晶粒细化对Al2O3／ZrB2／ZrO2复合陶瓷材料力学性能的影响
Al_2O_3陶瓷的动态力学性能研究
∀ 14 ∀
中
国
陶
瓷
1999 年第 1 期
的实验进行了划分 [ 7] 。准静态实验 ( 应变率为 10- 4 ~ - 1 - 1 - 1 2 - 1 10 S ) 、 中应变率实验( 10 ~ 10 S ) 、 中高应变率实 验( 102~ 104S- 1 ) 和高应变率实验 ( > 105 S- 1 ) 。穿甲冲 击属于后两类范围。由于应变率实验的强冲击载荷作 用, 惯性效应和波的效应对加载装置和试件的影响必须 考虑。为了使变形试样内部应力平衡的假设继续有效 , 试样必须较小, 安装试件必须能很快加速, 而且其几何形 状要保证波传播效应是可控的。一个较好的解决办法就 是利用弹性长杆, 借助于在杆中传播的应力脉冲给短试 样施加压缩载荷。其中最著名的就是分离式霍普金森压 杆( split Hopkinson pressure bar, 简称 SH PB) 。 SHPB 装置是将压杆分为两段, 把试样置于其中, 用 来测量试样在一维应力条件下经历冲击压缩时的应力和 应变关系。由图 1 可见 , 其核心部分是两段分离的弹性杆 ( 波导杆 ) , 即输入杆和输出杆。短试件夹在两杆之间, 当 滑膛枪发射一子弹( 打击杆) , 使它以一定速度对心撞击输 入杆时, 则产生入射弹性应力脉冲, 试件在该脉冲作用下 产生高速变形。与此同时, 向输入杆反射一反射弹性波, 向输出杆传递一透射弹性波, 这就可以通过波导杆上的电 阻应变片记录下入射、 反射和透射的波形 ∃ ∃ i、 r和∃ t。
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第 35 卷第 1 期
黄良钊等
Al2 O3 陶瓷的动态力学性能研究
∀ 15 ∀
动态抗压强度高于静态抗压强度。 3 2 影响动态抗压强度的因素 对金属材料而言, 高速冲击造成了物体的大变形, 物 体经历的是强烈的弹塑性变形。弹性应变和塑性应变幅 值都是有限的。这样, 在有限变形条件下对应力、 应变和 应变历史的数学描述变得十分复杂。就弹性变形而言 , 在大弹性变形下, 弹性性质不但由弹性模量和泊松比决 定, 而且高阶弹性模量起着重要作用 。由此看来, 在高 速高压下影响材料动态力学性能因素异常复杂, 时效因 素、 热和机械耦合、 有限应变给本构方程的建立带来困 难。采用 SHPB 装置这种一维条件下或简单的组合应力 条件下 , 可以从实验角度逐步弄清单一因素。如应变率 或压力、 温度以及组成对材料流动或破坏的影响, 把握材 料高速变形的特点 , 从中找到普遍规律。 从实验发现, 随打击速度的提高, 陶瓷材料的应变率 增大, 但它不像金属材料那样稳定。由于陶瓷没有塑性 变形, 只有脆性开裂 , 不能较好地表现出应变率效应。但 无论从打击速度还是应变率的增加均会提高材料的动态 抗压强度, 这一点是一致的。图 2 为 99 瓷在不同打击速 度 20m/ s 、 30m/ s 和 35m / s 下的应力 - 应变曲线 a、 b和 c。它们所对应的应变 率为 936/ s、 1288/ s 和 1587/ s, 动 态抗压强度为 1145MPa、 1221M Pa 和 1283M Pa。若要进 一步提高应变率或打击速度 , SH PB 技术难以完成, 需要 利用化爆和高压技术。
ZrB2对Al2O3-ZrB2-SiC复相陶瓷室温力学性能影响
ＣＨｌ ＮＡ ＣＥＲＡＭｌ Ｃ Ｉ ＮＤＵＳＴＲ Ｙ
Ｆ ｅ ｂ． ２ ０ １ ３ Ｖｏ １ ． ２ ０ 。 Ｎｏ ． １
文章编号 ： １ ０ ０ ６ — ２ ８ ７ ４ （ ２ ０ １ ３ ） ０ １ — ０ ０ ２ ２ — ０ ３
ｍ ｍ× ４ ｍ ｍ× ３ ６ ｍ ｍ（ ｈ Ｘ ｂ Ｘ １ ） ； 断裂韧性采用单边直通切 口 Ａ Ｉ ２ ０ 。 陶瓷的脆性大， 断裂韧性较低（ 断裂韧性一般为 ３ ＭＰ ａ ・ ３ 梁 法（ Ｓ Ｅ Ｐ Ｂ ） ￣ Ｊ Ｊ 试 ， 即在试样 中部沿横截面方向用金刚石 内圆 ｍ ） ， 限制了其应用。 硼化锆 （ ｚ ｒ Ｂ ） 为六方晶系 Ｃ ３ ２ 型准金属 锯 切一个切 口， 切 口 ａ一 ０ ． ５ ｈ ， 切 口宽度不大 于 ０ ． ２ ｍ ｍ， 测试 结构化合物 ， 熔点高； Ｚ ｒ Ｂ 。 陶瓷具有良好的高温性能、 导热性 跨距 Ｌ为２ ４ ｍ ｍ。 试样规格为 ６ ｍｍ×４ ａｍＸ ｒ ３ ６ ｍ ｍ（ ｈＸ ｂ×１ ） ， 能和较高的硬度附 。如果将 Ｚ ｒ Ｂ 。 加入到 （ ） ３ 基体中形成复 采用 Ａ ｒ ｃ ｈ ｉ ｍｅ ｄ ｅ ｓ 法测定烧结样品的密度 ， 用扫描 电子显微镜 合陶瓷 ， 则既可以发挥 Ｚ ｒ Ｂ 。 优 良的高温性 能 、 又可 以利用硼 （ 德 国Ｌ Ｅ Ｏ 一 １ ５ ３ ０型 Ｓ Ｅ Ｍ） 分析 ＡＺ Ｓ复相陶瓷 室温 断裂面表 化物对单相 Ａ ｌ ２ ０ 。 具有颗粒增韧 的作用 。 然而 ， Ｚ ｒ Ｂ 不易烧结 面微观 形貌 ， 探讨材料 的性能 与其微观结构的关系。 致密 ， 一些研 究表 明四 ， Ｚ ｒ Ｂ 。 中加 入一 定量的碳化 硅 （ Ｓ ｉ Ｃ） 有 利于其烧结的致密化 以及提高抗氧化性 。
Al2O3粉末对ZrO2-TiB2-Al2O3纳米复合陶瓷材料力学性能的影响
ｆ ｒ１ ｈ ｕ ｄ ｒ３ Ｐ ．Ｔｈ ｅ ｕ ｔ ｈ ｗ ｈ ｔｔ ｅｈ ｇ ｅ ｔｆ ｘ ｒ ｌｓｒ ｎ ｔ ｆＺｒ）－ Ｂ２Ａｌ（３ ｏ ． ｎ ｅ ０ Ｍ ａ ｅｒ ｓ ｌｓｓ ｏ ｔ ａ ｈ ｉｈ ｓ ｌ ｕ ａ ｔｅ ｇ ｈ ｏ （２Ｔｉ 一 ２） ｅ
衣 明东 ，许崇海 ～，蒋振 钰 ，张静 婕
（． １ 山东 轻 工 业 学 院材 料 科 学 与 工程 学 院 ， ５３ ３ 济 南 ；２ 山 东 轻 工 业 学 院 机 械 工 程 学 院 ， ５ ３ ３ 济 南 ； ２０５ ， ． ２０５ ，
３ 山 东 大 学 机 械 工 程 学 院 ，２ ０６ ，济 南 ） ． ５０１
ＺＯ ｒ ２纳米 复合 陶瓷 材 料 ， 结 温 度 为 １４ ０℃ ， 压 压 力 为 ３ ａ 保 温 １ ｈ 结 果表 明 ： 米 烧 ５ 热 ０ＭＰ ， ． 微 ＡＪ ） 粉 末 的体积 分数 为 ｌ 时 ， ｒ ｅＴｉ 一 纳 米复合 陶瓷材料 的抗 弯强度 最 高 ， 。ｓ （ ０ Ｚ Ｏ — Ａｌ （ 可达 ７ ３ ４ ＭＰ ； ａ 添加 纳米 Ａｌ ） 粉 末 对 材 料 的 韧 性 提 高 明显 ， 高 可 达 ｌ ． ７ＭＰ ２： （； 最 １ ３ ａ・ｍ ， 不 同粒 径 的 但
ｅ ｆ ｃ ｓｏ ｉｆ ｒ ｎ ａ ｔ ｌ ｉｅ ａ ｄ ｃ ｎ ｅ ｔｏ ＩＯ３ｐ ｗｄ ｒ ｎ ｔ ｅ ｍｉ ｅ ｔｐ ｒ ｉ ｅ ｓｚ ｎ ｏ ｔ ｎ ｆ ２ ｏ ｅ ｓ ｏ ｈ ｃ ｏ ｔ ｕ ｔ ｒ ｎ ｃ ａ ｉ ｃ Ａ ｃ ｌｐ ｏ ｅ ｔ ｓ ｏ （ｚ Ｔｉ 一 ２ ） ｎ ｎ ｃ ｍｐ ｓｔ ｅ ａ ｉ ｄ ｅ ｍａ ｅ ｉｌ ｒ ｎ ｅ ｔ ａ ｅ ． Ｚ Ｏ２ ａ ｒ ｐ ｒ ｉ ｆＺｒ ）－ Ｂ２ Ａｌ（ ３ ａ ｏ ｏ ｏ ｉ ｃ ｒ ｍ ｃ ｉ ｅ ｅ ｔ ｒａ ｓ ｗｅ ｅ ｉ ｖ ｓ ｉ ｔ ｄ ｇ ｒ ｎ ｎ ｃ ｍｐ ｓｔ ｅ ａ ｃ ｄ ｅ ｍ ａ ｅ ｉ ｌ ｓｐ ｅ ａ ｅ ｔ ａ ｕ ｍ ｏ ｒ ｓ ｉ ｇ ｔ ｃ ｎ ｑ ｅ ａ ５ ℃ ａ ｏｏ ｏ ｉｅ ｃ ｒ ｍｉ ｉ ｔ ｒａ ｗａ ｒ ｐ ｒ ｄ ｗｉｈ ｖ ｃ ｕ ｈ ｔ ｐ ｅ ｓｎ ｅ ｈ ｉ ｕ ｔｌ ４ ０
