陶瓷基复合材料界面强度计算公式

『壹』 陶瓷基复合材料有何特性

由纤维增强陶瓷的陶瓷基复合材料既可保留陶瓷材料耐高温、高硬高强和耐磨蚀的性能，同时又克服了陶瓷的脆性，陶瓷基复合材料可满足1200℃～1900℃的使用条件。人造地球卫星、载人宇宙飞船等的发射成功，取决于称为“烧蚀材料“的陶瓷基复合材料，当宇宙飞行器从外层空间返回地球时，稠密的大气层是它的必经之地，高速的飞行速度使飞行器和空气之间产生强烈的摩擦，由此而放出的热量瞬间可高达8000℃～10000℃，”烧蚀材料”此时吸收大量的热烧掉自己的一部分，与些同时使周围的温度降低，以保证飞行器本体安然无恙。

陶瓷基复合材料除了用于航空航天部件，还可用于滑动构件、发动机部件和刀件具等。法国用长纤维增强碳化硅复合材料作为超高速列车的制动机，其优异的摩擦磨损特性是传统制动件无法相比的。

陶瓷基复合材料以优异的耐高温和耐磨损性能取胜于其他复合材料，但由于价格昂贵使其应用受到一定限制。

先进复合材料为航天航空事业做出了重大贡献，最新研究结果表明，在某些特种飞机上先进复合材料用量已占50%以上，美国最新生产的具有隐身功能的轰炸机B-2，其机体的结构材料几乎全是复合材料。当今先进复合材料已广泛扩展到其他领域，如用复合材料制成的箭，其箭杆重量减轻4%，命中率也大大提高。在汽车工业领域，用先进复合材料制成的制件代替同样性能的钢制件，可减重70%左右，而且在工艺上可一次成型，可用来制造汽车车体、受力构件、发动机架和内部构件。先进复合材料在化工、纺织业、医疗和精密仪器等领域也发挥着不可估量的作用。

先进复合材料的研究十分活跃，发展趋向有以下特点：由宏观复合向微观复合发展；由增强性的双元混杂向超混杂复合发展；由结构复合向多功能复合发展。复合材料除具有力学性能外，还有其他如电、磁、光等性能。

『贰』 什么是陶瓷基复合材料

合成材料
合成材料又称人造材料，是人为地把不同物质经化学方法或聚合作用加工而成的材料，其特质与原料不同，如塑料、玻璃、钢铁等。

无机非金属材料
无机非金属材料(inorganic nonmetallic materials)是以某些元素的氧化物、碳化物、氮化物、卤素化合物、棚化物以及硅酸盐、铝酸盐、磷酸盐、棚酸盐等物质组成的材料。是除有机高分子材料和金属材料以外的所有材料的统称。元机非金属材料的提法是20世纪40年代以后,随着现代科学技术的发展从传统的硅酸盐材料演变而来的。元机非金属材料是与有机高分子材料和金属材料并列的三大材料之一。在晶体结构上,元旦主企是材料的元素结合力主更主Af键、共价键主豆子-共价混合蟹。这些化学键所特有的高键能、高键强赋予这一大类材料以高熔点、高硬度、耐腐蚀、耐磨损、高强度和良好的抗氧化性等基本属性,以及宽广的导电性、隔热性、透光性及良好的铁电性、铁磁性和压电性。元机非金属材料品种和名目极其繁多,用途各异,因此,还没有一个统一而完善的分类方法。通常把它们分为普通的(传统的)和先进的(新型的)无机非金属材料两大类。传统的元机非金属材料是工业和基本建设所必需的基础材料。如水泥是一种重要的建筑材料;耐火材料与高温技术,尤其与钢铁工业的发展关系密切;各种规格的平板玻璃、仪器玻璃和普通的光学玻璃以及日用陶瓷、卫生陶瓷、建筑陶瓷、化工陶瓷和电瓷等与人们的生产、生活休戚相关。它们产量大,用途广。其他产品,如搪瓷、磨料(碳化硅、氧化铝)、铸石(辉绿岩、玄武岩等)、碳素材料、非金属矿(石棉、云母、大理石等)也都属于传统的无机非金属材料。新型元机非金属材料是20世纪中期以后发展起来的,具有特殊性能和用途的材料。它们是现代新技术、新产业、传统工业技术改造、现代国防和生物医学所不可缺少的物质基础。主要有先进陶瓷(advanced ceramics)、非晶态材料(noncrystal material〉、人工晶体〈artificial crys-tal〉、无机涂层(inorganic coating)、无机纤维(inorganic fibre〉等。

