陶瓷材料增韧机理的研究进展

导致的残余热应力与扩散裂纹尖端应力交互作用 ， 使
了优良的 自 增韧 ｓ Ｎ 陶瓷。 ｉ４ 。 文献揭示出自生 １ Ｓ ３ ｉ 一
增加浸渗次数虽不能有效提高复合材料强度 ， 但却使
裂纹偏转因子变小 ， 断裂模式由韧性断裂向脆性断裂 外学者也研究了纤维增强的陶瓷材料 ， 并显著的提高 了其断裂韧性［ｍ ２１ ２ 。随着纳米技术的发展 ， － 用纳米级 的短纤维对陶瓷材料进行复合增韧的处理技术逐渐 吸引了研究人员。碳纳米管（ Ｎ ｓ以其高弹性模量 Ｃ Ｔ） （ 大于 ｌ Ｐ ） Ｔ ａ㈣和超高强度 （ 钢的 １—０ 倍 ） １ ０ １ ０ ［成为 ２ ５ Ａ 。 陶瓷中主要起到的是短纤维增韧的作用 ， ｌ 由于 消耗更多的能量 ， 有利于阻止陶瓷裂纹的扩展。 此外 ， Ｃ Ｔ 对陶瓷晶粒的桥联钉扎等作用 ， Ｎｓ 能达到传递和 化为穿晶断裂 ， 能显著提高 Ａ ３ ｌ）陶瓷的韧性。 Ｎ ｓ （ Ｃ Ｔ
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。
关键字 陶瓷材料 ； 增韧技术 ； 增韧机理 中图分类号： Ｑ１ ４７ 文献标识码 ： Ｔ ７ ．５ Ａ
出强劲的竞争潜力。
０ 前 言
１ 陶瓷材 料 的韧 化
现代陶瓷材料具有高强度 、 高硬度 、 优异的耐高 温、 耐化学腐蚀 、 耐磨损和较低的密度、 热膨胀等优异 的性能 ， 已在航天航空 、 能源 、 机械 、 汽车 、 化工 、 冶金
最佳的工艺条件 ， 控制晶粒的形核和生长来获得一定
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
较大的提高 ， 也使陶瓷材料在高温结构材料领域显示
收稿 日期 ： １—９ ０ ２ １０— ３ ０
基金项 目： 山东省优秀中青年科学家科研奖励基金（ 编号：０７ Ｓ４０ ） ２０Ｂ ００４
通讯联系人 ： 王瑞凤 ， — ａ ： ａｇ ｆ ｇ ４ ２ ２ ． ｍ Ｅ ｍ ｉ ｗ ｎ ｍｉ ｎ ０ １ ＠１ ６ ｏ ｌ ｅ ｔ
一
韧的韧化机理主要是借助于 自生增强体的拔出 、 桥连
与裂纹的偏转机制。 目前 ，自 增韧陶瓷主要有 ｓｊ 、ｉｏ 、 １ ｒ 、 ｉ Ｓ ｎ Ａ２ ２ ： Ｎ ｍ ＺＣ
个重 点问题 １ ２ １ 。
陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力， 在断裂
Ｔ‘２ Ｓ 、 １ 。 ｉ Ｃ、ｉ Ａ２ 等。但研究较多的是 ｓ 、ｉ ｏ 。 ２ Ｂ Ｃ ０ ｉ Ｓ ｎ ｍ 最典型的原位增韧陶瓷材料是原位增韧的 ｓ 陶 ｉ 瓷［ 氮化硅 晶体具有生长各 向异性 ， ４ １ ， 在高温时， 仅 其 相能够向 Ｂ相转变 ， — ｉ ４ ｐ Ｓ Ｎ 晶体会继续长大 ， 。 使其 显微结构发生变化 。 因此 ， 可通过合理的成分设计和
要有 ：１增加材料的弹性模量 ；２ 提高裂纹扩展时 来石提高 １０ （） （） ０％以上［。 ｍ 王双喜等研究发现 ， ２ （ ｌ 在 ％ 摩 须， 可以细化 ２ ２ｒ ＹＺＯ 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刚邓 建新 等从 Ａ 。 Ｓ １ 与 ｉ 热膨胀失配分析入手 ， Ｏ Ｃ 得出了晶须
早在 ２ 世纪 ７ 年代 ， ａｇ 等研究 了 ｓ 陶 ０ ０ Ｌｎｅ ｉ
