（机械制造及其自动化专业论文）纳米复合陶瓷刀具材料抗热震性仿真研究.pdf

摘要 本论文以纳米复合陶瓷刀具材料的强韧性和抗热震性为研究内容，对以高强 韧和高抗热震性为目标研究开发纳米复合陶瓷刀具材料具有重要的理论价值和实 际意义。 建立了纳米颗粒尺度与屈服强度的关系及临界晶粒尺寸的表达式；导出纳米 复合陶瓷材料强度与残余热应力的关系及最佳晶粒与裂纹之比的表达式；推出纳 米复合陶瓷材料桥联增韧机制的贡献；导出残余应力的增韧贡献及基于残余热应 力增韧的纳米颗粒的最佳含量计算式；提出寻求统一抗热震评价参量作为抗热震 理论体系的研究目标；通过临界温差解析，建立了纳米复合陶瓷刀具材料的抗热 震性与断裂韧性的关系；建立了纳米复合陶瓷材料抗热震性激光热冲击仿真有限 元模型；通过对非稳态温度场和热应力场激光热冲击仿真，得出了温度场与应力， 场之间具有协调同步的关系；利用软件，得出最大拉应力与热冲击时间的关系曲 线以及最大拉应力与激光加热半径之间关系曲线等，并提出热流密度作为新的抗 热震评价参量。 关键词残余热应力；强韧性；抗热震性；纳米复合；陶瓷刀具 a b s t r a c t t o u g h e n i n g s t r e n g t h e n i n g m e c h a n i s m sa n dt h e r m a ls h o c kr e s i s t a n c eo f n a n o c o m p o s i t ec e r a m i ct o o lm a t e r i a l sw e r ei n v e s t i g a t e da st h em a i nc o n t e n to ft h i s t h e s i s ，w h i c ha l eo fg r e a ti m p o r t a n c ef o rt h ed e s i g na n dd e v e l o p m e n to fn a n o c o m p s i t e c e r a m i ct o o lm a t e r i a l s 、) l r i m1 1 i g ht o u g h e n i n ga n ds t r e n g t h e n i n ga sw e l la sh i g ht h e r m a l s h o c kr e s i s t a n c e t h et h e o r e t i c a lm o d e lf o r s t u d y i n g t h em i c r or e s i d u a lt h e r m a ls t r e s s e si n n a n o c o m p o s i t ec e r a m i ct o o lm a t e r i a lw a se s t a b l i s h e d , b yw h i c ht h ev a l u e sa n dt h e d i s t r i b u t i o no fr e s i d u a lt h e r m a ls t r e s s e si n d u c e db yt h en a n oi n c l u s i o n sw e r eo b t a i n e d t h ee f f e c to fp l a s t i c i t yd e f o r m a t i o no nr e s i d u a lt h e r m a ls t r e s sw a si n v e s t i g a t e d t h e r e s i d u a lt h e r m a ls t r e s s e si nt h ei n t r aa n dt h ei n t e rg r a n u l a ro f n a n o c o m p s i t ec e r a m i ct o o l m a t e r i a l sw e r e a n a l y z e d t h et o u g h e n i n g a n d s t r e n g t h e n i n g m e c h a n i s m so f n a n o c o m p s i t ec e r a m i ct o o lm a t e r i a l sw e r et h o r o u g h l yr e s e a r c h e d t h ec o n t r i b u t i o n so f s e v e r a lt o u g h e n i n ga n ds t r e n g t h e n i n gm e c h a n i s m sw e r ea n a l y z e d t h eo p t i m a lc o n t e n t a n dc r i t i c a ls i z ef o r m u l a so fn a l l og r a n u l ew e r ee d u c e d t h er e l a t i o nb e t w e e n n a n o c o