无机非金属材料的分类

(1)传统无机非金属材料：水泥、玻璃、陶瓷等硅酸材料。

『叁』 陶瓷基复合材料的加工与封接

连续纤维补强陶瓷基复合材料(Continuous FiberReinforced Ceramic Matrix Composites,简称CFCC)是将耐高温的纤维植入陶瓷基体中形成的一种高性能复合材料。由于其具有高强度和高韧性,特别是具有与普通陶瓷不同的非失效性断裂方式,使其受到世界各国的极大关注。连续纤维增强陶瓷基复合材料已经开始在航天航空、国防等领域得到广泛应用[1~3]。20世纪70年代初,J Aveston[2]在连续纤维增强聚合物基复合材料和纤维增强金属基复合材料研究基础上,首次提出纤维增强陶瓷基复合材料的概念,为高性能陶瓷材料的研究与开发开辟了一个方向。随着纤维制备技术和其它相关技术的进步,人们逐步开发出制备这类材料的有效方法,使得纤维增强陶瓷基复合材料的制备技术日渐成熟。20多年来,世界各国特别是欧美以及日本等对纤维增强陶瓷基复合材料的制备工艺和增强理论进行了大量的研究,取得了许多重要的成果,有的已经达到实用化水平。如法国生产的“Cerasep”可作为“Rafale”战斗机的喷气发动机和“Hermes”航天飞机的部件和内燃机的部件[4];SiO2纤维增强SiO2复合材料已用作“哥伦比亚号”和“挑战者号”航天飞机的隔热瓦[5]。由于纤维增强陶瓷基复合材料有着优异的高温性能、高韧性、高比强、高比模以及热稳定性好等优点,能有效地克服对裂纹和热震的敏感性[6~7],因此,在代写论文重复使用的热防护领域有着重要的应用和广泛的市场。1 CFCC的选材原则[8]

1)陶瓷基体和纤维应该满足结构件的使用环境要求。使用环境包括:工作最低温度、最高温度、湿度、工作介质的腐蚀性等。

2)陶瓷基体和纤维间弹性模量的匹配。当复合材料承受负载时,其应力和弹性模量服从加和原则[4]。 σc=σfVf+σmVm(1)

Ec=EfVf+EmVm

Vf+Vm= 1

上述方程中,σ表示承受的应力,V为体积分数,E为弹性模量。下标c、f、m分别代表复合材料、纤维、基体。

在复合材料断裂前,基体和纤维其应变是一致的:

εc=εm=εf=σm/Em=σf/Ef(2)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。由于基体的弹性变形非常小,所以在基体断裂瞬间,纤维并未充分发挥作用。假设基体断裂时,它所承担的应力分量全部转移给纤维。此时复合材料所承担的应力由式(1)和式(2)可得:

σc=σmu[1+Vf(EfEm-1)] (3)式中下标mu和f分别代表基体和纤维断裂。从式(3)可看出,对于脆性基体复合材料,如果基体的断裂应变小于纤维的断裂应变,要想提高复合材料的强度,必须Ef大于Em,选择高模量的纤维。这时Ef/Em越大,复合材料的强度越高。如果Ef小于Em,基体不仅得不到强化,反而会降低。

3)陶瓷基体和纤维的热膨胀系数的匹配。复合材料组元之间必须要满足物理化学相容性,其中最重要的就是热膨胀系数的匹配。设αm、αfa、αfr分别代表基体、纤维轴向和纤维径向热膨胀系数的平衡值。则基体所承受的应力:

