第一章 2 陶瓷材料的结构特点和力学性能

1、1、高性能陶瓷概述 陶瓷是我国古代的伟大发明之一，从陶器到瓷器经历了一 个漫长的历史发展时期，是人类对陶瓷制备科学与技术逐步认 识的过程。然而，从传统陶瓷到近代的先进陶瓷，则是工业革 命和科学技术进步的产物。 先进陶瓷包括结构陶瓷、功能陶瓷和陶瓷基复合材料。 结构陶瓷主要是利用陶瓷材料的力学性能、耐高温、耐磨 损、耐腐蚀和化学性质稳定等特性，用于制备各种结构部件， 如发动机零部件、切削刀具、磨料磨具、轴承、阀门、喷嘴、 窑具材料、催化剂载体等。 第一章第一章 绪绪 论论 高性能结构陶瓷是指具有高强度、高韧性、高硬度、耐高强度、高韧性、高硬度、耐 高温、耐磨损、耐腐蚀和化学稳定性好高温、耐磨损、

2、耐腐蚀和化学稳定性好等优异性能的一类先 进的结构陶瓷，已逐步成为航天航空、新能源、电子信息、汽 车、冶金、化工等工业技术领域不可缺少的关键材料。 根据材料的化学组成，高性能结构陶瓷又可分为: 氧化物陶瓷（如Al2O3、ZrO2）、 氮化物陶瓷（如Si3N4、AlN）、 碳化物陶瓷（如SiC、TiC）、 硼化物陶瓷（如TiB2、ZrB2）、 硅化物陶瓷（如MoSi2） 及其他新型结构陶瓷（如Cf/SiC复合材料）。 用途举例： 氧化锆及其增韧的复相陶瓷具有高的室温强度和断裂韧性， 是制作陶瓷活塞、刀具、轴承、阀门等理想的结构陶瓷材料。 碳化硅和氮化硅陶瓷在制备燃汽轮机转子和高温窑具中具 有不可替

3、代的位置。在耐磨部件的研制中，已有越来越多的金 属部件被结构陶瓷所取代，并显著提高了设备的使用寿命。 在军事装备方面，结构陶瓷可用作防弹材料、窗口材料、 火箭喷管等。 在电子和通讯领域：结构陶瓷是重要的基板材料、封装材 料和光纤接头材料； 在生物医学领域：结构陶瓷良好的生物相容性使其在人体 骨骼和牙齿的修补中获得广泛应用； 在涂层和隔热方面：高性能结构陶瓷也充分显示了它独特 的作用(隔热瓦航空航天)。 高性能结构陶瓷的致命缺点是脆性破坏脆性破坏和可靠性较差可靠性较差。 近30年来，为解决高性能结构陶瓷的脆性和可靠性问题开 展了大量的基础研究和应用开发，其研究热点主要体现在以下 三个方面： (1

4、) 组成多元化、复合化组成多元化、复合化 单组份陶瓷的性能已远不能满足 高技术发展的需要。为更好地利用陶瓷材料的性能，在许多应 用条件下需要将多种陶瓷进行组合或复合，以改善单组份陶瓷 的性能或取得多组份材料性能互补的优势，扩大应用范围。其 技术措施包括第二相颗粒弥散强化、纤维或晶须补强、原位生 长针柱状晶补强、仿生增韧及纳米复合等。 (2) 结构微细化、纳米化结构微细化、纳米化 从20世纪80年代开始，纳米结构 陶瓷的研究受到高度重视。当致密陶瓷的晶粒尺寸由微米细化 到纳米级时，其晶界数量呈几何级数增加，应力可通过晶界的 滑移作用而消失，使纳米陶瓷在一定的温度和应变速率条件下 表现出超塑性，为

