第10章 现代复合材料 10.1 概述 2005年3月22日，已经连续6年空缺的国家技术发明一等奖被中国工程院院士张立同等人摘得，获奖项目为“耐高温长寿命抗氧化陶瓷基复合材料应用技术”。 该成果综合性能达到国际领先水平，打破了国际高端技术封锁，在军民两用领域具有广泛应用前景。    复合材料是指由两种或两种以上不同性能、不同形态的材料通过复合工艺组合而成的多相材料。 严格来说，复合材料并不是新的或近来的想法。自然界中充满了利用复合材料的实例。

例如，椰子树棕榈叶就是利用了纤维增强的一个悬臂，木头是含纤维的复合材料，骨骼是由磷灰石的矿物基体和分布其中的胶原质纤维组成的复合材料。 复合材料具有悠久的历史。 远古时代人们用草茎掺入泥土制成建筑用的土坯，目前广为使用的混凝土，都属于复合材料。 复合材料作为一个确切的学科起源于20世纪60年代初期。 当时由于战争的需要，美国大力发展玻璃纤维增强高聚物来制造飞机构件，同时开展了相应的基础研究并向民用工业发展。

为了提高纤维的弹性率，人们开发了硼纤维、碳纤维、耐热氧化铝纤维等；为了改善树脂的耐热性，用金属代替树脂，出现了金属基复合材料的研究热潮。 同时，人们对陶瓷基复合材料的基体也给予了高度的重视。 如果将玻璃强化树脂看作是第一代复合材料，则碳纤维、硼纤维增强的聚合物可以称为第二代复合材料，以金属或陶瓷为基体的复合材料则称为第三代复合材料。 复合材料的发展带来了材料科学的重大变革，形成了金属材料、无机材料、高分子材料和复合材料的多角共存的格局。

10.1.1 复合材料的相组成 从复合材料的组成和结构分析，其中有一相是连续的称为基体相，另一相是分散的、被基体包容的称为增强相。 10.1.1 复合材料的相组成 从复合材料的组成和结构分析，其中有一相是连续的称为基体相，另一相是分散的、被基体包容的称为增强相。 增强相与基体相之间的交界面称为复合材料界面。 在界面微区内，材料的结构和性能与增强相以及基体相都不相同，而且这种差异对材料的宏观性能产生影响，因此确切的说，复合材料是由基体相、增强相和界面相三者组成的。

对复合材料给出的比较完整的定义是：复合材料是由有机高分子、无机非金属或金属等几类不同的材料通过复合工艺组合而成的新型材料，它既能保留原组分材料的主要特色，又通过复合效应获得原组分所不具备的性能；可以通过材料设计使各组分的性能互相补充并彼此关联，从而获得新的优越性能。 它与一般材料的简单混合有本质的区别。

10.1.2 复合材料的分类与特点 按照不同的标准和要求，复合材料通常有不同的分类方法。 10.1.2 复合材料的分类与特点 按照不同的标准和要求，复合材料通常有不同的分类方法。 按使用性能的不同，复合材料可以分为功能复合材料和结构复合材料两大类。

功能复合材料主要利用复合材料除力学性能以外的特殊功能，例如阻尼复合材料、隐身吸波复合材料、多功能（耐热、透波、承载）复合材料、压电复合材料等。 结构复合材料指主要利用复合材料的各种良好的力学性能制造的复合材料。 在结构复合材料中，增强材料提供复合材料的刚度和强度，控制材料的力学性能；基体材料固定、连结和保护增强材料；界面传递载荷，并可以改善复合材料的某些性能。 图1和图2分别给出了按照复合材料基体相的材质以及增强相的形态的分类表。

通过以上的分类分析可知，与传统材料相比，复合材料具有以下特点： （1）复合材料具有可设计性 复合材料的各种物理与化学性能如力学性能、机械性能以及热、声、光、电等，都可以按照构件的使用要求和环境条件要求，通过组分材料的选择和匹配、铺层设计及界面控制等材料设计的手段，最大限度的达到目的，满足工程设备的使用性能。 （2）材料与结构具有同一性 传统材料的构件成型是经过对材料的再加工，在加工过程中材料不发生组分和化学的变化。 而复合材料构件与材料是同时形成的，它由组成复合材料的组分材料在复合成材料的同时也就形成了构件，一般不进行再加工。 因此复合材料的结构整体性好，可大幅度地减少零部件和连接件数量，从而缩短加工周期，降低成本，提高构造的可靠性。