m p s i t ec e r a m i cs t r e n g t ha n dr e s i d u a lt h e r m a ls t r e s s e sw a se s t a b l i s h e d t h et h e s i s h a df i n i s h e dt h e q u a l i t a t i v ea n a l y s eo fn a n o c o m p s i t ec e r a m i ct o o lt h e r m a ls h o c k r e s i s t a n c e ，b ya 1 2 0 3 - b a s e dn a n o c o m p s i t ec e r a m i ct o o lt h e r m a lt h o c ks i m u l a t i o nt e s t k e yw o r d sr e s i d u a lt h e r m a ls t r e s s ；t o u g h e n i n ga n ds t r e n g t h e n i n g ；t h e r m a ls h o c k r e s i s t a n c e ；n a n o e o m p o s i t e s ；c e r a m i ct o o l s 原创性声明 本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下，独 立进行研究所取得的成果。除文中已经注明引用的内容外，本论文不 包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的科研成果。对本文的研 究作出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完 全意识到本声明的法律责任由本人承担。 论文作者签名：五越l 日期：垃星血! 疹 关于学位论文使用授权的声明 本人完全了解山东大学有关保留、使用学位论文的规定，同意学 校保留或向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论 文被查阅和借阅；本人授权山东大学可以将本学位论文的全部或部分 内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或其他复制手段 保存论文和汇编本学位论文。 ( 保密论文在解密后应遵守此规定) 论文作者签名：数导师签名：e t 期：型川f 厂 量皇曼曼皇皇曼量曼皇曼皇曼曼鼍曼量曼量量曼量曼曼曼量量曼曼曼蓥二昌茎量备呈曼匡釜曼! 曼! 曼皇曼曼曼曼曼曼曼曼曼曼曼曼皇曼曼皇曼皇曼皇量皇曼曼皇皇曼量曼皇曼皇曼曼鼍曼量曼量量曼量曼曼曼量量曼曼曼蚕釜昌i 蚤量虿薹曼垄釜曼! 曼! 曼皇曼曼曼曼曼曼曼曼曼曼曼曼皇曼曼皇曼皇曼曼皇 第1 章绪论 目前切削加工已进入了一个以高速、高效和高精度为标志的高速加工发展新 阶段，高速切削已成为当前切削技术的重要发展趋向l 。在高速加工中，刀具材料 是最活跃的因素，刀具材料的性能对切削加工的效率、精度、表面质量有着决定 性的影响。陶瓷刀具材料以其优异的物理力学性能和切削性能，在高速切削领域 以及加工某些难加工材料方面，是包括金属刀具在内的任何高速钢和硬质合金刀 具都无法比拟的优点。陶瓷刀具材料具有很高的耐磨性、耐热性和化学稳定性， 因而它的应用不但能大大提高切削加工生产率，而且将极大地促进金属切削加工 技术的进步。 由于陶瓷刀具材料也有着一般陶瓷的致命弱点脆性，表现为韧性低，抗 弯强度不高，抗热震性能欠佳。这无疑限制了陶瓷刀具的应用范围和可靠性，因 此改善陶瓷刀具材料的脆性成为推广使用陶瓷刀具和扩大其加工范围的关键h 。 自从2 0 世纪8 0 年代出现纳米材料，由于其特殊的结构，使材料自身具有小尺 寸效应、量子效应、宏观量子隧道效应、表面和界面效应等，从而使其具有许多 与传统材料不同的物理、化学性质，被广泛应用到各个领域。近年来，提出了添 加纳米颗粒使常规陶瓷综合性能得以改善的基本思想，并已证实例控制弥散相结构 微细化，使晶粒尺寸从微米级一亚微米级一纳米级，材料的强度出现一个大的飞 跃。纳米复合不仅可大幅度提高陶瓷材料的强度和韧性，明显改善其耐高温性能， 而且也能提高材料的硬度、弹性模量和抗高温蠕变性能，而且烧结温度低，在较 低温度下烧结就能致密化h ，可以提高陶瓷材料的抗热震性。 1 1 国内外陶瓷刀具的研究现状 目前陶瓷刀具的研制己建立起融合切削学和陶瓷学为一体的、基于切削可靠性 的陶瓷刀具材料设计研究理论体系。现代陶瓷刀具材料多为复相陶瓷，根据材料 不同的使用环境，以一定的设计理论为基础，采用各种超细的氧化物、碳化物、 氮化物和硼化物等为基本组分，并依据不同的增韧补强机理进行微观结构设计， 可以制备出具有良好综合性能的复相陶瓷。陶瓷刀具材料的主要优点是化学稳定 性好，与金属的亲和力小，扩散磨损小，与所加工材料的摩擦系数较低，从而减 少了切削力和切削热，而且不易产生积屑瘤，硬度和耐磨性能高，高温性能好， 因此得到了广泛的应用。