5、陶瓷材料在高新技术领域中发挥更大的作用， 获得更广泛的应用奠定了基础。目前纳米陶瓷粉末的制备技术 已取得很大进展，用共沉淀法、溶胶-凝胶法和化学气相沉积 法制备纳米陶瓷粉末的技术已趋于成熟，纳米粉末正获得日益 广泛的应用市场。 (3) 性能可设计、可模拟性能可设计、可模拟 随着科学技术的进步，结构 陶瓷的研究已从过去的经验为主步入到能初步按照使用性能 上的要求对陶瓷材料进行设计和裁剪，同时一系列大型分析 软件如Studio、Ansys等可用于材料的性能与结构关系分析， 对所设计材料的结构和性能进行模拟和预测 。这样，可大幅 度地减少实验工作量，提高研究效率，并为一些新型材料的 发现提供了理论指

6、导。 1.2 高性能陶瓷的基本特性高性能陶瓷的基本特性 陶瓷材料的特性主要由其化学键化学键、晶体结构晶体结构以及晶体缺陷晶体缺陷 等决定。从晶体结构看，陶瓷材料的原子间结合力主要为离子离子 键键、共价键或离子共价键或离子共价混合键共价混合键。这些化学键不仅结合强度高强度高， 而且还具有方向性方向性。 晶体缺陷（特别是线缺陷和位错）可以在晶体中运动，位 错沿最密排面、最密排方向运动所需的临界切应力很小。这种 位错的大量运动，使晶面产生明显的滑移现象，并产生宏观塑 性变形。 宏观塑性变形前后，金属键的结合强度并不明显改变，但 是陶瓷中的离子键、共价键则不同。因陶瓷晶体结构复杂，对 称性低，当位错沿

7、滑移面运动时，晶体结构难以复原（因破坏 了正负离子排列的最小能量状态），可能导致原子键的破坏， 出现毫无塑性变形的脆性断裂毫无塑性变形的脆性断裂。由于结合键的不同，金属和陶 瓷材料的性质差异极大，陶瓷的熔点和硬度可能比同种元素的 金属提高几倍到十几倍，如Al2O3的熔点约为金属铝的3倍，而 硬度则比金属铝高出10多倍。 陶瓷材料结构的另一个特点是显微结构的不均匀性和复杂显微结构的不均匀性和复杂 性性。金属材料通常是从相当均匀的金属熔体状态凝固而成，随 后还可以通过冷热加工等手段来改善材料的显微结构，使之均 匀化。金属材料不含或含极少量气孔。而陶瓷材料一般由粉料 成型、烧结而成，不可避免地存在一

8、定数量的气孔。不同成分 和粒度的粉料虽经球磨混料，仍难以达到十分均匀的程度。此 外，陶瓷晶界上还经常存在与基体成分、结构不同的玻璃相。 陶瓷材料的结构特点决定了材料的各项性能，包括力学、 电学、磁学、声学、光学、热学等性能。 基于陶瓷的结构特点，不难理解为什么结构陶瓷具有高熔具有高熔 点、高强度、耐磨损、耐腐蚀等基本属性，但存在脆性大、难点、高强度、耐磨损、耐腐蚀等基本属性，但存在脆性大、难 加工、可靠性与重现性差等致命弱点。加工、可靠性与重现性差等致命弱点。这些弱点给结构陶瓷的 工程化应用带来了许多困难。 1.2.1 结构陶瓷的力学性能结构陶瓷的力学性能 (1) 弹性以及弹性形变弹性以及弹性

9、形变 金属材料在室温静拉伸载荷下，断裂前一般都要经过 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、延伸率和断面收缩都几乎为零。两类材料的应 力应变曲线对比如下图所示。 b a 金属 + 陶瓷 陶瓷材料的弹性变形服从虎克定律： E （1-1） E为弹性模量，是材料原子间结合力的反映。由上可知，陶 瓷材料的弹性模量比金属的大很多。 陶瓷材料形变的另一特点是：压缩时的弹性模量大大高于拉压缩时的弹性模量大大高于拉 伸时的弹性模量伸时的弹性模量，即E压E拉。 陶瓷材料压缩时还可以产生少量的压缩塑性变形。金属材料 ，即使是很脆的铸铁，其抗拉强