（3）材料性能对复合工艺的依赖性 复合材料结构在形成过程中有组分材料的物理和化学变化发生，不同成型工艺所用原材料种类、增强材料形式、纤维体积含量和铺设方案也不尽相同，因此构件的性能对工艺方法、工艺参数、工艺过程等依赖性很大。 由于在成型过程中很难准确地控制工艺参数，一般来说复合材料构件的性能分散性也是比较大的。 (4) 复合材料具有各向异性的力学性能。

10.1.3 复合材料的主要性能特点 复合材料的性能比传统材料的性能有很大的改进。

（1）比强度和比模量 复合材料的最大的优点是比强度高，比模量大。 材料的比强度和比模量分别是强度(σ)和弹性模量(E)与比重(ρ)的比值（σ/ρ, E/ρ），它表示了单位重量的材料特性，常用来作为比较不同材料间性能的指标。 对于航空航天的结构部件，汽车、火车、舰艇的运动结构而言，比强度高、比模量大意味着可以制成性能好质量轻的结构。 而对于化工设备和建筑工程等，材料的比强度高、比模量大则意味着可减轻自重，承受较多的载荷和改善抗震性能。

典型单向复合材料和金属材料力学性能比较 材料性能 E-玻璃 /环氧 碳/环氧 芳纶 硼/环氧 铝合金 钛合金 45号钢 纤维体积含量vf 0.60 0.50 密度ρ/(gcm-3) 2.1 1.6 1.4 1.8 2.8 4.5 7.8 纵向拉伸强度Xt/MPa 1020 1240 1380 1260 400 960 600 比强度(Xt/ρ)/(107cm) 0.79 1.0 0.71 0.15 0.22 0.13 横向拉伸强度Yt/MPa 40 41 30 61 纵向拉伸模量E1/GPa 45 145 76 204 70 114 210 比模量(E1/ρ)/(109cm) 0.92 0.55 1.2 0.26 0.27 横向拉伸模量E2/GPa 12 10 5.5 18.5 纵向拉伸断裂应变/% 2.3 0.9 0.65 18 20 16 横向拉伸断裂应变/% 0.4 0.5

（2）抗疲劳性能和抗断裂性能 疲劳破坏是材料在交变载荷作用下，由于裂纹的形成和扩展而造成的低应力破坏。 疲劳破坏是飞机坠毁的主要原因之一。 复合材料在纤维方向受拉时的疲劳特性要比金属好得多。 金属材料的疲劳破坏是由里向外经过渐变然后突然扩展的。 复合材料的疲劳破坏总是从纤维或基体的薄弱环部位开始，逐渐扩展到结合面上。 在损伤较多且尺寸较大时，破坏前有明显的预兆，能够及时发现和采取措施。 陶瓷的断裂韧性比金属的要低一个数量级，因而陶瓷材料复合化的目的之一就是克服其脆性，提高断裂韧性。 通常金属材料的疲劳强度极限是其拉伸强度的30％～50％，而碳纤维增强树脂基复合材料的疲劳强度极限为其拉伸强度的70％～80％。 因此用复合材料制成在长期交变载荷条件下工作的构件，具有较长的使用寿命和较大的破损安全性。

（3）高温性能 在复合材料的发展中，另一个重要的目标是耐热性的提高。 从高分子基复合材料向金属基复合材料的转移就是为了适应这一需求。 即使是在树脂基复合材料领域，也由原来的环氧树脂向着高耐热性树脂方向发展。 在复合材料领域，陶瓷基复合材料的极限耐热温度是很高的，这主要是由于陶瓷本身就具有高的耐热性。 树脂基复合材料热导率低、线膨胀系数小，在有温差时所产生的热应力比金属小得多，是一种优良的绝热材料。 酚醛树脂基复合材料耐瞬时高温性能好，可作为一种理想的热防护和耐烧蚀材料，能有效地保护火箭、导弹、宇宙飞行器在2000℃以上承受高温高速气流的冲刷作用。

（4）减摩、耐磨、减振性能 磨损或摩擦特性是系统性能，磨损机制与接触类型（滚动、滑动等）、工作条件、环境、材料特性以及摩擦副材料有关。 对于金属复合材料，硬的陶瓷组分比金属基体更抗磨损。 连续纤维增强复合材料在磨损性能方面表现出各向异性，当纤维平行于磨损表面，垂直于滑动方向时磨损率很高。 而陶瓷颗粒增强的铝合金具有优异的耐磨性。 复合材料有较高的自振频率。同时复合材料的基体纤维界面有较大的吸收振动能量的能力，致使材料的振动阻尼较高。 对相同尺寸的梁进行研究表明，铝合金梁需9s才能停止振动，而碳纤维／环氧复合材料的梁，只需2.5s就可停止振动，说明复合材料具有好的减振性能。 不同材料的阻尼性能

