陶瓷材料的强化和增韧
陶瓷增韧机理
陶瓷作业姓名：王槐豪学号：1071900220 班级：0719201陶瓷韧化机理陶瓷最致命缺点是脆性，低可靠性和低重复性，这些不足严重影响陶瓷材料的应用范围。
只有改善陶瓷的断裂韧性，提高其可靠性和使用寿命，才能是陶瓷真正成为一种广泛应用的新型材料，因此陶瓷增韧技术一直是陶瓷研究的热点。
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的，阻止间断裂纹的扩展的方法有三种。
其一为分散裂纹尖端应力；其二为消耗裂纹扩展的能量，增大裂纹扩展所需克服的能垒；最后问转换裂纹扩展的能量。
相变韧化受相变诱发塑性钢，即TRIP (transformation induced plasticity)钢的启发，将ZrO 2 t →m 相变M s 点稳定到比室温稍低，而M d 点比室温高，使其在承载时由应力诱发产生t →m 相变，由于相变产生的体积膨胀效应和形状效应，而吸收大量的能量，从而表现出异常高的韧性。
这就是相变韧化（transformation toughening ）的概念。
韧化机理分析： 1.相变韧化(∆K ICT ) ；d i <d<d c 应力诱发相变增韧(∆K ICT ) t →m 相变产生新的表面吸收能量 ， 同时相变引起的体积膨胀产生压力。
2. 残余应力增韧 (∆K ICS )；• 残余应力→ 闭合阻碍裂纹扩展 →残余应力韧化。
3. 显微裂纹增韧 (∆K ICM )；4. 复合韧化机理；第二相颗粒增韧第二相颗粒增韧，第二相增韧主要增韧机理为残余应力增韧、微裂纹增韧、裂纹偏转增韧、颗粒桥联增韧、延性颗粒增韧；增韧的主要影响因素为物理相容性和化学相容性（不生成有害化合物合适的界面结合强度 1. 应力场模型颗粒∆a=a p -a m ；∆T=T P -T R ；α－材料的热膨胀系数，10-6/K ； E －材料的弹性模量，GPa ； ν－材料的泊松比；m ，p 分别代表基体和第二相增强颗粒； T P －基体不产生塑性变形的最高温度，K T R －所讨论的状态下的温度，Kp pmm E E TP ννα2121-++∆⋅∆=基体 r －球形颗粒半径，mm ；R －基体中某点距离球心的距离，mm ∆a 的影响：∆a>0，σr >0，σt <0，环向裂纹（收敛型）； ∆a <0，σr <0，σt >0，径向裂纹（发散型） ； ∆a ＝0 ，P=0 ，σ＝0； r>r cr c －自发萌生裂纹的邻界第二相颗粒半径2. 临界第二相颗粒尺寸（r c ） 弹性应变能： 颗粒:基体系统 U S =U P +U m =2πkP 2r 3由U S ≥2γmp 得 ；2γmp －萌生单位面积裂纹所消耗的能量，J3. 残余应力增韧 （d<d C ）∆a>0∆a>0☺裂纹停止 ☺裂纹穿过第二相颗粒☺裂纹沿颗粒与基体之间的界面扩展颗粒开裂表面能：γp ＝2πr 2γsp克服阻力做功： W 1=1/2πPr 2u 1W t =γp + W 1=2πr 2γsp +1/2πPr 2u 1界面开裂表面能：b ＝4πr 2γint克服阻力做功：W 2=1/3πPr 2u 2W i =γp + W 1=4πr 2γint +1/3πPr 2u 2u 1≈u 2≈2r εb =2⨯10-3r3)(Rr P r ⋅=σ3)(21Rr P t ⋅-=σ32)21(2r E P U P P P νπ-=32)1(rE P U mm m νπ+=p P m m E E k νν2121-++=312)2(-∝kP r c πint<1/2γSP∆a≈0E P>E m 裂纹沿界面扩展。
陶瓷的强化与增韧
陶瓷材料的强化影响陶瓷材料强度的因素是多方面的,材料强度的本质是内部质点(原子、离子、分子）间的结合力，为了使材料实际强度提高到理论强度的数值，长期以来进行了大量研究。
从对材料的形变及断裂的分析可知，在晶体结构既定的情况下，控制强度的主要因素有三个，即弹性模量E，断裂功（断裂表面能）和裂纹尺寸。
其中E是非结构敏感的，与微观结构有关，但对单相材料，微观结构对的影响不大，唯一可以控制的是材料中的微裂纹，可以把微裂纹理解为各种缺陷的总和。
所以强化措施大多从消除缺陷和阻止其发展着手。
值得提出的有下列几个方面。
（1）微晶, 高密度与高纯度为了消除缺陷,提高晶体的完整性,细、密、匀、纯是当前陶瓷发展的一个重要方面。
近年来出现了许多微晶、高密度、高纯度陶瓷,例如用热压工艺制造的陶瓷密度接近理论值,几乎没有气孔，特别值得提出的是各种纤维材料及晶须。
（2）预加应力人为地预加应力,在材料表面造成一层压应力层,就可提高材料的抗张强度。
脆性断裂通常是在张应力作用下,自表面开始,如果在表面造成一层残余压应力层,则在材料使用过程中表面受到拉伸破坏之前首先要克服表面上的残余压应力。
（3）化学强化如果要求表面残余压应力更高,则热韧化的办法就难以做到,此时就要采用化学强化(离子交换)的办法。