轴向 σa= (αm-αfa)ΔTEm(4)

径向 σr= (αm-αfr)ΔTEm(5)

式中ΔT为应力驰豫温度与室温之差值,Em为基体的弹性模量。

如果αm>αfa,则σa为正值。复合材料冷却后纤维受压缩热残余应力,基体受拉伸热残余应力。这种热残余拉伸应力在材料使用时将叠加于外加拉伸载荷,对材料的强度不利。如果σa>σmu,材料在冷却过程中就可能垂直于纤维轴向形成微裂纹网络,使材料的性能大大降低。如果αm<αfa,则σa为负值,纤维受热残余拉伸应力,基体受压应力。这个应力可能抵消外加拉伸载荷,对材料性能的提高有益。但如果该应力过大,超过纤维的断裂应力时,对强化不利。

如果αm>αfr,则σr为正,那么纤维-基体界面则承受热压缩应力。过大的界面压应力使复合材料在断裂过程中难以形成纤维“脱粘”、“拔出”等吸能机制,对材料性能的提高不利。如果αm<αfr,则σr为负,那么界面受拉应力,适当的拉应力是有益的。

4)材料应满足结构的特殊要求,但组元之间不能发生明显的化学反应、溶解和严重的扩散。而且在满足性能要求的前提下,成本尽可能低。

2 CFCC的增韧机制

任何固体材料在载荷作用下,吸收能量的方式只有两种:材料变形和形成新的表面[9]。对于脆性的陶瓷材料而言,材料只能发生很小的变形,只能增加断裂表面,增加裂纹的扩展路径来消耗能量。对于CFCC其增韧机理主要包括因模量差异而引起的载荷转移、微裂纹增韧、裂纹偏转、纤维脱粘和纤维拔出等[10]。在轴向力作用下,CFCC断裂包括3个阶段(如图1(a)所示):OA段,此段应力水平较低,材料处于线弹性阶段。在A点开始出现线性偏离,A点为基体的极限强度,基体开始出现裂纹。AB段,随着应力的提高裂纹越来越多、越来越大[15]。在B点处复合材料内部纤维开始断裂,即B点为CFCC的极限强度。与单相的陶瓷材料相比(如图1(b)所示),虽然单相陶瓷的极限强度可能大于CFCC的极限强度,但是其应变值却远远小于CFCC的应变值,因此CFCC的断裂功远大于单相陶瓷的断裂功。BC段,随着应力的继续增加,纤维和基体脱粘,伴随着纤维的断裂和拔出(如图2所示)。在轴向力作用下,CFCC的断裂包括:基体开裂、纤维断裂、纤维脱粘、纤维拔出和纤维断裂等复杂过程。因此对于CFCC而言,纤维拔出和纤维桥接是主要的增韧

3 CFCC的制造方法

3.1 泥浆浸渗/热压法

这种方法是最早用于制备CFCC的方法,也是制备低熔点陶瓷基复合材料的传统方法[18]。工艺要点如下:将纤维束连续通过含有粘结剂的泥浆中,将浸有浆料的纤维缠绕于滚筒上,制成无纬布,经切片、叠加、热模压成形和热压烧结制备出CFCC。泥浆浸渗/热压法工艺过程如图3所示。

图3 泥浆浸渗/热压法工艺过程示意图

泥浆一般由液体介质、基体粉末和有机粘结剂组成,在热压过程中,随着粘结剂的挥发、逸出,将发生基体颗粒的重新分布、烧结和粘结流动等过程,从而获得致密的复合材料。

张建良等在碳纤维表面涂敷SiC和SiO2,用热压法制备了碳纤维补强氧化铝陶瓷基复合材料,使复合材料的弯曲强度增加47%,断裂韧性增加58%[19]。虽然此法在制造玻璃及玻璃陶瓷基复合材料方面取得了较好的效果,但是泥浆浸渗/热压法存在以下不足而使其应用范围受到限制[20]:只能制得一维或二维纤维强化复合材料,制造三维材料时,因热压使纤维骨架受到损伤;由于工艺的局限,难以制得形状复杂的大型构件。