主要分为氧化铝基和氮化硅基两大体系，其中增强相主 要有l 副：t i c 、t i n 、t i b 2 ，、s i c p 、s i c w 、h f c 、( w t i ) c 、t i ( c n ) 、w c 、m 0 2 c 、z r 0 2 、 b 4 c ，z r b 2 ，t i ( b n ) 等。 1 1 1a 1 2 0 3 基陶瓷刀具 以氧化铝( a 1 2 0 3 ) 为主体的陶瓷材料，其中包括纯氧化铝陶瓷，氧化铝中添加 各种碳化物( t i c ，w c ，s i c ，t a c ) ，氧化物( z r 0 2 ) 、氮化物( t i n ，a i n ) 及硼化物( t i b 2 ) 等的 复合陶瓷，以及在氧化铝中同时添加化合物与粘结金( m o , n i ，c o ，w ，c r ) 的复合陶瓷 等。复合陶瓷的硬度、强度、耐磨性以及高温性能均优于纯a 1 2 0 3 ，是用来切削高 强度钢、淬硬钢以及断续切削的优异刀具材料。氧化铝系陶瓷刀具材料是目前所 有陶瓷刀具中应用最广泛，年消耗量最大的陶瓷刀具材料。由于舢2 0 3 系陶瓷刀具 化学稳定性好、耐热、耐磨性能优异且价格低廉，所以目前所占比例很大。国外 开发篚j a l 2 0 3 系陶瓷刀具材料己形成商品化的牌号达5 0 多种【6 7 1 。主要牌号有：s n 系 列和n t k 系列，其主要成份为： a 1 2 0 3 + t i c ( 或w c 或s i c 或t i b 2 ) ，a 1 2 0 3 + t i c + w c ， a 1 2 0 3 + t i c ( 或w c ) + c o ，a 1 2 0 3 + w c + t i n 和a 1 2 0 3 + 合金元素等，其主要性能指标为： 平均晶粒尺寸大约为1 - 3 u r n ，密度3 8 4 5 9 c m 3 ，左右，硬度为h r a 9 2 5 9 4 5 ，抗弯 强度为4 0 0 9 5 0 m p 钆断裂韧龇为3 5 _ 4 5 m p a m 忱，其中以日本、美国、英国、俄 罗斯和德国的陶瓷刀具发展较快。 近2 0 年来，国内的陶瓷刀具材料也得到了迅速的发展，已形成商品的牌号就 达2 0 种左右，主要牌号有：l t 3 5 ，l t 5 5 ，s g 一3 ，s g - 4 ，s g - 5 ，j x 1 ，j x 2 ，l p ， l d ，f g ，f h ，f t c ，a t 6 ，a g 2 ，g 5 m 和t r m m 系列f 8 ，9 1 ，其主要成份为：a 1 2 0 3 + t i c ( 或 w c ) ，a 1 2 0 3 + ( w ，t i ) c + 金属( c o ，n i ) ，a 1 2 0 3 + s i c + s i w 等。其主要性能指标为：平均 晶粒尺寸多数都小于1 5 u m 。密度为3 4 3 8 9 ，c m 3 ，硬度为h r a 9 1 9 5 ，抗弯强度为 2 5 0 0 1 1 5 0 m p a ，断裂韧性如为3 5 9 0m p a m 忱。同国外相比，国内的陶瓷刀具性能 同国外的差不多。 1 1 2s i s n 4 基陶瓷刀具 主要是纯s i 3 n 4 陶瓷和以氮化硅为基体的添加其它碳化物( t i c ) 或金属( c o ) 制成 的组合氮化硅陶瓷，以及赛阿龙( s i 3 n 4 十a 1 2 0 3 ) 。与一般a 1 2 0 3 基陶瓷比较，其主 要特点是具有较高的强度和断裂韧性，其抗弯强度值一般约达9 0 0 1 0 0 0 m p 如断裂 韧性达5 7 m p a m 怩。 国外的s i 3 n 4 基陶瓷材料发展较快，其中以日本和美国发展最快，形成的牌号 比较齐全【2 1 ，达3 0 多种，主要的牌号：k y o n 2 0 0 0 ，k y o n 3 0 0 0 ，q u a n t u m 5 0 0 0 ， s i m o x 2 0 0 1 ，s l l 0 0 ，s l 2 0 0 ，s x 8 ，f x 9 2 0 ，c c 6 8 0 和c c 6 9 0 等，其主要成份为： s i 3 n 4 + 舢2 0 3 + y 2 0 3 十z 1 0 2 ，s i 3 n 4 + a 1 2 0 3 + t i c ，s i 3 n 4 + 砧2 嘎和s i 3 n 4 + m 0 3 等。主要性 能指标，密度为3 2 3 6g c m 3 ，硬度为h r a 9 2 9 4 ，抗弯强度5 0 0 1 2 0 0 m p a ，断裂韧 性为k i c 为4 3 8 1m p a i n 怩。 在国内2 0 世纪8 0 年代初就研制成功了这类陶瓷刀具材料，但后来的发展并不 很快，主要牌号有1 3 , 1 4 ： s t 4 ，t p 4 ，s c 3 ，s m ，h s 7 8 ，f t s 0 和f 8 5 等，主要成份为： s i 3 n 4 + 灿2 0 3 ，s i 3 n 4 ，s i 3 n 4 + t i c + c o 等，其主要性能为：平均晶粒尺寸为2 3 m ，密 度为3 1 8 3 4 1g c m 3 ，硬度为h r a 9 1 9 4 ，抗弯强度为6 0 0 8 5 0 m p a ，断裂韧性为4 7 7 2 m p a m 怩。