这种技术是通过改变表面的化学组成,使表面的摩尔体积比内部的大。
由于表面体积胀大受到内部材料的限制,就产生一种两向状态的压应力。
4）陶瓷材料的增韧所谓增韧就是提高陶瓷材料强度及改善陶瓷的脆性,是陶瓷材料要解决的重要问题。
与金属材料相比，陶瓷材料有极高的强度，其弹性模量比金属大很多。
韧化的主要机理有应力诱导相变增韧,相变诱发微裂纹增韧,残余应力增韧等。
几种增韧机理并不互相排斥,但在不同条件下有一种或几种机理起主要作用。
相变增韧：利用多晶多相陶瓷中某些相成分在不同温度的相变,从而增韧的效果,统称为相变增韧。
例如,利用的马氏体相变来改善陶瓷材料的力学性能,是目前引人注目的研究领域。
陶瓷材料相变增韧的原理
陶瓷材料相变增韧的原理
陶瓷材料的相变增韧主要是通过晶体结构的相变来实现的。
具体原理如下：
1. 相变：陶瓷材料在某个温度范围内会发生晶体结构的相变。
相变可以使材料的结构变得更加复杂，同时也会引入一定的缺陷，如晶界、孪生和位错等。
2. 形成裂纹桥：在陶瓷材料中，裂纹是主要的断裂路径。
当材料中存在缺陷时（如晶界、孪生和位错），在外力的作用下，裂纹会被这些缺陷所吸引，从而沿着这些缺陷传播。
当裂纹遇到晶界或位错时，它可能会停止或改变方向，形成裂纹桥。
3. 物理/化学效应：相变会引起陶瓷材料的物理和化学性质的变化，从而影响裂纹的传播。
常见的相变增韧机制包括晶界化学反应、位错锁结和晶界弥散效应等。
这些效应可以增加材料的韧性和断裂韧度。
总的来说，相变增韧可以通过引入缺陷来改变材料的断裂路径，从而提高材料的韧性和抗断裂性能。
这种机制对于提高陶瓷材料的应用性能具有重要意义。
陶瓷材料的增韧机理
陶瓷材料的增韧机理引言:现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、而腐蚀及相对密度轻等许多优良的性能。
但它同时也具有致命的弱点,即脆性,这一弱点正是目前陶瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。
因此,陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的一个重点问题。
陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力,在断裂过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外,几乎没有其它吸收能量的机制,这就是陶瓷脆性的本质原因。
人们经过多年努力,已探索出若干韧化陶瓷的途径,包括纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等。
这些增韧方法的实施,使陶瓷材料的韧性得到了较大的提高,使陶瓷材料在高温结构材料领域显示出强劲的竞争潜力。
增韧原理：1.1纤维增韧为了提高复合材料的韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗的能量。
任何固体材料在载荷作用下(静态或冲击),吸收能量的方式无非是两种:材料变形和形成新的表面。
对于脆性基体和纤维来说,允许的变形很小,因此变形吸收的断裂能也很少。
为了提高这类材料的吸能,只能是增加断裂表面,即增加裂纹的扩展路径。
纤维的引入不仅提高了陶瓷材料的韧性,更重要的是使陶瓷材料的断裂行为发生了根本性变化,由原来的脆性断裂变成了非脆性断裂。
纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹。
1.2 晶须增韧陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶,因而具有很高的强度,是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体[8]。
陶瓷晶须目前常用的有SiC 晶须,Si3N4晶须和Al2O3晶须。
基体常用的有ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等。
采用30%(体积分数)B2SiC晶须增强莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570MPa,断裂韧性为415MPa#m1/2，比纯莫来石提高100%以上。
王双喜等[10]研究发现,在2%(摩尔分数)Y2O32超细料中加入30%(体积分数)的SiC晶须,可以细化2Y2ZrO2材料的晶粒,并且使材料的断裂方式由沿晶断裂为主变为穿晶断裂为主的混合断裂,从而显著提高了复合材料的刚度和韧性。
第二章 3 陶瓷材料的结构增韧(共52张PPT)
(3) 纤维及高分子夹层材料
