【大学课件】陶瓷材料的力学性能PPT
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陶瓷材料的力学性能
当温度T<0.5Tm（Tm为熔点）时，陶瓷材料 的强度基本不变，当温度高于0.5Tm时才出现明 显的降低。Brown等人提出图11－10所示的强度 的变化曲线，可以看出整个曲线可分为三个区域 。
在低温A区，断裂前无塑性变形，陶瓷的断裂主要
决定于试样内部既存在缺陷（裂纹、气孔等）引起裂
纹的扩展，为脆性断裂，其断裂应力为：
式中，φ2为模量为E2的相的体积分数， E1为另一相的模量。对其他的模量（G，K）， 也可以写出类似的关系式。在这种情况下，大 部分作用应力由高模量相承担。
Reuss模型假定各相的应力相同，即垂于
层面拉伸时，给出复合材料模量 ET 的表达式
ET
E1 E 2
E1 2 E21
（11－5）
对其他模量同样也可以写出类似的关系 式。符号EL和ET分别表示复合材料弹性模量的上限 和下限值。Hashin和Shtrikma也曾确定出二相复 合材料模量的上下限，而且比上述两个界限之间 范围窄的多，且不包括关于相的几何形状的任何 特殊假设。
0 exp(p) （ 11－6）
式中，p为气孔率，σ0为p＝0时的强度，α为 常数，其值在4－7之间，许多试验数据与此式接近 。
根据上式可推断出当p＝10％时，陶瓷的强度 就下降到无气孔时的一半。陶瓷的气孔率约为 3％，陶器的气孔率约为10％－15％。当材料成分 相同，气孔率的不同将引起强度的显著差异。
E 100kTm （11－1） Va
式中，Va为原子体积或分子体积。图11－3为由 Frost与Ashby总结出的E与kTm/Va之间的关系图，可以 看出，它们符合良好的线性关系。不同种类的陶瓷材 料弹性模量之间大体上有如下关系：氧化物<氮化物≈ 硼化物<碳化物。
在低温A区，断裂前无塑性变形，陶瓷的断裂主要
决定于试样内部既存在缺陷（裂纹、气孔等）引起裂
纹的扩展，为脆性断裂，其断裂应力为：
式中，φ2为模量为E2的相的体积分数， E1为另一相的模量。对其他的模量（G，K）， 也可以写出类似的关系式。在这种情况下，大 部分作用应力由高模量相承担。
Reuss模型假定各相的应力相同，即垂于
层面拉伸时，给出复合材料模量 ET 的表达式
ET
E1 E 2
E1 2 E21
（11－5）
对其他模量同样也可以写出类似的关系 式。符号EL和ET分别表示复合材料弹性模量的上限 和下限值。Hashin和Shtrikma也曾确定出二相复 合材料模量的上下限，而且比上述两个界限之间 范围窄的多，且不包括关于相的几何形状的任何 特殊假设。
0 exp(p) （ 11－6）
式中，p为气孔率，σ0为p＝0时的强度，α为 常数，其值在4－7之间，许多试验数据与此式接近 。
根据上式可推断出当p＝10％时，陶瓷的强度 就下降到无气孔时的一半。陶瓷的气孔率约为 3％，陶器的气孔率约为10％－15％。当材料成分 相同，气孔率的不同将引起强度的显著差异。
E 100kTm （11－1） Va
式中，Va为原子体积或分子体积。图11－3为由 Frost与Ashby总结出的E与kTm/Va之间的关系图，可以 看出，它们符合良好的线性关系。不同种类的陶瓷材 料弹性模量之间大体上有如下关系：氧化物<氮化物≈ 硼化物<碳化物。
陶瓷材料的力学性能
0 exp(p) （ 11－6）
式中，p为气孔率，σ0为p＝0时的强度，α为 常数，其值在4－7之间，许多试验数据与此式接近 。
根据上式可推断出当p＝10％时，陶瓷的强度 就下降到无气孔时的一半。陶瓷的气孔率约为 3％，陶器的气孔率约为10％－15％。当材料成分 相同，气孔率的不同将引起强度的显著差异。
图11－8示出AL2O3陶瓷的弯曲强度与气孔率之 间的关系。可以看出，试验与理论值符合较好。
由上述可知，为了获得高强度，应制备接近理 论密度的无气孔陶瓷材料。
图8 Al2O3的强度与气孔率的关系
2 晶体尺寸对强度的影响
陶瓷材料的强度与晶粒尺寸的关系与金属有类 似的规律，也符合Hall－Petch关系式
1.2 弹性模量的影响因素
• 1 温度对弹性的影响 • 2 弹性模量与熔点的关系 • 3 弹性模量与材料致密度的关系
1 温度对弹性的影响
• 由于原子间距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。当温度升高时，原子间距增大，由d0变为 dt(如图11-1),而dt处曲线的斜率变缓,即弹性模量降低。
3 晶界相的性质于厚度、晶粒形状对强度的影 响