同国外的s i 3 n 4 系陶瓷刀具相比，性能差不多，但国内的牌号远比国外少 的多。s i 3 n 4 系陶瓷刀具适应于加工铸铁类材料，加工范围比较窄，刀具品种尚不 如氧化铝系陶瓷刀具丰富。 1 2 纳米复合陶瓷刀具材料的研究现状 1 2 1 纳米复合陶瓷刀具材料的研究概述 纳米复合陶瓷的概念是由日本的k n i m 一1 5 1 6 1 等人提出来的，是指在陶瓷基 体中引入适量亚微米或纳米级第二相的增强颗粒而获得的一类复合陶瓷材料，通 3 过一定的分散、制备技术，使陶瓷基体结构中弥散有纳米级颗粒的材料。目前被 引入的纳米级弥散相大多是1 0 0 3 0 0 n m 的颗粒。广泛的研究表明，引入3 0 0 h m 以 下的弥散颗粒后，材料的复合结构呈现出与传统复相陶瓷不同的形式，材料的力 学性能成倍地增加【1 7 1 。 纳米陶瓷复合材料根据弥散相的分布状态和基体相尺寸分为内晶型、晶间型、 内晶晶间混合型和纳米纳米型。当增强相的颗粒减小到纳米水平时，材料的力学 性能将发生显著的变化。1 9 8 6 年，k n i i h a r a 0 5 等人用c v d 方法首次制备出了 s i 3 n 4 厂r i c 体系纳米复合陶瓷。1 9 8 9 年，n i m 一1 6 1 等人又报道了以y 2 0 3 和a 1 2 0 3 作烧 结助剂的s i 3 n 4 2 5 v 0 1 s i c 纳米复合陶瓷，其室温强度达到了1 5 5 0 m p a ，经8 0 0 。c 水 淬冷后强度不下降。最近这方面的报道很多，研究主要集中在以a 1 2 0 3 为基的氧化 物陶瓷和s i 3 n 4 为基体的氮化物陶瓷。已开发出的纳米复合陶瓷体系有s i 3 n 4 t i c 、 s i 3 n 4 s i c 、a 1 2 0 3 s i c 、a 1 2 0 3 s i 3 n 4 等引。 1 2 2 纳米复合陶瓷刀具材料的增韧补强机理 目前，有关纳米复合陶瓷复合材料的增韧补强机理大致有以下几种。 ( 1 ) “细化晶粒理论”u w ：该理论认为纳米相的引入能抑制基体晶粒的异常长大， 使基体结构均匀细化，是纳米复合陶瓷复合材料强度韧性提高的一个原因。 ( 2 ) t 穿晶理论，【2 0 2 ：该理论认为由于纳米颗粒与基体颗粒粒径存在着数量级 的差异以及纳米相的烧结活性温度通常高于基体，在一定温度下基体颗粒以纳米 颗粒为核发生致密化而将纳米颗粒包裹在基体晶粒内部，因此在纳米复合材料中， 存在“内晶型”结构，而纳米复合材料性能的提高与“内晶型”结构的形成及由此产生 的次界面效应有关。“内晶型”结构能减弱主晶界的作用，诱发穿晶断裂，使材料断 裂时产生穿晶断裂而不是沿晶断裂。 ( 3 ) “钉扎”理论哗1 ：该理论认为存在于基体晶界的纳米颗粒产生“钉扎”效应， 从而限制了晶界滑移和孔穴、蠕变的发生。 ( 4 ) “残余应力”理论p 1 ：该理论认为相间热膨胀系数的失配和弹性模量的差异 4 对材料性能影响很大，其中热膨胀系数失配在纳米颗粒及周围基体内部产生残余 应力场是复合陶瓷补强增韧的主要根源之一。但由于残余热应力以压应力的方式 作用在两相界面上，使两相界面结合牢固，这就可能实现“内晶型”纳米粒子对穿晶 裂纹的二次偏转而耗散能量，从而提高材料的韧性。 1 2 3 增韧补强机理的主要影响因素 ( 1 ) 材料的显微结构 1 ) 晶粒细化。在微米级陶瓷基体中加入纳米颗粒可以抑制基体晶粒的长大， 例如纳米s i c 不与舢2 0 3 反应，也难于移动或粗化，使晶界移动困难，从而抑制 a 1 2 0 3 晶粒的长大；另外纳米s i c 的加入提高了成核浓度，在减小晶粒尺寸的同 时促使晶粒大小均匀化，减小了晶粒异常长大的可能性，这种均匀细化的显微结 构有利于提高材料的抗弯强度。一般越2 0 3 晶粒的长大程度取决于所加s i c 颗粒 的含量和晶粒大小，基体晶粒大小随纳米颗粒含量的增多和纳米颗粒粒径的减小 而减小。 2 ) “晶内型”结构的形成。微米微米复合陶瓷中，微米尺寸的添加相分布于 基体晶界处；而微米纳米复合材料中，大部分纳米颗粒由于其粒径与基体颗粒存 在数量级的差异，其烧结活性温度往往高于基体，所以在一定温度下基体颗粒以 纳米颗粒为核形成晶粒，将纳米颗粒包裹在基体晶粒内部，形成“晶内型 结构。 在此结构中基体晶粒间的晶界称为主晶界，晶内纳米相和基体晶粒间的界面称为 次界面，次界面对材料力学性能有重要影响。新原皓一例认为纳米复合材料性能 的提高与“晶内型 结构的形成及由此产生的次界面的作用有关，主要通过以下 效应使材料得以增强：( 1 ) 减弱晶界的作用；( 2 ) 诱发穿晶断裂的产生：( 3 ) 抑制断裂 过程中的位错运动。 3 ) 微米晶粒的潜在纳米化效应。由于纳米颗粒在微米级基体晶粒内的存在， 次界面处存在较大残余应力，使基体晶粒内产生大量亚晶界和潜在微裂纹。亚晶 界的产生使基体更加细化，从而进一步提高材料的抗弯强度。实际上亚晶界或微 裂纹的存在使基体晶粒处于一种潜在分化状态，即“纳米化效应 。 4 ) 纳米颗粒对基体晶粒形状的影响。对纳米s i 3 n 4 复合陶瓷，纳米颗粒的存在 5 促使基体晶粒呈细长的棒状生长。这种棒状晶粒的作用类似于晶须，可使裂纹偏 转和裂纹桥接机理发挥作用，从而提高材料韧性。