此类材料有碳纤维、芳纶纤维，环氧树脂等。纤维织物与聚 合物的层状复合材料是一种传统复合材料，技术和理论都比较成 熟，但将其作为夹层材料应用于陶瓷增韧时间不长。纤维、高分 子等软相材料作为烧成后的陶瓷薄层基体材料的夹层材料具有很 好的止裂能力。文献试制了Al2O3/芳纶纤维增强环氧树脂复合材 料，使断裂功提高了80倍。其夹层材料参数是:Kevlar-49芳纶纤 维预浸环氧树脂胶，含胶量50%，层厚0.18mm。
1988 年 , Coblenz提出了纤维独石结构 (fibrous monolithic structure) 。 纤维状的胞体以一定的方式排布 ,中间间隔有很薄的界面层 ,结合成一个
块体的结构材料 。 近年来提出将这种结构引入到先进陶瓷基复合材料的设 计与制备中 。 纤维独石陶瓷由于其优异的力学性能，特别是高的断裂韧性 与断裂功 、极高的抗热冲击破坏能力 、 较高的断裂强度 、 良好的高温抗 蠕变性能 、 独特的三维微结构排列等优点已经引起国内外科技工作者的广 泛关注和研究 。
主要影响因素：
〔1〕纤维前驱体直径
〔2〕结构单元的强化 〔3〕界面层的结合强度
〔4〕纤维排布方向
2、仿贝壳结构特征的层状结构陶瓷材料
2.2层状陶瓷增韧思想的提出
近年来，围绕着改善陶瓷材料韧性的问题，国内外进行了大量的研 究工作，其中采用层状复合结构设计进行陶瓷增韧就是其中的方法之一。
陶瓷的层状结构思想来源于大自然中贝壳等生物材料结构的启发。研究发 现，贝壳中珍珠层的结构与抹灰砖墙结构相似，是由一层层超薄的碳酸钙通 过几十纳米厚的有机蛋白基连接在一起，如图2.1所示，其中碳酸钙约占体积 的95%，有机物只占5%，但这5%的有机物的存在却引起了碳酸钙力学性能的巨
陶瓷材料的结构与强化
（3）多相材料中物相的影响：
物相的影响主要使来自于不同物相 之间热膨胀系数和弹性模量的差异会产 生内应力。因此，影响的程度取决于各 物相的a和E。还有它们的晶粒大小。
（4）杂质的影响 杂质的存在会由于应力集中而降低强
• 断裂能是由材料断裂过程中所消耗的各项能 量所组成：
• f s p T c
• 式中： f为断裂能， s为热力学表面能, p 为塑性形变能， T为微裂纹形成能。
• 断裂能对材料的组成和显微结构敏感，可以 通过材料的组成和结构设计，增加断裂过程 中的能量消耗项数以及增大各项的大小来提 高断裂能。
穿晶断裂
沿晶断裂
晶粒大小大多是指平均晶粒尺寸。但实际 上，对强度的影响只有最大的晶粒尺寸才是重 要的。因此，即使平均晶粒尺寸一样，如果晶 粒尺寸的分布不同，则强度是有差异的，分布 宽的材料性能要低于分布窄的。
多晶材料中初始裂纹尺寸与晶粒度相当， 晶粒越细，初始裂纹尺寸越小，临界应力越高。
细晶材料晶界比例大，沿晶界破坏时， 裂纹的扩展要走迂回曲折的道路。晶粒越细， 路程越长。
度。
二、 提高无机材料强度
改进材料韧性的途径
陶瓷材料虽然具有较高的弹性模量、 较低的密度、耐高温、耐腐蚀和耐磨损等 一系列优良的性能，但由于其致命的弱 点——脆性，而大大限制了它的应用范围。 陶瓷材料的强韧化一直是世界各国材料学 者的热门研究课题，经过数十年的努力， 已经取得了不少成果。
陶瓷材料和金属材料的抗拉或抗弯屈服强度并不存 在很大差异。陶瓷材料的屈服强度虽比高强度与超 高强度钢低，但一般高于或相当于中低强度钢；但 是反映材料裂纹扩展阻力的断裂韧性值却差别甚大。
关于陶瓷材料的增韧技术的研究
简介：
1.引言
2.增韧机制 3.进展
我们都知道
1.优点： （1）性能：氧化铝陶瓷化学性质稳定，具有机械强 度高，硬度大，耐磨，耐高温，耐腐蚀，高的电 学绝缘性和低的介电损耗等 （2）成本低，应用前景广泛（主要应用在航空航 天，发动机耐磨部件，刀具等领域） 2.缺点：高脆性和均匀性差，从而极大地影响了陶 瓷部件的可靠性和使用安全性。 3.措施： 提高陶瓷的韧性的关键是：提高材料抵抗裂纹扩 展的能力，减缓裂纹尖端的应力集中。
2.增韧技术及机理 1.氧化锆应力诱导相变增韧（ZTA） 出发点：相变伴随着体积膨胀，产生屏蔽 裂纹扩展的过程或残余应力增韧。 2.晶须、纤维、碳管增韧 纤维与基体材料间满足的条件：弹性系数 纤维>基体 ；两者的相容性好 3.颗粒弥散增韧 金属离子作为第二相改善基体的烧结性能， 阻碍基体中的裂纹扩展（粒子的塑变性使裂纹 偏转） 4.微结构设计和增韧 原位合成相容性好的自补强韧化陶瓷基 氏体相 变，但增韧效果与温度成反比；基体中加 入第二相增强体（纤维、晶须、颗粒）可 提高韧性，但工艺复杂 成本高 难以均匀性 分布，但仿生结构设计将开辟陶瓷强韧化 的新纪元，颗粒的纳米化也是强韧的重要 途径。
颗粒弥散补强增韧
弥散补强增韧的类型
在纳米复合陶瓷中, 纳米粒子以两种方式存在, 一是分布在基质的 晶界即所谓 晶界型或晶间型; 二是分布在基质晶粒内部, 即所谓晶内型 或 内晶型 。