5、其他特殊性能 1）．破损安全性好。复合材料的破坏不像传统材料那样突然发生，而是经历基体损伤、开裂、界面脱粘、纤维断裂等一系列过程。当构件超载并有少量纤维断裂时，载荷会通过基体的传递重新分配到未破坏的纤维上去，这样，在短期内不至于使整个构件丧失承载能力。 2）．耐化学腐蚀性好。常见的玻璃纤维增强热固性树脂基复合材料（俗称玻璃钢）一般都耐酸、稀碱、盐、有机溶剂、海水的腐蚀。一般而言，耐化学腐蚀性主要决定于基体。玻璃纤维不耐氢氟酸等氟化物，生产适应氢氟酸等氟化物的复合材料制品时，其制品中与介质接触的表面层的增强材料不能用玻璃纤维，可采用饱和聚酯或丙纶纤维（薄毡），基体亦须采用耐氢氟酸的树脂。 3）．电性能好。树脂基复合材料是一种优良的电气绝缘材料，用其制造仪表、电机及电器中的绝缘零部件，不但可以提高电气设备的可靠性，而且能延长使用寿命，在高频作用下仍能保持良好的介电性能，不反射电磁波（可以作为隐身材料），微波透过性良好，目前广泛用作制造飞机、舰艇和地面雷达罩的结构材料。

10.2 复合材料的复合原则与机制 复合材料的性能与微观相的特性、形状、体积分数、分散程度以及界面特性等有很大的关系。 在对复合材料进行设计和性能预测以及性能分析时，需要用到复合材料的一些基本理论，即复合材料的复合原则与机制。 10.2.1 颗粒增强原理 颗粒增强复合材料中主要承受载荷的是基体而非颗粒。 从宏观上看，颗粒增强复合材料中的颗粒是随机弥散分布在基体中的，这些弥散的质点阻碍基体中的位错运动。

如果质点是均匀分布的球形颗粒，直径为d，体积分数为Vp，则复合材料的屈服强度可用下式表示： （1） 式中Gm为基体的切变模量 ，b为柏氏矢量。可以看出，弥散颗粒的尺寸越小，体积分数越大，强化效果越好。 颗粒增强的拉伸强度往往不是增强，而是降低的。 当基体与颗粒无偶联时，可以认为颗粒最终与基体完全脱离，颗粒占有的体积可看作孔洞，此时基体承受全部载荷。

式中σm为基体的拉伸强度。上式表明，σF随颗粒体积含量Vp的增加而下降。并且此式仅适用于Vp≤40%的情况。 颗粒增强复合材料的拉伸强度为： （2） 式中σm为基体的拉伸强度。上式表明，σF随颗粒体积含量Vp的增加而下降。并且此式仅适用于Vp≤40%的情况。 有偶联时的情况比较复杂，此时材料的拉伸强度不再出现随颗粒体积含量的增加而单调下降的情况，且拉伸强度明显提高。 除了以上直接的影响之外，加入颗粒导致晶粒尺寸、空洞和晶界性能的变化也间接的影响复合材料的力学性能。

10.2.2 连续纤维增强 连续纤维增强复合材料是由长纤维和基体组成的复合材料。 在工程上，一般将复合材料简化为层板模型来分析其力学行为。 10.2.2 连续纤维增强 连续纤维增强复合材料是由长纤维和基体组成的复合材料。 在工程上，一般将复合材料简化为层板模型来分析其力学行为。 二维层板模型有并联和串连两种方式。 在串联模型中，纤维薄片和基体薄片在横向上呈串联形式，意味着纤维在横向上完全被基体隔开，适用于纤维所占百分比较少的情况。 而并联模型则意味着纤维在横向上完全连通，适用于纤维含量较多的情况。

在串联模型中取出代表体积单元，平均应力σ1。 10.2.2.1 串联模型的弹性常数 （1）纵向弹性模量E11 在串联模型中取出代表体积单元，平均应力σ1。 由材料力学知道，已知纤维材料的弹性模量Ef和基体材料的弹性模量Em, 欲求单元应变ε1或纵向弹性模量E11的问题是一次超静定问题。 可以利用静力、几何和物理作用三方面关系的材料力学基本方法来解决。 静力关系。 由于平均应力σ1作用在单元截面A上, 而纤维应力σf作用在纤维横截面Af上,基体应力σm作用在基体横截面Am上，根据静力平衡, 有 （3） （4）

几何关系。 按照材料力学平面假设（即垂直于正轴1的平面，变形后仍为平面），纤维和基体具有相同的线应变，且等于单元的纵向线应变。 物理关系。根据基本假设，单层板、纤维和基体都是线弹性的，都服从虎克定律，即 （6） （5）