• 陶瓷材料的烧结大都要加入助烧剂，因此形成 一定量的低熔点晶界相而促进致密化。晶界相的成 分、性质及数量（厚度）对强度有显著影响。晶界 相最好能起裂纹过界扩展并松弛裂纹尖端应立场的 作用。
• 晶界玻璃相的存在对强度是不利的，所以应通 过热处理使其晶化。对单相多晶陶瓷材料，晶粒形 成最好为均匀的等轴晶粒，这样承载时变形均匀而 不易引起应力集中，从而使强度得到充分发挥。
综上所述，高强度单相多晶陶瓷的显 微组织应符合如下要求：
①晶粒尺寸小，晶体缺陷少； ②晶粒尺寸均匀、等轴，不易在晶界处引起应 力集中； ③晶界相含量适当，并尽量减少脆性玻璃相含 量，应能阻止晶内裂纹过界扩展，并能松弛裂纹 尖端应力集中； ④减小气孔率，使其尽量接近理论密度。
式中，p为气孔率，σ0为p＝0时的强度，α为 常数，其值在4－7之间，许多试验数据与此式接近 。
根据上式可推断出当p＝10％时，陶瓷的强度 就下降到无气孔时的一半。陶瓷的气孔率约为 3％，陶器的气孔率约为10％－15％。当材料成分 相同，气孔率的不同将引起强度的显著差异。
图11－8示出AL2O3陶瓷的弯曲强度与气孔率之 间的关系。可以看出，试验与理论值符合较好。
由上述可知，为了获得高强度，应制备接近理 论密度的无气孔陶瓷材料。
图8 Al2O3的强度与气孔率的关系
2 晶体尺寸对强度的影响
陶瓷材料的强度与晶粒尺寸的关系与金属有类 似的规律，也符合Hall－Petch关系式
1.2 弹性模量的影响因素
• 1 温度对弹性的影响 • 2 弹性模量与熔点的关系 • 3 弹性模量与材料致密度的关系
1 温度对弹性的影响
• 由于原子间距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。当温度升高时，原子间距增大，由d0变为 dt(如图11-1),而dt处曲线的斜率变缓,即弹性模量降低。
3 晶界相的性质于厚度、晶粒形状对强度的影 响
• 陶瓷材料的烧结大都要加入助烧剂，因此形成 一定量的低熔点晶界相而促进致密化。晶界相的成 分、性质及数量（厚度）对强度有显著影响。晶界 相最好能起裂纹过界扩展并松弛裂纹尖端应立场的 作用。
• 晶界玻璃相的存在对强度是不利的，所以应通 过热处理使其晶化。对单相多晶陶瓷材料，晶粒形 成最好为均匀的等轴晶粒，这样承载时变形均匀而 不易引起应力集中，从而使强度得到充分发挥。
综上所述，高强度单相多晶陶瓷的显 微组织应符合如下要求：
①晶粒尺寸小，晶体缺陷少； ②晶粒尺寸均匀、等轴，不易在晶界处引起应 力集中； ③晶界相含量适当，并尽量减少脆性玻璃相含 量，应能阻止晶内裂纹过界扩展，并能松弛裂纹 尖端应力集中； ④减小气孔率，使其尽量接近理论密度。
陶瓷材料详解PPT课件
90
球墨铸铁
20~40
氮化硅陶瓷
3.5~5
2020年9月28日
23
2. 物理与化学性能
• 熔点高 一般在2000℃以上，故陶瓷高温强度和
高温蠕变抗力优于金属。 • 热胀系数小、热导率低
随气孔率增加，陶瓷的热胀系数、热导 率降低，故多孔或泡沫陶瓷可作绝热材料。
热振性差。能
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20
（二）陶瓷的性能
1. 力学性能
• 硬度高、耐磨性好;
>1500Hv （ 淬 火 钢 500~800Hv ， 高 聚 物 <20Hv）
• 抗拉强度低，抗压强度较高；
因表面及内部的气孔、微裂纹等缺陷，实 际强度仅为理论强度的1/100~1/200。但抗 压强度高，为抗拉强度的10~40倍。
硅酸盐矿物为主要原料，如粘土、石
英、长石等。主要制品有：日用陶瓷、
建筑陶瓷、电器绝缘陶瓷、化工陶瓷、
多孔陶瓷。
2020年9月28日
3
特种陶瓷是以纯度较高的人工合成化合 物为主要原料的人工合成化合物。
如Al2O3、ZrO2、SiC、Si3N4、BN等。
日用陶瓷
按用途分类
工程结构陶瓷
工业陶瓷
功能陶瓷
2020年9月28日
红宝石（α-Al2O3掺铬离子）、钇铝石榴石、 含钕玻璃等可作固体激光材料；玻璃纤维可作光
导纤维材料，此外还有用于光电计数、跟踪等自 控元件的光敏电阻材料。
870℃
1470℃
1713℃
α-石英
α-鳞石英
α-方石英
熔融SiO2
加热 急冷
180~270℃
163℃
573℃
β-石英
金属和陶瓷的力学性能材料科学基础 ppt课件
Cu-Ni合金成分与性能关系
PPT课件
35
２、多相合金的塑性变形与弥散强化
当合金的组织由多相(二相)混合物组成时，合 金的塑性变形除与合金基体的性质有关外，还 与第二相的性质、形态、大小、数量和分布有 关。第二相可以是纯金属、固溶体或化合物， 工业合金中第二相多数是化合物。
