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1、会计学1无机无机(wj)材料的脆性断裂与材料的脆性断裂与第一页，共82页。3.2 3.2 理论理论(lln)(lln)强度强度 无机材料的抗压强度远大于抗张强无机材料的抗压强度远大于抗张强度，抗压强度约为抗张强度的度，抗压强度约为抗张强度的1010倍，倍，所以强度的研究大都集中在抗张强度所以强度的研究大都集中在抗张强度上。上。要推导理论强度：应从原子间的结要推导理论强度：应从原子间的结合力入手合力入手(rsh(rsh u)u)，只有克服了原子间，只有克服了原子间的结合力，材料才能断裂。的结合力，材料才能断裂。第1页/共82页第二页，共82页。a：晶格(jn)常数：与弹性模量E，表面能 ,晶格间
2、距(jin j)等材料常数有关。第2页/共82页第三页，共82页。应力集中与低应力破坏：Inglis分析表明，存在椭圆(tuyun)穿透孔时，孔尖端上应力 为：3.3 Griffith 3.3 Griffith 微裂纹微裂纹(li(li wn)wn)理论理论第3页/共82页第四页，共82页。Inglis只考虑了裂纹端部一点的应力，实际上裂纹端部的应力状态是很复杂的。Griffith从能量的角度来研究裂纹扩展的条件：物体内存储的弹性应变(yngbin)能的降低大于等于由于开裂形成两个新表面所需的表面能。反之，前者小于后者，则裂纹不会扩展。第4页/共82页第五页，共82页。Griffith推出的临
3、界应力为如果是平面(pngmin)应力状态，则如何制备高强(goqing)材料？E，gs 要大，而裂纹尺寸要小，尽量向原子(yunz)间距靠近第5页/共82页第六页，共82页。Orowan =Inglis =Griffith 第6页/共82页第七页，共82页。3.4 3.4 3.4 3.4 应力场强度应力场强度应力场强度应力场强度(qingd)(qingd)(qingd)(qingd)因子和平面应变断裂韧性因子和平面应变断裂韧性因子和平面应变断裂韧性因子和平面应变断裂韧性 19世纪20年代，Griiffith理论提出后，一直(yzh)被认为只适用于玻璃、陶瓷这类的脆性材料，对于在金属材料中的应
4、用最初并没有引起人们的注意。第7页/共82页第八页，共82页。第8页/共82页第九页，共82页。按断裂力学的观点，提出一个按断裂力学的观点，提出一个新的表征材料特征的临界值新的表征材料特征的临界值 平面应变断裂韧性，它也是一平面应变断裂韧性，它也是一个材料常数。从破坏方式为断个材料常数。从破坏方式为断裂出发，这一判据可表示为：裂出发，这一判据可表示为：K小于或等于材料的小于或等于材料的K1C，所设计的构件才是安全的。过所设计的构件才是安全的。过程程(guchng)中考虑了裂纹尺中考虑了裂纹尺寸的影响。寸的影响。第9页/共82页第十页，共82页。断裂韧性断裂韧性断裂韧性断裂韧性Irwin将裂纹扩
5、展单位面积所降低的弹性(tnxng)应变能定义为裂纹扩展动力，而形成新的表面所需的表面能为裂纹扩展阻力。推导得出，对于脆性材料 (平面应力状态）（平面应变状态）可见K1C与材料本征参数等物理量有直接关系，因而其也是材料的本征参数，它反映了具有裂纹的材料对外界作用的一种抵抗能力，是材料阻止宏观裂纹失稳扩展能力的度量（抵抗裂纹扩展的阻力），与裂纹的大小、形状以及外力无关。第10页/共82页第十一页，共82页。K1C的物理意义：的物理意义：是抵抗裂纹扩展的阻力是抵抗裂纹扩展的阻力是瞬间裂纹扩展的是瞬间裂纹扩展的阻力阻力它由材料常数它由材料常数E、所决定，是材料固有的特、所决定，是材料固有的特性；性；