这就是纵向弹性模量的混合法则公式。如果忽略空隙含量的影响，则，因此（7）式又可写成 综合（4，5，6）式，可得 这就是纵向弹性模量的混合法则公式。如果忽略空隙含量的影响，则，因此（7）式又可写成 式中E11为单层板的纵向弹性模量，由于纤维模量远大于基体模量，所以E11主要由纤维模量和纤维含量决定。 （7） （8）

（2）横向弹性模量E21 由串联模型给出的代表性体积单元，在正轴2方向（图3）作用平均应力σ2。纤维材料的弹性模量Ef和基体材料的弹性模量Em, 单元应变ε2或纵向弹性模量E2的可以用下式表示： 从单层板来看，单元的变形量 从细观来看， (9) 对于串联模型，各部分应力相同。因此，单元、纤维和基体的应变分别为：

（10） 因此 （11）

(13) （3）泊松比 确定纵向泊松比 用类似于确定E1的方法，当正轴1方向上受σ1作用时，纵向泊松比为： 从单层板来看，单元的横向变形量 为： (13) 从细观来看，单元的横向变形量是纤维与基体的横向变形量之和。即 （12）

（14） 因为 ，所以 横向泊松比为： （15） （16）

10.2.2.2 并联模型的弹性常数 （1）纵向弹性模量E111 （2）横向弹性模量E211 并联模型的横向弹性模量与纵向弹性模量相同。 （3）泊松比 10.2.2.3 单向连续纤维增强复合材料单层基本强度预测 （1）纵向拉伸强度 单向复合材料的拉伸强度：

（2）纵向压缩强度 拉压模型屈服引起的破坏纵向压缩强度： 剪切模型屈服引起的破坏纵向压缩强度：

10.2.3 晶须(包括短纤维和晶片)增强原理 晶须（包括短纤维和晶片）增强复合材料与长纤维增强复合材料相比，虽然强度略差，但由于可以制成各种复杂形状的制品，易使生产过程自动化降低生产成本，所以在各类工业产品的应用中（特别是金属基以及陶瓷基复合材料）占主导地位。 图5给出了短纤维增强复合材料的几种形式。

1． 应力传递理论 复合材料受载荷作用时，载荷直接作用在基体上，然后通过纤维与基体间界面的剪应力传递到纤维上。 在短纤维（不连续纤维）增强复合材料受力时，力学特性与纤维长度关系密切。

（1）理想刚塑性基体：罗森（Rosen）最早用剪切滞后法研究了有关应力沿纤维长度的变化规律。在图6所示的单元体受纵向应力σ1时,由于纤维和基体的弹性模量不同，在界面上将产生剪应力г。 (2)弹性基体： 若刚性短纤维完全埋在树脂基中，在受到沿纤维轴向的拉应力时，基体中产生应变，Cox采用剪滞理论进行分析，得到纤维中的拉伸应力分布和界面上的剪应力分布 2．单向短纤维，二维随机分布短纤维复合材料的弹性模量和强度 单向短纤维增强复合材料宏观弹性模量预单向长纤维增强复合材料类似，上述关于长纤维增强复合材料的各种力学分析均可用于此种情况。 二维随机分布的短纤维复合材料在二维平面上可以看作是各向同性的，而在其他两个坐标面内是正交各向异性的。因此有关长纤维增强复合材料的层合板的各理论以及公式均适用于二维随机分布的短纤维复合材料。 3．三维随机分布短纤维增强复合材料

10.3 聚合物基复合材料 聚合物基复合材料又被称为增强塑料，作为一种最实用的轻质结构材料，在复合材料工业中占有主导地位。 10.3 聚合物基复合材料 聚合物基复合材料又被称为增强塑料，作为一种最实用的轻质结构材料，在复合材料工业中占有主导地位。 聚合物基复合材料主要分为两大类，即颗粒、晶须、短纤维复合材料以及连续纤维复合材料。 短纤维复合材料主要作为次结构件，比如汽车的车壳等。 连续纤维复合材料是在树脂基体中适当排列高强、高刚度的连续长纤维组成的材料体系，可用作次结构件，也可用作主结构件。 从基体材料来讲，聚合物基复合材料可分为热固性树脂、热塑性树脂和橡胶基复合材料。 与钢、铝等传统的金属材料相比，聚合物基复合材料比强度高，比拉伸模量大，热膨胀系数低。表1为典型的单向纤维复合材料的性能。