铝合金的晶粒细化与力学性能关系分析
铝合金的晶粒细化与力学性能关系分析铝合金是一种常见的金属材料，具有轻质、高强度和良好的可塑性等特点，在广泛的应用领域中发挥着重要作用。
晶粒细化是改善铝合金力学性能的重要途径之一，本文将分析铝合金的晶粒细化与力学性能之间的关系。
一、晶粒细化的定义与影响因素晶粒细化是指金属材料中晶粒尺寸的减小，常用的指标是晶粒尺寸的平均值或分布范围。
晶粒细化对铝合金的力学性能有着重要的影响，主要体现在以下几个方面：1. 提高材料的强度和硬度：晶粒细化可以增加晶界的数量和长度，有效阻碍位错的运动，从而提高材料的强度和硬度。
2. 提高材料的塑性和韧性：适当的晶粒细化可以增加材料的位错密度，提高材料的塑性和韧性，降低脆性。
3. 提高材料的疲劳寿命：晶粒细化可以减小应力集中程度，增加材料的疲劳寿命。
二、晶粒细化方法与机制实现铝合金的晶粒细化可以采用多种方法，其中常用的方法包括：1. 热变形与热处理：通过热机械处理，如等温压下变形处理、等温回火处理等，可以实现晶粒细化。
变形过程中的晶界滑移和再结晶过程是晶粒细化的主要机制。
2. 添加细化剂：向铝合金中添加细化剂，如颗粒、纤维等，可以增加晶核数量，促使晶粒细化。
3. 机械制备：采用机械球磨、挤压等方法可以实现铝合金的晶粒细化，机械变形和碎裂是晶粒细化的主要机制。
三、晶粒细化与力学性能关系的实验研究大量的实验研究表明，晶粒细化可以显著改善铝合金的力学性能。
以下为几个常见的实验结果：1. 强度和硬度提高：晶粒细化后，铝合金的屈服强度、抗拉强度和硬度均有所提高。
2. 塑性和韧性改善：适当的晶粒细化可以增加铝合金的塑性应变和断裂韧性，降低脆性破坏特性。
3. 疲劳寿命延长：晶粒细化可以提高铝合金的疲劳寿命，延缓疲劳裂纹的扩展速度。
四、晶粒细化与力学性能关系的理论解释对于晶粒细化与力学性能关系的理论解释，主要有以下几种观点：1. 晶界滑移阻碍理论：晶粒细化可以增加晶界的数量和长度，有效限制晶界滑移，从而提高强度和硬度。
纳米颗粒增强陶瓷复合材料的力学性能研究
纳米颗粒增强陶瓷复合材料的力学性能研究纳米材料的出现和应用给材料科学领域带来了巨大的革命，尤其是在复合材料方面。
其中，纳米颗粒增强陶瓷复合材料因其独特的力学性能备受关注。
本文将探讨纳米颗粒对陶瓷复合材料力学性能的增强作用，并分析其机理。
1. 纳米颗粒强化效应纳米颗粒作为增强材料能够显著提高陶瓷复合材料的强度和硬度。
这是由于纳米颗粒尺寸较小，具有更高的比表面积和较大的界面能，能够有效阻拦晶界滑移以及裂纹扩展，增强材料的断裂韧性。
另外，纳米颗粒还能够改变陶瓷复合材料的晶体结构，使其具备更好的导电性和光学性能。
2. 纳米颗粒增强机制纳米颗粒增强陶瓷复合材料的机制主要可以从界面相容性、晶体结构和微观应力场几个方面解释。
首先，纳米颗粒与陶瓷基体之间的界面能够增加复合材料的界面相容性，使得陶瓷基体更好地吸附纳米颗粒，从而增强界面的结合强度。
其次，纳米颗粒的晶粒尺寸比陶瓷基体小得多，这种尺寸差异将在晶界上产生一定的应力场，限制晶界滑移和晶体的扩散。
最后，纳米颗粒与陶瓷基体的相互作用还可以通过增强材料的界面钳制效应，使得裂纹扩展受到限制。
3. 纳米颗粒增强陶瓷复合材料的应用纳米颗粒增强陶瓷复合材料已经被广泛应用于多个领域。
其中最具代表性的是陶瓷基复合材料，如碳化硅增强陶瓷复合材料、氧化铝增强陶瓷复合材料等。
这些复合材料在航空航天、汽车制造、电子设备等领域中发挥了重要作用。
此外，纳米颗粒增强陶瓷复合材料还可用于涂层材料、生物医学器械等方面。
4. 纳米颗粒与陶瓷基体的相互作用纳米颗粒与陶瓷基体之间的相互作用对于纳米颗粒增强陶瓷复合材料的力学性能至关重要。
研究发现，纳米颗粒的分散均匀性、界面结合强度以及晶粒尺寸等因素都会影响纳米颗粒增强效果。
因此，如何控制纳米颗粒在陶瓷基体中的分布以及界面的结合强度成为了研究的重点。
目前，研究者们通过改变纳米颗粒的形状、大小、表面修饰等手段来实现对其分散以及与陶瓷基体之间的相互作用的调控。
Al2O3陶瓷材料中添加不同量ZrO2
Al2O3陶瓷材料中添加不同量ZrO2的力学性能影响目的：分析在Al2O3陶瓷材料中添加不同量的ZrO2后，陶瓷的力学性能变化以及耐磨损的效果，从而得到最优的Al2O3陶瓷材料中ZrO2添加量。
方法：运用热压烧结法制备Al2O3陶瓷，第一组采用99.6vol% Al2O3（ＡＤ９９５）、第二组采用Al2O3中添加１５ｖｏｌ％的ZrO2，第三组采用Al2O3中添加25ｖｏｌ％的ZrO2。
针对符合材料细观力学理论，并充分考虑到ZrO2的相变特性，建立起了两者之间的力学结构模型。
结果：在氧化铝材料中添加了细化氧化锆晶体后，陶瓷材料的致密性有了明显提升，三组实验中所制得的陶瓷材料中的力学性能图线呈现应力-应变曲线类线性关系。
第一组陶瓷的断裂韧性为5.38MPa·m0.5,第二组陶瓷材料的断裂韧性为8.37 MPa·m0.5，较上一组实验的断裂韧性提升了大约50%；第三组实验所制得的陶瓷材料的断裂韧性为10.53 MPa·m0.5。
结论：进而说明，伴随着ZrO2增加量的提升。
陶瓷的弹性模量降低而断裂韧性增加，这一变化趋势与实验结果有良好的一致性。
未增加ZrO2材料层的磨损形式主要是磨粒磨损，而两组增加了加ZrO2材料层的磨损形式主要是黏着磨损。
1 引言陶瓷材料是人类应用最早的材料之一。
它是一种天然或人工合成的粉状化合物，经过成形或高温烧结，由金属元素和非金属的无机化合物构成的多相固体材料川。
陶瓷材料具有耐高温、耐腐蚀、耐磨损、高强度、高硬度、抗氧化等诸多优点，近年来逐渐从传统应用行业扩展到航空航天、生物医疗、汽车、建筑等更为广阔的应用领域。
但氧化铝陶瓷材料由于本质上是一种脆性材料，由于自身结构和键性的原因，滑移系统少，位错产生和运动困难，导致韧性较低，也严重限制了其应用和发展。
ＺｒＯ２增韧Ａｌ２Ｏ３陶瓷是最早开发的Ａｌ２Ｏ３陶瓷基复合材料。
ＺｒＯ２自身马氏体转变引起的裂纹韧化和残余应力韧化可使其韧性得到显著提高，这也是对Ａｌ２Ｏ３陶瓷增韧使用最多且效果最好的增韧方法之一［２－３］。
陶瓷材料力学性能和测试方法
线膨胀系数(0-1000oC) /X10-6/℃-1 4.5 2.7 0.5 9.3
10.8
0.5
9.0
6.0 5.5 9.0 2.5 -6.4 1.0 2.5 9.0
4.5
抗热震性 陶瓷材料热应力大小取决于材料的热学性能和 力学性能，并且还受构件几何形状和环境介质的影响。所以作 为陶瓷材料抵抗温度变化能力大小标志的抗热震性，也必将是 其力学性能和热学性能对应于各种受热条件的综合表现。陶瓷 材料抗热震性的评价理论主要有：临界应力断裂理论、热震损 伤理论和裂纹形成与扩展理论等，这些理论不同程度地存在着 局限性。
高性能结构陶瓷是指具有高强度、高韧性、高硬度、耐 高温、耐磨损、耐腐蚀和化学稳定性好等优异性能的一类先 进的结构陶瓷，已逐步成为航天航空、新能源、电子信息、汽 车、冶金、化工等工业技术领域不可缺少的关键材料。
根据材料的化学组成，高性能结构陶瓷又可分为: 氧化物陶瓷（如Al2O3、ZrO2）、 氮化物陶瓷（如Si3N4、AlN）、 碳化物陶瓷（如SiC、TiC）、 硼化物陶瓷（如TiB2、ZrB2）、 硅化物陶瓷（如MoSi2） 及其他新型结构陶瓷（如Cf/SiC复合材料）。
弹性模量 热应力是弹性模量的增值函数，陶瓷材料的弹 性模量比较高，所产生的热应力也较高。一般弹性模量随原子 价的增多和原子半径的减小而提高，因此选择适当的化学组分 是控制陶瓷材料弹性模量的重要途径之一。