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36
复习：金属化合物
二、拉伸试验和应 力-应变图：
拉伸试验可获得的力 学性能指标：
1、弹性模量： 2、规定非比例伸
长应力：
是金属材料有明显 塑性变形时的强度
3、抗拉强度： 4、断后伸长率： 5、截面收缩率：
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4
三、塑性变形材料学基础
（一）、金属单晶体的塑性变形 单晶体的塑性变形的基本方式有两种： 滑移 孪生。 金属常以滑移方式发生塑性变形。
若只研究该原子列的原子排列情况, 则晶向 [110]与[ ]可用一指数[110]表示。
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10
原子排列情况相同而在空间位向不同(即不 平行)的晶向统称为晶向族, 用尖括号表示, 即<uvw>。如:
<100> = [100] + [010] + [001]
在立方晶系中, 一个晶面指数与一个晶向指 数数值和符号相同时, 则该晶面与该晶向互 相垂直, 如(111) [111]。
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11
以图中的晶面ABB’A’为例, 晶面指数的标定过程如 下：
①设定一空间坐标系（原点在欲定晶面外, 并使晶面在
三条坐标轴上有截距或无穷大。）
②以晶格常数a为长度单位, 写出欲定晶面在三条坐标 轴上的截距:1∞∞
③截距取倒数：100
《陶瓷材料》PPT课件
硅酸盐结构
结构很复杂，但基 本结构单元为[SiO4]硅氧 四面体，结合键为离子 键、共价键的混合键；
每个氧原子最多只 有被两个[SiO4]所共有；
Si-O-Si的键角为145°; [SiO4]既可孤立存在，亦可通过共用顶点连接成
链状、平面或三维网状结构，故硅酸盐材料有无机高 聚物之称。
硅酸盐结构特点与结构分类
敲击声
沉浊
清脆
陶瓷分类（2）
按用途分类
结构陶瓷 功能陶瓷 陶瓷耐火材料 玻璃
结构陶瓷主要是用于耐磨损、高强度、耐热、耐热冲击、硬质、高刚性、 低热膨胀性和隔热等结构陶瓷材料；
不同形状的特种结构陶瓷件
功能陶瓷中包括电磁功能、光学功能和生物-化学功能等陶瓷制品和材料， 此外还有核能陶瓷和其它功能材料等。
E E 01 f1p f2p 2
– 式中p为材料气孔率；E0为p=0时的弹性模量； – f1 、 f2 为 由 气 孔 形 状 决 定 的 常 数 。 对 于 球 形 气 孔 ，
f1=1.9 ，f2=0.9。
⑷晶体结构
–。
– 对于多晶材料来说，则可认为E是各向同性的（统计性 的）。
泽，为施釉或无釉制品，基本不吸水。
• 炻器：其性质介于陶器和瓷器之间。断口致密，即使无
釉，也不透过液体和气体，坯体透气性差或无透光性。
陶器和瓷器
性能及特征 吸水性/％
透光性
陶器 一般大于3
不透光
瓷器 一般不大于3
透光
坯体特征
未玻化或玻化程度差、断面 玻化程度高、结构致密、细
粗糙
腻，断面呈石状或贝壳状
建筑陶瓷－地砖
电瓷
广义的陶瓷概念：用陶瓷生产方法制造的无机非金属固体材料和制品的通称。
【大学课件】陶瓷材料的力学性能PPT
系.
12
3 弹性模量与材料致密度的关系
陶瓷材料的致密度对弹性模量影响很大， 弹性模量E与气孔率p之间满足下面关系式
E E0 (1 f1 p f2 p2 )（11－2）
式中，E0为气孔率为0时的弹性模量，f1及f2 为由气孔形状决定的常数。Mackenzie求出当气 孔A论l为2计O球算3陶形 的瓷时 比的， 较弹f。1性＝模1.量9，随f2气＝孔0.9率。的图变13化－及4给某出些理
➢ 11.1 陶瓷材料的弹性性能
➢ 11.2 陶瓷材料的强度及其影响因素
➢ 11.3 陶瓷材料的断裂韧性与热抗震性
.
1
陶瓷材料的化学键大都为离子键和共价键，键合 牢固并有明显的方向性，同一般的金属相比，其晶体 结构复杂而表面能小，因此，它的强度、硬度、弹性 模量、耐磨性、耐蚀性及耐热性比金属优越，但塑性、 韧性、可加工性、抗热震性及使用可靠性却不如金属。
区σf随温度升高变化不大；在中间温度B区，由于断裂 前产生塑性变形。因而强度对既存在缺陷的敏感性降
低，断裂受塑性变形控制，σf随温度的上升而有明显 的降低。此时的断裂应力受位错塞积机制控制，即σf ＝σ0＋k d－1/2；
.