单向纤维增强环氧树脂材料的典型性能 性能 纤维类型 E-玻璃 芳纶纤维 石墨纤维 纤维体积分数 46 60-65 63 比重 1.80 1.38 1.61 拉伸强度0o/MPa 1104 1310 1725 拉伸模量0o/GPa 39 83 159 拉伸强度90o/MPa 36 42 拉伸模量90o/GPa 10 5.6 10.9 压缩强度0o/MPa 600 286 1366 压缩模量0o/GPa 32 73 138 压缩强度90o/MPa 230 压缩模量90o/GPa 8 11 轴向泊松比¡LT 0.25 0.34 0.38 轴向热膨胀系数10-6/oC 5.4 -2.3~-4.0 0.045 横向热膨胀系数10-6/oC 35 20.0

10.3.1 非连续纤维增强复合材料 非连续纤维（颗粒、晶须、短纤维）可以用来增强各种聚合物，根据组分、制备方法、性能以及应用的不同主要分为4类： （1）热塑成型组合物 （2）可热成型板材 （3）颗粒状热固成型组合物 （4）热固性片状模塑料

10.3.2 连续纤维增强复合材料 在聚合物基复合材料中使用的纤维一般包括玻璃纤维，芳香族聚酰胺合成纤维以及碳纤维。 10.3.2 连续纤维增强复合材料 在聚合物基复合材料中使用的纤维一般包括玻璃纤维，芳香族聚酰胺合成纤维以及碳纤维。 与常用的尼龙纤维和聚酯纤维等相比，芳香族聚酰胺合成纤维具有很大的比强度、比刚度，很好的热稳定性，不易燃烧。 与玻璃纤维和碳纤维相比，芳香族聚酰胺合成纤维的密度小，并且又有较高的刚性，较高的强度，较大的拉伸极限应变，轴向线膨胀系数为负。

10.3.3 聚合物基纳米复合材料 至少有一维尺寸为纳米级的微粒子分散到聚合物基体中，构成了聚合物基纳米复合材料。由于纳米复合材料的形成，聚合物的结晶变小，结晶度增加，结晶速率增加，赋予了材料许多特殊的性能。 （1）聚合物基纳米复合材料的制备 插层复合法 共混法 原位复合 （2）聚合物基纳米复合材料的性能改善及应用 力学性能的改善 ，热性能提高，改善阻燃性，改善气密性，生物降解性。

10.3.4 碳纳米管/聚合物基复合材料 碳纳米管（CNTs）已经被用于增强热固型树脂（环氧树脂，聚酰亚胺和石碳酸），还有热塑型树脂（聚丙烯，聚苯乙烯，聚甲基丙烯酸甲酯，尼龙12和聚醚醚酮）。 纳米管质量分数仅为0.1%的复合材料，就显示出强度、杨氏模量和应力失稳的增长。 在复合材料的处理中，为使基体接触的表面积最大化，碳纳米管需要与束分离并且均一的分散在聚合物基体中。 纳米碳管表面的修饰，例如，纳米管和聚合物之间共价化学键的产生，提高了它们之间的相互作用并且使界面剪切强度比范德华键增强的更高。

10.3.5 聚合物基复合材料的应用 玻璃纤维增强聚合物基复合材料在工业领域有着广泛的应用：从体育用品到城市建筑再到航空航天。 10.3.5 聚合物基复合材料的应用 玻璃纤维增强聚合物基复合材料在工业领域有着广泛的应用：从体育用品到城市建筑再到航空航天。 化学处理工业中的槽和容器（有压力的和无压力的），与处理和排污管道一样，一般都是由玻璃纤维增强聚酯树脂复合材料制成。 S-2玻璃纤维和芳香尼龙纤维用在民航机的储藏柜和地板，其他航天器的应用包括门、整流罩和天线屏蔽器。 芳香尼龙纤维也用于直升机和小型飞机的轻负载组件。 军事上的应用包括从头盔到火箭发动机的很大范围。 硼/环氧树脂复合材料的应用包括体育用品（如高尔夫球棍和网球拍）、军用飞机的水平稳定器和尾翼部件、波音707的前部副翼等等。硼纤维的高成本限制其只能应用在航空航天的专门领域中。

波音757和767是首批大规模使用由先进复合材料制成结构部件的大型商用飞机。波音757和767的机舱有约95％看得见的内部部件由非传统材料制成。其主要原因之一是碳纤维的价格较低。在西科尔斯基H-69直升机中，采用传统金属结构制造机身其劳动量非常大，它包括856个零件，75个组装件和13600个扣件。与之相比，复合材料（碳、芳香尼龙和玻璃纤维/环氧树脂）制成的机身只有104个元件，10个组装件和1700个扣件。它比金属机身轻17％，价格也便宜38％。 聚合物基复合材料的一个重要应用领域是用于天然气运输。作为车用燃料的压缩天然气要求在高压下（约200bar）车载存储。早期用钢筒作为压力容器。这些金属制的气体容器非常重，使得有效载荷降低。更轻的纤维编织的复合材料圆筒正逐步取代钢筒。 芳香尼龙、碳、和S-玻璃纤维都应用在越野滑雪橇、长筒靴、撑篙、手套，并且作为细丝缝合成许多物品。使用复合材料带给体育用品工业的主要优点包括安全、比传统材料更轻的重量和更高的强度。 复合材料也被用用于包括越野滑雪和打靶的滑雪射击运动的步枪枪托。在步枪的应用上，重量和强度都是重要的因素，运动员可能必须扛着步枪穿过20公里的距离。