6、对表面结构敏感，故也是结构敏感的；对表面结构敏感，故也是结构敏感的；是反映是反映(fnyng)了强度和韧性的综合指标；了强度和韧性的综合指标；第11页/共82页第十二页，共82页。3.7 3.7 裂纹的起源裂纹的起源(qyun)(qyun)与扩展与扩展 断裂力学认为断裂的本质是裂纹(li wn)的扩展，那么我们就来探讨下裂纹(li wn)的起源以及它的扩展方式。第12页/共82页第十三页，共82页。第13页/共82页第十四页，共82页。实际实际实际实际(shj)(shj)材料均带有或大或小、材料均带有或大或小、材料均带有或大或小、材料均带有或大或小、或多或少的裂纹，其形成原因有：或多或少的裂纹
7、，其形成原因有：或多或少的裂纹，其形成原因有：或多或少的裂纹，其形成原因有：由于晶体微观结构中存在缺陷，当受到外力作用时，在些缺陷处就会引起应力集中(jzhng)，导致裂纹成核。第14页/共82页第十五页，共82页。第15页/共82页第十六页，共82页。第16页/共82页第十七页，共82页。第17页/共82页第十八页，共82页。裂纹裂纹裂纹裂纹(li wn)(li wn)的快速扩展的快速扩展的快速扩展的快速扩展 按照(nzho)Griffith理论，材料的断裂强度不是取决于裂纹的数量，而是决定于裂纹的大小，即由最危险的裂纹尺寸（临界尺寸）决定材料的断裂强度。对于脆性材料而言，裂纹的起始扩展就是
8、破坏过程的临界阶段，因为脆性材料基本上没有吸收大量能量的塑性形变。第18页/共82页第十九页，共82页。裂纹扩展力是随C增加而变大的。而裂纹扩展阻力即形成新表面能是一定的。因此，裂纹扩展，释放出来的多余能量一方面使裂纹加速扩展；还能使裂纹增殖(zngzh)，产生分枝形成更多新表面；另外一方面，也可能使断裂面形成复杂的形状，如条纹、波纹、梳刷状等。这种表面极不平整，表面积比平的表面大得多，因此能消耗较多能量。第19页/共82页第二十页，共82页。防止防止防止防止(fngzh(fngzh)裂纹扩展的措施裂纹扩展的措施裂纹扩展的措施裂纹扩展的措施1.使用应力不超过(chogu)临界应力，使裂纹不会失
9、稳扩展。2.在材料中设置吸收能量的机构。如在陶瓷材料基体中加入塑性的粒子或纤维制成金属陶瓷和复合材料。利用相变增韧，在基体上形成大量微裂纹或客观的挤压内应力，从而提高材料的韧性。（后面会详细讲述）第20页/共82页第二十一页，共82页。裂纹的亚临界裂纹的亚临界裂纹的亚临界裂纹的亚临界(ln ji)(ln ji)生长生长生长生长 亚临界生长：裂纹除上述的快速失稳扩展外，还会在使用应力下，随着(su zhe)试件的推移而缓慢扩展。也称为静态疲劳。裂纹缓慢生长的结果是裂纹尺寸逐渐加大，一旦达到临界尺寸就会失稳扩展而破坏。也就是说，虽然材料在短时间内可以承受给定的使用应力而不断裂，但如果负荷时间足够长
10、，仍然会在较低应力下破坏。而且是无先兆的。第21页/共82页第二十二页，共82页。第22页/共82页第二十三页，共82页。第23页/共82页第二十四页，共82页。第24页/共82页第二十五页，共82页。第25页/共82页第二十六页，共82页。第26页/共82页第二十七页，共82页。第27页/共82页第二十八页，共82页。第28页/共82页第二十九页，共82页。第29页/共82页第三十页，共82页。这具有很大的实际意义。提出了构件的使用寿命问题，就是在一定的使用应力下，构件能使用多长时间就要破坏。如果寿命能预先推测，就可以限制使用应力使之延长，或用到一定时间立即进行(jnxng)检修，撤换超役构