其中内晶型是纳米复合陶瓷的结构特征, 但两种结构共存又成为 这种材料的共性, 因为制备出单纯的 晶间型或内晶型的纳米复合陶 瓷十分困难。基于此点, 对相的韧化效果应当从纳米粒子在基体中的 存在方式入手。 纳米粒子在基体中的存在方式和金属中的第二相粒子相同，不 过金属中的是析出第二相粒子，纳米复合陶瓷是外加进去的第二相。
內晶型
晶间型
混合型
內晶型增韧机理
微米级陶瓷基体中引入纳米相能显著改善材料的力学性能, 其强韧 化机制主要是由于内晶型结构的形成。 纳米相引入微米级基体中, 造成纳米相在基体中的分布有不同的特 点, 即一部分纳米颗粒位于晶界处, 另一部分纳米颗粒分布在微米晶内 部, 形成 内晶型结构。内晶型结构之所以形成, 其原因是纳米颗粒与基 体颗粒之间存在数量级的差异, 导致在一定温度下基体颗粒总是以纳 米颗粒为核发生致密化而将纳米颗粒包裹在基体颗粒内部, 形成内晶 型结构。这样, 材料结构中既有主晶界又有次晶界。在二者的共同作 用下, 材料的力学性能得到了改善。
不少学者认为“内晶型”纳米相是韧化主因, 认为纳米复合陶瓷韧性的提 高主要是通过“内晶型”结构的以下效应而发挥作用:
1) 内晶型结构导致 纳米化效应。纳米粒子进入微米级基质颗粒之后, 在基体 晶粒内部产生大量次界面和微裂纹, 引起基体颗粒的潜在分化, 相当于组织的再细 化, 使得主晶界的作用被削弱。 2) 诱发穿晶断裂。由于纳米化效应使晶粒内部产生微裂纹, 当纳米粒子与基 质晶粒的热膨胀系数失配和弹性失配造成纳米相周围产生局部拉应力时, 就会引
结构陶瓷的增强与增韧
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(a) (b)
增韧
裂纹偏折和 弯曲增韧
裂纹弯曲 裂纹端与细分散第二相粒子间的相互作用，弥散分布的第二相 有钉扎裂纹端的作用，使裂纹前端在两粒子间向外突出弯曲。 裂纹前端形状的改变、长度的增加以及新裂纹表面的形成都消 耗了能量。
弥散颗粒含量大、平均间距小且颗粒半径较大时，微裂纹弯曲 增韧作用较大。
增韧
微裂纹增韧
微裂纹增韧（microcrack toughening）是指因热膨胀失配 或相变诱发出显微裂纹，这些尺寸很小的微裂纹在主裂纹尖端 过程区内张开而分散和吸收能量，使主裂纹扩展阻力增大，从 而使断裂韧性提高。 式中E1为主裂纹尖端含有微裂纹材料的 弹性模量，fs为显微裂纹密度，W为过 程区宽度的一半，为显微裂纹引起的 膨胀应变。
增韧
C
相变增韧的贡献
相变增韧
K IC
2 REVi ( G U sef 0 2 ( K IC ) 2 1
)
1/ 2
0 K IC 为无相变基体材料的断裂韧性， R 为相变区宽度， E 为弹性模量， C G 为化学驱动力， 为波松比， Vi 为可转变t相的体积分数。 U sef 为残留相应变能。
特性
金属材料在室温静拉伸载荷下，断裂前 般都要经过弹性变形和塑性 变形两 一般都要经过弹性变形和塑性变形两个阶段，而陶瓷材料一 般都不出现塑性变形阶段，极微小应变的弹性变形后立即出现脆性 断裂，伸长率和面缩率都几乎为零。
金属材料和陶瓷材料应力-应变曲线比较
特性
金属的断裂韧度范围为10～50 MPa·m1/2，而大多数单质陶瓷和玻璃仅 有 质陶瓷和玻璃仅有0 5.～6 MPa·m1/2，远低于金属。虽然经过不断的 努力，复合陶瓷也只达到10～12 MPa·m1/2的水平。事实证明，陶瓷低 的KIC已成为阻碍其应用和发展成为阻碍其应用和发展的最重要的问题。
碳化硼陶瓷增韧补强和致密化研究现状及其展望
碳化硼陶瓷增韧补强和致密化研究现状及其展望
碳化硼陶瓷具有高硬度、高强度、高耐磨性、高耐腐蚀性等特点，是一种重要的结构材料。
但其本身的脆性限制了其应用范围。
为了提高碳化硼陶瓷的韧性和致密度，研究人员采用了多种方法进行增韧和补强，目前已取得了一系列进展。
1.纳米晶：纳米晶材料可以提高材料强度和韧性，可以大幅度降低材料的脆性，同时极大地提高材料的耐磨性和抗腐蚀性。
纳米晶碳化硼陶瓷的强度可以达到10GPa以上，而且其韧性也比传统碳化硼陶瓷高。
2.增韧剂：常用的增韧剂有氧化铝、氮化硅、碳等，这些增韧剂可以通过控制络合反应、晶格匹配等机理使其与基体产生协同效应，提高材料的强度和韧性。
3.纤维增强：纤维增强技术是一种有效的增强手段。
已经研究出了碳纤维增强和SiC纤维增强碳化硼陶瓷，可以提高其力学性能和韧性。
4.混合成型：混合成型是将不同颗粒形状、大小、化学组成的原料混合起来，再进行烧结成型。
混合成型可以通过改变组成、晶粒组织和脆性相分布来提高材料的韧性和强度。
5.涂层技术：在碳化硼陶瓷表面增加铜、钛、NbC等材料的镀层可以有效地提高碳化硼陶瓷的抗压强度和韧性。
总之，碳化硼陶瓷的增韧和补强技术已经取得了很大进展，未来的研究方向是进一步探索新的增韧剂、提高制备工艺、改善材料微观结构、研究材料在高温和复杂环境下的性能等。
结构陶瓷纤维补强.