40
当温度进一步升高时（C区）。二维滑移系开 动，位错塞积群中的一部分位错产生的交叉滑移 随温度的升高而变得活跃，由此而产生的对位错 塞积群前端应力的松弛作用就越发明显。所以在 此区域内，断裂应力有随温度的升高而上升的趋 势。
成最好为均匀的等轴晶粒，这样承载时变形均匀而
不易引起应力集中，从而使强度得到充分发挥。
.
37
综上所述，高强度单相多晶陶瓷的显微 组织应符合如下要求：
①晶粒尺寸小，晶体缺陷少； ②晶粒尺寸均匀、等轴，不易在晶界处引起应 力集中； ③晶界相含量适当，并尽量减少脆性玻璃相含 量，应能阻止晶内裂纹过界扩展，并能松弛裂纹 尖端应力集中； ④减小气孔率，使其尽量接近理论密度。
陶瓷材料的力学性能
减少加入的氧化物数量，使部分氧化物以四方相的形式存在。 由于这种材料只使一部分氧化锆稳定，所以称部分稳定氧化 锆(PSZ)。
氧化锆中四方相向单斜相的转变可通过应力诱发产生。当受 到外力作用时，这种相变将吸收能量而使裂纹尖端的应力场 松弛，增加裂纹扩展阻力，从而大幅度提高陶瓷材料的韧性。
部分稳定氧化锆的导热率低，绝热性好；热膨胀系数大，接 近于发动机中使用的金属，抗弯强度与断裂韧性高，除在常 温下使用外，已成为绝热柴油机的主要侯选材料，如发动机 汽缸内衬、推杆、活塞帽、阀座、凸轮、轴承等。
27
二、陶瓷材料的增韧
陶瓷材料强度提高，断裂韧度值增大，因此陶瓷材料的增韧常 与增强相联系。
陶瓷增韧途径：（除纤维、纳米颗粒等制备陶瓷基复合材料外） 1）改善陶瓷显微结构
a.使材料达到细、密、匀、纯 b.晶粒长宽比增大，KIC值增大。 2）相变增韧：受使用温度限制（应<800℃) 3）微裂纹增韧 主裂纹扩展遇到微裂纹发生分叉转向前进，增加扩展过程中的 表面能；主裂纹尖端应力集中被松弛，扩展减慢。
得到复杂的形状
性差
用较少的助剂就能致密化，只能制造简单形状，烧
强度、耐蚀性最好
结助剂使高温强度降低
13
② 性能特点及应用 氮化硅的强度、比强度、比模量高；硬度仅次于金刚石、
碳化硼等；摩擦系数仅为0.1~0.2；热膨胀系数小；抗热震 性大大高于其他陶瓷材料；化学稳定性高。
热压烧结氮化硅用于形状简单、精度要求不高的零件， 如切削刀具、高温轴承等。
4）陶瓷材料KIscc/KIC> ΔKth /KIC说明应力腐蚀开裂比疲劳 更难产生。
33
三、抗热震性 1、热震破坏分类
热震断裂：由热震引起的瞬时断裂； 热震损伤：在热冲击循环作用下，材料先出现开裂，随之裂 纹扩展，导致材料强度降低，最终整体破坏。 2、陶瓷材料的抗热震性通常用抗热震参数表示。
氧化锆中四方相向单斜相的转变可通过应力诱发产生。当受 到外力作用时，这种相变将吸收能量而使裂纹尖端的应力场 松弛，增加裂纹扩展阻力，从而大幅度提高陶瓷材料的韧性。
部分稳定氧化锆的导热率低，绝热性好；热膨胀系数大，接 近于发动机中使用的金属，抗弯强度与断裂韧性高，除在常 温下使用外，已成为绝热柴油机的主要侯选材料，如发动机 汽缸内衬、推杆、活塞帽、阀座、凸轮、轴承等。
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二、陶瓷材料的增韧
陶瓷材料强度提高，断裂韧度值增大，因此陶瓷材料的增韧常 与增强相联系。
陶瓷增韧途径：（除纤维、纳米颗粒等制备陶瓷基复合材料外） 1）改善陶瓷显微结构
a.使材料达到细、密、匀、纯 b.晶粒长宽比增大，KIC值增大。 2）相变增韧：受使用温度限制（应<800℃) 3）微裂纹增韧 主裂纹扩展遇到微裂纹发生分叉转向前进，增加扩展过程中的 表面能；主裂纹尖端应力集中被松弛，扩展减慢。
得到复杂的形状
性差
用较少的助剂就能致密化，只能制造简单形状，烧
强度、耐蚀性最好
结助剂使高温强度降低
13
② 性能特点及应用 氮化硅的强度、比强度、比模量高；硬度仅次于金刚石、
碳化硼等；摩擦系数仅为0.1~0.2；热膨胀系数小；抗热震 性大大高于其他陶瓷材料；化学稳定性高。
热压烧结氮化硅用于形状简单、精度要求不高的零件， 如切削刀具、高温轴承等。
4）陶瓷材料KIscc/KIC> ΔKth /KIC说明应力腐蚀开裂比疲劳 更难产生。
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三、抗热震性 1、热震破坏分类
热震断裂：由热震引起的瞬时断裂； 热震损伤：在热冲击循环作用下，材料先出现开裂，随之裂 纹扩展，导致材料强度降低，最终整体破坏。 2、陶瓷材料的抗热震性通常用抗热震参数表示。
陶瓷材料的性能特点及其应用(ppt 37页)