11、件。第30页/共82页第三十一页，共82页。第31页/共82页第三十二页，共82页。2.8 2.8 陶瓷材料强度的影响陶瓷材料强度的影响(yngxing)(yngxing)因素因素 1.温度的影响：温度的影响：温度对陶瓷材料温度对陶瓷材料的影响其实是很的影响其实是很复杂复杂(fz)的，的，会牵涉到热膨胀会牵涉到热膨胀失配，相变，位失配，相变，位错激活，晶界软错激活，晶界软化，塑性流动，化，塑性流动，晶界滑移，氧化，晶界滑移，氧化，腐蚀等许多问题。腐蚀等许多问题。一般温度提高，一般温度提高，塑性形变增大。塑性形变增大。高温环境下会产高温环境下会产生可观的塑性形生可观的塑性形变。强度对温度变。强度
12、对温度的依赖取决于化的依赖取决于化学组成键能，晶学组成键能，晶体结构，相组成，体结构，相组成，晶粒大小，气孔，晶粒大小，气孔，环境介质等多个环境介质等多个方面。方面。ZTA第32页/共82页第三十三页，共82页。2.显微结构的影响：显微结构的影响：材料性能决定于组成和结材料性能决定于组成和结构。对于一定组成的多晶材料构。对于一定组成的多晶材料来说，就是决定于材料的结构，来说，就是决定于材料的结构，包括晶体结构和显微结构。包括晶体结构和显微结构。晶体结构的影响主要体现在两个晶体结构的影响主要体现在两个方面：方面：(1)结合键的强度：决定了结合键的强度：决定了E和和sth (2)各向异性：产生内应
13、力，在各向异性：产生内应力，在大多数情况大多数情况(qngkung)下对下对性能不利。性能不利。第33页/共82页第三十四页，共82页。对于具体的材料来说，材料的强度在很大程度上取决于显微结构。实际上，所有显微结构因素都会对材料强度产生影响，如：晶粒大小、形状、取向，气孔(qkng)的大小、形状、含量和分布，晶相、晶界、杂质，缺陷（表面、内部、裂纹）等等。下面主要讨论晶粒大小和形状、气孔(qkng)的影响以及多相材料中不同相的影响。第34页/共82页第三十五页，共82页。（1 1）晶粒大小及其分布对强度的影响：）晶粒大小及其分布对强度的影响：）晶粒大小及其分布对强度的影响：）晶粒大小及其分布对
14、强度的影响：一般来说，多晶的断裂能比单晶大许多，最主要一般来说，多晶的断裂能比单晶大许多，最主要一般来说，多晶的断裂能比单晶大许多，最主要一般来说，多晶的断裂能比单晶大许多，最主要的原因是裂纹在多晶体内扩展是曲折不平的。因此，的原因是裂纹在多晶体内扩展是曲折不平的。因此，的原因是裂纹在多晶体内扩展是曲折不平的。因此，的原因是裂纹在多晶体内扩展是曲折不平的。因此，实际断裂表面积要比单晶大许多。实际断裂表面积要比单晶大许多。实际断裂表面积要比单晶大许多。实际断裂表面积要比单晶大许多。晶粒大小对强度的影响比较复杂的，因此无法晶粒大小对强度的影响比较复杂的，因此无法晶粒大小对强度的影响比较复杂的，因此
15、无法晶粒大小对强度的影响比较复杂的，因此无法在理在理在理在理 论上建立一个明确论上建立一个明确论上建立一个明确论上建立一个明确(mngqu)(mngqu)的关系式，只能的关系式，只能的关系式，只能的关系式，只能是从实验中总结出一条经验公式：是从实验中总结出一条经验公式：是从实验中总结出一条经验公式：是从实验中总结出一条经验公式：第35页/共82页第三十六页，共82页。晶粒大小大多是指平均晶粒尺寸。但实际上，对强度(qingd)的影响只有最大的晶粒尺寸才是重要的。因此，即使平均晶粒尺寸一样，如果晶粒尺寸的分布不同，则强度(qingd)是有差异的，分布宽的材料性能要低于分布窄的。多晶材料中初始裂纹
16、尺寸与晶粒度相当，晶粒越细，初始裂纹尺寸越小，临界应力越高。细晶材料晶界比例大，沿晶界破坏时，裂纹的扩展要走迂回曲折的道路。晶粒越细，路程越长。第36页/共82页第三十七页，共82页。（2 2）气孔）气孔）气孔）气孔(qk(qk ng)ng)对强度的影响：对强度的影响：对强度的影响：对强度的影响：材料的强度随气孔材料的强度随气孔材料的强度随气孔材料的强度随气孔(qk(qk ng)ng)率的提高率的提高率的提高率的提高而下降，这主要是由于：而下降，这主要是由于：而下降，这主要是由于：而下降，这主要是由于：气孔气孔气孔气孔(qk(qk ng)ng)的存在减小了承受应力的有效的存在减小了承受应力的有
