,图3-1 微裂纹增韧,当热膨胀系
10、数p m时，形成环向微裂，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；当p m时，形成径向微裂，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3-2b），或绕过颗粒，沿颗粒与基体的界面扩展，裂纹发生偏转（图3-2c）。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。,图3-2 裂纹在材料中的扩展路径（a：p m；b、c：p m）,3.陶瓷基复合材料增韧机理,2）裂纹偏转和裂纹桥联增韧裂纹偏转是一
11、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3-3）。裂纹桥联增韧值与桥联元（剂）粒径的平方根成正比。,图3-3 裂纹偏转机理,3.陶瓷基复合材料增韧机理,3）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
12、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。4）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。,3.陶瓷基复合材料增韧机理,5）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) ZrO2，1170C 四方相(t ) ZrO2；2370C 立方相ZrO2。t-m转变具有马氏体的特征，伴随有3-5%的体积膨胀。ZrO2发生t-m相变时产生的体积膨胀，使基体
13、产生微裂纹，从而增加了材料的韧性，但使强度有所下降 （图3-4）。,图3 4 ZTA性能随ZrO2体积含量的变化,3.陶瓷基复合材料增韧机理,ZrO2增韧Al2O3陶瓷，即ZTA陶瓷,刚玉陶瓷(ZTA)材料具有耐高温、强度大、耐蠕变、耐磨耗、绝缘性好、重量轻等优良的特性，是一种理想的结构陶瓷材料。,1）裂纹弯曲和偏转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3-7），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。相对来讲，它更易绕过纤维并尽量贴
14、近纤维表面扩展，即裂纹偏转。,图3-7 裂纹弯曲韧化机理,3.2 纤维、晶须增韧机理,3.陶瓷基复合材料增韧机理,1）裂纹弯曲和偏转裂纹偏转可绕着增强体倾斜发生偏转或扭转偏转（图3-8a、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而起到增韧作用。如果在颗粒增强中由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3-8 c）。,图3-8 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。,3.陶瓷基复合材料增韧机理,2）脱粘
15、 复合材料在纤维脱粘后产生新的表面，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=（ d2 fu2 l c）/48Efd：纤维直径；l c：纤维临界长度； fu：纤维拉伸强度；Ef ：纤维弹性模量。 纤维体积 Vf = （ d2/4）l ，最大脱粘能 Qp =（ fu2 l cVf）/ 12 Ef 因此，纤维体积比大，l c大（即界面强度弱，因l c 与界面应力成反比），通过纤维脱粘达到的增韧效果最大。,图3-9 纤维脱粘,3.陶瓷基复合材料增韧机理,3）纤维拔出纤维拔出是指
16、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3-10）。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： Q p= 平均力 距离 = d l 2 / 2 。,3.陶瓷基复合材料增韧机理,Q p= 平均力 距离 = d l 2 / 2 当纤维发生断裂，此时纤维的最大长度为 lc / 2 ，拔出每根纤维所做的最大功为： Q p= d l c2 / 8 = d2 fu l c /16 Qp/ Qp=3 Ef / fu因 Ef fu，所以纤维拔出能总大于纤
17、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3-10 纤维拔出示意图,3.陶瓷基复合材料增韧机理,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（图3-11）,使两岸连在一起。搭桥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,这时达到稳态韧化（图3-12）。,图3-11 纤维搭桥,3.陶瓷基复合材料增韧机理,4.1 纤维增强陶瓷基复合材料在陶
18、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。 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。 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。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,裂纹垂直于纤维方向扩展示意图,1）单向排布长纤维复合材料,裂纹扩展过程的示意图如下：,4.陶瓷基复合材料增强体分布,1）单向排布长纤维
19、复合材料 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。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难，从而起到了增韧的作用。 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，这样主裂纹还将因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。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,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，
20、所以只适用于单轴应力的场合。 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。 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层进行热压烧结成型，如下图所示。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,纤维布层压复合材料示意图,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。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,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。,多层纤维按不同角度方向