这种情况在a 1 2 s i 3 n 4 、 s i 3 n , s i c 两种纳米复合陶瓷中有所体现，但在s i 3 n v s i c 中加入过多的纳米s i c 会产生等轴晶s i 3 n 4 。 ( 2 ) 断裂模式的改变 诱发穿晶断裂是使材料增强增韧的重要机理之一，同微米级材料中发生的沿 晶断裂相比，穿晶断裂时的断裂能远高于沿晶断裂能，因此断裂模式的改变将导 致断裂韧性和抗弯强度的提高。纳米复合陶瓷的断裂模式以穿晶断裂为主，但对 于形成穿晶断裂的原因各研究者有如下不同的观点。 侯耀永认为【2 5 1 舢2 0 3 s i c 纳米复合陶瓷中穿晶断裂的诱发，一方面是由于主 晶界强化，另一方面是晶体内纳米颗粒引起的基体晶粒纳米化效应。因为晶界上 纳米颗粒的钉扎作用使主晶界强化，主裂纹不沿微米基体晶界扩展，而穿过基体 晶粒的内部扩展，在晶粒内部纳米颗粒附近存在的残余应力场，可能使裂纹发生 偏转、钉扎等过程，这样裂纹扩展路径十分曲折复杂且多处受阻，导致断裂功的 显著增大，这是复合材料断裂韧性提高的主要原因之一。此外，主裂纹沿晶内扩 展过程中必然与弥散在晶内的s i c 粒子及其附近的各种位错组态相遇，无论主裂 纹穿过或绕过s i c 粒子都要消耗部分断裂能，裂纹与各种位错组态相遇时，在裂 纹尖端附近位错可通过自身形态的变化而吸收部分断裂能，对裂纹起到“钉扎 作用。 对因“晶内型结构能弱化晶界导致产生穿晶断裂的观点还有异议。较多研 究表明，主晶界得到强化，并非减弱。如有报道认为：由于“晶内型 结构中存 在大量的次晶界，且基体颗粒与纳米颗粒的热膨胀系数a 及弹性模量e 失配，在 次界面处将存在较大的残余应力，在刖2 0 3 s i c ( n ) 复合材料中，晶粒内s i c 颗粒 周围产生局部张应力，这种张应力通过a 1 2 0 3 晶粒传到晶界上，产生残余压应力， 从而强化晶界。 张巨先和o h j i 等赞同a 1 2 0 3 s i c ( n p ) 晶内型结构易形成穿晶断裂【2 6 如，认为当 朋2 0 3 晶粒中存在s i c 粒子时，由于其内存在较大的拉应力和因位错交截、组合 导致形成微裂纹源，使裂纹很容易沿着晶内s i c 粒子径向方向扩展产生非平面穿 6 晶断裂。 仝建峰等认为“晶内晶间混合型 微观结构产生穿晶断裂，是由于晶界上的 纳米s i c 颗粒对裂纹及位错的钉扎作用，使晶界强化【2 8 1 ；位于基体晶粒内的纳米 s i c 颗粒，由于其与基体的热膨胀系数的差异，烧结后在次界面处产生较大的残 余应力，当受到外力作用时诱发穿晶断裂。 t a n 的实验结果则表明【2 9 】，晶内晶间型结构的复合陶瓷有最高的断裂韧性， 而晶内型最低，因为晶内型陶瓷不可能引起穿晶断裂，晶内的s i c 粒子对沿晶断 裂几乎没有影响。在晶间型和晶内晶间混合型陶瓷中产生的穿晶断裂是由于晶界 上的纳米粒子与基体间的强结合，使裂纹偏转而进入基体中，晶内晶间型陶瓷则 因晶内纳米颗粒迫使裂纹沿波浪形路线扩展而进一步提高其断裂韧性。这一观点 恰与新原皓一的观点矛盾【2 4 】，矛盾的焦点在于纳米复合陶瓷中主晶界是加强还是 减弱等问题。 一般来说，在趾2 0 3 s i c 纳米复合材料中，晶界上的s i c 颗粒周围产生拉应 力，会使晶界强度降低。但王宏志【3 0 】等认为穿晶断裂不是晶界上的拉应力引起的， 而是因为灿2 0 3 晶粒内的拉应力，即晶内s i c 晶粒产生的拉应力形成众多的亚晶 界，促使裂纹穿晶扩展。但基体中的拉应力随s i c 含量的增加而增加，基体强度 降低，所以s i c 含量有一最佳值，既可以引起穿晶断裂又不致使基体强度降低太 多。总之，穿晶断裂并不是由于晶界上的纳米s i c 粒子导致的晶界加强引起的， 而是由于基体晶粒强度降低造成的。 焦绥隆等则赞同“晶界型结构强韧化机理【3 l 】，认为穿晶断裂是由晶界上的 纳米粒子引起的，主晶界被纳米粒子局部强化，纳米相与基质产生良好的结合， 纳米粒子有强化晶界的作用。另外，由于a 、e 不同，基体的径向压应力会对晶 界上的纳米粒子产生“虎钳 作用，从而钉扎沿主晶界扩展的裂纹，然后在更大 的外力作用下，使裂纹偏转进入晶内，形成穿晶断裂。 王昕等的研究表明【3 2 】，加入纳米第二相导致穿晶断裂必定是晶界强化和晶内 弱化的共同作用，其中主晶界增强是关键，而主晶界的强化机理又与晶界纳米相 与晶内纳米相各自的行为密切相关。晶界纳米相能和基质形成高强度主晶界，从 而对沿晶裂纹起“钉扎 作用；晶内纳米颗粒的“纳米化效应 造成基质晶粒内 7 部产生大量次界面和微裂纹，既形成复杂的应力分布，又使晶粒发生分化。纳米 颗粒越小，对基体的细化越显著。过细的晶粒趋向于沿晶断裂，并不利于断裂韧 性的提高；晶内相过多、过大也会削弱晶粒结合强度，使材料脆化。因为晶内纳 米相太多，纳米颗粒间距小，易于造成微裂纹的连通，再加上分布不均匀，可能 产生应力局部集中，削弱基体晶粒的抗裂纹能力，在这种情况下即便形成穿晶断 裂也未必能提高断裂韧性。 ( 3 ) 残余应力的作用 由于两种颗粒的热膨胀系数a 和弹性模量e 的失配，在次界面处将存在较大 的残余应力。