10.4 陶瓷基复合材料 20世纪70年代初，结构陶瓷作为一种新型高温材料受到广泛重视。 10.4 陶瓷基复合材料 20世纪70年代初，结构陶瓷作为一种新型高温材料受到广泛重视。 因为陶瓷本身是由共价键或离子键构成，高强低韧为其本质特征。 发展陶瓷基复合材料的主要目的是提高材料的韧性。

10.4.1 金属陶瓷 金属陶瓷是指在脆性陶瓷基体中加入第二相的塑性金属颗粒，利用其塑性变形来缓解裂纹尖端高度的应力集中，可以明显提高材料的断裂韧性。 金属能否对陶瓷润湿良好，从而形成彼此交错的均匀网络结构对增韧效果起着决定性作用。 金属陶瓷复合材料的主要制备工艺是粉末冶金（PM）。 典型的工艺流程为：金属粉末与陶瓷粉混合――压模（或等静压）――真空除气――热压烧结（或热等静压烧结）。 粉末冶金制备金属陶瓷的主要优点是：不存在增强相与基体相材料间的润湿困难及有害界面反应等问题；增强相含量可高达55％，尺寸可小至亚微米级。 主要缺点是工艺复杂，周期长，成本高，粉末冶金复合材料的价格约是铸造复合材料的10倍。

10.4.2 纤维增强陶瓷基复合材料 （1）纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料 纤维增强陶瓷基复合材料的基体大致可分为三类： 10.4.2 纤维增强陶瓷基复合材料 （1）纤维增强陶瓷基复合材料的基体材料 纤维增强陶瓷基复合材料的基体大致可分为三类： 玻璃及玻璃陶瓷基体：主要有锂铝硅微晶玻璃(Li2O-A12O3-SiO2)、镁铝硅微晶玻璃(MgO-A12O3-SiO2)、钙铝硅微晶玻璃(CaO-A12O3-SiO2)等。 具有高温流动性和低温可操作性，成为最早应用于陶瓷基复合材料的基体材料。但玻璃体本身耐高温性能较差，不适宜用于高温结构材料。 氧化物基体：主要有A12O3，ZrO2-TiO2，ZrO2-Al2O3等。 在高温下易与增强纤维发生反应，其使用温度受到很大限制。 非氧化物基体：主要有SiC，Si3N4等。 具有优良的耐高温性能及高温强度，是陶瓷基复合材料的研究重点。采用不同的纤维和基体可制备出不同的陶瓷基复合材料。 碳纤维增强碳化硅(Cf/SiC)复合材料既保持了碳纤维优良的高温性能和高强度，又结合了SiC基体的高强度、耐腐蚀性、抗氧化性和良好的高温性能，被广泛用于航天、航空、汽车、先进武器等高温结构部件。

（2）纤维增强陶瓷基复合材料的制备 根据基体的形成方式和增强增韧相引入形式，纤维增强陶瓷基复合材料主要有几种制备方法:浆料(熔体)浸渍―热压法、化学反应法、溶胶一凝胶法，先驱体转化法等。 浆料(熔体)浸溃―热压法： 该法是制备纤维增韧玻璃或低熔点陶瓷基复合材料的传统方法(一般温度在1300℃以下)，其主要工艺过程是：将纤维浸溃在含有基体粉料的浆料中，然后通过缠绕将浸有浆料的纤维制成无纬布，经切片、叠加、热模压成型和热压烧结后制得复合材料。 主要缺点一是热压工艺对纤维骨架造成的机械和高温化学损伤；二是难以制备形状复杂的大型构件。 该法一般用于制备一维或二维的纤维增强复合材料，但随着研究的不断发展，也开始逐渐应用于三维编织物增强陶瓷基复合材料的制备上。