周洋 袁广江 徐荣九 杜林虎 李宏泉 陈大明，2001 (北京航空材料研究院先进复合材料国防科技重点实验室)
三种体系的陶瓷基复合材料
从发展趋势上看，非氧化物/ 非氧化物陶瓷基 复合材料中，SiC/ SiCf 、Si3N4/ SiCf 仍是研 究的重点，有望在1600 ℃以下使用； 氧化物/非氧化物陶瓷基复合材料由于氧化物 基体的氧渗透率过高，在高温长时间的应用条 件下几乎没有任何潜在的可能； 能满足1600 ℃以上高强和高抗蠕变要求的复 合材料，最大的可能将是氧化物/氧化物陶瓷 基复合材料。
发动机热端陶瓷材料
近20 年来，世界各工业发达国家对于发动机研制目标 是将发动机热端部件的使用温度提高到1650 ℃或更 高，从而提高发动机涡轮进口温度，达到节能、减重、 提高推重比和延长寿命的目的。 法国将SiC/Cf 用于狂风战斗机M88 发动机的喷嘴瓣 以及将SiC/ SiCf 用于幻影2000 战斗机涡轮风扇发动 机的喷管内调节片。 美国碳化硅公司用Si3N4/ SiCW制造导弹发动机燃气 喷管。 杜邦公司研制出能承受1200～1300 ℃、使用寿命达 2000h 的陶瓷基复合材料发动机部件等。
连续纤维增强陶瓷基复合材料
与其它增韧方式相比，连续纤维增强陶瓷基复合材料 (CFCC) 具有较高的韧性，当受外力冲击时，能够产 生非失效性破坏形式，可靠性高，是提高陶瓷材料性 能最有效的方法之一。 CFCC 的研究始于1973 年S.R. Levitt 制成的高强度 碳纤维增强玻璃基复合材料 。 70 年代中期，日本碳公司(Nippon Carbon Co. ) 高 性能SiC 连续纤维-Nicalon的研制成功，使制造纯陶 瓷质CFCC 成为可能。 80 年代中期， E.Fitzer等用化学气相沉积法制备出高 性能的Nicalon 纤维增强SiC 基陶瓷复合材料，有力 地推动了CFCC 的发展。
陶瓷材料的强韧化原理
陶瓷材料的强韧化原理
陶瓷材料的强韧化原理主要有以下几种：
1. 增加材料的晶界粘结强度：通过控制材料的制备工艺和添加适量的晶界增强剂，能够增加晶界的粘结强度，从而提高材料的韧性。
2. 引入位错和塑性变形机制：通过在陶瓷材料中引入适量的位错和塑性变形机制，使材料能够发生塑性变形，从而提高其韧性。
3. 控制材料的微结构：通过调控陶瓷材料的微结构，如晶粒尺寸、分布等，可以改变材料的断裂方式，从而提高其韧性。
4. 添加增韧相：通过向陶瓷材料中添加适量的增韧相，如纤维、颗粒等，能够提高材料的韧性，使其能够吸收和分散应力，防止裂纹扩展。
以上是陶瓷材料强韧化的一些常见原理，具体的强韧化方法需要根据具体的材料和应用来选择和设计。
陶瓷材料的强化和增韧
二、材料的强化
（2）细晶强化 晶界强化现象
左图为仅由两个晶粒构成的试样，在经过拉伸 变形后会出现明显的“竹节”现象，即试样在 远离夹头和晶粒中部出现明显的颈缩，而在晶 界附近则难以变形。
由于晶界附近为两晶粒晶格位向的过渡之处， 原子排列紊乱；
晶界处的杂质原子较多，增大了晶格畸变； 因而位错在晶界附近的滑移阻力大，故难以 发生变形。
三.陶瓷材料的增韧
最原始的增韧方法—层状增韧
一枝易折弯,几枝竹断节难
层状结构复合陶瓷模型和独石结 构陶瓷模型的载荷--位移曲线
三.陶瓷材料的增韧
思考： 陶瓷断裂的主要原因？
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的，那么如何阻止
裂纹扩展呢？
① 分散裂纹尖端应力； ② 消耗裂纹扩展的能量，增大裂纹扩展所需克服的能垒； ③ 转换裂纹扩展的能量。
金属强化方法
形变硬化 合金强化 细晶强化 化学强化 沉淀强化。。。
二、材料的强化
（1）形变硬化 金属材料大量形变以后强度会提高。
举例1：高强度冷拔钢丝，它是工业上强度最高的钢铁制 品，抗拉强度可以达到4000MPa, 这就是用强烈冷变形的方 法取得的。 举例2：下图为冷变形对工业纯铜性能的影响，随变形量 增大，铜的屈服强度与抗拉强度提高，而塑性下降。
（3）固溶强化 应 力 固溶体 纯金属
合金的应变强 化能力比纯金 属要高，Why?
应变
位错机理：融入固溶体中的原子造成晶格畸变，晶格畸变增大了位 错运动的阻力，使塑性变形更加困难，从而使合金固溶体的强度与 硬度增加。
二、材料的强化
（3）固溶强化
① 因溶剂和溶质原子的尺寸差异而在固溶体内引起的弹性应力场。 它除了增加位错运动的摩擦阻力外，在“稀”的固溶体中突出地表现 在对位错的钉扎作用上。 ② 由于溶质原子的溶入，合金的弹性模量会发生变化，特别是在位 错的周围形成原子气团之后，弹性常数的变化使位错应力场也发生变 化，从而会引起位错和溶质原子间更大的交互作用能； ③ 电子浓度因素：电子对应力场同样是敏感的。在有弹性应力场的 晶体缺陷区域电子会较多地集中到张应力地段，这样就产生了电偶极
第五章 陶瓷材料的力学性能11
陶瓷材料的力学性能
引言