影响弹性模量的因素：温度、材料的熔点和致密度等。 温度 由于原子间距以及结合力随温度的变化而变化，所以 弹性模量对温度变化很敏感。温度升高，原子间距离增大，弹 性模量降低。一般来说，热膨胀系数小的物质往往具有较高的 弹性模量。
熔点 物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小，熔点
ZrO2纳米颗粒的添加对ZrO2／HA复合陶瓷物相和力学性能的影响
ｐ ａ ｅ Ｏ２Ｈ Ａ ｏ ｈ ｓ ｓｏｆＺｒ ／ ｃ ｍｐｏ ｉ ｅ ａ ｉｓ ｐ ｅ ｒｅ ｒ ｔ ｄ ｅ ｙ ＸＲＤ，ａ ｄ ｔ ｅｒｍ ｅ ｈ ｉ ｒ ｐｅｔｅ ｒ ｓｔ ｃ ｒ ｅ ｍ ｃ ｒｐａ ｄ ｗｅ ｅ ｓｕ ｉｄ ｂ ｎ ｈ ｉ ｃ ａ ｃ ｐ ｏ ｒｉｓ ｗｅ ｅ ｎ ｅ ｍ ｉｅ ｙ ｕ ｉ ｇｔ ｅｔｒ ｅｐｏ ｎ ｅ ｄｉｇ ｍｅ ｈ ｄ ｔ ｅ ｓｎ ｅ ｅ ｇ ｏ ｃ ｅ ｅｈ ｄ ａ ｄ ｉｄ ｎ ａｉ ｎｍ ｅｈ ｄ． ｘａ ｎ ｄｂ ｓｎ ｈ ｈ ｅ ｉｔｂ ｎ ｎ ｔ ｏ ． ｈ ｉｇｌ－ｄ ｅｎ ｔｈ ｂ ａ ｍ ｔ ｏ ｎ ｅ ｔ ｏ ｔ ｏ ｍ ｎ ｔ Ｔｈ ｆｅ ｔ ｆ ｎ ｏ ｓｚ ｄ Ｚｒ ｅ ｅ ｆｃｓ ｏ ａ ．ｉｅ Ｏ， ａ ｄ ｔ ｎ ｔ ｅ ｍｅ ｈａ ｉａ ｒ ｐ ｒｉｓ ａ ｄ ｐｈ ｓ ｏ ｐ ｓｔｏ ｓ Ｏ Ｏ２ＨＡ ｎ ｄ ｉｉ ｏ ｈ ｃ ｎ ｃ ｐ ｏ ｅ ｅ ｏｎ ｌ ｔ ｎ ａ ｅ ｃ ｍ ｏ ｉｉｎ ｆ Ｚｒ ／
方相氧化锆 的稳定存在，而且可 以提高基体相变四方相氧化锆的含量 ，相变增韧作用加强 。力学性 能测试结果显示 ： 体系中适量纳米氧化锆的存在可 以提 高材料 的抗弯强度和断裂韧性２ ％以上，密度 和硬度少量增加 ，但 由于没有新物 ０
相 引 入 ，对 弹 性 模 量 未造 成 影 响 。 关键 词 ：纳 米 复合 陶 瓷 ；氧 化 锆 ；相 变 增 韧 ： 力 学 性 能 ： 物 相 中 图分 类 号 ：Ｔ ７ ５ ２ Ｑ１４７ ９ Ｔ ７ ，５ Ｑ１ ４７ ８２ ：Ｔ ７ ５ ： Ｑ１４ｌ 文 献 标 识码 ：Ａ
Ｈ ａｂ ｎＩ ｓｉ ｔ ｆ ｃ ｎ ｌ ｇ Ｈａｂｉ ０ ０ ， ｉ ； ｒ ｉ ｎ ｔｔ ｅｏ ｈ ｏ ｏ ｙ， ｒ ｎ １ ０ Ｃｈｎａ ｕ Ｔｅ ５ １ ２ Ｄｅ ｒｍ ｅ ｔｏ Ａｐ ｌ ｄＣｈ ｍ ｉｔｙ Ｈ ａｂ ｎＩ ｓｉ ｔ ｆ ｃ ｏｌｇ ， ｒ ｂ ｎ １ ０ ０１ Ｃｈｉａ ． ｐａｔ ｎ ｆ ｐ ｉ ｅ ｓｒ， ｒ ｉ ｎ ｔ ｕ ｅｏ Ｔｅ ｈ ｅ ｔ ｎ ｏ ｙ Ｈａ ｉ ５ ０ ， ｎ ；
添加ZrO2对Al2O—SiC系复相陶瓷力学性能的影响
添加ZrO2对Al2O—SiC系复相陶瓷力学性能的影响徐利华;沈志坚;等【期刊名称】《佛山陶瓷》【年(卷),期】1993(000)001【摘要】通过ZrO2强化增韧Al2O3-SiC系陶瓷，其复合材料的力学性能在一定程度上获得改善。
ZrO2外加含量在0－40wt%范围内，复相陶瓷的断裂韧性保持上升，而其硬度则呈下降的趋势。
少量添加ZrO2(≤10wt%)时，其强度得到提高，当ZrO2含量为10wt%左右，强度达到最大值；超过该含量后强度迅速下降。
研究结果表明，复相陶瓷力学性能与瓷体中的二相粒子的相变增韧和热应力共配有关。
X射线衍射分析研究表明，随着ZrO2含量增加，材料断口相变量增大，断裂韧性也相应提高，确是ZAS（ZrO2增韧Al2O3-SiC)复相材料中ZrO2(t)→ZrO(m)相变增韧起主要作用。
当ZrO2添加含量增加时，二相粒子与基体热膨胀系数不匹配，而在复合材料中产生内应力导致瓷体强度降低，研究还表明10wt%ZrO2增韧Al2O3-SiC陶瓷是一种较佳的高温耐磨材料。
【总页数】4页(P16-19)【作者】徐利华;沈志坚;等【作者单位】浙江大学材料科学与工程系无机材料研究所310027;浙江大学材料科学与工程学系【正文语种】中文【中图分类】TQ174.758【相关文献】1.纤维表面涂层对SiC(f)/SiC复相陶瓷力学性能和界面结构的影响 [J], 施鹰;杨文2.ZrO2—Al2O3—SiC系复相陶瓷材料的冲蚀磨损 [J], 徐利华;方中华3.氧化钇添加剂对SiC(w)/ZrSiO_4复相陶瓷制备和力学性能的影响 [J], 施鹰;黄校先;严东生4.添加Y_2O_3的ZrO2-Al_2O_3复相陶瓷力学性能 [J], 丘泰;王玉春;沈春英5.ZrO2含量对Al2O3／ZrO2复相陶瓷微观结构和力学性能的影响 [J], 白周喜;高如琴;周宁生;石凯;全建军因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
第三章ZrO2-Al2O3系复相陶瓷的研究1
第三章试验结果与讨论3.1ZrO2增强增韧Al2O3陶瓷Al2O3是性能优良的氧化物陶瓷，因其硬度高，介电性能好，耐化学腐蚀、耐高温、价廉而被广泛使用。
但其强度及韧性不高，使其应用受到一定限制。
在Al2O3中引入ZrO2颗粒利用其相变增韧以及对Al2O3晶粒生长的抑制作用，可以改善氧化铝陶瓷的力学性能。
过去的研究通常是在Al2O3基体中引入微米级或亚微米级的ZrO2颗粒，使得Al2O3基复相陶瓷性能有了较大改善。
80年代末，纳米技术的发展给制备陶瓷带来了全新的概念，尤其是纳米复相陶瓷技术有了长足的进步。
但大部分的研究结果表明，纳米复相陶瓷大幅度提高了陶瓷的强度，而韧性未有较大改善。
分析微米级陶瓷材料制成的复相陶瓷中主要存在的问题是ZrO2晶粒尺寸易于超过临界尺寸，大大降低增强增韧的效果。
而纳米复相陶瓷主要是利用微裂纹、裂纹偏转、裂纹弯曲等增韧机理，制备高温下具有良好的力学性能的材料。
利用传统ZrO2增强增韧原理，结合纳米复相陶瓷技术为进一步提高Al2O3基复相陶瓷的性能提供了新的技术支撑。
因此以纳米ZrO2、微米Al2O3为原料制备ZTA复相陶瓷是值得重视的研究方向。
要获得性能优良的ZTA复相陶瓷的关键是一方面得到致密化程度高的细晶结构，另一方面在室温下烧结体内能存在尽可能多的亚稳态四方氧化锆，这样才有可能大幅度地提高材料的力学性能。
为了获得满足以上条件的ZTA复相陶瓷材料，在组成、显微结构和工艺措施上从以下几个方面对材料进行了研究：原料的选择、原料的超细化处理、烧成制度以及nano－ZrO2颗粒的添加量。
3.1.1原料的选取及处理（a）ZrO2原料的选取在本论文的研究过程中，先对三种不同的氧化锆原料就其烧结性能和力学性能进行了对比，其中南玻氧化锆一次粒径为30～50nm，九江氧化锆一次粒径为60～100nm。
试验中采用尼龙罐以及玛瑙球介质在行星球磨机上对原料进行了超细化处理，料球比为1：3：0.7，球磨4h后烘干并干压成型，在1600℃，保温2个小时的条件下得到烧结体。
《细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响》范文
《细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响》篇一一、引言高熵合金作为一种新兴的金属材料，以其独特的性能和广阔的应用前景受到了广泛的关注。
Al0.1CoCrFeNi高熵合金作为其中的一种，具有优异的力学性能和良好的耐腐蚀性。
而晶粒的细化以及析出强化是提高合金力学性能的两种重要手段。
本文旨在探讨细化晶粒和析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响。
二、材料与方法1. 材料准备实验所使用的材料为Al0.1CoCrFeNi高熵合金。
通过调整合金的成分和热处理工艺，得到不同晶粒尺寸和析出相的合金样品。