化学反应法 化学反应法主要包括化学气相沉积(CVD)、化学气相渗透(CVI)、反应烧结和直接氧化等。 其中，CVI法是目前国内外比较常用的制备方法。 CVI工艺是将有机单体反应气体在1200℃左右温度下裂解渗入纤维预制体中，发生反应并沉积在纤维之间形成陶瓷基体，最终使预制体中的空隙全部被基体陶瓷充满，从而形成致密的复合材料。 目前采用该工艺研究最多的是制备SiC纤维增强SiC复合材料。 先将SiC纤维制成经纬布，再叠层，放入真空炉内通入三氯甲基硅烷CH3SiCl4气体，气体高温裂解成SiC沉积在纤维空隙中，形成致密的SiC基体(图10.12、图10.13)。SiCf/SiC材料可以作为聚变堆的一壁材料。

溶胶－凝胶法 该工艺是利用溶胶浸渍增韧骨架，然后再经热解而制得复合材料。 由于热解温度不高(小于1000℃)且溶胶易于浸润增韧纤维，所制得的复合材料较完整且质地比较均匀。 主要缺点一是醇盐转化率较低且收缩较大，因而复合材料的致密性较差，不经过多次浸渍很难致密化；二是由于它是利用醇盐水解而制得陶瓷基体，因此，该工艺主要应用于制备氧化物陶瓷基体。

先驱体转化法 先驱体转化法又称聚合物浸渍－裂解法，是近年来迅速发展起来的一种新的制备工艺。 有机先驱体转化法是根据有机聚合物(聚碳硅烷、聚硅氮烷、聚硅氧烷等)在1200℃左右经裂解转化为陶瓷基、原位合成复相陶瓷的原理，以纤维预制件作为骨架，采用溶液或熔融的有机聚合物先驱体浸渍，在惰性气体保护下进行交联固化，然后在惰性气氛中进行高温裂解。重复浸渍(交联)裂解过程，使材料致密化。 先驱体转化法具有很多的优点： ①适用于颗粒、晶须、纤维及纤维编织物等不同增强相制备陶瓷基复合材料工艺； ②可通过分子设计手段达到对陶瓷材料的组成与结构设计，并控制其晶粒尺寸； ③可借鉴和采用树脂基复合材料的成型技术和设备，简化陶瓷结构应用部件的制备工艺; ④可先获得较低密度的烧成体(具有较好可加工性)而减轻陶瓷材料的加工难度，以制得精度要求较高的异形构件和解决与其他材料的连接问题。因此，该方法已受到人们的广泛关注。

10.4.3 陶瓷基纳米复合材料 纳米复相陶瓷就是把纳米级的陶瓷粉体作为弥散相加入亚微米级的陶瓷基体中而制成的复合材料。 10.4.3 陶瓷基纳米复合材料 纳米复相陶瓷就是把纳米级的陶瓷粉体作为弥散相加入亚微米级的陶瓷基体中而制成的复合材料。 陶瓷基纳米复合材料的出现，使得高度机能调和性材料成为可能。 在纳米复合材料中，晶粒尺寸的减小将会大幅度提高材料的力学性能，同时由于晶界数量的大大增加，便可能使分布于晶界处的第二相物质的数量减小，晶界减薄使晶界物质对材料的负影响减小到最低程度。 其次，晶粒细化使材料不易造成穿晶断裂，有利于提高材料的断裂韧性。 再次，晶粒的细化将有助于晶粒间的滑移，使材料具有塑性行为。 因此，纳米复相材料将使材料的强度、韧性和超塑性大大提高。

10.4.4 陶瓷基复合材料的应用 在航天领域陶瓷基复合材料的应用与材料相关的动力是：高比硬度和强度；降低制造和维护成本；更高的运行温度；更长的服役寿命。 陶瓷基复合材料在非宇宙航行中的应用。 切削工具刀片 陶瓷基复合材料应用的一个重要领域是切削工具刀片。例如，在切割Inconel 718时，碳化硅晶须增强氧化铝（SiCw/Al2O3）工具显示出比传统陶瓷工具高出三倍、比超硬合金高出八倍的性能。陶瓷基复合材料作为切削工具刀片候选材料的特性是：耐磨性；抗热震性；断裂韧性；热导率。 陶瓷复合材料过滤器 陶瓷纤维增强SiC陶瓷的过滤器用于清除1000℃的高温气流中的颗粒物质。这种过滤器的高温性能可以在过滤前不用冷却气流，提高了工作效率并降低成本，避免气体稀释、空气洗刷或者热交换的复杂工艺。另外，这种过滤器由于轻量质（900克），降低了对管板的强度需求。 陶瓷基复合材料可以在热力发动机、要求耐攻击的环境、特殊电子/电力应用、能源转换以及军事系统中找到应用。