10、度也有抗压强度的1/31/4。但 陶瓷材料的抗拉强度通常不到抗压强度的1/10。 其弹性变形具有如下特征: 弹性模量大弹性模量大 这是由共价键和键合结构所决定的。共价键 具有方向性，使晶体具有较高的抗晶格畸变、阻碍位错运动的 阻力。离子键晶体结构的键方向性虽不明显，但滑移系受原子 密排面与原子密排方向的限制，还受静电作用力的限制，其实 际可动滑移系较少。此外，陶瓷材料都是多元化合物，晶体结 构较复杂，点阵常数较金属晶体大，因而陶瓷材料中位错运动 很困难。 陶瓷材料的弹性模量大小不仅与结合键有关，还与其组组 成相的种类、分布比例及气孔率有关成相的种类、分布比例及气孔率有关。温度上升陶瓷材料的弹

11、性模量降低，熔点增加陶瓷材料的弹性模量增加，而当气孔率 较小时。弹性模量又随气孔率增加呈线性降低。 通常陶瓷材料的压缩弹性模量高于拉伸弹性模量，由图1- 2 -可见陶瓷在压缩时，其曲线斜率比拉伸时的大。此与陶 瓷材料复杂的显微结构和不均匀性有关。 影响弹性模量的因素：温度、材料的熔点和致密度等。 温度温度 由于原子间距以及结合力随温度的变化而变化，所以 弹性模量对温度变化很敏感。温度升高，原子间距离增大，弹 性模量降低。一般来说，热膨胀系数小的物质往往具有较高的 弹性模量。 熔点熔点 物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小，熔点 与弹性模量成正比关系。在300K以下，弹性模量E与熔点Tm 之间

12、满足如下关系： E1000K Tm /Va (1-2) 式中Va为原子体积或分子体积，K为体积弹性模量。 致密度致密度 弹性模量随材料致密度的增加而迅速增加，满 足如下关系式： E Eo（1f1Pf2P2） (1-3) 式中Eo为气孔率为0时的弹性模量；f1和f2为由气孔形状 决定的常数，P为气孔率。 陶瓷材料的塑性变形陶瓷材料的塑性变形 塑性变形是指外应力去除后尚保持着的部分变形。材料在断 裂之前所能容忍的形变量越大，则塑性变形越大，许多陶瓷到了 高温都表现出不同程度的塑性。但在室温下，绝大多数陶瓷材料 均不发生塑性变形。单晶MgO陶瓷因以离子键为主，在室温下 可经受高度弯曲而不断裂，这是极

13、个别的特例。 近年来的研究表明，当陶瓷材料具有下述条件时当陶瓷材料具有下述条件时，可显示 超塑性： 晶粒细小晶粒细小(尺寸小于尺寸小于1um)；晶体是等轴晶；第二相弥散分布，；晶体是等轴晶；第二相弥散分布， 能抑制高温下基体晶粒的生长；晶粒之间存在液相或者玻璃相。能抑制高温下基体晶粒的生长；晶粒之间存在液相或者玻璃相。 典型拥有超塑性的陶瓷材料是用化学共沉淀法制备的含 Al2O3的ZrO2粉体，成形后在1250oC左右烧结，可获得相对密度 为98左右的烧结体。这种陶瓷在1250oC、3.510-2s-1应变速率 下，最大应变量可达400。陶瓷材料的超塑性与晶界滑动或晶 界液相流动有关，和金属一

14、样陶瓷材料的超塑性流动也是扩 散控制过程。 研究结果表明，陶瓷超塑性与金属超塑性的不同点如下： (1) 超塑性陶瓷的应变速率和应力之间既没有金属超塑性那 样的依赖关系，也无单一的 n 值。 (2) 当存在晶间玻璃相时，陶瓷的 n 值几乎随玻璃相增加而 减小；而超塑性金属的n值几乎随初始晶粒尺寸增大而减小。 (2) 硬度硬度 硬度是材料的重要力学性能之一，它是材料抵抗局部压力 而产生变形能力的表征。由于结合键存在差异，陶瓷与金属的 硬度存在较大差异。常用的硬度指标有布氏硬度(HB)，洛氏硬 度(HR)、维氏硬度(HV)、莫氏硬度等。 表1-1为典型陶瓷材料的熔点和硬度。目前测试陶瓷材料硬 度的方