断裂韧性和显微结构的关系 ， 发现长柱状 大幅度提高 优化组分 、 。 进行多层次多相复合、 多种 瓷的强度 、 —ｉ Ｈａ 增韧机制同时作用 ， 也是提高陶瓷材料韧性的有效途 晶粒 Ｂ Ｓ 能够改善和提高材料 的抗弯强度和断 径。 这些增韧方法的实施 ， 使陶瓷材料的韧性得到了
的极限含量为 ４ ％（ ３ 体积分数） ， 通过实验证明 ： 当晶 须含量为 ２ ％～０ ０ ３ ％时 ， １ ３Ｓ Ａ２ ２ ｉ 陶瓷材料 能获得 ０ Ｃ 最佳增韧补强效果 。 再者 ， 加入陶瓷基体中的晶须
为了改善陶瓷的韧性 ， 必须尽可能提高材料断裂 时消耗的能量。 了提高这类材料的吸能 ， 为 只能是增 加断裂表面 ， 即增加裂纹的扩散路径 。 可以在陶瓷基
数 。 韩桂芳等用浆料法结合真空浸渗工艺 ， 制备了 二维（ ） ２ 石英纤维增强多孔 ｓ ＿ ｉ Ｄ ｉ － Ｏ 基复合材料 ， ４ Ｓ
瓷显微结构和力学性能的影响 ， 材料室温抗弯强度和 断裂韧性均在烧结助剂的质 量分数为 １％时达到峰 ５ 值， 同时发现 自增韧 Ｓ￣４ ｉ 陶瓷中 Ｄ Ｓ 柱状 晶直 ， Ｎ —ｉ 要的作用㈣。曾庆丰等运用主成分分析法对 自 ｓ 增 ｉ 陶瓷显微结构与力学性能的表征进行了研究， 并获得
等领域 中将其置于重要地位。 但同时也具有致命的弱
１１ 自增 韧技 术 ．
原位增韧是一种较为理想的陶瓷增韧方法， 主要 通过工艺因素的控制 ， 在材料的烧结制备过程 中自生
出类似于晶须的棒状晶粒而使材料得以韧化。 原位增
点， 即脆性大ｆ 导致其使用可靠性和抗破坏性较差 ， 】 ｊ ， 从而制约了结构陶瓷在工程上的更广泛应用和产业 化进程。因此 ， 陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的
（ 单斜） 相变 ， 中 ｔｍ相 变属于马氏体相变 ， 其 ． 相变温 为 ３ —１０ ） ０ ０ ｍ 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
强增韧体。 陶瓷晶须 目 前常用的有 Ｓ ｉ Ｃ晶须， 。４ ｓ Ｎ 晶须 ｉ 和 Ａ ２。 １ 晶须。 ０ 基体常用的有 ｚｏ 、ｉ ４ ｉ ２ ｌ 。 ｒ ２ 。 、 ｏ、 ２ ｓＮ ｓ Ａ ｏ
成裂纹尖端屏蔽 、 主裂纹周围微开裂或裂纹桥 ， 以及 由于第二相与基体 相热膨胀 系数及弹性模量的失配
用晶须与纳米并用技术 ， 制备出纳米 Ｓ ｉ Ｃ粉和 ｓ ｉ
晶须补强增韧 ｓ 基复合材料 ，强度和韧性均比 ｉ
ｓ 单相陶瓷材料有较大幅度的提高 。 ｉ 加入纳米
ＳＣ相抑制了 ｓ 基体晶粒的生长 ，基体结构精细 ｉ ｉ
１ 第二相颗粒增韧 ． ２
陶瓷不仅具有较高的韧性 ，而且仍保持着 一 ｉｏ 均摊载荷的 目的 ， Ｓ ｌｎ ａ 使陶瓷裂纹扩展方式由沿晶断裂转 还能与陶瓷形成独特 网络结构 ， 使裂纹沿晶界发生偏
转， 同样 ｊ ＝ Ａ。３ 提高 １） （ 陶瓷的断裂留 皑 。 陶瓷晶须为具有—定的长径比（ 直径Ｑ 一 ｍ， ３ ｌ 长
体 中加入定向或取向或无序排列的第二相纤维 ， 制成 陶瓷基复合材料。 获得的陶瓷基复合材料韧性显著提
《 陶瓷学报） ０ １ ） １ 年第 ４期 ２
必须有一定的长径比， 这样才能通过剪切作用把载荷 由基体传递到晶须上 ， 临界长径 比经验值为 ｌ— ０ 其Ｉ ５ ３
。