10.5 金属基复合材料及其制备 20世纪60年代，金属基复合材料发展的主要方向是连续碳纤维增强Al基复合材料。 10.5 金属基复合材料及其制备 20世纪60年代，金属基复合材料发展的主要方向是连续碳纤维增强Al基复合材料。 70年代，随着对金属基和强化相研究的深入，又出现了非连续A12O3纤维强化和SiC晶须强化Al基复合材料，并用于商业生产。 连续的长纤维增强金属基复合材料具有优异的单轴性能，但是由于连续纤维的成本高、制造工艺复杂，该材料的发展受到了限制。 颗粒增强金属基复合材料与传统材料相比，有较高的比强度、比刚度、好的尺寸稳定性、低的热膨胀系数和优良的耐磨性能，制造成本低，因此颗粒增强金属基复合材料成为近二十年来复合材料开发的热点之一。 重要的金属基体材料主要包括：铝合金、含过渡金属的快速凝固铝合金、钛合金、镁合金、铜以及金属间化合物。

10.5.1 细粒和晶须增强金属基复合材料 该类金属基复合材料的制备工艺包括： 粉末冶金（PM）。 10.5.1 细粒和晶须增强金属基复合材料 该类金属基复合材料的制备工艺包括： 粉末冶金（PM）。 挤压铸造法。挤压铸造法以其较高的生产效率、较低的生产成本和优良的成型特性而被认为是工业化生产金属基复合材料的主要方法之一，受到各国的高度重视。其典型的工艺流程为：陶瓷预制件―― 预制件与液态金属在模内通过高压复合――急冷。 主要优点：工艺简单，周期短成本低，适合于批量生产；高压复合，一般为100MPa，所以一般不会出现浸润不良等情况。 主要缺点：增强相含量可调范围低于粉末冶金；预制件容易变形。 压力浸渗法。用气体压力取代挤压铸造的挤压力就形成了压力浸渗法，当受真空保护时便称为真空压力浸渗法。 主要优点：复合压力小，一般为1－10MPa，预制件不变形；受真空保护，不会引入O原子；成分均匀性好。 主要缺点：组织的致密性与浸渗工艺密切相关；周期较长，效率较低。

搅拌铸造法： 搅拌铸造法是将增强颗粒加入到强烈搅拌的金属熔体中，待分散均匀后浇注成型的方法。 主要优点：工艺简单，成本低廉，适于大批量工业化生产。 主要缺点：仅适用于颗粒增强复合材料，组织不够致密，易出现颗粒团聚现象；难于制备含量高（<12%）尺寸小（>10μm）的颗粒增强金属基复合材料。 共喷射沉积法： 共喷射沉积法是将颗粒喷射进已被雾化成半固态或液态的基体合金微粒中，并共同沉积在沉积器上以获取复合材料的方法。 主要优点：复合温度低、冷却快，具有快速凝固的组织特征，如晶粒细小、非平衡组织等；生产效率高。 主要缺点：组织不够致密，工艺控制困难，仅适用于颗粒增强金属基复合材料。

10.5.2 长纤维增强金属基复合材料 纤维增强金属基复合材料不但强度、刚度高，且还具有优异的耐磨性，在实际应用中已取得良好效果。 10.5.2 长纤维增强金属基复合材料 纤维增强金属基复合材料不但强度、刚度高，且还具有优异的耐磨性，在实际应用中已取得良好效果。 至今已开发出多种连续纤维增强金属基复合材料。 主要包括硼纤维增强铝基材料、碳或石墨增强铝基材料、SiC纤维强化铝基材料以及SiC强化钛基材料等。

制备长纤维增强金属基复合材料的方法

10.5.3 金属基纳米复合材料 金属基纳米复合材料指金属基体具有纳米结构。 目前开发出的主要纳米复合材料如表所列。

纳米复合材料的组成和性能

10.5.4 金属基复合材料的应用 连续纤维增强金属基复合材料的性能比颗粒增强金属基复合材料的性能更为优越，因此在航空航天领域应用更多。 10.5.4 金属基复合材料的应用 连续纤维增强金属基复合材料的性能比颗粒增强金属基复合材料的性能更为优越，因此在航空航天领域应用更多。 在非航空航天领域，要求性能和价格有最优化的结合。颗粒增强金属基复合材料的应用日益增多。 迄今为止，金属基复合材料最大的商业应用是单纤维超导复合材料。 降低组件重量是航空航天领域所有应用的主要驱动力。 例如，哈勃望远镜的波导管活动支架应用了沥青基连续纤维增强铝基复合材料，因为这种复合材料非常轻，弹性模量很高，热膨胀系数低。 金属基复合材料在航空航天领域的其他应用是替代有毒金属铍。 例如，美国的三叉戟飞机导弹中用SiCp/Al复合材料代替了铍。