张国军等用力学方法分析了第二相颗粒( p ) 与基体( m ) 之间热膨胀系 数失配a a = t x p t x i n 引起的应力状态及其对裂纹扩展的影响【3 3 】，发现：当驴0 ( 如 s i 3 n 4 s i c ) 时裂纹倾向于绕过颗粒继续扩展；当a n 0 ( 如a 1 2 0 3 s i c ) 时裂纹倾向于 在颗粒处钉扎或穿过颗粒。因此，第二相颗粒周围残余应力的存在无论是引起裂 纹偏转或是裂纹被钉扎，均会提高断裂功而使材料韧性提高。 m a n i i 进行了残余应力分析( 均基于s e l s i n g 模型) m 】，得出在a 1 2 0 3 s i c 纳米复合 陶瓷中，当分析二维残余应力时尽管从总体上看，s i c 颗粒受压应力而舢2 0 3 基体受 拉应力，但在m 2 0 3 基体晶粒中既存在压应力区也存在拉应力区，裂纹在压应力区 受阻而在拉应力区扩展，因而裂纹扩展的路径曲折，起到增韧补强效果。晶内离 晶界较远处的纳米s i c 颗粒产生的拉应力使基体晶粒强度降低，由于应力分布并不 均匀，拉应力在两相的界面附近最大，裂纹进入晶粒以后将向s i c 颗粒偏转，从而 产生裂纹偏转钉扎作用9 而在基体晶界附近的晶内s i c 颗粒与a 1 2 0 3 基体间因热膨胀 系数不同所产生的径向压应力传导到晶界上，加强了晶界，有利于抵抗裂纹的扩 展；但如果s i c 颗粒位于晶界上，因热膨胀系数不同造成的径向压应力促使基体晶 界张开，有利于裂纹的扩展，也弱化了晶界。 ( 4 ) 加工产生的表面压应力及退火后裂纹愈合机制 研磨、抛光和退火都会影响复合材料的力学性能，其中对抗弯强度提高的作 用机制主要有以下几个观点：1 ) 研磨产生表面压应力；2 ) 退火后裂纹愈合；3 ) 应力 引发位错网。z h a o j u n h o n g 等甚至提到研磨加工和退火是纳米复合材料强韧化的 唯一原因，s i c ( n ) 的加入不影响a 1 2 0 3 s i c 复合材料的内在韧性，增韧强化只是因 8 为研磨加工引起的表面压应力，而退火后由于表面裂纹愈合和残余应力的释放使 抗弯强度进一步提高，断裂韧性却因应力的释放而有所降低【3 5 1 。 仝建峰等对s i c ( n ) a 1 2 0 3 t i c 纳米复合材料进行1 3 0 0 。cx1 5 h ( a r 气氛) 退火 【3 6 j ，发现抗弯强度和硬度提高4 0 5 0 。因为退火处理可以改善晶界状态，促进 成分均匀化，降低气孔率，减小气孔引起的应力集中，促使基体内的潜在微裂纹 在退火过程中愈合，从而强化材料。但退火使断裂韧性稍有下降，其原因不太清 楚，且目前没有纳米颗粒增韧复相陶瓷进行退火处理的研究。通过对比单相氧化 铝和a 1 2 0 3 s i c 纳米复合材料的研磨、抛光及热处理工艺对材料力学性能的影响， 发现研磨后的纳米复合材料中产生的表面压应力是单相2 0 3 的4 倍，高达 5 9 0 m p a 。如此高的残余压应力是如何产生的，目前尚不清楚。同时表明在纳米复 合材料表面比在单相a 1 2 0 3 表面中产生更多致密的微裂纹，因此认为研磨过程会 严重损坏这两种材料的表面而导致抗弯强度降低。但对纳米复合材料将研磨表面 的试样退火后可以得到比抛光试样更高的强度，这一点与退火粗磨表面的纳米复 合材料能较大提高力学性能的观点是一致的【3 7 】，当然抛光表面退火后的强度也会 再提高。退火使残余应力减少到1 0 0 m p a ，即使退火1 0 小时也几乎维持在这水平， 退火后裂纹愈合使抗弯强度提高，这是由于氧化使表面生成非晶莫来石导致其裂 纹愈合。 a n y a 则对这一观点进行了对照分析【3 8 】，认为基于位错的强化机制更有说服 力，与单相氧化铝相比，在a 1 2 0 3 s i c 纳米复合材料中因残余热应力和显微压痕 引发的高密度的位错能屏蔽裂纹尖端，而且经过退火后这种位错交织依然保留， 而退火后的单相氧化铝中含有无位错的二次晶粒，强度反倒降低。 t h o m p s o n 研究表明 3 9 1 ，纳米复合材料通过热处理强化的原因是退火可使纳 米复合材料中的压痕裂纹愈合，而使单相a 1 2 0 3 中的裂纹缓慢扩展。罗学涛指出， 在s i 3 n 4 s i c 纳米复合陶瓷中m ，退火热处理能使微裂纹愈合和内应力松驰，从 而提高复合材料的抗弯强度。压痕产生的内应力通过热处理能够消失( 松驰) ，而 由热膨胀差引起的应力仍然保留在复合材料中。然而内应力是一个复杂的问题， 材料体系中的裂纹愈合及应力松驰仅停留在实验观察上，对材料的强化作用还缺 乏足够的理论依据。对退火处理改变纳米复合陶瓷抗弯强度的原因目前尚不清楚， 9 但至少与退火过程中表面微裂纹易于愈合及内部残余应力难以消除有关，对此有 待进一步分析。 ( 5 ) 纳米颗粒对高温性能的改善 李理认为纳米颗粒与基体之间的界面是协调的【4 1 1 ，次界面附近在原子间距的 水平上有完好的匹配关系，界面上无任何杂质，这种纳米颗粒在高温时可阻止位 错运动，提高耐高温性能。同单相砧2 0 3 相比，a 1 2 0 3 s i c 纳米复合材料中没有蠕 变裂纹产生，在s i 3 n 4 s i c 纳米复合陶瓷中因蠕变产生的空洞无论在数量上还是在 大小上都明显小于单相s i 3 n 4 中的空洞。这说明纳米s i c 抑制了材料蠕变过程中 裂纹或空洞的产生，是材料高温强度改善的重要原因之一。 