陶瓷材料的显微结构

第4章陶瓷材料的显微结构,Chapter4FineTextureoftheCeramicMaterails,显微结构：显微镜下所观察到物质的相种类、大小、形态和物相之间的相互的结合状况。,相组成：晶相、玻璃相、气相,晶形：每一种晶体在形成、长大的过程中，往往习惯地、自发地按一定的规律生长和发育成一定的几何形态。这种习惯称为结晶习性。,自形晶：先结晶的晶体在较好的环境下生长，即在有利于按其本身的结晶习性的环境中生长发育的，而形成晶形完整的晶体。半自形晶：较迟结晶的晶体，在较差的生长环境下生长发育，形成晶形部分完整的晶体。他形晶：较迟结晶的晶体，在受抑制情况下生长发育，形成晶形很不完整的晶体。,多晶体的晶形1、自形晶；2、半自形晶；3、他形晶,莫来石陶瓷中莫来石陶瓷自形晶的结构,97瓷中刚玉半自形晶结构,日用陶瓷中石英晶体受到熔蚀后呈他形晶结构,4.1陶瓷显微结构类型,晶粒形态特征,粒状,柱状,针状,柱粒状,树枝状,片状,网络状,放射状,斑状,对陶瓷中某些特殊结构的综合分析,欠烧或过烧结构,反应结构,缺陷结构,分相结构,电(磁)畴结构,壳芯结构,复合结构,定向结构,晶界与晶界相,4.2含缺陷陶瓷材料的显微结构,一、制备过程产生的缺陷,1、大孔径的孔隙,2、不纯原料,3、异常大晶粒,4、团聚,5、第二相夹杂物,二、高温缺陷,温度，陶瓷的强度,高温破坏：广泛分布的显微结构损伤的积累过程；室温破坏：已经存在的裂纹的突然破坏所致。,高温下损伤的形成与材料承受蠕变或蠕变破坏的能力有关。与高温强度有关的重要因素晶界相,烧结助剂如gO等与i3N4中的SiO2杂质反应形成硅酸盐液相；冷却过程中，这些促进烧结致密的液相形成玻璃相驻留在晶界上，形成一层薄的非晶态层(约1nm)；材料在高温下(高于晶界玻璃相的转变温度)受力时，由于蠕变裂纹的生长而破坏；晶界玻璃相成为物质的快速传递区，导致蠕变孔穴的迅速形成；网状裂纹扩展并最终相互连接，导致材料完全破坏。,注：在某些应力与应变速率条件下，裂纹尖端后面的玻璃薄层未受损伤，则可以限制裂纹的生长速率。,高温形变产生的孔穴和裂纹倾向于沿所受应力的方向排列,高温下孔隙同样可以在没有外加应力的作用下产生。样品开始是完全致密的，但在氧化处理过程中由于晶界孔隙的形成发生肿胀。孔隙的产生是由于扩散进入的氧与被截留在晶界上的碳杂质反应生成CO气体所致。,一、氧化物陶瓷,4.3陶瓷材料显微结构分析,1、Al2O3陶瓷,90瓷、95瓷、97瓷、99瓷、透明氧化铝瓷,95%瓷的主晶相-Al2O3呈柱状晶形；97%瓷中的-Al2O3仍呈柱状晶形；99%瓷和透明Al2O3瓷的晶形呈粒状，并且趋向于接近六边形断面Al2O3含量，玻璃相。Al2O3含量，烧成温度。95%瓷1600；99%瓷1700。,二次重结晶，导致局部晶粒易于长大。,原料本身不均匀；成型时的压力因素；烧成温度偏高；局部不均匀的液相存在。,异常显微结构，晶粒大小分布显著不均匀。与添加剂的选用与加入量不当有关,2、ZrO2陶瓷,广泛应用的：钇-四方氧化锆(Y-TZP)；镁-部分稳定氧化锆瓷(Mg-PSZ)；铈-四方氧化锆瓷(Ce-TZP)；复合陶瓷ZrO2-TiO2、ZrO2-Al2O3,t-ZrO2到m-ZrO2马氏体相变伴随有相当大的剪切应变(约8%)和体积增加(3%5%)施加压应力可抑止t-ZrO2的相变；添加Y2O3、MgO和CeO2等稳定剂以降低相变温度，而使t-ZrO2在室温时处于亚稳定状态。,应力诱导相变增韧,Y-TZP受外力时首先产生微裂纹；裂纹尖端产生张应力，t-ZrO2产生应力松弛，则产生相变，成为m-ZrO2；相变产生体积膨胀和剪切应变，引起的压应力抵消了外力造成的张应力，从而阻止裂纹进一步延伸，t-ZrO2相变中止；只有施加更大的外力才能使相变继续进行，裂纹继续扩展，形成新的自由表面，直到材料断裂，从而提高了陶瓷的断裂韧性与强度。,(1)相变增韧机制,微裂纹分支增韧,主裂纹沿最大张应力的垂直方向扩展，由于相变而受阻中断，裂纹只能在偏离45o方向产生分支，也相当于在剪应力方向再度扩展。,微裂纹增韧,材料制备过程中，由高温降至低温时，一些晶粒的t-ZrO2自发地相变到m-ZrO2，产生微裂纹，使材料增韧。,晶粒大小,(2)影响相变增韧的因素,ZrO2相变增韧材料中存在临界晶粒尺寸；晶粒尺寸大于临界尺寸时，易于相变，冷却过程中，伴随相变产生微裂纹，甚至大裂纹；晶粒尺寸太小，相变难以进行，起不到增韧作用；因此控制晶粒大小成为获得性能优良的相变增韧材料的关键。