3.2 原位化学反应法/化学气相渗透法[9]

化学气相渗透法(Chemical Vapor Infiltration,CVI)是20世纪60年代中期在化学气相沉积法(CVD)基础上发展起来的,二者的区别在于CVD主要从外表面开始沉积,而CVI则是通过空隙渗入预制体内部沉积[21]。CVI是制造CFCC最适合的方法之一,用CVI法可以在低温条件下制得高温陶瓷基体,制得的复合材料具有良好的机械性能;它具有能在同一个反应炉中同时沉积多个或不同形状的预制件,可方便地制备具有三维网络结构的CFCC以及可以通过控制沉积条件改变基体的显微结构等优点[22]。但主要缺陷是只能沉积简单的薄壁件,对于粗厚型件内部往往会出现孔洞,存在致密性差,材料沉积不均匀的问题,同时其工艺周期特别长,制备成本高。为了获得性能优良的CFCC,发展了各种CVI工艺,分为以下5类:均热CVI法、热梯度CVI法、激光CVI法、强制流CVI、微波CVI法等[23~26]。德国已经用CVI法制备出性能优异的二维SiC纤维增强陶瓷基复合材料,其弯曲强度达到500~560MPa、断裂韧性为25MPa·m1/2。

3.3 溶胶-凝胶法及聚合物先驱体裂解法[5]溶胶-凝胶法及聚合物先驱体裂解法又称先驱体转化法或聚合物浸渍裂解法,是近期发展出的制造CFCC的新方法[27]。其主要工艺:将具有一定形状的纤维坯体浸入多聚物液体中,使多聚物填满纤维间的空隙,然后将多聚物在一定条件下固化后,在一定气氛下使其发生高温分解,便制得CFCC[28]。溶胶-凝胶法主要用于氧化物陶瓷基体,而先驱体转化法主要用于非氧化物陶瓷基体。采用合适的聚合物裂解和多次浸渍的方法可以提高复合材料的致密度和提高复合材料的力学性能。国防科学技术大学采用先驱体液相浸渍工艺制备三维编织连续纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料[29~31],复合材料的弯曲强度达570MPa,断裂韧性为18.25MPa·m1/2,材料的密度为1.7~1.9 g/c。此法的优点是裂解温度低,材料制备过程中对纤维造成的热损伤和机械损伤较小;可制备形状复杂的异型构件。但这一工艺的缺点是烧结过程中基体出现较大的收缩;由于高温裂解过程中有小分子逸出,材料空隙率较高致密度低;为了达到较高的致密度,必须经过多次浸渗和高温处理,制备周期长。

3.4 熔融金属直接氧化法[18](Lanxide法)熔融金属直接氧化法是美国Lanxide公司首先提出并进行研究的,所以又称为Lanxide法。目前此法主要用于以氧化铝陶瓷为基体的CFCC,具体步骤如下:将编织成一定形状的纤维预制体的底部与熔融的铝合金接触,在空气中熔融的金属铝发生氧化反应生成Al2O3基体。Al2O3通过纤维坯体中的空隙由毛细管作用向上生长,最终坯体中的所有空隙被Al2O3填满,制成致密的CFCC。熔融金属直接氧化法制造CFCC示意图如图4所示。

图4 熔融金属直接氧化法制造CFCC示意图Lanxide法制备CFCC可以在900~1 000℃较低温度下进行,对纤维热损伤和机械损伤小,制备的复合材料具有高强度和高韧性;此法制备过程中不存在烧成收缩,也适合制备大型构件。但是由于复合材料中或多或少的会残留有一定量的金属,导致材料的高温抗蠕变性能降低,所制备的材料致密度较低[32]。

4 CFCC的界面改性

纤维与基体间界面的主要作用为传递作用和阻断作用,而这种作用与纤维和基体间的界面特性密切相关。要想制得性能优异的复合材料,则复合材料必须满足以下基本条件[5]:

1)纤维与基体间的界面结合适中;

2)纤维与基体间的物理和化学相容性好。

高温处理是纤维和基体产生结合强度的必要过程,因此在复合材料中,纤维与基体的反应和互扩散作用以及两者之间热膨胀系数的差异等使界面的形状、尺寸、成分和结构变得十分复杂。为了获得高强度高韧性的CFCC,必须严格控制纤维和基体间的界面结构与性能,使复合材料满足上述基本条件,从而获得较好的实现纤维的补强增韧作用。目前,较理想的方法是界面改性,主要是通过在纤维与基体间设计界面相来改善纤维与基体的界面特性,从而达到改善复合材料性能的要求。界面相应该具有以下功能:①传递载荷作用。纤维是主要的载荷承担者,因此界面相应有足够的强度使纤维承受大部分载荷。②缓解作用。界面相应具备缓解纤维与基体间界面残余热应力的作用,而且能降低纤维与基体间的互扩散。③松粘作用。界面相能使裂纹发生偏转,从而阻止裂纹进一步向纤维内部扩展[33~36]。

界面改性最主要的方法是引入第三相来阻止纤维与基体间的界面反应,具体方法有[37~40]:①纤维表面涂层(单一涂层或复合涂层);②采用复合纤维;③添加组分在界面处形成偏聚来改善界面特性。由于纤维表面涂层工艺简单、效果好,因此在制备CFCC中得到广泛应用。

5 结语

由于连续纤维增强陶瓷基复合材料有着优异的力学性能和优良的高温性能,特别是在燃气涡轮、发动机的叶片、高速轴承、活塞、航天飞机的防热体等都有重要的应用。近年来世界各国如美国、日本、德国、中国等都对CFCC的研究投入较多,纤维增强陶瓷基复合材料必然将成为今后材料研究的热点。但是,目前CFCC的制备工艺还不完善,而且目前研究最多的是非氧化物纤维,这就给CFCC在高温高氧化条件下的应用带来了局限。因此,氧化物纤维增强陶瓷基复合材料的应用必然是未来研究的一个重要方向。纤维表面涂层技术是提高纤维增韧效果的一种有效途径,研究更加简单方便的涂层工艺是我们当前研究工作的重点。

『肆』 陶瓷基复合材料有什么作用

由纤维增强陶瓷的陶瓷基复合材料既可保留陶瓷材料耐高温、高硬高强和耐磨蚀的性能，同时又克服了陶瓷的脆性，陶瓷基复合材料可满足1200℃～1900℃的使用条件。人造地球卫星、载人宇宙飞船等的发射成功，取决于称为“烧蚀材料”的陶瓷基复合材料，当宇宙飞行器从外层空间返回地球时，稠密的大气层是它的必经之地，高速的飞行速度使飞行器和空气之间产生强烈的摩擦，由此而放出的热量瞬间可高达8000℃～10000℃，“烧蚀材料”此时吸收大量的热烧掉自己的一部分，与些同时使周围的温度降低，以保证飞行器本体安然无恙。

陶瓷基复合材料除了用于航空航天部件，还可用于滑动构件、发动机部件和刀件具等。法国用长纤维增强碳化硅复合材料作为超高速列车的制动机，其优异的摩擦磨损特性是传统制动件无法相比的。

陶瓷基复合材料以优异的耐高温和耐磨损性能取胜于其他复合材料，但由于价格昂贵使其应用受到一定限制。

先进复合材料为航天航空事业做出了重大贡献，最新研究结果表明，在某些特种飞机上先进复合材料用量已占50%以上，美国最新生产的具有隐身功能的轰炸机B-2，其机体的结构材料几乎全是复合材料。当今先进复合材料已广泛扩展到其他领域，如用复合材料制成的箭，其箭杆重量减轻4%，命中率也大大提高。在汽车工业领域，用先进复合材料制成的制件代替同样性能的钢制件，可减重70%左右，而且在工艺上可一次成型，可用来制造汽车车体、受力构件、发动机架和内部构件。先进复合材料在化工、纺织业、医疗和精密仪器等领域也发挥着不可估量的作用。