2. 实验方法（1）采用金相显微镜和扫描电子显微镜观察合金的微观结构。
（2）通过硬度计测定合金的硬度。
（3）利用拉伸试验机进行拉伸试验，测定合金的抗拉强度和延伸率。
（4）采用透射电子显微镜观察析出相的形态和分布。
三、细化晶粒对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响晶粒细化是提高合金力学性能的有效途径。
通过控制热处理工艺，可以得到不同晶粒尺寸的Al0.1CoCrFeNi高熵合金。
实验结果表明，随着晶粒尺寸的减小，合金的硬度逐渐增加，抗拉强度和延伸率也得到显著提高。
这是因为细小的晶粒能够有效地阻碍位错的运动，提高合金的变形抗力。
此外，细晶强化还能够改善合金的塑性和韧性，提高其抗断裂能力。
四、析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响析出强化是通过在基体中形成弥散分布的析出相来提高合金的力学性能。
在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中，通过调整热处理工艺，可以形成不同数量和尺寸的析出相。
实验结果表明，析出相的存在能够显著提高合金的硬度、抗拉强度和延伸率。
这是因为析出相能够有效地阻碍位错的运动，提高合金的变形抗力。
此外，析出相还能够改善合金的耐腐蚀性能，提高其使用寿命。
五、结论本文通过实验研究了细化晶粒和析出强化对Al0.1CoCrFeNi 高熵合金力学性能的影响。
《细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响》范文
《细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响》篇一一、引言高熵合金（High-Entropy Alloys, HEAs）以其独特的物理和机械性能，近年来在材料科学领域引起了广泛的关注。
Al0.1CoCrFeNi高熵合金作为其中的一种，具有优异的耐腐蚀性、高强度和良好的加工性能。
而晶粒的细化以及析出强化是提高合金力学性能的重要手段。
本文将详细探讨细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响。
二、晶粒细化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金的影响晶粒细化是提高金属材料力学性能的有效途径之一。
细小的晶粒可以增加材料的强度和韧性，同时提高其塑性和抗疲劳性能。
在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中，晶粒的细化过程可以通过调整合金的冶炼和加工过程中的冷却速率以及引入微量添加剂等手段来实现。
当Al0.1CoCrFeNi高熵合金的晶粒得到细化时，其内部结构变得更加均匀，位错运动受到的阻碍增加，从而提高了合金的屈服强度和抗拉强度。
此外，细晶粒的合金在受到外力作用时，能够更好地分散应力，减少应力集中现象，从而增强其抗断裂性能。
三、析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金的影响析出强化是通过在基体中形成弥散分布的硬质相或第二相颗粒来提高合金的力学性能。
在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中，通过控制热处理过程和合金成分的调整，可以有效地实现析出强化。
析出强化通过增加位错运动的障碍，提高了合金的硬度和强度。
同时，这些硬质相颗粒还可以有效地吸收和分散裂纹扩展的能量，从而提高材料的塑性和韧性。
此外，第二相颗粒的形成可以阻止基体中的位错滑移，进一步提高材料的耐磨性和耐疲劳性能。
四、细化晶粒与析出强化的协同效应当细化晶粒和析出强化同时作用于Al0.1CoCrFeNi高熵合金时，两者的协同效应能够进一步增强合金的力学性能。
细小的晶粒和弥散分布的第二相颗粒共同增加了位错运动的难度，使合金在承受外力时具有更高的强度和韧性。
《细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响》
《细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响》篇一一、引言随着材料科学的快速发展，高熵合金因具有优异的力学性能、良好的耐腐蚀性以及潜在的热稳定性等优点，已成为近年来研究的热点。
Al0.1CoCrFeNi高熵合金作为其中的一种典型代表，其力学性能的优化与提升一直是研究的重点。
晶粒细化及析出强化作为两种重要的强化手段，对合金的力学性能具有显著影响。
本文旨在探讨细化晶粒及析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金力学性能的影响，以期为该类合金的优化设计提供理论依据。
二、晶粒细化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金的影响晶粒细化是提高合金力学性能的有效途径之一。
在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中，细化晶粒可以显著提高材料的屈服强度、抗拉强度和延伸率。
这是因为细小的晶粒能够增加单位体积内晶界的数量，而晶界是阻碍位错运动的重要障碍，从而提高合金的强度和韧性。
在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中，通过控制合金的凝固过程、添加微合金化元素或采用热机械处理方法等手段，可以实现晶粒的细化。
这些方法能够有效地减少晶粒尺寸，从而提高合金的力学性能。
三、析出强化对Al0.1CoCrFeNi高熵合金的影响析出强化是另一种重要的强化机制，通过在基体中形成弥散分布的析出相来提高合金的强度。
在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中，析出相的形成能够有效地阻碍位错运动，从而提高合金的屈服强度和抗拉强度。
析出相的形成与合金的成分、热处理工艺以及时效处理等因素密切相关。
通过合理的合金设计以及热处理工艺的控制，可以在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中形成弥散分布、尺寸适中且与基体保持良好共格关系的析出相，从而实现析出强化，进一步提高合金的力学性能。
四、晶粒细化与析出强化的协同效应晶粒细化和析出强化在Al0.1CoCrFeNi高熵合金中往往不是孤立存在的，它们之间存在着协同效应。
晶粒细化提供了更多的位错运动障碍，而析出相的形成则进一步增加了位错运动的难度。
晶体颗粒大小对陶瓷产品的影响
晶体颗粒大小对陶瓷产品的影响引言：陶瓷产品的力学性能受其微观结构的影响非常大。
最终成品的强度是一系列复杂的相互作用的结果。
如原料的特征和成分，产品在原料混合和成型阶段和烧结阶段的情况（窑炉内斜坡，浸泡温度，炉温和烧结时间等）。
任何一个步骤的不同都会导致最终成品性能的巨大差异，所以要在生产出来之前预测一套瓷砖产品的性能是非常困难的。
某些研究指出，影响陶瓷产品强度的最主要因数是其晶体颗粒的尺寸。
为了更精确地了解晶体颗粒对瓷砖产品的影响，我们收集了一系列不同批次，除了有着不同晶体颗粒尺寸，其他外部条件都相同情况下生产出来的的硬陶瓷制品。
通过实验测量和对比晶体颗粒直径的大小和产品内细微裂缝的长度。
我们或许可以得出结论：断裂强度与晶体颗粒的大小无关，而是烧结过程中晶体微粒和玻璃基质之间产生的细微裂缝。