陶瓷广泛应用于我们的日常生活中，如建筑材料、饮 食餐具等以及国家战略战备设施，如武器装备、航天领 域上。 传统的陶瓷制品以天然粘土为原料，通过混料、成型、 烧结而成，性能特点是强度低，脆性高。 目前研究的陶瓷分为结构陶瓷和功能陶瓷。
结构陶瓷
主要利用的是材料的耐高温、强度、硬度、韧性、耐磨
（2）相变增韧
必要条件 有亚稳的四方氧化锆颗粒存在
t相的晶粒尺寸是影响 t-m相变的一个重要因素，Ms点随 晶粒尺寸的减少而降低。氧化锆的室温组织存在一个临 界粒径dc，ddc的晶粒室温下已经转变成m相；ddc的晶 粒冷却到室温仍保留为 t 相。所以只有 ddc 的晶粒才有 可能（但不一定）产生相变韧化作用。 当裂纹尖端应力场最高值一定的情况下，应力诱发 t-m 相变存在一个临界晶粒直径d1。只有d1ddc的晶粒才会 应 力 诱 发 相 变 （ stress induced phase transformation），即这部分晶粒才对相变韧化有贡献。
• 表5.2（P111）给出了试验规程及计算公式。 • 表5.4（P111）是劳氏硬度和维氏硬度的对比情况。
三、克劳维尔硬度
四、硬度与其它性能之间的关系
• 图5.5
五、陶瓷材料的表面接触特性
• 1、与金属材料相同，陶瓷材料表面也存在 局部微凸起，其外侧常有水蒸气或碳-氢化 合物形成的表面层，陶瓷材料表面加工还 可以产生显裂纹或其他缺陷。
• 图5.20。
（2）共价键型陶瓷材料
• 图5.21。
3、加载速率对陶瓷强度的影响
• 图5.22。
第五节 陶瓷材料的断裂韧性
一、陶瓷材料的断裂韧性
一、陶瓷材料的断裂韧性
二、陶瓷材料的断裂韧性的测定
陶瓷材料增韧机理的研究进展
过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面能以外 ，
几乎没有其他吸收能量的机制 ， 这就是陶瓷脆性的本
质原因。 为了改善陶瓷材料的脆性 ， 多年来各国相继
提出多种增韧补强方法和先进的工艺技术 ， 通过在陶 瓷材 料 中添 加 增 强 相如 ＴＣ、ｉ ＴＢ Ｓ 。 ｉ ｉ ＴＮ、ｉ 、ｉ 、 Ｃ Ｃ Ｓ
Ｓ： 中 ｓ、 ｉ ｉ Ｎ原子被 Ａ 及 Ｏ原子置换所形成的一大 １ 来达到增韧的目的【６ 近年来 ， １］ Ｓ。 ， １ 原位增韧的方法又被
类固溶体的总称 ，因此也可以利用 ｓ 的这种相变 Ｃ Ｔ 超强的力学性能 ， Ｎ ｓ ｉ Ｎｓ Ｃ Ｔ 在拔出和断裂时 ， 都要 成功的应用于 — ｉ ｏ 陶瓷材料 ， Ｓ ｎ Ｍ 得到的 仪一 ｉｏ Ｓ ｌｎ ａ 材料所固有的高硬度。 马氏体相变【、 ｌ 铁弹相， 【等应力诱导相变可以 ７ 】 变 ８ １ 显著地增加陶瓷材料 的断裂韧性 。 最典型的是氧化 锆 ，ｒ ＺＯ 从高温到低温经历 ：（ Ｃ立方） ｔ四方） （ 一ｍ 度约为 Ｉ０ ￣（ Ｏ０ 升温时相变温度约为 １０ ￣） Ｃ １０ ，相变 Ｃ 速度快 ， 无扩散 ， 伴随着约 ０ ６的剪切应变和 ４ ． １ ％的 体积膨胀［。 １ 相变增韧 中引入的相变第二相一般是 四 ９ １ 方相的 ＺＯ 。经过 Ｌ ｎ ｅ ｒ２ ａｇ 等人对氧化锆陶瓷应力诱 发相变增韧的完善， 逐步形成了比较完整 的应力诱导 相变增韧机理。 目前提高应力诱导相变增韧的途径主 相变的四方相的体积分数 ；３ 增大相变区 ；４ 提高 （） （） 相变化学驱动力等。
裂韧性 。 随后 ， 材料工作者发现通过在陶瓷基体上
人为引入或原位生长出棒晶或片晶， 并相应增大其体
SiC复相陶瓷的强化增韧趋势
SiC复相陶瓷的强化增韧趋势¹熊昆,徐光亮*,李冬梅(西南科技大学材料科学与工程学院,四川绵阳621010)摘要:Si C陶瓷因其具有优良的性能而广泛应用于军事和民用领域。
但陶瓷固有的脆性严重影响了其作为结构材料的应用潜力,因此Si C陶瓷的强化增韧成为了近年来研究的热点。
综述了SiC基复相陶瓷的几种主要强化增韧方式,讨论了其强化增韧机制。
采用纳米颗粒、晶须协同强化增韧和特殊技术制备纳米复相陶瓷将是提高SiC基陶瓷性能的有效途径。
关键词:碳化硅陶瓷基复合材料;协同增韧;晶须;碳纳米管中图分类号:TQ174文献标识码:A文章编号:0258-7076(2008)01-0101-06SiC陶瓷因其具有优良的高温力学性能、高导热率、良好的抗热冲击性、耐化学腐蚀、低热膨胀系数及比重轻(只有一般金属的1P3)等性能,被广泛用于机械、化工、能源、航空航天领域[1]。
另外, SiC陶瓷还被广泛用于高温、高压、腐蚀、辐射、磨损等严酷条件下的军事和民用领域,是固体火箭发动机喉衬、火箭鼻锥、陶瓷装甲等最有希望的候选材料之一。
但由于其分子结构的键合特点,缺乏塑性变形能力,表现为脆性,严重地影响了其作为结构材料的应用潜力。
为此,陶瓷强化增韧便成了近年来陶瓷材料研究的核心问题。
到目前为止,在基体中引入第二相(如纳米颗粒、晶须、纤维等)及材料自身的纳米化来进行强化增韧已经取得了一定的效果,对各种的强化增韧机制也进行了较深入的研究。
本文就这方面内容进行讨论。