先进复合材料的研究十分活跃，发展趋向有以下特点：由宏观复合向微观复合发展；由增强性的双元混杂向超混杂复合发展；由结构复合向多功能复合发展。复合材料除具有力学性能外，还有其他如电、磁、光等性能。

『伍』 陶瓷基复合材料的增强增韧机理有哪些

近年来，作为纳米复合材料--纳米碳酸钙填充聚合物改性已成为材料科学的一支新秀，引起人们的极大兴趣。这类材料兼有有机物和无机物的优点，由于无机物与聚合物之间界面面积非常大，且存在聚合物与无机填料界面间的化学结合，因此具有理想的粘接性能，可消除无机物与聚合物基体两种物质热膨胀系数不匹配问题，充分发挥无机材料优异的力学性能及耐热性。由于此类纳米复合材料熔体或流体具有相似的流变性能，因此对各种类型的成型加工有广泛的适用性，具有广阔的发展前景。

目前在纳米碳酸钙的使用过程中，不少采用常规共混复合方法制备的纳米粉体填充聚合物复合材料远远没有达到纳米分散水平，而只属于微观复合材料。原因在于当填料粒径减小到纳米尺寸时，粒子的表面能如此之大，致使粒子间的自聚集作用非常显著，故采用现有的共混技术难以获得纳米尺度的均匀共混，并且现有的界面改性技术难以完全消除填料与聚合物基体间的界面张力，实现理想的界面粘接。如果填料在聚合物基体中的分散达到纳米尺度，就有可能将无机填充物的刚性、尺寸稳定性和热稳定性与聚合物的韧性、加工性及介电性完美地结合起来，获得性能优异的聚合物基纳米基复合材料。

一、增强增韧机理

纳米碳酸钙作为聚合物中的功能性填料，其对聚合物性能的影响因素主要是粒子大小、聚集状态和表面活性等方面。

纳米碳酸钙的粒子比普通碳酸钙更细微。随着粒子的微细化，境料粒子表面原子数目的比例增大，使粒子表面的电子和晶体结构都发生变化，到了纳米级水平，填料粒子将成为有限个原子的集合体，使纳米材料具有一系列优良的理化性能。最明显最有代表性的体现在比表面积和表面能的变化上，粒子愈小，单位质量的比表面能愈大，增大了填料与聚合物基质的接触面积，为形成物理缠结提供了保证。

根据无机刚性粒子在聚合物中的增韧理论，一个必要条件是分散粒子与树脂界面结合良好。树脂受到外力作用时，刚性纳米级碳酸钙粒子引起基体树脂银纹化吸收能量，从而提高增韧效果。

从纳米碳酸钙的聚集状态看，有部分纳米粒子形成了链状结构，它属于一次结构。这种结构越多，填料的结构化水平越高，与聚合物形成缠结的可能性越大。另外填料的酸碱性也是其表面化学活性的一种反映，可影响胶料的硫化速度和物理性能。

由上述几个方面的分析可知，从无机填料的优化角度看，纳米碳酸钙确是一种优化材料，既具有因粒子微细和链状结构而生成的物理缠结作用，又具有由于表面活性而引起的化学结合作用，在聚合物填充中表现出良好的补强作用。
二、在聚合物中的应用

