2、3讲陶瓷基复合材料的强韧化机理

陶瓷基复合材料的力 – 位移曲线
• 而纤维增强陶瓷基复合材料不仅使其弹性模量和强度大大提高，而且还改 变了力 – 位移曲线的形状（如图）。
陶瓷的强韧化
• 脆性是陶瓷材料的致命弱点，其来源于高键能引起的缺陷敏感 性，陶瓷材料的强韧化本质上就是降低其对缺陷的敏感性。 陶瓷材料缺陷敏感性存在着显著的尺寸效应，即块体材料的尺 寸越大，缺陷数量越多。根据统计学原理，缺陷数量越多，缺 陷的概率尺寸越大。 陶瓷材料的强度和韧性具有“最弱连接”特征，即取决于缺陷 的最大尺寸而不是数量，实际上，陶瓷基复合材料的强韧化就 是利用了缺陷的尺寸效应。（掺杂改性）
应力场）所导致的裂纹偏转不同。 • Virkar等在解释ZrO2-Zr，WC-Co复相材料的增韧效果时采用了残余
应力场机理；
• Taya等用此模型解释了SiC/TiB2(P)颗粒复合材料的增韧机理。
裂纹偏转机理
√ 残余应力增韧
• 增韧值 KIC 与第二相颗粒的直径 d 的平方根成正比，即对 于残余应力场增韧，第二相颗粒越粗越有利（当然在 d<dmin时）。 • 根据上面的分析，同样可用残余应力场增韧机理解释
1.1 纳米颗粒强韧化机理
1) 裂纹偏转机理 • 韧性提高值可以通过计算裂纹前缘的局部应力强度而获得， 它与增韧体的形状、体积分数和有效作用空间有关。
• 例如在SiC/Si3N4纳米复合材料中，由于晶粒的细化作用，Si3N4棒状晶粒的拔出和桥联现象明显减少。但是由于SiC粒 子周围的残余压应力仍能引起裂纹偏转。
体甚至在加载之前就存在微裂纹，即基体开裂应力为零。
陶瓷的强韧化
• 由于高模量，材料抵抗裂纹扩展的能力也很低，即使在很低 的应力水平下，高强度的增强体也不能阻止裂纹的扩展。 • 弱界面结合不仅可以降低裂纹尖端应力集中程度，而且可以 使裂纹沿界面扩展，从而降低陶瓷基复合材料的裂纹敏感性
，达到提高强度和韧性的目的。
当p>m时应力场引起的裂纹偏转
2) 韧化机理
• 当颗粒的直径大于某一临界值时， 就会产生自发切向微开裂（ p>m ） 或自发径向微开裂（ p< m ）。 • 该临界值取决于(p-m)与微开裂所需的断裂能，因此还 需考虑颗粒及其周围基体中储存的弹性变形能，它与颗粒 直径的立方成正比，当颗粒或基体的弹性变形能达到微开 裂所需的断裂能时发生微开裂。
SiC/Si3N4 复合材料的研究结果：由于 d<dmin ， (p-m) >0，SiC颗粒越粗增韧效果越好，对某些较小粒度时KIC下 降，是由于直径小时减小了裂纹偏转和钉扎对增韧的贡献 所致，同时由于 Si3N4 基体具有较大的断裂能， SiC 颗粒的 存在减小了基体对断裂能的贡献。
√ 裂纹偏转和裂纹桥联增韧
1.1 纳米颗粒强韧化机理
2 韧化机理
1) 裂纹偏转机理
• 裂纹在扩展过程中，如果遇到硬质粒子或第二相就会发生偏转， 从而吸收更多的能量，使其断裂韧性升高。
• 裂纹与粒子的作用，取决于基体和硬质粒子两相的热弹性（热膨 胀和模量）性质。两者的差别越大，其偏转的效果愈明显，材料 断裂韧性的提高正是由于偏转裂纹尖端应力强度降低的结果。
敏感性的程度不同，因而强韧化机制也不相同。
1.1 纳米颗粒强韧化机理
1 强化机ຫໍສະໝຸດ Baidu ：
1) 晶界钉扎作用
• 根据Hallpetch关系，即=0+kd-1/2，当d减小时提高，即晶粒尺寸越小，材料的 强度越高。 弥散在基体粒子中的纳米粒子可抑制晶粒的异常长大，形成较窄的晶粒尺寸分布 ，提高显微结构的均匀性。 • • 减小纳米复合材料基体中的裂纹尺寸是其强化机理之一，降低基体晶粒尺寸相当 于降低了临界裂纹尺寸。 添加4％（质量分数）30nmSiC和Y2O3的SiC/Si3N4纳米复合材料的弯曲强度最高达 1.9GPa，在l400℃仍保持在1GPa。
•
•
纳米复合材料高温强度的大幅提高是纳米颗粒对晶界滑移的抑制和在近晶界处
SiC纳米颗粒的团聚所引起的。