1颗粒弥散增韧SiC陶瓷20世纪80年代末,Niihara等[2]首先进行了高性能纳米复相陶瓷的研究,重点针对Al2O3P SiC和Si3N4P SiC体系,用Al2O3和SiC的超细粉合成的高强度纳米复相陶瓷,在1100e抗弯强度高达1500 MPa,比单相Al2O3强度提高3倍。
虽然目前这一试验结果很难重复,但提供了纳米复相陶瓷的全新设计方法,自此,国际上展开了大量关于纳米复相陶瓷的研究。
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一、问题的提出
纳米铜的室温超塑性
金属材料有较好的韧性，可以拉伸得很长，但是强度不高，所以
对金属材料而言，需要增加的是强度，强化成为关键的问题。
一、问题的提出
故宫宋代哥窑青釉葵瓣口盘损坏
而陶瓷材料本身的强度很高（共价键强度高，能量大，断键难，能
形成稳定的晶格结构，位错的滑移很困难），其弹性模量比金属高
三.陶瓷材料的增韧
3.1相变增韧
三.陶瓷材料的增韧
3.1相变增韧
ZrO2 颗粒弥散在其他陶瓷(包括ZrO2 本身)基体中，由于两者具有不 同的热膨胀系数，烧结完成后，在冷却过程中，ZrO2颗粒周围则有不 同的受力情况，当它受到压抑，四方相ZrO2（t-ZrO2）的相变也将受到 压抑。使得瓷体中部分t- ZrO2 在烧成冷却过程中以亚稳态保存下来。 在室温时, ZrO2 颗粒仍以四方相存在, 它有一种力图膨胀而变成单斜 相的自发倾向； 当外力作用时, 陶瓷的内应力可使四方相的ZrO2粒子解除约束,发生四 方相ZrO2( t- ZrO2) 转变成单斜相( m- ZrO2) 的马氏体相变, 引起体积膨 胀。
二、材料的强化
（2）细晶强化 晶界强化的原因
① 由于晶界两边的晶粒取向不同，滑移一般难以从一个晶粒直接传播 到取向有差异的另一个晶粒上； ② 但多晶体变形必须满足连续性条件（以保持各晶粒之间微观的连续 性），为了使邻近的晶粒也发生滑移，就必须外加以更大的力，因 此，晶界就是滑移的障碍； ③ 也说明晶界阻碍变形的能力并不是晶界自身拥有很高的强度； ④ 在金属强化中，大角度晶界起的作用是主要的。
由位错参与塑性变形过程似乎可以得到另一结论， 即金属中位错愈多，滑移过程愈易于进行，其强 度也愈低。事实并不是这样，如下图所示。
一、问题的提出
理论强度 金 属 材 料 的 强 度
晶须强度
实际金属强度
强化金属
纯金属 位错和其它畸变的密度
一、问题的提出
金属强度随位错密度继续增大而上升的机理？
主要是因为位错密度继续增加时，位错之间会产生相互作用： ① 应力场引起的阻力，如位错塞积，当大量位错从一个位错源中 产生并且在某个强障碍（晶界、析出物等）面前停止的时候就构
二、材料的强化
从理论上来看，提高材料强度有两条途径： ① 完全消除内部的位错和其它缺陷，使材料的强度接近理论强度。 ② 在材料中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动。
第二种方法：设法在金属中引入大量的晶体缺陷，大大增加位错之间、 位错和其它晶体缺陷之间的交互作用，从而阻碍位错的运动，导致金 属抗变形能力被大大提高。
② 急冷：在固溶温度，合金中只含α相。将其急冷至室温时，原子没有 足够的时间扩散至其潜在的形核位置，因而θ相无法形成。急冷后，合 金中依然只含α相，此时，α相中的含铜量大大超过其溶解度，是一种过 饱和固溶体。这是一种非平衡结构。 ③ 时效。将过饱和的α相加热到低于溶解度曲线的某一温度进行保温， 这一温度即为时效温度。在平衡相θ相形成之前，非平衡相区和θ’会形 成。它们与基体是共格的。共格析出相原子面与基体原子面是连续过渡 的，基体晶格在很大区域中发生畸变。当位错移动时，即使经过共格析 出相的附近区域，也会大大受阻。从而产生强化。
二、材料的强化
（4）沉淀强化
沉淀强化机理： 2) 绕过: 当质点长大到其尺寸已经 使位错难以借切断的方式 通过的时候,位错就只能 用绕过的方式前进了。此 时，一般质点与基体没有 共格联系。
当质点较大时，位错采取绕过机制越过质点
二、材料的强化
（5）弥散强化
如果材料中添加的合金元素太多，以致超过了其溶解度，就会出 现第二相，形成两相合金。在这两种相之间的界面上的原子排列不 再具有晶格完整性。在金属等塑性材料中，这些相界面会阻碍位错 的滑移，从而使材料得到强化，这就是弥散强化的由来。 在弥散强化合金中，一定存在着一种以上的相 ，含量大的连续 分布的相称为基体，而第二相则一般是数量较少的析出物。
二、材料的强化
（4）沉淀强化
在各种工业部门（特别是航空工业）中，高强度铝合金已经得到广 泛的应用。以铝为基的材料取得高强度的基本途径之一是依靠铝的 过饱和固溶体的时效硬化。
铝-铜合金的时效
二、材料的强化
（4）沉淀强化
时效处理经过三个步骤：
① 固溶：首先将合金加热到溶解度曲线以上的α单相区，以获得均匀的 α固溶体；
得多，但缺乏韧性，会脆断，所以陶瓷材料要解决的是增韧的问题。
一、问题的提出
材料强化
发生了 什么？
一、问题的提出
材料强化
滑移
一、问题的提出
思考： 位错与材料强度存在怎样的关系？