1.1陶瓷产品的强度通过前人的研究，我们得出陶瓷产品强度的基本公式是：其中，代表了断裂韧性，为使产品产生裂缝的能量值，是杨氏模量，为微小裂纹尺寸，是“断裂力学”因素。
根据“断裂力学”的原理，…………………………………………………..通过以上一连串公式，我们知道陶瓷产品的强度是由两个主要因数影响：微小裂纹尺寸和临界应力强度因素（亦即使产品产生裂缝的能量值）。
在实验中，我们用这两项参数来分析该陶瓷产品的力学性能。
临界应力强度因素（也就是“断裂韧性”）代表的使样品产生裂纹导致断裂的外力强度。
断裂韧性数值则因不同的因数而变化：1.晶体内裂缝，2.晶体之间的裂缝，3.砖体内部压力和4.玻璃晶体之间的粘合程度。
而另一方面，微小裂纹则是由于原料颗粒大小不均匀，导致局部压力过大而造成的。
由于裂纹的存在，可能会引发各种质量缺陷。
例如：针孔，大颗粒，表面微裂纹，晶体间断裂纹和混入杂质。
如果使用适当大小的晶体颗粒作为原料来制作，就可以把成品的断裂强度，断裂韧性和以上提到的质量问题到最小程度。
制造出最好的陶瓷产品。
下文将会详细阐述和分析我们实验的结果。
晶粒细化对钕铁硼磁性能及力学性能影响
Material Sciences 材料科学, 2021, 11(5), 571-575Published Online May 2021 in Hans. /journal/mshttps:///10.12677/ms.2021.115066晶粒细化对钕铁硼磁性能及力学性能影响杨卫东，刘涛，李建，周磊安泰科技股份有限公司，北京收稿日期：2021年4月4日；录用日期：2021年5月13日；发布日期：2021年5月20日摘要本研究通过粉末粒度的控制制备出了A、B两种不同晶粒尺的烧结钕铁硼样品，并对比分析了他们的磁性能、晶粒尺寸分布及力学特性。
结果发现，晶粒细化使磁体的矫顽力从1115.7 kA/m提升至1339.3 kA/m，而剩磁几乎没有变化，烧结磁体的平均晶粒尺寸从8.57 μm减小至4.76 μm。
晶粒细化使磁体的抗弯强度从422.98 Mpa提升至546.70 MPa，维氏硬度从577.30 HV增加至642.49 HV。
晶粒细化使样品中晶界分布均匀密集，裂纹扩展途径发生改变，提高了磁体力学性能。
关键词烧结钕铁硼，矫顽力，晶粒尺寸，力学性能Study of Grain Refinement in Dy-FreeNd-Fe-B Sintered MagnetWeidong Yang, Tao Liu, Jian Li, Lei ZhouAdvanced Technology and Materials Co., Ltd., BeijingReceived: Apr. 4th, 2021; accepted: May 13th, 2021; published: May 20th, 2021AbstractIn the present work, A and B two types of Nd-Fe-B sintered magnet samples with different grain sizes were prepared by differentiating particle sizes, and the corresponding magnetic proper-ties, grain size distributions and mechanical properties were compared. As a result, due to the grain refinement, the coercivity increased from 1115.7k A/m to 1339.3 kA/m while remanence almost unchanged, the average grain size decreased from 8.57 μm to 4.76 μm. Besi des, bending strength and Vicker’s hardness of the magnet increased from 422.98 MPa and 577.30 HV to杨卫东等546.70 MPa and 642.49 HV, respectively. Grain refinement made grain boundary distribute more tight and homogeneous, resulting in change of crack expansion route and enhancement of me-chanical properties.KeywordsNd-Fe-B Sintered Magnet, Coercivity, Grain Size, Mechanical Properties Array Copyright © 2021 by author(s) and Hans Publishers Inc.This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY 4.0)./licenses/by/4.0/1. 引言烧结钕铁硼磁体因其优异的磁性能，广泛应用于计算机、汽车、智能制造、机器人、轨道交通等领域。
ZrB2—SiC复相陶瓷的制备及其力学性能研究
ZrB2—SiC复相陶瓷的制备及其力学性能研究作者：蔺锡柱杨华亮冯斌来源：《佛山陶瓷》2016年第01期摘要：本文以ZrB2和SiC粉为原料，采用Si3N4球为球磨介质，通过等静压成型及无压烧结制备了ZrB2-SiC复相陶瓷，并对ZrB2-SiC复相陶瓷进行了体积密度、力学性能检测和微观结构分析。
结果表明：随着ZrB2球磨时间的增加，ZrB2颗粒粒径逐渐减小，复相陶瓷的体积密度逐渐增加；随着SiC含量的增加，复相陶瓷体积密度先增加后略有降低。
ZrB2最佳球磨时间为6 h，SiC最佳含量为20 vol%。
ZrB2-SiC 20 vol%复相陶瓷体积密度达到4.98 g/cm3，抗弯强度达到331 MPa，断裂韧性达到6.8 MPa/m2。
关键词：ZrB2-SiC；体积密度；力学性能；球磨时间1 前言二硼化锆（zirconium diboride，ZrB2）作为21世纪高温领域基础材料之一，是一种重要的特种陶瓷材料，是超高温陶瓷材料中的典型材料。
ZrB2陶瓷因为具有高熔点、高强度、高硬度、导电导热性好、良好的阻燃性、耐热性、抗氧化性、耐腐蚀性、捕集中子[1]等特点，而在高温结构陶瓷材料[2]、复合材料[3-4]、电极材料[5]、薄膜材料[6]、耐火材料[7]、核控制材料等领域中得到广泛开发和应用[8]。
目前，对于ZrB2基超高温陶瓷的烧结，普遍采用热压烧结（HP）[9-11]的方式进行制备。
近期又发展了反应烧结（RHP）[12-14]和放电等离子烧结（SPS）[15-17]等制备方法。
但是以上烧结方式都采用了热压辅助，仅能制备尺寸较小、形状简单的制品，并且材料烧结后很难进行后续加工，且加工成本十分昂贵。
大量研究证实，原料的粒径大小和烧结助剂的添加明显影响材料的烧结致密化[18-19]。
因此，烧结助剂（如：C、B、W、SiC等）的引入，使ZrB2基超高温陶瓷的无压烧结成为现实，SiC可以抑制烧结过程中ZrB2陶瓷晶粒异常长大，促进烧结致密化。
ZrB2对Al-Si复合Al2O3-C材料高温力学性能的影响
ZrB2对Al-Si复合Al2O3-C材料高温力学性能的影响王艳娜; 刘新红; 钟香崇【期刊名称】《《耐火材料》》【年(卷),期】2011(045)004【摘要】以板状刚玉、α-Al2O3微粉、Al粉、Si粉、ZrB2和石墨为原料,酚醛树脂为结合剂,采用150 MPa压力压制成25 mm×25 mm×145 mm的试样。