硅氧四面体在空间组成的三维网状结构 （SiO2、钠长石、钙长石）
（2）氧化物结构
• 1.NaCl型结构（AX型） • 2.CaF2(AX2型) • 3. 刚玉结构(A2X3型) • 4. 钙钛矿型或钛铁矿型结构(ABX3型) • 5.尖晶石结构(AB2X4型)
（3）非氧化物的结构
• 1.定义：
•
2.石英（20～30％）：化学组成为SiO2，是一种耐热性、抗 蚀性、高硬度的物质，是陶瓷制品的骨架。
• 3.长石（20～30％）：含K＋、Na＋、Ca＋的无水铝硅酸 盐，高温下熔融，可以溶解部分石英和高岭土分解物，起 高温胶结作用。
（2）传统陶瓷可塑坯料的制备过程
长石
石英
粘土及高岭土
拣选 洗涤 粗碎
陶瓷材料
姓名： 班级： 学号：
• 概况
• 一.陶瓷的工艺过程
• 二.陶瓷的结构
• 三.陶瓷材料的性能 特点
• 四.陶瓷材料及其应 用 Nhomakorabea1.陶瓷的工艺过程
1、原料的制备 （1）生产陶瓷的三种主要原料
1.粘土（40～60％）：含水铝硅酸盐，主要化学成分为 SiO2、Al2O3、H2O、Fe2O3、TiO2等。
• 2.玻璃化转变
• ①玻璃化转变温度（Tg） • ②软化温度(Tf)
• 3.石英玻璃与石英晶体的区别
•
若玻璃中含有氧化铝或氧化硼，则四面体中的硅被铝或硼部分
取代，形成铝硅酸员或硼硅酸盐的结构网络。玻璃中含有碱金属（
Na、K）和碱土金属(Ca、Mg、Ba)的离子时，它们在结构中分布在
四面体群的网络里， Na2O等氧化物的存在，会使很强的Si—O— Si 键破坏，因而降低玻璃的强度、热稳定性和化学稳定性，但有利于生
第36讲 陶瓷的力学性能特点
——第36讲陶瓷的力学性能特点第Ⅰ节：弹性模量第Ⅱ节：强度第Ⅲ节：断裂韧性第Ⅳ节：热震性能耐高温、抗氧化、耐腐蚀、耐磨损 脆性材料-对缺陷十分敏感-分散性大1 2 3 3弹性模量强度断裂韧性热震性能第36讲陶瓷的力学性能特点36.1 弹性模量弹性模量☐比金属的弹性模量大得多：离子键和共价键；☐压缩模量高于拉伸模量；☐制备方法和原料的影响大。
36.1 弹性模量孔隙率的影响36.1 弹性模量有缘学习更多＋谓ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）微裂纹的影响◉微裂纹由陶瓷晶粒热膨胀系数的各向异性引起；◉影响规律：◉其中：f=1.5～1.77，N-单位体积的微裂纹数目；a-微裂纹平均长度；◉弹性模量随微裂纹数目和长度增加而下降。
36.1 弹性模量返回36.2 强度影响因素：晶粒大小、工艺、缺陷、表面状态和测试方法等；晶粒大小的影响复合Hall-Patch关系；缺陷包括：微裂纹和孔洞；36.2 强度压缩强度远大于抗拉强度表面划痕、缺口等降低强度表面状态的影响不同的摩擦力对三种ZrO 2弯曲强度的影响，图中Y-TZP为氧化钇稳定的四方氧化锆；Mg-PSZ为氧化镁部分稳定的氧化锆；Ce-TZP为氧化铈稳定的四方氧化锆36.2 强度有缘学习更多＋谓ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）测试方法：●弯曲：GB/T 6569-2006●拉伸：GB/T 23805-2009●压缩：GB/T 8489-200613236.2 强度36.2 强度概率分布服从Weibull分布返回36.3 断裂韧性远远低于金属材料的断裂韧性 远远低于金属材料的断裂韧性陶瓷增韧☐陶瓷与金属的复合增韧☐相变增韧☐微裂纹增韧36.3 断裂韧性有缘学习更多＋谓ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）单边预裂纹梁(SEPB)法(GB/T 23806-2009)1双悬梁(DCB)法2双扭试件(DT)法3压痕法4断裂韧性测试方法36.3 断裂韧性36.3 断裂韧性断裂韧性测试方法36.3 断裂韧性得的陶瓷材料的断裂韧性的对比返回36.4 热震性能材料抵抗温度骤变不破坏的能力；热震性能定义:热震断裂和热震损伤；热震性能分为:☐抗热震断裂参数☐抗热震损伤参数☐热震后的强度退化返回有缘学习更多＋谓ｙｇｄ３０７６或关注桃报：奉献教育（店铺）Thanks!谢谢观赏！。
陶瓷的性能PPT课件
划痕硬度叫做莫氏硬度，用于陶瓷及矿物材料硬度测试。它只表示硬度由小 到大的顺序，不代表硬度的程度，后面的矿物可以划破前面的矿物表面。
一般莫氏硬度分为10级，后来因为有一些工人合成的硬度较大的材料出现， 又将莫氏硬度分为15级以便比较，表3-3莫氏硬度两种分级的顺序。
.