15、法主要有金刚石压头加载压入法，测试内容主要为洛氏 硬度和维氏硬度（显微硬度）。 材料材料Al2O3MgOZrO2BeOB4CSiCZrC 熔点熔点/oC205028002667255024502800(分解)3540 硬度硬度(HV)2000122017001520495025502600 材料材料TiCWC金刚石Si3N4CBNAlNMoSi2 熔点熔点/oC316027201400(石墨化)1900(分解)3000(升华)2450(分解)2030 硬度硬度(HV)32002400100001700700014501180 表1 -1 典型结构陶瓷材料的熔点和硬度 22 2 i DDDD F

16、 HB (3) 强度强度 强度与弹性模量和硬度一样，是材料的本征物理参数。陶 瓷材料的化学键决定了其在室温下几乎不能产生滑移或位错运 动，因此很难产生塑性变型，室温下的强度测定只能得到一个 断裂强度(fracture strength f)。固体材料断裂强度的理论值为： th 2E ro/ (1.4) 式中E为弹性模量，ro为原子间结合力最大时原子间距增加 量。 上式是假定理想晶体作完全弹性体脆性断裂时的计算值。 实际陶瓷材料的强度至少比理论强度小两个数量级。 如Al2O3的th为46 GPa，几乎无缺陷的Al2O3晶须的强度约 为14 GPa，表面精密抛光的Al2O3细棒的强度约为7 GPa

17、，而块 状多晶Al2O3材料的强度只有0.1-1 GPa。理论计算和实际数值 之所以有如此大的差距，主要是由于实际材料内存在微小裂纹 所致。陶瓷材料的强度主要包括弯曲强度，拉伸强度、压缩强 度等。 气孔率气孔率 强度与气孔率的关系近似满足Ryskewitch经验公式： o exp（aP） (1.5) 式中a为气孔率， o为气孔率为零时的强度，P为常数，其 值在4 7之间。由此可见，为了获得高强度，应制备接近理论 密度的无气孔材料。 影响陶瓷材料强度的因素主要有： 晶粒尺寸与形状、晶界相的性质与厚度晶粒尺寸与形状、晶界相的性质与厚度 强度与晶粒尺寸 的关系符合Hall-Petch关系式： b o

18、 kd-1/2 (1-6) 式中o为无限大单晶的强度，k为系数，d为晶粒直径。从 上式可以看出，细晶组织对提高材料的室温强度有利无害，而 晶界相的性质与厚度、晶粒形状对强度的影响则较为复杂。 温度温度 陶瓷材料的一个显著特点是高温强度比金属高很多。 当温度T0.5Tm时，基本保持不变；当温度高于0.5Tm时，才出 现明显降低。 (4) 断裂韧性断裂韧性 断裂韧性是材料抵抗裂纹扩展的能力，是本征属性，与裂 纹的大小、形状以及外力大小无关。陶瓷材料对裂纹的敏感性 很强，断裂韧性是评价陶瓷材料力学性能的重要指标，常用线 弹性力学研究裂纹扩展和断裂的问题。下式用来评价材料的断 裂韧性： KICY f

19、a1/2 (1-7) 式中KIC为断裂韧性； f为临界应力，即材料的断裂强度； Y为裂纹的几何形状因子；a为1/2裂纹长度。陶瓷和金属材料的 拉伸和弯曲强度并不存在很大差异，但是反映材料裂纹扩展抗 力的断裂韧性值却有很大差异，一般低12个数量级。 陶瓷材料断裂韧性的测试方法主要有单边开口梁法和压痕 法，具体操作可以参考相关测试技术。 陶瓷材料的脆性是限制其相关特性发挥和实际应用的重要因陶瓷材料的脆性是限制其相关特性发挥和实际应用的重要因 素素，为此，人们一直在不断探寻各种方法来增加陶瓷材料的断 裂韧性，如：相变增韧，颗粒、晶须或纤维韧化、纳米结构韧 化以及通过仿生结构韧化等。具体可参考有关文献