1.1 纳米颗粒强韧化机理
2) 位错网强化
• 由于纳米粒子与基体晶粒及晶界玻璃相的线胀系数不相等，在冷 却过程中，内应力使基体晶粒形成位错并在较高的温度下扩展为
位错网，这些位错网具有一定的畸变能，起到了强化基体作用。
1.1 纳米颗粒强韧化机理
2)“内晶型”次界面的增韧作用
• 一般认为，“内晶型”结构的增韧作用主要体现在：①减弱主晶界
的作用，松弛晶界应力；②诱发穿晶断裂，形成晶内微裂纹；③抑 制断裂过程中的位错运动，起到裂纹钉扎作用。
• 由下图可以看出，晶粒内部的纳米相改变了主裂纹的扩展方向，导
致了大量的微裂纹产生，从而有可能改变其断裂模式，即从原来的 沿晶断裂发展成为穿晶断裂。
2) 韧化机理
• 均匀无限大基体中存在第二相颗粒时，颗粒将 受到一个压力 2TE m p 1 m 2 1 2 p • 式中，=p-m，、E为泊松比和弹性模量； 下标m、p分别表示基体和颗粒；T为基体的塑 性变形可忽略时的温度Tp冷却到室温TR时的温 度差，=Em/Ep。 • 这一内压力在基体中距球形颗粒中心为R处产生 径向正应力及切向正应力t（图） 3 r p R
1.1纳米颗粒强韧化机理
4) 裂纹愈合
对陶瓷裂纹的愈合和内应力释放的研究发现，在 1300 ℃ 下，Ar气氛中对带有压痕的Al2O3陶瓷和SiC/Al2O3纳米复 合材料热处理2h后，Al2O3的裂纹长大，而SiC/Al2O3纳米 复合材料则呈现裂纹愈合，导致纳米复合材料热处理后 的四点弯曲强度明显增加。 Self-healing：多元弥散-玻璃相-封填
过分增加容易导致微裂纹的连通，对材料的强度也不利。
√ 残余应力增韧
• 当第二相颗粒的直径小于dmin时，在裂纹尖端不能诱发微开裂，但裂 纹尖端将与颗粒周围应力场相互作用，其裂纹扩展的微观过程应是 如图所示的裂纹偏转，这种由于裂纹与颗粒周围应力场相互作用所
导致的微裂纹偏转与裂纹直接和颗粒相互作用（不考虑颗粒周围的
应力诱导微开裂及其过程区
√ 应力诱导微开裂增韧
• 一般第二相颗粒的实际粒径均小于dc，但难以避免颗粒团聚， 使得团聚体的尺寸超过dc，导致冷却过程中的自发开裂，对复 相陶瓷的强度造成危害。
• Faber等证实了应力诱导微开裂增韧机理的存在。增加第二相颗 粒的体积含量和直径可以提高应力诱导微开裂的增韧效果，但
1.1 纳米颗粒强韧化机理
3) 制备缺陷尺寸减小
• 对四点弯曲试样断口组织的研究发现，由于在SiC/Al2O3纳米复
合材料中纳米SiC的团聚，使制备缺陷的尺寸和形态出现由体积 较大的气孔转变为类似裂纹的小尺寸气孔变化。 • 颗粒复合材料对集中的大尺寸气孔具有更高的缺陷敏感性，而对 分散的小尺寸气孔裂纹敏感性较低。
2016-2017 秋季学期研究生课程
陶瓷基复合材料
第2讲 陶瓷基复合材料的强韧化机理
2016-9-5~11-6
课程安排
• 1、概论 • 2、陶瓷基复合材料的增韧原理及界面设计
• 3、颗粒弥散陶瓷基复合材料
• 4、纤维（晶须）增强陶瓷基复合材料
• 5、C/C复合材料
• 6、功能陶瓷复合材料（仿生结构、吸波陶瓷、智
陶瓷的强韧化
• 陶瓷基复合材料的强韧化涉及缺陷敏感性和裂纹敏感性两个方面。 缺陷敏感性与增强体的尺度有关，裂纹敏感性与界面行为（增强体 的长径比）有关。 • 为了实现陶瓷强韧化，对陶瓷基复合材料提出两个基本要求（总的 原则）： 一是增强体具有高体积分数，以降低复合材料的缺陷敏感性而提 高强度； 二是基体与增强体之间弱界面结合，以通过降低裂纹敏感性来提 高韧性。
陶瓷的强韧化
• 与块体材料相比，陶瓷基复合材料的增强体（如晶须、纤维） 由于尺寸小，因而强度和模量高。
• 将陶瓷材料与缺陷尺寸更小的增强体复合往一起，将会降低陶 瓷材料的缺陷敏感性，从而提高强度和韧性。 • 因此，陶瓷基复合材料要求增强体的体积分数尽可能高。
陶瓷的强韧化