3
表3-3
莫氏硬度顺序
顺序 材料 1 滑石
Ⅰ. 由于晶粒取向不同，位错运动会受到晶界的
障碍，而在晶界产生位错塞积；
Ⅱ. 材料中的杂质原子引起应力集中而成为位错
运动的障碍。
Ⅲ. 热缺陷，交叉（指位错组合、位错线与位错
或位错线与其它缺陷相互交叉）都能使位错运动受到
阻碍。
.
11
当位错运动受到各种障碍时，就会在障碍前 塞积起来，导致微裂纹形成。
图2-2-1就是位错形成微裂纹示意图．
化学反应愈烈，裂纹扩展速度也愈快。
应力腐蚀理论的局限性：这一理论能解释许多实
验数据，但有人在真空中实验，也发现了疲劳现象，
说明单纯用应力腐蚀来说明疲劳现象是不够的。
.
18
２．自由表面能降低 环境中的表面活性物质吸附在裂纹表面上使裂纹表面的自由表面能降低，这
就降低了断裂表面能。 自由表面能降低的局限性：自由表面能仅为断裂表面能的一小部分，即使像
硅酸盐玻璃这样的脆性材料，自由表面能也大约只有断裂表面能的30%，所以只 从自由表面能的降低来说明疲劳现象也是不够满意的。
.
19
３．能量分布状态变化 裂纹附近由于应力集中，晶格结点能量分布状态发生变化，这些地方的
原子处于高能量状态，这就加速了空位运动和原子扩散传质。同时，环境影 响断裂表面能，从而影响空位的运动和原子传质。
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差很大，这在微观断裂力学分析是要特别注意的。
实际上用混合定律是不能准确描述复合材料的弹性 模量的。其原因在于，等应力与等应变的假定是不完 全合理的。而实际复合材料是处在二者之间的状态， 所以试验数据落在这两个界限之间。
一般来讲，在其他性能允许的情况下，可以通过在 一定范围内调整两相比例来获得所需的弹性模量值。
.
21
11.1.4 单晶体陶瓷弹性模量的各向异性
.
13
图11.4 气孔率对弹性模量的影响
.
14
Frost指出，弹性模量与气孔率之间符合 指数关系
E E0 exp(Bp) （11－3）
式中，B为常数。 总之，随着气孔率的增加，陶瓷的弹性 模量急剧下降。
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15
11.1.3 复合材料的弹性模量
由于弹性模量决定于原子间结合力，即与原 子种类及化学键类型有关，所以弹性模量对显微 组织并不敏感，一旦材料种类确定，则通过热处 理等工艺来改变弹性模量是极为有限的。但对于 不同组元的弹性模量不同，
因此，固体的弹性模量一般均随温度的升高 而降低。图11－2给出一些陶瓷的弹性模量随 温度的变化情况，一般来说，热膨胀系数小的 物质，往往具有较高的弹性模量。
.
8
图11.1 原子结合力示意图
.
9
图11.2 温度对弹性模量的影响
.
10
2 弹性模量与熔点的关系
物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小，一般 来说，弹性模量与熔点成正比例关系。例如，在300K 下，弹性模量E与熔点Tm之间满足如下关系
因而，复合材料的弹性模量随各组元的含量不 同而改变。在二元系统中，总的弹性模量可以用 混合定律来描述。图11－5给出两相层片相间的 复合材料三明治结构模型图。
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16
图11.5 三明治结构复合材料示意图
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Voigt模型假定两相应变相同即平行层面 拉伸时，复合材料的模量为：
EL E11 E22 （11－4）
系.
Hale Waihona Puke 123 弹性模量与材料致密度的关系
陶瓷材料的致密度对弹性模量影响很大， 弹性模量E与气孔率p之间满足下面关系式
E E0 (1 f1 p f2 p2 )（11－2）
式中，E0为气孔率为0时的弹性模量，f1及f2 为由气孔形状决定的常数。Mackenzie求出当气 孔A论l为2计O球算3陶形 的瓷时 比的， 较弹f。1性＝模1.量9，随f2气＝孔0.9率。的图变13化－及4给某出些理
陶瓷材料为脆性材料，在室温下承载时几乎不 能产生塑性变形，而在弹性变形范围内就产生断裂 破坏，因此，其弹性性质就显得尤为重要。与其他 固体材料一样，陶瓷的弹性变形可用虎克定律来描 述。
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4
陶瓷的弹性变形实际上是外力的作用下原子间 距由平衡位产生了很小位移的结果。这个原子间微 小的位移所允许的临界值很小，超过此值，就会产 生键的断裂（室温下的陶瓷）或产生原子面滑移塑 性变形（高温下的陶瓷）。
式中，φ2为模量为E2的相的体积分数， E1为另一相的模量。对其他的模量（G，K） ，也可以写出类似的关系式。在这种情况下， 大部分作用应力由高模量相承担。
.