17、效的存在减小了承受应力的有效的存在减小了承受应力的有效截面积，结果导致实际应力大于外加应截面积，结果导致实际应力大于外加应截面积，结果导致实际应力大于外加应截面积，结果导致实际应力大于外加应力。力。力。力。气孔气孔气孔气孔(qk(qk ng)ng)的存在使的存在使的存在使的存在使E E下降。下降。下降。下降。气孔气孔气孔气孔(qk(qk ng)ng)的存在使的存在使的存在使的存在使 减小。减小。减小。减小。强度与气孔强度与气孔强度与气孔强度与气孔(qk(qk ng)ng)率之间的经验关系式率之间的经验关系式率之间的经验关系式率之间的经验关系式为：为：为：为：p p气孔气孔气孔气孔(qk(qk
18、ng)ng)率；率；率；率；n n常数常数常数常数第37页/共82页第三十八页，共82页。事实上除了气孔率外，气孔的大小也有影响的。对于相同的气孔率，气孔越大，产生应力集中就越大，而且最大的结构特征尺寸就越大，出现危险裂纹的机会(j hu)就越大，强度就越低。气孔形状的影响：球状气孔产生应力集中最小，对强度的影响最小；气孔越尖就影响越大。气孔分布的影响：如果气孔分布不均匀，局部聚集则会对强度造成显著的影响。例外：当存在高应力梯度时(例如由热震引起的应力），气孔能起到容纳变形，阻止裂纹扩展的作用。第38页/共82页第三十九页，共82页。（3 3）多相材料中物相的影响：）多相材料中物相的影响：）多
19、相材料中物相的影响：）多相材料中物相的影响：物相的影响主要使来自物相的影响主要使来自物相的影响主要使来自物相的影响主要使来自(li z)(li z)于不同物相之间热于不同物相之间热于不同物相之间热于不同物相之间热膨胀系数和弹性模量的差异会产生内应力。因此，膨胀系数和弹性模量的差异会产生内应力。因此，膨胀系数和弹性模量的差异会产生内应力。因此，膨胀系数和弹性模量的差异会产生内应力。因此，影响的程度取决于各物相的影响的程度取决于各物相的影响的程度取决于各物相的影响的程度取决于各物相的a a和和和和E E。还有它们的晶粒。还有它们的晶粒。还有它们的晶粒。还有它们的晶粒大小。大小。大小。大小。（4 4
20、）杂质的影响）杂质的影响）杂质的影响）杂质的影响 杂质的存在会由于应力集中而降低强度。杂质的存在会由于应力集中而降低强度。杂质的存在会由于应力集中而降低强度。杂质的存在会由于应力集中而降低强度。第39页/共82页第四十页，共82页。克服陶瓷材料的脆性，可以从两个方面加以考虑：一是在裂纹扩展过程中使之产生有其他能量消耗机构，从而使外加负载的一部分或大部分能量消耗掉，而不致集中于裂纹的扩展上，其次是在陶瓷体中设置能阻碍(z i)裂纹扩展的物质场合，使裂纹不能再进一步扩展。材料材料(cilio)增强和增韧的基本原理增强和增韧的基本原理第40页/共82页第四十一页，共82页。根据断裂力学，抗弯强度和断
21、裂韧性可由下式表示：式中 为抗弯强度，E为弹性模量，为断裂能，c为裂纹尺寸，KIC 为断裂韧性。从上式可以看出：要达到提高陶瓷材料强度的目的，必须提高断裂能和弹性模量以及减小裂纹尺寸；要达到提高陶瓷材料韧性的目的，必须提高断裂能和弹性模量；因此可见，对于相同的裂纹尺寸，增大则 也相应(xingyng)增大，增韧的同时也达到增强的目的。第41页/共82页第四十二页，共82页。减小裂纹尺寸可以采取以下措施：（1）晶粒细化；（2）避免晶粒异常长大；（3）排除气孔，实现全致密；（4）减少和避免工艺缺陷；（5）减少和避免表面损伤；（6）选择适当的组成，避免因热膨胀系数相差(xin ch)过大或发生不需要