20、。 1.2.2 结构陶瓷的热学性能和抗热震性结构陶瓷的热学性能和抗热震性 陶瓷材料的热学性质，如熔点、热容、导热率，热膨胀系数 等，不仅对陶瓷的制备具有重要意义，还直接影响它们在工程 中的应用。 熔点熔点 与金属材料相比，耐高温是陶瓷材料优异的特性之一 。材料的耐热性一般用高温强度、抗氧化性以及耐烧蚀性等高温强度、抗氧化性以及耐烧蚀性等因 子来判断，但要成为耐热材料，首先熔点必须高。熔点是维持 晶体结构的原子间结合力强弱的参数，结合力越强，原子的热 震动越稳定，越能将晶体结构维持到更高温度，熔点就越高。 图1.2为各种材料熔点的对照图。可以看出，单质材料中，炭 素材料的熔点最高；陶瓷材料中，碳

21、化物的熔点最高。 图1-2 各种材料的熔点 摩尔热容摩尔热容 晶体材料的摩尔热容对结构不敏感，但是体积 热容却取决于气孔率。 热膨胀热膨胀 绝大多数晶体材料的体积或长度随温度的升高而 增大的现象称为热膨胀。陶瓷材料的线膨胀系数一般都不大， 约为10-5 10-6/K。 热膨胀系数实际并不是一个恒定的值，而是随温度变化的。 一般陶瓷材料的线膨胀系数常指20 1000 的平均值。 热导率热导率 不同陶瓷材料在热导率性能上可以有很大的差别， 有些材料是极为优良的绝热材料，有些又是热的良导体。 通常，低温时有较高热导率的材料，随温度升高，热导率 降低，而低热导率的材料则具有相反的变化特征。 表1-2

22、一些材料的平均线膨胀系数 材料 线膨胀系数(0-1000oC) /X10-6/-1 材料 线膨胀系数(0-1000oC) /X10-6/-1 Al2O38.8AIN4.5 BeO9.0BN2.7 MgO13.5Si-B-C-N0.5 莫来石5.3Y2O39.3 尖晶石7.6ZrO2（稳定化的）10.8 ThO29.2熔融SiO2玻璃0.5 UO210.0钠-钙-硅酸盐玻璃9.0 B4C4.5瓷器6.0 TiC7.4稀土耐火材料5.5 SiC4.4MgOAl2O39.0 SiC4.8Al2O3TiO22.5 SiC4.8锂霞石-6.4 Si3N43.2锂辉石1.0 Si3N43.4堇青石2.5

23、Si3N42.6TiC金属陶瓷9.0 -Sialon3ZrSiO44.5 抗热震性抗热震性 陶瓷材料热应力大小取决于材料的热学性能和 力学性能，并且还受构件几何形状和环境介质的影响。所以作 为陶瓷材料抵抗温度变化能力大小标志的抗热震性，也必将是 其力学性能和热学性能对应于各种受热条件的综合表现。陶瓷 材料抗热震性的评价理论主要有：临界应力断裂理论、热震损 伤理论和裂纹形成与扩展理论等，这些理论不同程度地存在着 局限性。 影响陶瓷抗热震性的主要因素有： 热膨胀系数热膨胀系数 众所周知，固体材料的热膨胀是由于原子热振 动而引起，晶体中的平衡间距由原子间的势能所决定，温度升高 则原子的振动加剧，原于

24、间距的相应扩大就呈现出宏观的热膨胀。 热膨胀系数较低，抗热震性较好 由表1-2可知，密堆积的离子键氧化物，如Al2O3等，具有 较高的热膨胀系数，且随温度升高而增大。大部分硅酸盐晶体， 如堇青石（MgO2Al2O35SiO2）和锂霞石（Li2OAl2O32SiO2）， 由于晶体中原子堆积较松，其热膨胀系数较低，抗热震性较好。 共价键晶体，如SiC等，虽然其晶体中原子紧密堆积，但 由于具有高的价键方向性和较大的键强度，晶格振动需要更大 的能量，因而其热膨胀系数较小。即共价晶体热膨胀系数比离 子晶体低。 为了改善陶瓷材料的抗热震性，应选择热膨胀系数较小的 组分。 热导率热导率 抗热震性好的陶瓷材料