18
Reuss模型假定各相的应力相同，即垂于
层面拉伸时，给出复合材料模量 ET 的表达式
ET
E1 E 2
E12 E21
（11－5）
对其他模量同样也可以写出类似的关系 式。符号EL和ET分别表示复合材料弹性模量的上限 和 下 限 值 。 Hashin 和 Shtrikma 也 曾 确 定 出 二 相 复合材料模量的上下限，而且比上述两个界限之间 范围窄的多，且不包括关于相的几何形状的任何特 殊假设。
➢ 11.1 陶瓷材料的弹性性能
➢ 11.2 陶瓷材料的强度及其影响因素
➢ 11.3 陶瓷材料的断裂韧性与热抗震性
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1
陶瓷材料的化学键大都为离子键和共价键，键合 牢固并有明显的方向性，同一般的金属相比，其晶体 结构复杂而表面能小，因此，它的强度、硬度、弹性 模量、耐磨性、耐蚀性及耐热性比金属优越，但塑性、 韧性、可加工性、抗热震性及使用可靠性却不如金属。
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19
图11－6复合材料弹性模量计算值
与试验值的对比
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20
图11－6给出了Voigt及Reuss表达式的计算值与 Hashin 及 Shtrikman 的 上 下 限 值 及 其 与 WC－Co 系 统试验数据的比较。图中的数据是经归一化处理的， 从 中 可 看 出 ， Hashin—Shtrikman 界 限 比 Voigt 与 Reuss表达式更符合试验数据。
弹性模量反映的是原子间距的微小变化所需外 力的大小。弹性模量的重要因素是原子间结合力， 即化学键。表11.1给出一些陶瓷在室温下的弹性模 量。
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6
11.1.2 弹性模量的影响因素
1 温度对弹性的影响 2 弹性模量与熔点的关系 3 弹性模量与材料致密度的关系
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7
1 温度对弹性的影响
由于原子间距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。当温度升高 时，原子间距增大，由d0变为dt(如图11-1),而 dt处曲线的斜率变缓,即弹性模量降低。
单晶体陶瓷在不同的晶向上往往具有不同的弹 性模量。
表11.2给出MgO及石墨的弹性模量及各向异性
的例子。表中S为弹性柔度系数，C为刚度系数。
表11.3给出各向同性材料各弹性模量及泊松比之 间的关系。一般的陶瓷材料都是由很小的晶粒组成 的多晶体。
因此，整体材料表现出各向异性。但像MgO这 种对称高的晶体，其不同晶体学方向上弹性模量相
E （1110－01）kTm 式 中 ，Va为原子体积或V分a 子体积 。 图11 －3为 由
Frost与Ashby总结出的E与kTm/Va之间的关系图，可 以看出，它们符合良好的线性关系。不同种类的陶瓷 材料弹性模量之间大体上有如下关系：氧化物<氮化 物≈硼化物<碳化物。
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11
图11.3 弹性模量与kTm/Va之间的关
因此了解陶瓷的性能特点及其控制因素，不论是 对研究开发，还是使用、设计都是十分重要的。
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2
11.1 陶瓷材料的弹性性能
11.1.1 陶瓷材料的弹性模量 11.1.2 弹性模量的影响因素 11.1.3 复合材料的弹性模量 11.1.4 单晶体陶瓷弹性模量的各向异性
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11.1.1 陶瓷材料的弹性模量
实际上用混合定律是不能准确描述复合材料的弹性 模量的。其原因在于，等应力与等应变的假定是不完 全合理的。而实际复合材料是处在二者之间的状态， 所以试验数据落在这两个界限之间。
一般来讲，在其他性能允许的情况下，可以通过在 一定范围内调整两相比例来获得所需的弹性模量值。
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11.1.4 单晶体陶瓷弹性模量的各向异性
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图11.4 气孔率对弹性模量的影响
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Frost指出，弹性模量与气孔率之间符合 指数关系
E E0 exp(Bp) （11－3）
式中，B为常数。 总之，随着气孔率的增加，陶瓷的弹性 模量急剧下降。
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11.1.3 复合材料的弹性模量
由于弹性模量决定于原子间结合力，即与原 子种类及化学键类型有关，所以弹性模量对显微 组织并不敏感，一旦材料种类确定，则通过热处 理等工艺来改变弹性模量是极为有限的。但对于 不同组元的弹性模量不同，
因此，固体的弹性模量一般均随温度的升高 而降低。图11－2给出一些陶瓷的弹性模量随 温度的变化情况，一般来说，热膨胀系数小的 物质，往往具有较高的弹性模量。
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图11.1 原子结合力示意图
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图11.2 温度对弹性模量的影响
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2 弹性模量与熔点的关系
物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小，一般 来说，弹性模量与熔点成正比例关系。例如，在300K 下，弹性模量E与熔点Tm之间满足如下关系
因而，复合材料的弹性模量随各组元的含量不 同而改变。在二元系统中，总的弹性模量可以用 混合定律来描述。图11－5给出两相层片相间的 复合材料三明治结构模型图。
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图11.5 三明治结构复合材料示意图
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Voigt模型假定两相应变相同即平行层面 拉伸时，复合材料的模量为：
EL E11 E22 （11－4）
系.