研究ZrB2加入量(其质量分数分别为0.5%、1%、1.5%、2%)对Al-Si复合Al2O3-C 材料高温抗折强度和抗热震性的影响,并分析了试样物相组成和显微结构的变化。
结果表明:(1)加入ZrB2质量分数≥1%时,可明显提高200℃烘烤和700℃热处理后试样的高温抗折强度和抗热震性;加入ZrB2对1 500℃烧后试样的高温抗折强度和抗热震性影响不大。
(2)加入ZrB2后AlN和SiC生成量明显增加,晶体发育良好,形成连续交叉连锁的网络结构,对材料增强、增韧作用显著,有利于提高材料的高温强度和抗热震性。
【总页数】4页(P257-260)【作者】王艳娜; 刘新红; 钟香崇【作者单位】郑州大学河南省高温功能材料重点实验室河南郑州450052【正文语种】中文【中图分类】TQ175.712【相关文献】1.纳米ZrO2对Al-Si复合Al2O3-C材料性能、组成和结构的影响 [J], 刘志芳;刘新红;黄亚磊;马腾2.Al粉、Si粉对低碳Al2O3-C滑板显微结构和高温力学性能的影响 [J], 赵飞;朱伯铨;李享成;朱越男3.Al和Al-Si加入量对Al2O3-C材料高温性能的影响 [J], 石凯;罗焰;钟香崇4.ZrB2/Al-Si合金复合材料微观组织分析研究 [J], HUANG Wen-jie5.ZrB2对Al-Si复合Al2O3-C材料高温力学性能的影响 [J], 王艳娜; 刘新红; 钟香崇因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。
SPS烧结温度对ZrB2-SiC复合陶瓷性能的影响
SPS烧结温度对ZrB2-SiC复合陶瓷性能的影响李麒;郭丰伟;曹腊梅;益小苏【摘要】以放电等离子烧结法(spark plasma sintering,SPS)分别在1700℃ 和1900℃ 烧结制备ZrB2-20％SiC(ZS)复合陶瓷(分别简称为ZS1700和ZS1900),通过分析两种陶瓷的SEM、EDS、硬度、断裂韧度、高温弯曲强度、氧化增重和氧化截面等,研究烧结温度对ZS复合陶瓷微观结构、力学性能和抗氧化性能的影响.结果表明:烧结温度由1700℃ 提升至1900℃,ZS陶瓷晶粒长大,致密度由98％提高至99.8％,硬度由12.6 GPa提高至14.7 GPa;1600℃弯曲强度由101 MPa提高至286 MPa,1800℃ 弯曲强度由138 MPa提高至302 MPa,高温弯曲强度显著提高;与ZS1700相比,ZS1900在1500℃ 空气中的氧化深度小,基体中氧渗入量较少,抗氧化性能有一定提升.【期刊名称】《航空材料学报》【年(卷),期】2018(038)004【总页数】6页(P87-92)【关键词】陶瓷;ZrB2-SiC;放电等离子烧结法(SPS);烧结温度【作者】李麒;郭丰伟;曹腊梅;益小苏【作者单位】中国航发北京航空材料研究院先进高温结构材料重点实验室,北京100095;中国航发北京航空材料研究院先进高温结构材料重点实验室,北京100095;中国航发北京航空材料研究院先进高温结构材料重点实验室,北京100095;中国航发北京航空材料研究院先进复合材料重点实验室,北京 100095【正文语种】中文【中图分类】TB332随着航空航天工业的高速发展，高超声速飞行器成为世界各国研究和发展的热点。
由于要经受高超声速飞行、远程巡航、再入大气层等极端恶劣的工作环境条件，要求其热端部件和热防护材料有较高的使用温度、较长的使用时间、优异的综合性能。
ZrB2陶瓷由于具有低密度、高熔点、高强度、高热导率等优点而成为这一领域极具吸引力的候选材料之一[1-5]，但由于ZrB2高熔点、极强的共价键和较低的体积扩散速率等特点，需要2000 ℃以上的高温和高压力使其烧结致密化[6]。
SIC颗粒尺寸对AL2O3-SIC纳米复合陶瓷的影响
SiC颗粒尺寸对Al2O3-SiC纳米复合陶瓷的影响王宏志高濂郭景坤摘要采用非均相沉淀法制备含有不同粒径SiC颗粒的Al2O3-SiC复合粉体，粉体呈Al2O3包裹SiC的形貌，经热压烧结获得致密烧结体.通过SEM观察，Al2O3基体晶粒尺寸随着加入SiC颗粒粒径的减小而减小.但减小的趋势比Zener 模型预测的弱.力学性能随着加入SiC颗粒粒径的减小而得到改善，这主要同SiC 颗粒对基体的弱化作用减弱及基体粒径变小有关.关键词纳米复合陶瓷,颗粒尺寸,氧化铝,碳化硅,力学性能分类号TB323Silicon Carbide Particle Size Effects in Al2O3-SiC NanocompositesWANG Hong-Zhi GAO Lian GUO Jing-Kun(State Key Lab of High Performance Ceramics and Superfine Microstructure Shanghai Institute of Ceramics, Chinese Academy of Sciences Shanghai 200050China)Abstract Al2O3-SiC composite powders including different size SiC particles were prepared by the heterogeneous precipitation method. The TEM morphology of Al2O3 coating SiC particles was observed. Dense bodies were obtained by hot pressing. SEM observation showed, the Al2O3 matrix grain size became smaller with the addition of smaller size SiC particles, but the reduction trend was not as strong as Zener expected. The mechanical properties of nanocomposites increased when the size of SiC inclusion became smaller, which was relative to smaller weakening effect of SiC particles on matrix grain and smaller matrix grain size.Key words nanocomposites, particle size, alumina, silicon carbide, mechanical properties1 引言克服陶瓷的脆性一直是人们追求的目标，而纳米陶瓷被认为是解决这一问题的战略途径［1］.自从Niihara报道了在陶瓷基体中加入纳米或亚微米颗粒使材料力学性能大幅度提高以来，纳米复合陶瓷成为材料界令人瞩目的研究领域［2］.Al2O3-SiC纳米复合陶瓷更因其力学性能相对单相Al2O3陶瓷成倍提高而成为研究的热点［3,4］.目前对于Al2O3-SiC纳米复合陶瓷的研究多集中于制备方法、增韧机理以及SiC含量变化的影响，但对于加入不同SiC粒径对纳米复合陶瓷性能和结构产生的影响研究较少.