开展 广泛 及 深入 的研 究 。 目前 ， 研究 主要 集 中在 以 该
径的双峰分布特征对材料力学性能的提高起着很重 转变 ， 断口形貌 由纤维成束拔 出变为多级拔 出［。国 ２ １ １
棒 晶对 裂纹扩展 的阻碍 作用 ，０ ｉ Ｊ Ａ （ａ ＋ ４ ％Ｓ￣ Ｂ ＳＢ Ｏ ． Ｎ
Ａ１Ｏ￣ ｉｚ ＋ Ｏ） Ｓ 玻璃陶瓷基复合材料的断裂韧性 由 Ｂ Ｓ Ａ
．
基体的 １ ＭＰ ・ 们提高到 ４１ ａｍ／ｌ Ｓ ｌ 是 短纤维的首 。 ． ａｍ ８ ． ＭＰ ・ １ｆ。 ｉｏ ２】 ａ ｎ ４ 选 毕讼等 ＾萤 ｊ 过对数据分析， 得出Ｃ Ｔ 在 Ｎｓ
（ Ｔ） 、 、 ２ 、ｒ ２。 ｗ，ｉ ＷＣ Ｍｏ ＺＯ 、 ０ 等成分 ， Ｃ Ｃ Ｙ 利用第二相 、
尺寸和长径比的 Ｂ Ｓ ，棒 晶， —ｉＩ ￣ ．ａ 从而达到提高断裂韧
性 的 目的。
第三相材料进行颗粒弥散强化、 纤维补强、 晶须增韧、 相变增韧或协同增韧补强 ， 可使主相陶瓷材料的性能
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
《 陶瓷学报） ０ １年第 ４期 ） １ ２
积分数 、 棒晶长径比及棒晶直径 ， 通过片晶或棒晶对 主裂纹的桥接及随Ｉ ￣发 的晶粒拔 出与裂纹偏转增 ！ Ｉ Ｐ 韧机制 ， 使材料的断裂韧性得 以大幅度升高 ， 最高可
和莫来石等［黄 政人等采用 ３ ％ 体积分数）￣ Ｃ晶 ２ ７ １ ０（ Ｂ ｉ 须增强莫来石， Ｓ Ｓ 在 Ｐ 烧结条件下材料强度比热压高 ｌ赃 右， ５０ ａ断裂韧性为 ４５ ａ ｎ ０ 为 ７ＭＰ ， １ＭＰ ・ 比纯莫 ｉ
尔分数） ２。 Ｙ０ 超细料 中加入 ３ ％ 体积分数） Ｓ ０（ 的 ｉ Ｃ晶
陶瓷材 料增 韧机 理 的研 究进 展
王瑞凤 孙志平 邹丽艳 张 国俊
（ 东轻． ＿ 学院机械 与汽 车工程 学院 ， 山 ｙ， －ｌ －ｋ 山东 济 南 ２０５ ） ５３３
摘 要
脆性是制约陶瓷材料发展的主要因素 ，因此陶瓷的增韧是陶瓷材料研究领域的核心 问题 。本文重点介绍 了陶瓷材料 增韧技 术 ， 了陶瓷材料的增韧机理 。最后 ， 了陶瓷材料增韧技术的研 究现状和今后的发展方 向。 分析 探讨
第 ３ 卷第 ４ ２ 期
２１ 年 ｌ ０ １ ２月
《 陶瓷学报》
Ｊ ０ＵＲＮＡＬ ０Ｆ ＣＥＲＡＭ Ｉ ＣＳ
Ｖ０ ． ２ Ｎｏ ４ 】 ３ ． ． Ｄｅ ２ ｃ． ０ｌ１
Baidu Nhomakorabea
文 章 编 号 ：０ ０ ２ ７ （０ １０ — ５ ６ ０ １０ — ２ ８ ２ １ ）４ ０ ９ － ６
使 １ Ｓ Ｎ 陶瓷的断裂韧 陛达到 ９ ｌＭ ａｍ ３ ｉ４ 一。 一 Ｐ ・ ２ ｌ 】 。 陈力等研究 了烧结助剂含 量对热压 自增韧 ｓ 陶 ｉ
高， 同时强度及抗热震性也有显著提高 ， 这就是纤维 增强。李桂华等研究了纤维补强陶瓷的主要机械性
能 ，结果表明工业陶瓷通过纤维补强等工艺手段， 可 有效地提高陶瓷的抗压 强度和降低陶瓷的热膨胀 系
个方面 。
２１ 颗粒 增韧 ．
蔡 海斌等采用 原位反 应粉末 冶金技 术制 备了
ＴＢ ｒ 复合材料 反应生成物 ＴＢ呈晶须状 ，ｉ ｉｆｉ ｉ ＴＢ晶须 在基体 中均匀分布 ， 显著增强了基体 。 ｏ Ｋ ｈ等人采
这种增韧方式 是通过第二相颗粒 的弥散或者颗
粒的移动 ， 产生一定塑变、 沿晶界面滑移带来蠕变 、 形