金属晶体中的位错数量愈少，则其强度愈高。
一、问题的提出
材料强化
发生了 什么？
一、问题的提出
思考： 位错与材料强度存在怎样的关系？
多滑 移过程
单晶体的典型加工硬化曲线：τ~θ 曲线的斜 率θ=d τ/d θ称为“加工硬化速率”
二、材料的强化
（2）细晶强化
晶界的定义
① 晶界存在于多晶体中，指周期性排列的点阵的取向发生突然转
折的区域； ② 根据点阵取向的突变程度不同和转折区域构造的差异，一般分
为大角度晶界和小角度晶界；
③ 对于纯金属多晶体中大角晶界的厚度大约为几个原子间距，但 含有异类原子的合金的晶界厚度则大得多。
三.陶瓷材料的增韧
思考： 针对陶瓷断裂的主要原因，采取哪些措施可以 阻止裂纹扩展，从而起到增韧作用？
三.陶瓷材料的增韧
相变增韧
微裂纹增韧 裂纹偏折和弯曲增韧 裂纹分支增韧 桥联与拔出增韧 延性颗粒增韧 残余热应力增韧 压电效应损耗能量增韧
电畴翻转增韧
复合韧化机制
二、材料的强化
思考：
陶瓷材料的强化途径有哪些？其机理是什么？
三.陶瓷材料的增韧
陶瓷材料的致命缺点是脆性，低可靠性和低重复性，这些
不足严重影响了陶瓷材料的应用范围。
只有改善陶瓷的断裂韧性，实现材料强韧化，提高其可靠
性和使用寿命，才能使陶瓷材料真正地成为一种广泛应用
的新型材料。
因此，陶瓷增韧技术一直是陶瓷研究的热点。
二、材料的强化
（2）细晶强化 霍尔-佩奇公式：
s
i kyd
1 2
ky是与材料有关、与晶粒大小无关的常数； d为晶粒直径； σi是位错 晶界是位错运动的障碍，因而晶粒愈细小，晶界的总面积愈大，位
错的运动愈困难，材料的强度也因为发生的塑性形变产生了大量的位 错，位错密度的提高使得金属强度提高。就愈高。
子的作用，溶质原子与带电荷的位错区域之间就有电交互作用，从而
促使溶质更倾向于在位错的周围偏聚；
二、材料的强化
（3）固溶强化
④ 层错能比较低的晶体点阵中存在有堆垛层错，堆垛层错的结构与基 体并不相同。异类原子溶入某基体后，除了层错能大小会变化，层错 区的宽窄也跟着伸缩，从而使扩张位错的分解或合成所需的外力也要 变化外，溶质原子在层错区和基体的溶解度是不一样的。晶体发生塑 性变形时，当扩张位错沿滑移面平移的时候，以及它分解、合成、交 集的时候，上述浓度的差异并不能和扩张位错的运动作同步的变化。 由于塑性变形破坏了这种热力学的平衡，所以位错的运动同样要求外 界提供更大的能量。
二、材料的强化
（1）形变硬化 金属材料大量形变以后强度会提高。
二、材料的强化
（1）加工硬化 金属材料大量形变以后强度会提高。
例如：一根铜丝经过适当弯折后会变硬，这是因为发生的塑性形 变产生了大量的位错，位错密度的提高使得金属强度提高。
发生多 单 滑 移 ， 系滑移， 位错移动 位错运动 和增殖所 困难 遇到的阻 力很小
三.陶瓷材料的增韧
最原始的增韧方法—层状增韧
一枝易折弯,几枝竹断节难
层状结构复合陶瓷模型和独石结 构陶瓷模型的载荷--位移曲线
三.陶瓷材料的增韧
思考： 陶瓷断裂的主要原因？
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的，那么如何阻止
裂纹扩展呢？
① 分散裂纹尖端应力； ② 消耗裂纹扩展的能量，增大裂纹扩展所需克服的能垒； ③ 转换裂纹扩展的能量。
金属强化方法
形变硬化 合金强化 细晶强化 化学强化 沉淀强化。。。
二、材料的强化
（1）形变硬化 金属材料大量形变以后强度会提高。
举例1：高强度冷拔钢丝，它是工业上强度最高的钢铁制 品，抗拉强度可以达到4000MPa, 这就是用强烈冷变形的方 法取得的。 举例2：下图为冷变形对工业纯铜性能的影响，随变形量 增大，铜的屈服强度与抗拉强度提高，而塑性下降。
成了位错的塞积；
② 位错交织所产生的阻力； ③ 形成割阶引起的阻力（两个不平行柏氏矢量
的位错在交织过程中在一位错上产生短位错）；
④ 割阶运动引起的阻力。
一、问题的提出
金属强度随位错密度继续增大而上升的机理？
位错塞积和位错网络
二、材料的强化
从理论上来看，提高材料强度有两条途径： ① 完全消除内部的位错和其它缺陷，使材料的强度接近理论强度。 ② 在材料中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动。
第五章
陶瓷材料的强化和增韧
强化和增韧
一.问题的提出
二.材料的强化
三.陶瓷材料的增韧
一、问题的提出
人们在利用材料的力学性质时，总是希望所使用的材料
既有足够的强度，又有较好的韧性。但通常的材料往往二
者只能居其一，要么是强度高，韧性差；要么是韧性好， 但强度却达不到要求。寻找办法来弥补材料各自的缺点， 这就是材料强化和增韧所要解决的问题。
二、材料的强化
（4）沉淀强化
沉淀强化机理：
1) 切断
增加的相界面
这种情形多数出现在质点与基体仍然存在着共格联系的情况下; 增加表面能;当一个大小为b的位错通过质点后,在质点两边增加表面; 质点的弹性模量大于基体,因而位错切过质点后需要附加的能量; 相界面的弹性应力场也是位错前进的阻力;