22、的相变而产生危险裂纹。第42页/共82页第四十三页，共82页。提高弹性模量的措施有：（1）排除气孔，提高致密度；（2）加入高弹性模量的第二相组成复合材料。断裂能是裂纹扩展(kuzhn)的阻力，是陶瓷材料强韧化的主攻方向，在裂纹扩展(kuzhn)过程中，任何为断裂能的提高做出贡献的能量损耗机制都有助于克服材料的脆性。第43页/共82页第四十四页，共82页。n n断裂能是由材料断裂过程中所消耗(xioho)的各项能量所组成：n n n n 式中：g f为断裂能，g s为热力学表面能,g p为塑性形变能，g T为微裂纹形成能。n n 断裂能对材料的组成和显微结构敏感，可以通过材料的组成和结构设计，增
23、加断裂过程中的能量消耗(xioho)项数以及增大各项的大小来提高断裂能。第44页/共82页第四十五页，共82页。2 材料增强材料增强(zngqing)与增韧的与增韧的途径途径 材料增强与增韧的途径主要有：热韧化、化学强化、相变增韧、第二相颗粒弥散(msn)强化、纤维（或晶须）增强增等。第45页/共82页第四十六页，共82页。热韧化热韧化热韧化热韧化 热韧化：通过加热、冷却，在表面层人为地引入残余压应力。应力分布形状接近抛物线，且最大的表面压应力接近内部拉应力的两倍。实例：钢化玻璃 将氧化铝在1700下于硅油中淬冷，强度(qingd)就会增加，淬冷不仅在表面造成压应力，而且还可细化晶粒。利用表面
24、层与内部的热膨胀系数同，也可以达到预加压应力的效果。（例子：坏釉热膨胀系数的选择）第46页/共82页第四十七页，共82页。化学化学化学化学(huxu)(huxu)强化强化强化强化 通过改变表面化学组成，使表面的摩尔体积比内部的大，由于表面体积膨大受到内部材料的限制(xinzh)，就产生压应力，比热韧化产生的压应力高。通常是用一种大的离子置换小的离子，由于受扩散限制(xinzh)及受带电离子的影响，压力层的厚度在数百微米内，但产生的压应力可达内部拉应力的数百倍。如果内部的拉应力分小，化学强化玻璃可以切割和钻孔。Al 2O3构件的表面用高速Mg离子轰击，使其表面的Al离子部分被Mg 离子取代，改进
25、后的构件可以作直升机轴承。第47页/共82页第四十八页，共82页。将表面抛光及化学(huxu)处理以消除表面缺陷也能提高强度。第48页/共82页第四十九页，共82页。相变增韧相变增韧 关于相变增韧的研究主要是围绕着ZrO2的相变特性展开的。ZrO2具有三种晶型，分别(fnbi)为立方结构（c）、四方结构（t）和单斜结构（m）。三种晶型存在于不同的温度范围，并可相互转化：第49页/共82页第五十页，共82页。通常ZrO2仅以单斜相形式存在，有两种途径可将立方相或四方相保持(boch)至室温：(1)降低ZrO2的晶粒尺寸。ZrO2高温相的表面能低于低温相，若晶粒足够小，可在室温下存在。据计算，四方
26、相在室温下的临界晶粒尺寸为30nm，通常存在于超细粉中。(2)在ZrO2中固溶入第二种氧化物，增大阳离子平均半径，使阴、阳离子的半径比更接近稳定八配位要求。根据ZrO2的晶体结构，添加剂应为立方结构，阳离子半径须大于锆离子半径，且碱性不能太强。CaO、MgO、Y2O3及CeO2均可用作稳定剂。第50页/共82页第五十一页，共82页。氧化锆四方相与单斜相间的转变是马氏体相变，属于一级相变，仅存在固态转变，具有成核的生长过程，有多种特征：(1)相变是无扩散的。在相变温度下单斜相迅速形成，原子有序协调地位移，位移量小于一个原子间距，原相邻原子相变后仍保持相邻位置，相变前后组成不变。(2)相变是非热的