,添加剂及其含量,使用不同的添加剂，t-ZrO2的可转变最佳晶粒大小、范围也不同。如12%CeO-TZP的最佳晶粒大小可证实为4-5m,同一材料中添加剂Y2O3的分布不均匀，含Y2O3少的晶粒容易发生相变。,晶粒取向,(3)成核相变,添加剂在同一晶粒内的分布也可能不是完全均匀的，相变始于Y含量最少处，即由杂质分布不均匀而引起成核相变,与应力诱导相变不同，后者在相变开始点周围应力变化较大处产生，因此成核相变可能是应力诱导相变的先兆。,(3)晶界相与断裂面,以沿晶断裂为主，也存在穿晶断裂。,晶界玻璃相导致高温强度下降；玻璃相微晶化能弥补强度的下降。,晶界上的Y2O3易被水侵蚀而降低材料性能。添加Al2O3，能包裹t-ZrO2，则抗水侵蚀性能提高，断裂韧性与强度也提高。,Si3N4陶瓷,二、非氧化物陶瓷,等轴状型：低温型，六方晶系；长柱状型：高温型，六方晶系。,(1)反应烧结Si3N4,3Si+2N2Si3N4,晶粒生长发育不十分完整，气孔较多，结构比较疏松。这种工艺没有发挥氮化硅的优良性能。室温抗折强度150200MPa,(2)无压烧结Si3N4,Si3N4粉+烧结助剂陶瓷材料(1800以上温度),由长柱状和短柱状两种晶形组成，晶粒发育完好，相互交织，形成结构致密的材料，室温强度达到600700MPa。,由长柱状型和等轴状型两种晶粒组成,选择合适添加剂，形成具有高熔点、高耐火度的晶界玻璃相；净化晶界，生成Si3N4固溶体；通过氧化，改变晶界玻璃相组成以提高玻璃相耐熔度；进行适当热处理，使晶界玻璃相析晶出具有高耐火度的晶体。,相同蠕变条件下：1300，250MPa，100hYL-a(晶界宽度1nm)；YL-b(晶界宽度2.5nm)YL-b的蠕变量为YL-a的2.4倍,(3)重烧结Si3N4,低温氮化后，经1atmN2压力，1850，2h，室温抗折强度550MPa,反应烧结+更高温度烧结,Si3N4烧结温度高，接近其挥发分解温度(1890)；常压下，提高烧成温度增加致密度比较困难；发展了一种新工艺气氛加压烧结工艺；提高了烧成温度，抑制了烧成过程中的挥发与分解，制备出性能优良的陶瓷材料,低温氮化后，经15atmN2压力，1950，2h，室温强度750MPa，硬度HRA9192,以Y2O3、AlN、Al2O3为添加剂，室温强度850MPa，KIC为8.5MPam1/2,(4)热压Si3N4,热压Si3N4是目前性能最好的Si3N4材料，室温强度950MPa，KIC为10MPam1/2，硬度HRA9394,(5)自补强Si3N4,基体：1m左右细小的-Si3N4；中间分布物：长须状-Si3N4、四方相晶体(含La化合物),三、多相复合陶瓷,当第二相TiC粒子从7m下降到0.8m，强度从418增加到586MPa,TiC与基体SiC之间存在较大的热膨胀系数与弹性模量差，在基体中产生压缩应力；裂纹扩展到TiC周围时，与应力互作用造成裂纹偏折或绕道，从而提高断裂能。,四、陶瓷复合材料,(1)颗粒弥散增强复合材料,ZrO2起相变韧化与裂纹转向韧化作用,(2)纤维补强增韧复合材料,长纤维增韧,短纤维(或晶须)增韧,热压方法制备，晶须排列有一定的择优取向，界面结合良好，晶须分布比较均匀,颗粒与短纤维复合增韧,兼有ZrO2粒子相变增韧与短纤维韧化作用。,(3)陶瓷基复合材料的界面,界面的性质物理相容性：基体与增强体之间的弹性模量与热膨胀系数是否匹配；化学相容性：基体与增强体之间是否存在化学反应或界面反应层。,界面的结合状态,物理结合：结合力为弱化学键(氢键与范德华力)，键能81022.1104J/mol,化学结合：强化学键，81022.1104J/mol,界面的结构类型,无反应界面层：增强体与基体直接结合，形成共格、半共格或非共格界面层。界面的结合力弱，有利于界面的解离，对提高材料的韧性有利。反应层界面：增强体与基体之间存在一中间反应层或扩散层。中间层紧密连接增强体与基体，增强界面的结合强度。其形成及其性能与形成界面两相的化学相容性、原料粉体的表面化学纯度和烧结添加剂的类型及含量等有关。,界面的性质对材料力学性能的影响,强的界面结合有利于载荷的传递，对提高材料的强度有利；过强的界面结合将抑制断裂过程中界面的解离、裂纹的偏转和桥接，对材料的韧性不利；合适的界面结合强度是陶瓷材料得以有效强韧化的关键。,界面的物理相容性也影响复合材料的性能，为了获得最佳的强韧化效果，增强相与基体的基本匹配原则是：