由于普遍认为纳米复合陶瓷的增韧补强机制同残余应力有关，而SiC颗粒的大小和多少都会对残余应力产生影响，因而研究加入不同粒径SiC 颗粒后Al2O3-SiC纳米复合陶瓷力学性能和显微结构的变化,有助于对纳米复合陶瓷的增韧补强机制的认识.2 实验2.1 试样的制备用非均相沉淀法制备Al2O3-SiC复合粉体：把SiC粉体均匀分散在AlCl3.6H2O 溶液中，加入氨水，生成包裹SiC颗粒的Al(OH)3沉淀，经干燥、煅烧、球磨等工艺制得Al2O3-SiC复合粉体.在1650～1750℃之间进行热压烧结制得烧结体，具体工艺过程见参考文献［5］.所制备的试样中SiC的含量均为5vol%，SiC的粒径分别为70nm(中科院北京化冶所生产)、300nm(日本IbidenCoLtd生产)和600nm(中科院上海硅酸盐所生产)，试样分别命名为A、B、C.2.2 测试用Archimedes法测定热压样品的体积密度.将烧结体试样抛光，在1400～1600℃之间进行热腐蚀(Al2O3在空气中，复合材料在氮气氛下).用扫描电镜观察热崐腐蚀表面，用透射电镜观察SiC在Al2O3基体中的分布.用截线法(the linear intercept method)测定试样晶粒大小［6］.每个试样任意选取四张热腐蚀表面SEM照片(不少于200个晶粒)，按照公式G=1.5L/MN计算平均晶粒尺寸G，其中L为线长，M为放大倍数，N为间隔数.材料的三点抗弯强度测试在INSTRON-1195万能材料试验机上进行，加载速率为0.5mm/min.试条尺寸为3mm×4mm×30mm，韧性测试采用压痕法，在AKASHI(AVK-A)显微硬度计上进行.3 结果和讨论3.1 SiC颗粒大小对基体晶粒大小的影响根据Zener模型［6］，在陶瓷中引入第二相，阻碍晶界迁移，抑制晶粒生长.极限基体晶粒尺寸G遵循以下等式r为第二相颗粒直径，f为第二相体积分数.即随着第二相体积分数的增加，基体晶粒尺寸减少.许多研究表明,在Al2O3-SiC纳米复合陶瓷中，随着SiC含量的增加，Al2O3基体晶粒减小［7］.从式(1)还可以得出基体的最终晶粒尺寸与第二相的颗粒大小成正比，即第二相颗粒尺寸越大,则基体晶粒尺寸越大.由于Zener模型是基于大部分第二相颗粒位于基体晶界上而得出的，而对于Al2O3-SiC纳米复合陶瓷来说，理想的显微结构是晶内型，即大部分SiC颗粒位于Al2O3晶粒内，并且由于制备方法的不同，晶粒生长是否还遵循Zener模型,目前还缺乏系统的研究.本实验的样品是通过非均相沉淀法制粉而得到的，所得的粉体为Al2O3包裹SiC形貌，如图1所示，利用Al2O3的γ－α相变过程，实现晶内型的显微结构，从图2看出在A样品中大部分SiC颗粒位于Al2O3晶粒内，少部分较大的颗粒位于晶粒间，表明所制备的样品为晶内型纳米复合陶瓷.图3为A、B、C样品的热腐蚀表面照片.从中可以看出，在相同的烧结温度(1700℃)，随着加入SiC颗粒尺寸的增加，Al2O3基体晶粒也变得越来越大.根据截距法计算基体晶粒尺寸：当SiC粒径为70nm时，Al2O3粒径为1.7μm；SiC粒径为300nm时，Al2O3为3.5μm；当SiC粒径增加到600nm，Al2O3为31μm.图1 非均相沉淀法制备Al2O3-SiC复合粉体的形貌Fig. 1 TEM photograph of Al2O3-SiC composite powder ( 70 nm SiC )图2 A样品的透射电镜照片Fig. 2 TEM photograph of A samples图3 A、B、C样品的热腐蚀表面照片Fig.3 SEM photographs of the thermal-etched surfaces of A、B、C samples 由于初始粉体为Al2O3包裹SiC，在烧结的过程中α-Al2O3就会以SiC颗粒为晶核进行生长，SiC颗粒越多,Al2O3晶粒就会越细小.在SiC含量相同的情况下，由于粒径的不同，在A、B、C样品中SiC颗粒的数量也不同，加入的SiC粒径越小,数量就越多，Al2O3形成的晶核就越多，Al2O3晶粒就越小.少部分位于Al2O3晶界上的SiC颗粒也可起到阻止晶粒生长的作用，这部分SiC对基体晶粒的影响将遵循Zener模型：在SiC含量相同的情况下，粒径不同，SiC的总表面积不同，随着粒径的减少，总表面积增大.在烧结时，当基体晶粒长大遇到第二相颗粒后，界面能就被降低，降低的大小正比于第二相的横截面积.为把界面从第二相颗粒拉开，就必须重新增大界面能.小的SiC颗粒，其比表面积大，基体晶粒长大所需的界面能就多，因而小粒径SiC阻碍晶粒长大的能力更强.当晶界上出现许多第二相，且晶粒达到某一极限尺寸时，界面的正常曲率就不足以使晶粒继续长大，晶粒就停止生长，得到最终粒径.由于以上两种原因，在Al2O3-SiC纳米复合陶瓷中，在SiC含量相同的情况下，随着加入SiC粒径的减小,Al2O3基体晶粒尺寸变小.但是在A、B、C样品中，尽管基体晶粒尺寸随着加入SiC粒径的增加而增加，但增加的幅度并不符合Zener模型的预测.按照Zener模型，如果A5的基体晶粒尺寸为1.7μm，则NA5应为7.3μm，SA5应为14.6μm.但实际上NA5为3.5μm，SA5为31μm.造成这一现象的主要原因是由于Zener模型本身的缺陷所致，一般认为Zener模型是一种弱钉扎模型［8］，这种模型认为晶粒生长的阻力源于晶界能的降低，并假设在晶界的移动过程中其曲率没有变化.然而实际上，当晶界遇到第二相的时候，曲率必然变小,晶界的迁移力就会降低.第二相颗粒越小,曲率变化越大，晶界迁移力降低得越多，基体晶粒比Zener模型预测的要小;第二相颗粒越大，曲率变化越小,晶界迁移率变化越小,基体晶粒比Zener模型预测的要大.3.2 力学性能随SiC粒径的变化从表1可以看出，在SiC加入量相同的情况下，随着SiC粒径的减小,纳米复合陶瓷的强度、韧性、硬度都呈增加趋势.表1力学性能与SiC粒径的关系一般认为，由于纳米复合陶瓷的增韧补强机理同残余应力有关，但是根据Selsing的连续均匀无限大基体中存在单个异相颗粒模型［9］：材料中的残余应力P与粒径无关，因而一些研究者认为在Al2O3中加入不同粒径的SiC，其力学性能变化不大［10］.但是Selsing的模型毕竟是一个比较简单的模型，在复合材料中,单个分散相颗粒是不会独立存在的，必须考虑到复合材料中的分散相是以一定的尺寸和一定数量引入到基体中的.基体颗粒也不是无限大的，分散相可能分布在基体晶粒内,也可能分散在基体晶界上.因而有必要对残余应力进行进一步分析.Levin通过计算认为SiC的加入引起纳米复合陶瓷基体晶粒强度的降低，有利于形成穿晶断裂，但基体强度降低的幅度太大，也会引起断裂韧性的降低，断裂韧性的变化可以表示为［11］：λ为SiC颗粒间的距离.在相同加入量(体积百分含量)的情况下，降低SiC颗粒尺寸,可以增加SiC颗粒数目，使颗粒间的距离变小.即λ变小,根据式(3),减小了SiC对基体强度的弱化作用，因而有利于提高力学性能.同时，根据晶粒生长的Zener模型和3.1中晶粒大小随SiC粒径变化的SEM照片可以看出，随着SiC 粒径的减小,对Al2O3晶粒生长的阻碍作用增强，因而纳米复合材料的基体晶粒尺寸随SiC粒径的减小而减小.根据Hall-Petch关系，材料的强度将随着基体晶粒尺寸减小而提高，即随着SiC粒径的减小而提高.另外，随着SiC粒径的增加，大的SiC颗粒更趋向于位于基体晶界上，形成晶内型纳米复合材料的难度增加，SiC增强晶界的作用减弱，因而力学性能随着SiC粒径的增加而降低.4 结论1.通过非均相沉淀法制粉、热压烧结可以制备出一系列含有不同粒径SiC颗粒的晶内型Al2O3-SiC纳米复合陶瓷.2.随着加入SiC颗粒粒径的减小,Al2O3基体晶粒尺寸变小,但减小的趋势没有Zener模型预测的那么强烈.3.Al2O3-SiC纳米复合陶瓷的抗弯强度、断裂韧性、硬度都随加入SiC颗粒粒径的减小而增加，这主要同SiC颗粒对基体的弱化作用减弱及基体粒径变小有关.