27、，无温度突变(tbin)。由于相变时应变能增大，阻碍了相变的进一步发生，只有降低温度，增大推动力，相变才可继续。(3)相变过程伴有35%的体积变化及78%的剪切应变。第51页/共82页第五十二页，共82页。氧化锆相变增韧的机理是：亚稳四方(sfng)氧化锆晶粒受基体抑制而处于压应力状态。材料在外力作用下，会在裂纹尖端导致应力集中而产生张应力，减小对四方(sfng)氧化锆晶粒的束缚，这时裂纹尖端的应力场可诱发tm相变，并产生体积膨胀，相变和体积膨胀过程除吸收能量外，还在主裂纹作用区产生正应力，二者均阻止或延缓裂纹扩展，从而提高材料的断裂韧性和强度。第52页/共82页第五十三页，共82页。如果氧化
28、锆晶粒大于临界尺寸，当如果氧化锆晶粒大于临界尺寸，当材料冷却至室温时，材料冷却至室温时，t-ZrO2t-ZrO2会自发发生会自发发生马氏体相变成马氏体相变成m-ZrO2m-ZrO2，并在周围的基，并在周围的基体中形成许多裂纹核或微裂纹。体中形成许多裂纹核或微裂纹。这些微裂纹或裂纹核能降低其作用这些微裂纹或裂纹核能降低其作用区的弹性模量区的弹性模量(tn xn(tn xn m lin m lin)，并受，并受外应力作用时以亚临界缓慢扩展，释放外应力作用时以亚临界缓慢扩展，释放了主裂纹尖端的部分应变能，增加了由了主裂纹尖端的部分应变能，增加了由裂纹扩展面积增加所产生的总表面能，裂纹扩展面积增加所产
29、生的总表面能，增大了主裂纹进一步扩展所需的能量，增大了主裂纹进一步扩展所需的能量，有效地抑制了裂纹扩展，提高了断裂韧有效地抑制了裂纹扩展，提高了断裂韧性。性。第53页/共82页第五十四页，共82页。微裂纹的密度取决于氧化锆的含量和粒度，微裂纹分布的均匀性取决于氧化锆分布的均匀性。微裂纹的密度越高，增韧效果越好。如果氧化锆颗粒分布不均匀，则会造成局部微裂纹密度过大而聚集起来，甚至变成贯通的大裂纹，使材料(cilio)性能严重恶化。微裂纹增韧在提高材料(cilio)断裂韧性的同时，由于材料(cilio)中含有众多的微裂纹，会在一定程度上降低弹性模量和强度。第54页/共82页第五十五页，共82页。第
30、二相颗粒第二相颗粒第二相颗粒第二相颗粒(kl)(kl)弥散强化弥散强化弥散强化弥散强化 第二相颗粒分刚性颗粒和延性第二相颗粒分刚性颗粒和延性(ynxng)(ynxng)颗粒两种，它们均匀弥散于陶颗粒两种，它们均匀弥散于陶瓷基体中，起到增强和增韧的作用。刚瓷基体中，起到增强和增韧的作用。刚性颗粒要求高强度、高硬度、热稳定性性颗粒要求高强度、高硬度、热稳定性和化学稳定性好。刚性颗粒弥散强化陶和化学稳定性好。刚性颗粒弥散强化陶瓷的增韧机制有裂纹分叉、裂纹偏转和瓷的增韧机制有裂纹分叉、裂纹偏转和钉扎等，能在一定程度上提高基体的抗钉扎等，能在一定程度上提高基体的抗弯强度和断裂韧性。弯强度和断裂韧性。第5
31、5页/共82页第五十六页，共82页。延性颗粒为金属颗粒，在裂纹扩展过程中，延性颗粒为金属颗粒，在裂纹扩展过程中，一方面金属颗粒的塑性变形吸收了裂纹扩一方面金属颗粒的塑性变形吸收了裂纹扩展的能量，消除了裂纹尖端的应力集中，展的能量，消除了裂纹尖端的应力集中，另一方面，金属颗粒的变形阻止主裂纹的另一方面，金属颗粒的变形阻止主裂纹的扩展或改变裂纹的扩展方向，从而达到扩展或改变裂纹的扩展方向，从而达到(d(d do)do)增韧陶瓷的目的。然而，由于金属的增韧陶瓷的目的。然而，由于金属的高温性能低于陶瓷基体材料，延性颗粒增高温性能低于陶瓷基体材料，延性颗粒增强的陶瓷基复合材料的高温力学性能不好，强的陶瓷
32、基复合材料的高温力学性能不好，但可以显著改善中低温的韧性。但可以显著改善中低温的韧性。第56页/共82页第五十七页，共82页。在第二相颗粒与基体之间不存在化学反应的前提下，第二相粒子增韧源于第二相粒子与基体粒子二者之间由于弹性模量和热膨胀系数的差异。将在基体中形成径向正应力及径向张应力和切向压应力，这种应力存在和外应力发生相互作用，从而使裂纹扩展方向发生偏转、绕道、分岔、桥联甚至被钉扎，而提高材料(cilio)的抗断裂能力，达到增韧目的。第57页/共82页第五十八页，共82页。n n (a)(b)(a)(b)n n(a).(a).当当apap am am 时残余时残余(cny)(cny)应力场