25、，一般具有较高的热导率。 由于热在陶瓷中的传导主要依靠晶格振动，因而硬度高的SiC陶 瓷由于晶格振动速度大，其热导率较高。MgO、Al2O3和BeO等 纯氧化物陶瓷的热导率比结构复杂的硅酸盐要高。 弹性模量弹性模量 热应力是弹性模量的增值函数，陶瓷材料的弹 性模量比较高，所产生的热应力也较高。一般弹性模量随原子 价的增多和原子半径的减小而提高，因此选择适当的化学组分 是控制陶瓷材料弹性模量的重要途径之一。 前面讨论陶瓷材料的弹性模量，f 随气孔率的增大而减小， 因此为了提高陶瓷的抗热震性，应增大气孔率，降低弹性模量。 断裂能断裂能 断裂表面能是决定材料强度和断裂韧性的 重要因素，无论是抗热震断

26、裂还是抗热震损伤，均是 断裂能的增值函数。因此，凡是能提高材料断裂能的 组分和显微结构均能提高陶瓷材料的抗热震性。 l.2.3 陶瓷材料的断裂过程陶瓷材料的断裂过程 陶瓷材料的断裂过程都是以其内部或表面存在的缺陷为起 点而发生的。晶粒和气孔尺寸在决定陶瓷材料强度方面与裂纹 尺寸有等效作用。缺陷的存在是概率性的。 当内部缺陷成为断裂原因时，随试样体积增加，缺陷存在 的概率增加，材料强度下降； 表面缺陷成为断裂源时，随表面积的增加，缺陷存在概率 也增加，材料强度也下降。 陶瓷材料断裂概率可以最弱环节理论为基础，按韦伯分布 函数考虑： 可以认为同一组材料，韦伯模数是固定值。陶瓷材料在考 虑其平均强度

27、时，用韦伯模数 m 度量其强度均匀性。若两种陶 瓷材料平均强度相同，则在一定的破坏应力下，m值大的材料 比 m 值小的材料发生破坏的可能性要小。 可以认为，陶瓷材料的断裂是以各种缺陷为裂纹源，在一 定拉伸应力作用下，其最薄弱环节处的微小裂纹扩展，当裂纹 尺寸达到临界值时，陶瓷材料在瞬间断裂。 l.2.4 陶瓷材料强度的测量陶瓷材料强度的测量 如同金属材料一样，强度是陶瓷的最基本的性能。大量试验 结果表明，陶瓷的实际强度比其理论值小12个数量级，只有晶 须和纤维的实际强度较接近理论值。格里菲斯(Griffith)裂纹强度 理论成功地解释了这一差异。 A弯曲强度弯曲强度 弯曲强度是评定陶瓷材料强度

28、的主要实验方法，分为三点弯 曲强度和四点弯曲强度： 试样尺寸：长度LT 36mm，宽度为b，厚度为h，跨距为 L=300.5mm，l=100. 5mm，加压载头Rl=2.05.0mm， R2=2.03.0mm。常用的试样截面尺寸为 bh = 4mm 3mm。 弯曲实验时，以0.5mm/min的位移速度加载，求出最大断裂 载荷，再按下式计算弯曲强度 四点弯曲实验的最大弯矩范围较宽，其应力状态接近实际零 部件的服役状态故较为实用。由于四点弯曲试样工作部分缺陷 存在的几率较大，因而同一材料的四点弯曲强度比三点弯曲强度 低。材料的韦伯模数越小时， b3 和 b4的差值越大。 在室温条件下，陶瓷材料不发

29、生屈服，常在形变量较小(0.0l )的状态下即发生脆性断裂。 当温度提高到一定程度(约1000oC)时，大部分陶瓷材料由脆 性转化为半脆性，断裂前将出现不同程度的塑性变形，优良的高 温结构陶瓷材料其强度可保持到较高温度(1000-1200)而不下降。 B 拉强度拉强度 设计陶瓷零部件时常用其抗拉强度值作为判据。陶瓷材料由 于脆性大，在拉伸试验时易在夹持部位断裂，加之夹具与试样 轴心不一致产生附加弯矩，因而往往测不出陶瓷材料真正的抗 拉强度。为保证正确进行陶瓷材料的拉伸试验，需要在试样及 夹头设计方面做许多工作，如在平形夹头中加橡胶垫固定薄片 状试样，可防止试样在夹持部位断裂，并利用试样的弹性变