1．聚丙烯

纳米级碳酸钙混炼于PP材料中，对PP的结晶有明显的诱导作用，起到了异相成核作用，使PP的结晶度提高。纳米级碳酸钙的粒径小，比表面积大、表层原子数多、表面活性高，则PP结晶体的颗粒小。由于纳米级碳酸钙与聚合物的界面粘接强度高，从而改善PP的抗冲击强度和聚合物的力学性能。实验表明，随着填充量的增加，熔融吸收量呈现先升后降趋势。纳米级碳酸钙在低于3.5%(质量分数，下同)时，其在基体中分散性良好，对PP的结晶度提高较大。当含量大于3.5%后，由于团聚现象加剧，无机粒子的异相成核作用减弱，因此，PP的结晶度下降。对普通碳酸钙(9цm左右)而言，虽然对PP的结晶有诱导作用，但是粒子对PP基体的界面粘接强度差，因此，随着普通碳酸钙含量的增加，材料的力学性能有所下降。PP／纳米能碳酸钙材料的综合力学性能要明显优于PP和PP微米级碳酸钙复合材料。

2．聚氯乙烯

PVC是目前用量最大的通用塑料之一，随着共混改性技术的发展，其应用领域越来越广。传统PVC增韧改性通常是在树脂中加入橡胶类弹性体，但是是以降低材料宝贵的刚性、耐热性、尺寸稳定性为代价的。用纳米碳酸钙改性能明显提高PVC的力学性能。研究表明，当纳米碳酸钙用量逐渐增加时，其体系的拉伸强度也增加，当其用量为10%时出现最大值58MPa，为纯PVC(47MPa)的123%，再增加其用量，体系拉伸强度下降。同样加入纳米碳酸钙对体系缺口冲击强度均有较大的增加，当用量为10%时，缺口冲击强度达到最大值16.3kJ／m2，为纯PVC(5.2kJ／m2)的313%；而微米级碳酸钙对体系的最大冲击强度为纯PVC的238%。这是因为纳米级碳酸钙颗粒细小，在基体中成点阵分布，粒子与基体界面间无明显间隙，象粘在基体上，基体在冲击方向则存在一定的网丝状屈服，从而提高PVC的综合理化性能。

3．硅橡胶

近年来，补强型填料白炭黑对硅橡胶性能的研究已较为深入，但填充型材料碳酸钙对硅橡胶性能影响的研究报道较少。由于纳米碳酸钙性能稳定，相对价格比白炭黑低得多，填充量大，且对硅橡胶有一定的补强作用，所以日益受到人们的重视。

纳米碳酸钙对硅橡胶性能的影响主要是水分、粒径大小和表面状态。一般情况下，纳米碳酸钙的水分能满足要求，即使存在少量水分，也可以通过捏合过程中，在一定的温度下减压脱水，使其达到要求。碳酸钙粒径的大小对硅橡胶的拉伸强度和扯断伸长率的影响较大。碳酸钙的粒径越小，与硅氧烷分子链作用的表面积越大，补强点越多，对硅橡胶的拉伸强度和扯断伸长率影响也就越大。表面状态也是影响硅橡胶的拉伸强度和扯断伸长率的重要因素，纳米碳酸钙经脂肪酸表面处理，表面由亲水性变为亲油性，与硅橡胶间的润湿分散性好，使纳米碳酸钙均匀地分散在硅橡胶中，不但起到增强作用，而且改善硅橡胶的流变性能，碳酸钙的粒径越小，其体系的触变性越好。上海卓越纳米新材料股份有限公司生产的纳米牌活性碳酸钙广泛应用于硅橡胶中，得到用户的一致好评。

综上所述，纳米碳酸钙填充于聚合物中，自身具有补强填料的功能，显著改善聚合物的应用性能已得到人们的共识，主要表现在提高塑性制品机械力学性能、热力学性能、改善成型加工性能。

三、应用要点

要真正获得纳米碳酸钙填充的最佳效果，与其使用方法有关。实践证明，在相同的混炼设备和配方工艺条件下，纳米碳酸钙比普通粒子混炼能大、生热大、混入速度慢。在应用中必须注意根据所用胶种选择合适的活化品种，确保具有相容性；配方设计要求填充量适宜，整个填充体系的组合和搭配合理；工艺条件包括加料顺序和操作温度等要合理；必要时，通过选择其他适宜的辅助分散剂，提高与胶料的相容性。