21、层压示意图,这种复合材料可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。 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。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,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。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。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。这种三维多向编织结构还可以通过调节纤维
22、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。,三向C/C编织结构示意图, 三维多向排布纤维增韧陶瓷基复合材料,4.陶瓷基复合材料增强体分布,4.2 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。 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。 晶须增韧陶
23、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 陶瓷基复合材料的性能与SiCw含量之间的关系。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,ZrO2(Y2O3)复合材料的力学性能,4.陶瓷基复合材料增强体分布,Al2O3+ SiCw复合材料的力学性能,4.陶瓷基复合材料增强体分布,从上述结果可以看出，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。 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，对ZrO2基体，在10vol SiCw时出现峰值，随后
24、有所下降，但始终高于基体。 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，使界面强度降低导致复合材料强度的下降。对A12O3基复合材料最佳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。 可见，SiCw对陶瓷材料同时具有增强和增韧效果。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,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。 由
25、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。 下面两图分别给出Al2O3+ZrO2(Y2O3)+SiCw复合材料的性能随SiCw及ZrO2(Y2O3)含量的变化情况。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,SiCw与ZrO2复合增韧Al2O3的硬度与弹性模量,Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw,4.陶瓷基复合材料增强体分布,Al2O3+20mol%SiCw+ZrO2(Y2O3),Al2O3+20mol%ZrO2(Y2O3)+SiCw,SiCw与ZrO2复合增
26、韧Al2O3的强度与断裂韧性,4.陶瓷基复合材料增强体分布,SiCw与ZrO2复合增韧Al2O3的强度与断裂韧性,Al2O3+20mol%SiCw+ZrO2(Y2O3),4.陶瓷基复合材料增强体分布,可见，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30ZrO2(Y2O3)时，复合材料的f达1200MPa，KIC达10 MPa.M1/2以上。比单独晶须韧化Al2O3+SiCw复合材料的f=634MPa，KIC=7.5MPa.M1/2有明显的提高，充分体现了这种复合强化的效果。 下表则给出莫来石及其制得的复合材料的强度与韧性。,很明显，由ZrO2+Si
27、Cw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。,4.陶瓷基复合材料增强体分布,5.陶瓷基复合材料制备工艺,1）粉末冶金法 制备工艺过程： 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。,2）浆体法（湿态法）为克服粉末冶金法中各组元混合不均的问题，采用浆体（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
28、型。适用于颗粒、晶须和短纤维增韧陶瓷基复合材料（图5-1）。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 5-1 浆体法制备陶瓷基复合材料示意图,5.陶瓷基复合材料制备工艺,3）反应烧结法用反应烧结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。反应烧结法最大的缺点是高气孔率难以避免。,图5-2 反应烧结法制备SiC/Si3N4基复合材料工艺流程,5.陶瓷基复合材料制备工艺,4）液态浸渍法用此方法制备陶瓷基复合材料，化学反应
29、、熔体粘度、熔体对增强材料的浸润性是首要考虑的问题，直接影响材料的性能。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 = （ r t cos ）/ 2 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5-3 液态浸渍法制备陶瓷基复合材料示意图,5.陶瓷基复合材料制备工艺,5）直接氧化法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
30、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 Al2O3Al + 氮气 AlN,图5-4 直接氧化法制备陶瓷基复合材料示意图,5.陶瓷基复合材料制备工艺,6）溶胶凝胶(Sol-Gel)法溶胶(Sol)是由化学反应沉积而产生的微小颗粒(100nm)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SiO2陶瓷原理如下: Si(OR)4 + 4H
31、2O Si(OH)4+ 4ROH Si(OH)4 SiO2 + 2H2O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5-5 溶胶-凝胶法制备陶瓷基复合材料示意图,5.陶瓷基复合材料制备工艺,溶胶凝胶法也可以采用浆体浸渍法制备增强相预制体（图5-6）。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5-6 溶胶 凝胶法制备纤维陶瓷基复合材料示意图,5.陶瓷基复合材料制备工艺,谢谢！,材料加工前沿技术课程报告,以硕士研究生的开题报告为模板，以所研究材料的制备方法和相关分析为主要内容，结合自己的硕士学位论文课题，写出课程考查报告。主要包括：一、课题的研究背景和意义二、相关领域的最新研究动态三、研究目标、研究内容与研究方案四、采用的先进材料加工技术分析（至少包括两种加工制备技术的详细论述-原理、特点、工艺因素和过程）五、采用的材料组织与性能测试分析方法（至少包括两种材料分析方法-原理与分析样品制备过程）六、预期研究成果七、可行性分析（理论与实践上、研究基础、条件）时间节点：2011年7月1日，字数50008000字,