不同结构类型的纳米复合陶瓷其高温性能表现出很大的差异。在纳米纳米型 复相陶瓷中，材料晶粒细小且在高温形变过程中纳米第二相抑制基体晶粒的长大， 从而避免应变硬化的发生，使纳米复合陶瓷在通常情况下呈现出良好的超塑性； 但对晶间型和晶内晶间型纳米复合陶瓷，由于纳米粒子对基体晶粒内部位错移动 以及基体晶粒沿晶界滑移的阻碍作用，使得整个材料的抗蠕变性和高温性能均得 到明显改善。陈大明则认为：纳米复合陶瓷高温力学性能的改善主要归因于第二 相纳米粒子弥散分布于基体晶粒间所形成的晶间型结构，纳米粒子在高温下牵制 位错运动，从而使其高温强度、硬度和蠕变抗力得以提高；极精细的s i 3 n 4 s i c 纳米纳米型结构并不能改善材料的高温蠕变抗力，只有当基体s i 3 n 4 达到合适的 晶粒尺寸，且有大量s i c 纳米粒子存在于其晶界时，蠕变抗力及韧性才会得到很 大改善。 新原皓一对s i 3 n 4 s i c 纳米复合陶瓷的透射电镜观察证实【4 2 】，s i 3 n 4 和s i c 之 间可以直接结合而形成无任何界面相的界面，它们属于分子尺度的结合。这样的 结构处于一种低能量状态，高温蠕变过程中界面移动或分离需消耗更大的能量， 同时s i c 纳米粒子处于晶界玻璃相中，无疑会增加玻璃相的高温强度，因而可显 著提高材料的高温力学性能。t o h j i 等对a 1 2 0 3 s i c 纳米复合材料蠕变断裂后试 样的微观结构进行透射电镜观察 4 3 1 ，发现晶间的s i c 纳米粒子在蠕变期间发生了 转动，上下的砧2 0 3 晶粒间的界面向s i c 粒子弯曲滑移，在s i c 粒子尖角处形成 了明显的应变条纹线，并在s i c 粒子和上面砧2 0 3 晶粒之间产生了微小孔洞。这 1 0 说明蠕变期间a 1 2 0 3 晶界必须切过s i c 粒子，由于s i c 粒子陷入a 1 2 0 3 晶粒内增 强了对位错的钉扎效果，相应提高了材料的蠕变抗力。 1 3 陶瓷材料抗热震性研究现状 1 3 1 陶瓷材料抗热震性理论的研究概述 由于陶瓷材料在热冲击作用下容易损伤甚至断裂，因此陶瓷材料抗热震性能 的研究一直是材料科学领域研究的热点问题。到目前为止，评价材料抗热震性能 的理论主要有临界应力断裂理论和抗热震损伤理论两种，以及在这两种理论的基 础上延伸而来的几种理论4 5 】。 ( 1 ) 临界应力断裂理论m 7 】：基于热弹性理论，以热应力和材料固有强度之间 的平衡条件作为判断热震断裂的依据，当温度急变引起的热冲击应力超过了材料 的固有强度，则发生瞬时断裂，即热震断裂。 ( 2 ) 抗热震损伤理论h 硼：基于断裂力学理论，分析材料在温度变化条件下的裂 纹成核、扩展及抑制等动态过程，以热弹性应变能和材料的断裂能之间的平衡条 件作为判断热震损伤的依据，当热应力导致的储存于材料中的应变能w 足以支付 裂纹成核和扩展而新生表面所需的能量u ，裂纹就形成和扩展。 ( 3 ) 抗热震断裂和热冲击损伤的统一理论附5 0 1 ：h 嬲s e l m m 为弥补临界应力断裂 理论只注重裂纹成核问题和抗热震损伤理论只强调裂纹扩展的不足，将二者结合 起来，建立了以断裂力学为基础的断裂开始和裂纹扩展的统一理论。他指出：裂 纹扩展的动力是弹性应变能，裂纹扩展的过程就是弹性应变能逐步释放而支付裂 纹表面能增加的过程，一旦应变能向裂纹表面能转化完毕，裂纹扩展就终止了。 ( 4 ) 热冲击中的应力强度因子理论5 1 】：假设材料的临界应力强度因子( 即材料的 断裂韧) 是衡量裂纹产生和终止的标志。当全部的应变能转变为断裂能，或裂纹尖 端的应力强度因子等于或小于材料的临界应力强度因子时，便认为裂纹的快速扩 展终止了。 1 3 2 陶瓷材料抗热震性的机理研究 ( 1 ) 微裂纹机制5 2 1 。在陶瓷材料中引入一定密度的显微裂纹，可以显著提高材 料的韧性，进而提高材料的抗热震损伤性能。由于微裂纹的存在，很多耐火材料 有明显的准延性行为，而材料的延性行为直接导致r 曲线行为，即随裂纹的扩展材 料的断裂韧性增大，相应地提高了材料的抗热震性能。 ( 2 ) 裂纹尖端尾流区的增韧机制。主要有增强相的拔出和桥联裂纹的偏转。 k n e h a n s 等, k t 5 3 通过比较带机加工尖锐切口和扩展的尖裂纹材料的韧性值发现，两 者的韧性值有差别，他们认为裂纹尾流区的摩擦桥联机制是造成这种差别的原因。 k n c h a n s 等用机械加工的方法去处除尾流区的晶粒桥联，发现砧2 0 3 的裂纹扩展抗力 有很大的下降。 ( 3 ) 相变增韧【5 4 1 。主要是利i l l z r 0 2 的t _ m 相变体积膨胀效应在材料中产生微裂 纹，吸收多余的能量，同时微裂纹的存在也降低了材料的弹性模量，从而提高了 抗热震能力。 ( 4 ) 材料表面的残余压应力机制5 5 1 。对经过1 4 5 0 空气中氧化后的s i c a j 2 0 3 复 合材料抗热震性的研究发现：氧化后的复合材料的抗热震性能远高于氧化前的抗 热震性，其主要原因是表面氧化层的存在极大改变了表面的传热系数，从而提高 了材料的抗热震性；另外材料经过氧化处理后，表面层处于残余压应力状态，当 试样处于热震环境中时，表面的残余压应力将抵消部分张应力，从而有利于材料 抗热震性能的改善。 