『陆』 如何控制陶瓷基复合材料的界面。

无反应层界面
增强相与基体直接结合形成原子键共格界面和半共格界面，有时形成非晶格界面。
优点：界面结合强度高，提高复合材料强度。
中间反应层界面
存在于增韧相与基体之间，并将两者结合。
优点：界面层一般都是低熔点共晶相，因此它有利于复合材料的致密化，这种界面增韧相与基体无固定的取向关系。
界面的特征
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，在界面上更容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。因增加纤维的横截面多为圆形，故界面反应层常为空心圆筒状，其厚度可以控制。
第一临界厚度：当反应层达到某一厚度时，复合材料的抗张强度开始降低，此时反应层的厚度。
第二临界厚度：如果反应层厚度继续增大，材料强度也随之降低，直至达某一强度时不再降低，此时反应层的厚度。
下面我们就以氮化硅陶瓷为例，看看不同界面的特征。
碳纤维增韧氮化硅
成型工艺对界面结构的影响：
①无压烧结工艺：C与Si间反应严重，SEM可观察到非常粗糙的纤维表面，纤维周围存在空隙；
②高温等静压工艺：压力和温度较低，使得反应受到抑制，界面上不发生反应，无裂纹或空隙，是比较理想的物理结合。
SiC晶须增韧氮化硅
反应烧结、无压烧结或高温等静压工艺可获得无界面反应的复合材料：
①反应烧结、无压烧结：随着SiC晶须含量增加，材料密度下降，导致强度下降；
②高温等静压工艺：不出现上述情况。
陶瓷基复合材料界面的粘结
两相界面的粘结（粘接、粘合或粘着等）方式有多种，如静电粘结、机械作用粘结、浸润粘结、反应粘结等。对于陶瓷基复合材料来讲，界面的粘结形式主要有两种：机械粘结和化学粘结。
机械粘结：
由于基体的收缩率较大，冷却收缩后基体将增强相包裹产生压应力。
通过渗透、高温扩散等基体渗入或浸入增强纤维的表面而形成机械结合。
机械粘结为低能量弱粘结，其界面强度较化学粘结低。
化学粘结：
通过原子或分子的扩散在界面上形成了固溶体或化合物，即为化学粘结。

『柒』 制备陶瓷基复合材料的方法有哪些

1、料浆浸渍和热压烧结法
料浆浸渍和热压烧结法的基本原理是将具有可烧结性的基体原料粉末与连续纤维用浸渍工艺制成坯件，然后高温下加压烧结，使基体材料与纤维结合成复合材料 。
2、直接氧化沉积法
直接氧化沉积法最早被用于制备A12O3／A1复合材料，后推广用于制备连续纤维增强氧化物陶瓷基复合材料。LANXIDE法工艺原理为：将连续纤维预成型坯件置于熔融金属上面，因毛细管作用，熔融金属向预成型体中渗透。由于熔融金属中含有少量添加剂，并处于空气或氧化气氛中，浸渍到纤维预成型体中的熔融金属与气相氧化剂反应形成氧化物基体，产生的氧化物沉积在纤维周围，形成含有少量残余金属的、致密的连续纤维增强陶瓷基复合材料。此种方法适用于制备以氧化铝为基体的陶瓷基复合材料，如SiC／A1203，在1200~C的抗弯强度为350MPa，断裂韧性为18 MPa·m1/2 ，室温时的抗弯强度为450 MPa，断裂韧性为21 M Pa·m1/2
3、溶胶-凝胶法
溶胶一凝胶法(Sol—ge1)是用有机先驱体制成的溶胶浸渍纤维预制体，然后水解、缩聚，形成凝胶，凝胶经干燥和热解后形成复合材料。此工艺组分纯度高，分散性好，而且热解温度不高(低于1400~C)，溶胶易于润湿纤维，因此更利于制备连续纤维增强陶瓷基复合材料。该工艺缺点是：由于是用醇盐水解来制得基体，所以复合材料的致密性差，不经过多次浸渍很难达到致密化，且此工艺不适于部分非氧化物陶瓷基复合材料的制备。