30、形 减少附加弯矩。 由于测定陶瓷材料抗拉强度在技术上有一定难度，所以常用 弯曲强度代之，弯曲强度比抗拉强度高20-40。实际上，两者 之差随试样尺寸、韦伯模数和断裂源位置等不同而不同。 C 抗压强度抗压强度 陶瓷材料的抗压强度远大于其抗拉强度，两者相差10倍左 右，因而陶瓷材料特别适于制造承受压缩载荷作用的零部件。 国家标准规定，压缩试样尺寸为直径9.0mm0.05mm、长 度18 mm 0.10 mm，两端面研磨成平面并互相平行。 1.2. 5陶瓷材料的断裂韧性陶瓷材料的断裂韧性 目前国内外测定陶瓷材料断裂韧性的方法尚无统一标准。常 用的方法有单边切口梁法、压痕法、双扭法和双悬臂梁法。本节

31、只简要介绍前两种测定方法。 A单边切口粱法单边切口粱法 该法所用的试样见图1.12。在试样的一侧用薄片金刚石砂轮 加工出长度为a的裂纹(宽度小于0.2mm)。 试样的截面尺寸wb = 5mm5mm，或 5 mm2.5mm； 切口深度 n 为试样厚度w的1/10、1/4、1/2； 三点弯曲跨距L = 2040mm；加载速率为0.05mm /min 该方法适用于在高温和各种介质条件下测定KIC，其优点 是数据分散性小，重现性较好，试样加工和测定方法比较简单。 这是目前广泛采用的一种方法。其缺点是测定的KIC值受切口宽 度影响较大，切口宽度增加，KIC增大，误差也随之增大。若能 将切口宽度控制在0.

32、050.10mm以下，或在切口顶端预制一定 长度的裂纹，则可望提高KIC值的准确性。 B 压痕法压痕法 用维氏或显微硬度压头，压入抛光的陶瓷试样表面，在压痕对角线延长 方向出现四条裂纹，测定裂纹长度，根据载荷与裂纹长度的关系，求得KIc值。 压入维氏硬度压头的载荷常用29.4N，使压痕对角线裂纹长度在100m 左右。裂纹为半椭圆形或半圆形。 压痕法的优点是测试方便，可以用很小试样进行多点韧度测试，但此法 只对能产生良好压痕裂纹的材料才有效。由于裂纹的产生主要是残余应力的 作用，而残余应力又起因于压痕周围塑性区与弹性基体不匹配。因此，这种 方法不允许压头下部材料在加载过程中产生相变或体积致密化现

33、象，同时压 痕表面也不能有碎裂现象。 压痕法通常用于对材料韧度的相对评价，因压痕周围应 力状态复杂，有可能出现Kc、Kc混杂的情况，此外，表面 质量、加载速率、载荷保持时间、卸载后的测量时间等因素 对裂纹长度均有影响，因此，测定KIc值的误差较大。 KIc的数值按照下列公式计算： 材料的断裂韧度是其强度和塑性的综合反映。金属材料随 强度提高，其塑性往往降低，断裂韧度也随之降低；陶瓷材料 的强度与断裂韧度的变化关系与金属材料相反，随陶瓷强度水 平提高，其KIc值也随之增大。这种不同的变化规律是由于金属 材料断裂前在裂纹尖端产生大量塑性变形，消耗很大的塑性功， 阻碍裂纹扩展所致。对于塑性较好的结构