Hale Waihona Puke 123 弹性模量与材料致密度的关系
陶瓷材料的致密度对弹性模量影响很大， 弹性模量E与气孔率p之间满足下面关系式
E E0 (1 f1 p f2 p2 )（11－2）
式中，E0为气孔率为0时的弹性模量，f1及f2 为由气孔形状决定的常数。Mackenzie求出当气 孔A论l为2计O球算3陶形 的瓷时 比的， 较弹f。1性＝模1.量9，随f2气＝孔0.9率。的图变13化－及4给某出些理
陶瓷材料为脆性材料，在室温下承载时几乎不 能产生塑性变形，而在弹性变形范围内就产生断裂 破坏，因此，其弹性性质就显得尤为重要。与其他 固体材料一样，陶瓷的弹性变形可用虎克定律来描 述。
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陶瓷的弹性变形实际上是外力的作用下原子间 距由平衡位产生了很小位移的结果。这个原子间微 小的位移所允许的临界值很小，超过此值，就会产 生键的断裂（室温下的陶瓷）或产生原子面滑移塑 性变形（高温下的陶瓷）。
式中，φ2为模量为E2的相的体积分数， E1为另一相的模量。对其他的模量（G，K） ，也可以写出类似的关系式。在这种情况下， 大部分作用应力由高模量相承担。
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Reuss模型假定各相的应力相同，即垂于
层面拉伸时，给出复合材料模量 ET 的表达式
ET
E1 E 2
E12 E21
（11－5）
对其他模量同样也可以写出类似的关系 式。符号EL和ET分别表示复合材料弹性模量的上限 和 下 限 值 。 Hashin 和 Shtrikma 也 曾 确 定 出 二 相 复合材料模量的上下限，而且比上述两个界限之间 范围窄的多，且不包括关于相的几何形状的任何特 殊假设。
➢ 11.1 陶瓷材料的弹性性能
➢ 11.2 陶瓷材料的强度及其影响因素
➢ 11.3 陶瓷材料的断裂韧性与热抗震性
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陶瓷材料的化学键大都为离子键和共价键，键合 牢固并有明显的方向性，同一般的金属相比，其晶体 结构复杂而表面能小，因此，它的强度、硬度、弹性 模量、耐磨性、耐蚀性及耐热性比金属优越，但塑性、 韧性、可加工性、抗热震性及使用可靠性却不如金属。
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图11－6复合材料弹性模量计算值
与试验值的对比
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20
图11－6给出了Voigt及Reuss表达式的计算值与 Hashin 及 Shtrikman 的 上 下 限 值 及 其 与 WC－Co 系 统试验数据的比较。图中的数据是经归一化处理的， 从 中 可 看 出 ， Hashin—Shtrikman 界 限 比 Voigt 与 Reuss表达式更符合试验数据。
弹性模量反映的是原子间距的微小变化所需外 力的大小。弹性模量的重要因素是原子间结合力， 即化学键。表11.1给出一些陶瓷在室温下的弹性模 量。
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11.1.2 弹性模量的影响因素
1 温度对弹性的影响 2 弹性模量与熔点的关系 3 弹性模量与材料致密度的关系
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1 温度对弹性的影响
由于原子间距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。当温度升高 时，原子间距增大，由d0变为dt(如图11-1),而 dt处曲线的斜率变缓,即弹性模量降低。
单晶体陶瓷在不同的晶向上往往具有不同的弹 性模量。
表11.2给出MgO及石墨的弹性模量及各向异性
的例子。表中S为弹性柔度系数，C为刚度系数。
表11.3给出各向同性材料各弹性模量及泊松比之 间的关系。一般的陶瓷材料都是由很小的晶粒组成 的多晶体。
因此，整体材料表现出各向异性。但像MgO这 种对称高的晶体，其不同晶体学方向上弹性模量相
E （1110－01）kTm 式 中 ，Va为原子体积或V分a 子体积 。 图11 －3为 由
Frost与Ashby总结出的E与kTm/Va之间的关系图，可 以看出，它们符合良好的线性关系。不同种类的陶瓷 材料弹性模量之间大体上有如下关系：氧化物<氮化 物≈硼化物<碳化物。
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图11.3 弹性模量与kTm/Va之间的关
因此了解陶瓷的性能特点及其控制因素，不论是 对研究开发，还是使用、设计都是十分重要的。
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11.1 陶瓷材料的弹性性能
11.1.1 陶瓷材料的弹性模量 11.1.2 弹性模量的影响因素 11.1.3 复合材料的弹性模量 11.1.4 单晶体陶瓷弹性模量的各向异性
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11.1.1 陶瓷材料的弹性模量