作者单位:中国科学院上海硅酸盐研究所高性能陶瓷和超微结构开放实验室上海200050参考文献1 Cahn R W. Natrue, 1992, 359: 591-5922 Niihara K. J. Ceram. Soc. Jpn., 1991, 99 (10): 974-9823 Sternitzke M. J. Eur. Ceram. Soc., 1997, 17: 1061-10824 Stearns L C, Zhao J, Harmer M P. J. Eur. Ceram. Soc., 1992, 100: 448-4535 王宏志, 高濂, 郭景坤(WANG Hong-Zhi et al). 无机材料学报(Journal of Inorganic Materials), 1997, 12 (5): 671-6746 Laura C S, Martin P H. J. Am. Ceram. Soc., 1996, 79 (12): 3013-30207 王宏志, 高濂, 郭景坤等(WANG Hong-Zhi et al). 无机材料学报(Journal of Inorganic Materials), 1998, 13 (4): 603-6078 Srolovitz D J, Anderson M P, Grest G S, et al. Acta metall., 1984, 32 (9): 1429-14389 Selsing J. J. Am. Ceram. Soc., 1961, 44: 41910 Carroll L, Sternitzke M, Derby B. Acta Mater., 1996, 44 (11): 4543-455211 Levin I, Kaplan W D, Brandon D G. J. Am. Ceram. Soc., 1995, 78 (1): 254-256。
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２ ３ 试样 制备 ．
将 细 化后 的 粉末 装 入 石 墨模 具 中 ， ２ ａ压力 在 ＭＰ 下预先 压制 ， 然后 在 Ｎ２ 氛 中用热 压炉 （ ０ ） 气 ＲＹ１０进行 热 压 ， 成 样 品 。ＡＺ系 列 的 热 压 工 艺 参 数 为 ： 度 制 温 １０ ℃ ， ７ ０ 压力 ３ ＭＰ ， 温 时间 ２ｒｉ。 ０ ａ保 ０ ｎ ａ
ｐ ｃｍｅ ｅｉ ｎ ＡＺ Ｏ
Ａｈ ３ ０
１０ ０
ＺＢ／ｒ ￣ ｒ，Ｚ Ｏ
０
１ 引 言
氧 化铝基 复合 陶 瓷具 有 高 硬 度 、 熔 点 、 磨 损 、 高 耐 化 学稳定 性好 及成 本 低 等 优 点 ， 因此 被 广 泛应 用 于刀
（ 积 分 数 ， ） （ 积 分数 ， ） 体 ％ 体
李
彬 等： 晶粒细化对 ＡＩ ／ ｒ ２ｚ Ｏ２ ２ Ｚ Ｂ ／ ｒ 复合陶瓷材料力学性能的影响 Ｏａ
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晶粒 细 化对 Ａ１ ／ ｒ ２Ｚ Ｏ２ ２ Ｚ Ｂ ／ ｒ 复合 陶 瓷材 料 力 学 性 能 的影 响 ０３
李 彬 ， 建新 邓
采用 以下 两种 不 同 的工艺 进行 细化 。细化 工艺 Ａ （ 通球磨 细 化工 艺） 按表 １中各成 分含 量配 制原 料 。 普 ： （ 山东大 学 机 械 工程学 院 ， 山东 济南 ２ ０ ６ ） ５ ０ １ 摘 要 ： 采 用普 通球 磨 细化 工 艺和 两 次球 磨 细化 工 艺制 备 出两类 Ａｌ ／ ｒ ￣ Ｚ Ｏ 。 Ｚ Ｂ ／ ｒ ｚ复 合 陶瓷材 料 ， Ｏ。 并对 材料 的硬度 、 断裂韧 性和 抗 弯强度 进行 了测 试和 分析 。 结果 表 明 ， 次 球 磨 细 化 工 艺 可 以 明 显 降低 Ｚ Ｂ ／ 两 ｒ ２
割成 ４ ２ ｍＸ３ ２ ｍ×３ ｒ 的长条， ．ｒ ａ ．ｒ ａ ６ｍ ａ 然后用工具磨 床粗磨 、 精磨后， 再用金刚石研磨膏对表面进行抛光， 最后对其进行倒角 ， 制成 ４ ｍ×３ ｍ×３ ｒ ｍ ｍ ６ ｍ的标准 ａ 试 样， 糙 度 Ｒ 粗 ．＝ ０ ．１ ｍ。 抗 弯 强 度 在 Ｉ Ｎ— Ｓ ＲＯＮ ５ ９型 电子 万 能 试 验 机 上 测 量 ， 距 ２ ｍｍ， Ｔ ５６ 跨 ０ 加 载速 率 ０ ５ ． ｍｍ／ ｎ 采 用压 痕 法测 定 陶瓷 的硬 度 和 ｍｉ， 断裂 韧性 ， 痕在 ＨＶ－２ 压 １ ０型维 氏硬 度计 上 产生 ， 载荷
为 １ ６ 载荷 保持 时 间为 １ ｓ用 １ ０倍光 学显微 镜测 ９ Ｎ， ５， ０
内的分布更 均 匀， 并能有 抑制 ＡｌＯ 。晶粒 的异 常长 大 。 与普通 细化 工 艺相 比较 ， 工 艺 改 变 了材 料 的断 裂模 此 式， 强化 了晶界 的结合 能力 ， 复 合材料 的综 合 力 学性 使 能得 到 了更大程 度 的 改善 ， 中抗 弯 强度 和 硬 度 最 多 其
Ｚ ０２ ｒ 晶粒 的尺 寸 至 Ｏ ２ Ｏ ４ ｍ， 其 在 Ａｌ ３基 体 ． ～ ． 使 ２ ０
直接 将原 料混 合后 以无 水 乙醇 为介 质 湿式 球 磨 １ｏ ， ５ｈ 在 １０ ５ ℃下 用真 空 干燥箱 干燥 ２ｈ后 过筛 。 ４
细化 工 艺 Ｂ（ 次 球 磨 细 化 工 艺 ） （ ） 分 别 将 两 ：１ 先 Ａ１ 原 料 和 Ｚ Ｂ ／ ｒ ２ 料 以无水 乙醇 为介 质湿 式 ２ Ｏ。 ｒ２Ｚ ｏ 原
ＡＺ ０ ｌ ＡＺ Ｏ ２ ＡＺ ０ ３ ９ ０ ８ ０ ７ ０ ｌ ０ ２ Ｏ ３ ０
具、 耐热导轨和轴承等高温作业 的领域 中。但是 氧化 铝粉末在 烧结 过程 中 ， 由于 自身 的 某 些 特 性会 造 成 晶 粒异常 长大 ， 样 烧 结后 的 强 度 和韧 性 很 低 。如何 更 这 好 地解决 此问题 ， 已成 为 国 内外 众 多 研 究 者关 注 的 热 点［ ‘。在 Ａｌ 基 体 中加 入 ＺＢ １］ ￣ ： ｏ３ ｒ ２和 Ｚ Ｏ ｒ 。相 ， 既 则 可以发挥 Ｚ 优 良的高温性能和对基 体颗粒增韧 的 作 用［ ， 可 以 发 挥 Ｚ０２对 基 体 相 变 增 韧 的 作 ５ 又 卅］ ｒ
提 高 了 ４ 和 ４ 。 ８ １
球磨 １０ ， １０ ５ｈ 在 ５ ℃下 用 真空 干燥 箱干燥 ２ ｈ后过筛 ； ４
（ ） 表 １中各 成 分 含 量 配 制 原料 。超 声 波振 荡 器 振 ２按
关键 词 ： 氧化 铝 ； 晶粒 细化 ； 复合 陶瓷 ； 学性 能 力 中图分 类号 ： Ｔ ３ Ｂ３ 文献标 识 码 ： Ａ 文章编 号 ：０ １９ ３ （０ ８ １ －８ ３０ １０ －７ １ ２ ０ ） １１ ６ －４
荡来防止材料团聚 ， 混合料 以无水乙醇为介质湿式球 磨 ３０ ， １Ｏ ０ ｈ在 ５ ℃下用 真 空干燥 箱 干燥 ２ｈ后 过筛 。 ４ 表 １ 复合 材料 的成 分
Ｔａ ｌ ｍ ｐ ｓｔ ｎ ｆｈ ｔｐ ｅ ｓ ｄ ｃ ｍ ｐ ｓｔ ｓ ｂ ｅ１Ｃｏ ｏ ｉｉ ｓｏ ｏ－ ｒ ｓｅ ｏ ｏ ｉ ｏ ｅ Ｓ
２ ４ 性能测 试 ．
ｚｏ 粉末加人 到 Ａ 。 。 ｒ２ ｌ 基体 中制备 出 Ａ 。 ３ｚＢ ／ Ｏ ｌ ／ ｒ２ Ｏ Ｚ ｏ 复合陶瓷材料 ， ｒ２ 与普通 细化工艺 相 比较， 探讨 了 新工艺对基体的细化特性和对复合材料整体力学性能 的影 响 。
将 烧结后 的陶瓷 材料 用 内 圆式 切 片机 （５ ６ＣＩ ＪＯ Ｏ －）