• 高模量是陶瓷材料的另一个显著特点，而高模量使陶瓷材料 表现出较高的裂纹敏感性。因此，陶瓷材料的强韧化除了通 过复合降低缺陷敏感性之外，还要降低材料的裂纹敏感性。 • 在理想的复合材料体系中，增强体的模量应该明显高于基体 的模量，以保证复合材料具有较高的基体开裂应力。 • 然而，陶瓷基复合材料的基体和增强体的模量一般都很高且 大体相当，因而基体开裂的应力很低。由于热线胀失配，基
1 t 2 r p R
3
无限大基体中球形颗粒引 起的残余应力场
• 式中，R为距球心的距离；r为颗粒的半径。
2) 韧化机理
• 当p>m 时，压力p>0，径向>0，切向t<0，即第二相颗粒 处于拉应力状态，而基体径向处于拉伸状态，切向处于压缩 状态，这时裂纹倾向绕过颗粒继续扩展，如图所示； • 当p<m 时，压力p<0，径向<0，切向t >0，即第二相颗 粒处于压应力状态，而基体径向受压应力，切向受到拉应力 ，这时裂纹倾向于在颗粒处钉扎或穿过颗粒。
“内晶型”纳米复合材料微裂纹穿晶扩展及分支示意图
纳米颗粒强韧化机理
3)内应力增韧
• 在烧结后的冷却过程中，基体和弥散的纳米颗粒之间线膨胀系数 的不匹配使纳米粒子产生很高的局部应力，这些应力沿着晶界的 快速减弱导致在粒子附近区域产生位错，使纳米颗粒增强/增韧体
系中较大尺寸的裂纹和其它缺陷难于产生。
• 位错的进一步发展，导致大量的位错网或颗粒周围亚晶界的形成 。这种微结构使主裂纹尖端附近沿亚晶界产生大量纳米微裂纹， 裂纹前缘的微损伤区域体积增大，材料的断裂韧性提高。
1 不同增强体的强韧化机理
增强 体形 状和 尺寸 与强 韧化 方式 • 按照增强体的长径比，陶瓷基复合材料的增韧方式可以分为颗粒增韧、晶须 增韧和纤维增韧三种，其中颗粒增韧按照颗粒的尺度又可以分为微米颗粒增 韧和纳米颗粒增韧。
• 颗粒、晶须和纤维三种增强体本身的尺寸和长径比不同，与陶瓷基体
复合后对界面结合强度的要求不同，降低复合材料缺陷敏感性和裂纹
能陶瓷复合材料、纳米陶瓷复合材料）
• 7、功能陶瓷复合材料的发展趋势及应用
主要内容
1、陶瓷材料强韧化总的原则 2、颗粒（纳米、微米）的强韧化机理
3、纤维（长纤维、短纤维）的强韧化机理
4、晶须的强韧化机理
5、陶瓷复合材料强韧化研究的发展趋势及展望
陶瓷基复合材料
• 特种陶瓷具有优秀的力学性能、耐磨性好、 硬度高及耐腐蚀性好等特点，但其脆性大， 抗热震性能差，这是由于陶瓷材料对裂纹、 气孔和夹杂等细微的缺陷很敏感。 • 陶瓷基复合材料韧性大大改善，同时其强 度、模量有了提高。 • 颗粒增韧陶瓷基复合材料的弹性模量和强 度均较整体陶瓷材料提高，但力 – 位移曲 线形状不发生变化；
1.2 微米颗粒强韧化机理
1) 强化机理
• 微米颗粒增韧是最典型的以牺牲强度为代价的增韧方式。 • 由于其占据一定空间又不能有效承载，所以在增韧的同时强度 明显下降，而且微米颗粒的体积分数越高，强度下降越显著。
2) 韧化机理
• 在第二相颗粒与基体之间不存在界面化学反应的前提下，第二
相颗粒增韧机理在于颗粒与基体之间的线膨胀系数和弹性模 量E的失配。
• 裂纹偏转是一种裂纹尖端效应，是指裂纹在扩展过程中在裂纹前端
遇上坚硬的颗粒、晶须或纤维时发生的倾斜和扭转。 • 而裂纹桥联(crack bridging)是一种裂纹尖端尾迹(crack wake)效应，
2 韧化机理
• 径向微开裂容易导致微裂纹连通，对材料强度不利；
• 切向微开裂使颗粒与基体脱开，相当于形成一个颗粒尺寸大小 的孔洞，同样对材料强度不利。
• 所以在采用第二相颗粒补强增韧时，一般要求颗粒的直径小于 导致自发微开裂的临界颗粒直径dc。
√ 应力诱导微开裂增韧（dmin<d<dc）
• 当p>m，d<dc时，宏观裂纹的尖端由于外加应力的作用会出现 一个微开裂过程区，如图所示。 • 可推导出产生应力诱导微开裂时第二相颗粒的最大直径dc和最 小直径dmin。当d>dc时材料在从烧结温度冷却到室温TR时将产生 自发开裂，当d<dmin时外加应力不能在裂纹尖端诱发微开裂。