34、钢，其缺陷或裂纹对 材料的强度或韧性的影响很小，只有在高强度或超高强度状态 下，缺陷或裂纹才对钢的强韧性产生显著影响；陶瓷材料在室 温下几乎没有塑性裂纹扩展时，其尖端塑性区很小，消耗的 功也很小，因而缺陷或裂纹大小对强韧性的影响十分敏感。 通常陶瓷与金属的断裂强度C属于同一数量级，而陶瓷的 KIC值比金属小12个数量级，因此，陶瓷中的临界裂纹长度比 金属小24个数量级。 由以上可知，欲提高陶瓷材料的强度，应尽量减小其内部 缺陷和裂纹。选用超细粉原料，采用热压或热辱静压工艺，可 以降低陶瓷中的缺陷和裂纹的数量及大小。利用ZrO2相变增韧 、微裂纹增韧、第二相或纤维增韧等手段，均可增加裂纹扩展 阻

35、力，这些都是提高陶瓷材料强度和韧性的有效措施。 1.2.6 陶瓷材料的疲劳强度陶瓷材料的疲劳强度 在机械零部件上应用工程陶瓷时须了解其长期耐用性。对 金属材料的蠕变、高周疲劳、低周疲劳、热疲劳等的研究已较 为深入，而陶瓷材料在这些方面的研究尚属起步阶段。 陶瓷材料的疲劳包括静态疲劳、动态疲劳、循环疲劳和热 疲劳等。 A静态疲劳静态疲劳 这是在静载荷作用下，材料的承载能力随时间延长而下降这是在静载荷作用下，材料的承载能力随时间延长而下降 产生的断裂，产生的断裂，对应于金属材料中的应力腐蚀和高温蠕变断裂。 当外加应力低于断裂应力时，陶瓷材料也可能出现亚临界裂纹 扩展。这一过程与温度、应力和环境介质

36、诸因素密切相关。 陶瓷材料的亚临界裂纹扩展速率与应力强度因子之间的关陶瓷材料的亚临界裂纹扩展速率与应力强度因子之间的关 系示于图系示于图1-14。图中包括了四个区域：。图中包括了四个区域： KIKth区，裂纹不发生亚临界扩展(Kth为应力强度因子门槛 值)； 低速区(I区)，裂纹扩展速率da/dt随KT提高而增大，材料与 环境介质之间的化学反应不是裂纹扩展速率的控制因素； 中速区(区)，裂纹扩展速率仅与环境有关而与KI无关； 高速区(区)，裂纹扩展速率如da/dt随KT变化呈指数关系 增长，与环境介质无关。这一阶段的速率取决于材料的组分、 结构和显微组织。 工程陶瓷零件的使用寿命，几乎完全由其

37、裂纹慢速扩展区(I 区)决定。对I区而言，裂纹扩展速率dadt与应力强度因子K1之 间的关系为： 陶瓷材料的静强度值分散性很大，所以其疲劳强度值的分散 性更大。为此在试验方法上应增大测量时间范围；在数据处 理上必须考虑试验数据的概率分布。 图1-15为两种以MgO为稳定剂的部分稳定氧化锫陶瓷材料 (Mg(PSZ)MS和TS的静态疲劳曲线曲线图采用双对数坐标， 弯曲强度与断裂时间呈直线关系，直线的斜率即为-l/n，由此可 以求得应力腐蚀指数n值。 B动态疲劳动态疲劳 这是以恒定载荷速率加载，研究陶瓷断裂对加载速率敏感 性的试验验，类似于金属材料应力腐蚀研究中的慢应变速率拉 伸。 C 循环疲劳循环疲劳 循环疲劳是在循环载荷作用下，陶瓷材料的低应力断裂。 金属疲劳以塑性变形为先导，在交变载荷作用下，材料在远低 于静强度的低应力下发生断裂。陶瓷是脆性材料，其裂纹尖端 塑性区很小，疲劳破坏以慢速龟裂扩展的方式发生。关于陶瓷 材料是否存在真正的循环疲劳效应目前的看法还不相同。 D 热疲劳热疲劳 热疲劳是陶瓷材料在温度周期性反复变化条件下产生的疲 劳，其本质与循环应变产生的疲类似。图1-16是以MgO为稳定 剂的部分稳定氧化锆(Mg(PSZ)陶瓷材料的疲劳曲线。图中结果 表明，材料的循环疲劳寿命与载荷的交变频率无