1 4 存在的问题 ( 1 ) 目前，考虑增强颗粒的相互影响的纳米颗粒复合陶瓷材料的残余热应力的 研究较少；此外，多数残余热应力分析是建立在弹性力学理论的基础上，很少考 虑其塑性力学，由于陶瓷刀具在高速切削时，温度可达1 0 0 0 以上，此时刀具材 料还表现一定的塑性。 1 2 ( 2 ) 纳米颗粒复合陶瓷的许多强韧化机理尚不清楚，需要运用断裂力学、断裂 形貌学以及数值计算和表征等方法进一步研究。 ( 3 ) 纳米颗粒复合陶瓷材料的抗热震性研究还不完善，抗热震性与强韧性的关 系还需要深入的定量分析。且抗热震评价体系不统一，也是当前存在的问题。 1 5 本课题研究的目的、意义及主要内容 1 5 1 课题的目的及意义 随着高速切削、高效切削及大量新材料、难切削材料的出现，对陶瓷刀具材 料各种热力学性能尤其是抗热震性能提出了更高的要求。而目前关于陶瓷材料抗 热震性能的评价理论仍停留在4 0 多年前建立的针对均质各向同性陶瓷材料的经典 抗热震理论上，远远滞后于各种新型陶瓷刀具材料如纳米复合陶瓷材料等的发展。 因此，本论文以各种新型陶瓷刀具材料抗热震性的评价为研究内容，对以高抗热 震性为目标研究开发新型梯度功能及纳米复合陶瓷刀具材料具有重要的理论价值 和实际意义。 1 5 2 本课题研究的主要内容 ( 1 ) 建立纳米复合陶瓷材料的纳米颗粒尺度、强度及残余热应力三者关系，通 过定量分析探讨纳米复合陶瓷材料桥联增韧和残余热应力增韧的机制及其贡献。 ( 2 ) 纳米复合陶瓷刀具材料的抗热震机理，建立了纳米复合陶瓷刀具材料的 抗热震性与断裂韧性的关系。 ( 3 ) 纳米复合陶瓷刀具材料的抗热震性能温度场及热应力场有限元仿真。 第2 章纳米复合陶瓷刀具材料的强韧化研究 近十几年来，围绕陶瓷材料的高脆性及均匀性差等问题进行了大量的基础研 究，取得了一些突破性进展，建立了弥散增韧、相变增韧、复相增韧等增韧方法和 技术，使氧化铝陶瓷的脆性明显改善，强度和韧性大幅度提高。近年来，科学家们 提出了添加纳米颗粒使常规陶瓷综合性能得以改善的基本思想。并已证实控制弥 散相结构微细化，使晶粒尺寸从微米级一亚微米级一纳米级，材料的强度出现一个 大的飞跃。纳米复相陶瓷不仅在韧性、强度、耐磨性以及高温性能诸方面都有所 改善，而且其制备工艺比较接近传统陶瓷。然而纳米复合陶瓷强韧化机理枵定量 研究比较少，必要深入探讨。 本章首先建立纳米复合陶瓷材料的纳米颗粒尺度、强度及残余热应力三者关 系，通过定量分析探讨纳米复合陶瓷材料桥联增韧和残余热应力增韧的机制及其 贡献。 2 1 纳米颗粒尺度与屈服强度的关系 在纳米复合材料中，晶粒之间存在界面，与晶粒相比界面内部有较低的原子 密度和较高的孔隙度。将晶界视为一种取向和位置随机的扁平异性夹杂，将晶粒 视为基体，则纳米晶体材料可等价为基体( 晶粒) 和晶粒间隔层夹杂( 界面) 组成的复 合材料。其弹性模量便可以等效为夹杂材料的有效弹性模量。 在通常情形下，界面体积分数很小，材料的剪切模量主要决定于基体的剪切 模量，故从工程上屈服应力的定义有 勺= f 肼h 同时考虑到h a l l p e t c h 关系，即 1 4 ( 2 1 a ) f y = + k d 刈2 ( 2 - l b ) 上述公式中，h 为屈服应变，f 。与七分别为晶格摩擦阻力与h a l l p e t c h ( h - p ) 常数。设纳米材料的屈服应力为r y ，它们与有效剪切模量之间满足 f ) ，巧= f 够h ( 2 - 2 ) 从式( 2 - l a ) ，( 2 1 b ) 可以得到 气y 曝2 气9 气嗫l 飞眠 ( 2 - 3 ) 设增强相和基体的剪切模量分别为f p 和，纳米材料的有效剪切模量为f 咿， 则由夹杂理论【5 6 】在弹性范围内可以得到 铲研+ 生掣 矿+ i 萨 ) 式中，妒= 如南) 为增强相界面的泊松比，通常，o 2 钆姐4 ， 1 咖1 2 5 。是界面体积分数。对立方晶粒z = 3 艿l d ，艿为界面厚度，d 为晶 粒直径。 将f y 满足的h a l l p e t e h 关系( 2 - 1 b ) 及有效模量表达式( 2 - 3 ) 代入( 2 - 4 ) ，可以得到 七捌圳2 ) l 错ti ， l 、一7 ， j 这里，l f ，= 兰，r ( 0 ，1 ) 。 勺=(+材。彪)+可3ts(i+v#)(w-1) ( 2 - 6 ) h a l l - p e t c h 关系表明f ，正比于d 1 佗，但若把z = 3 时，h p 关系成立，强化效应起主要作用；当 d o 盟 o 由热力学第二定律，d a时裂纹失稳扩展，d a 裂纹稳定不能扩 d u ：o 展，d a 裂纹处在临界状态，将式( 3 11 ) 、( 3 1 2 ) 、( 3 1 3 ) 、代入式( 3 1 4 ) ， 并令式( 3 1 4 ) 为零。则： a r c = ( 1 + 2 z r n a 2 ) ( 3 - 1 5 ) 根据线性断裂力学的理论，材料的断裂韧性为： 如= 耕 l ，2 p 尚 将上式代入式( 3 1 5 ) 描述抗热震断裂和抗热震损伤统一理论的公式： 正= t 如g v w 1 一a 1 ，2 ， 1 + 2 万口2 ) ( 3 1 7 )