33、引起的裂纹偏转；应力场引起的裂纹偏转；n n(b)(b)脆性颗粒桥联模型脆性颗粒桥联模型第58页/共82页第五十九页，共82页。颗粒补强增韧是一种简便易行、低价无毒的改善陶瓷力学性能有效方法，但过去采用微米级第二相颗粒对陶瓷进行弥散强化，效果不及纤维、晶须增强。近十几年来，在陶瓷基体中添加纳米级第二相颗粒即制得所谓(suwi)纳米复合陶瓷，取得了很好的增强增韧效果。目前可以采用多种方法，如溶胶-凝胶法、微乳液法、CVD法、自蔓延合成、原位生成法、液相分散包裹法等先进的工艺手段制备单相纳米粉末或直接制成纳米-微米复合陶瓷材料。第59页/共82页第六十页，共82页。弥散增韧的要求：分体(fn t)
34、弥散相与基体之间的化学相容性和物理润湿性，使其在烧结后成为完整的整体，而不至产生有害的第三种物质。第60页/共82页第六十一页，共82页。复合陶瓷中的纳米相以两种形式存在，一种复合陶瓷中的纳米相以两种形式存在，一种是分布在微米级陶瓷晶粒之间的晶间是分布在微米级陶瓷晶粒之间的晶间(inter-(inter-granular)granular)纳米相；纳米相；另一种则另一种则“嵌入嵌入”基质晶粒内部，被称为晶内基质晶粒内部，被称为晶内(intragranular)(intragranular)纳米相或纳米相或“内晶型内晶型”结构。两种结构。两种结构共同作用产生了两个显著结构共同作用产生了两个显著(
35、xi(xi nzh)nzh)的效的效应：穿晶断裂和多重界面，从而大大改善了应：穿晶断裂和多重界面，从而大大改善了陶瓷材料的力学性能。陶瓷材料的力学性能。第61页/共82页第六十二页，共82页。2.10 2.10 纤维（晶须）增强陶瓷纤维（晶须）增强陶瓷(toc)(toc)基基复合材料复合材料 纤维（或晶须）增强陶瓷基复合材料是高强度、纤维（或晶须）增强陶瓷基复合材料是高强度、高模量的陶瓷纤维（晶须）与陶瓷基体高模量的陶瓷纤维（晶须）与陶瓷基体(j t(j t)构成陶构成陶瓷基复合材料，包括短纤维（晶须）增强陶瓷基复瓷基复合材料，包括短纤维（晶须）增强陶瓷基复合材料和长纤维增强陶瓷基复合材料。合
36、材料和长纤维增强陶瓷基复合材料。第62页/共82页第六十三页，共82页。短纤维（晶须）主要包括短纤维（晶须）主要包括Al2O3Al2O3纤维和纤维和晶须、晶须、SiCSiC纤维和晶须、纤维和晶须、Si3N4Si3N4纤维和晶须纤维和晶须等，目前使用等，目前使用(sh(sh yng)yng)比较多的晶须是比较多的晶须是SiCSiC晶须，其次是晶须，其次是Si3N4Si3N4晶须。晶须。短纤维（晶须）增强陶瓷基复合材料短纤维（晶须）增强陶瓷基复合材料制备工艺是将纤维或晶须均匀分散在陶瓷制备工艺是将纤维或晶须均匀分散在陶瓷基体中后一般采用热压烧结或热等静压烧基体中后一般采用热压烧结或热等静压烧结而成
37、。结而成。第63页/共82页第六十四页，共82页。长纤维的代表长纤维的代表(dibi(dibi o)o)是碳纤维，碳纤维是聚丙烯腈是碳纤维，碳纤维是聚丙烯腈（PANPAN）基碳纤维、粘胶（）基碳纤维、粘胶（rayonrayon）基碳纤维和沥青）基碳纤维和沥青（pitchpitch）基碳纤维的总称。）基碳纤维的总称。第64页/共82页第六十五页，共82页。纤维（晶须）强韧化是利用纤维（晶须）强韧化是利用(lyng)(lyng)纤纤维（晶须）桥联、裂纹偏转和纤维（晶维（晶须）桥联、裂纹偏转和纤维（晶须）拔出等机理，来达到提高陶瓷的韧须）拔出等机理，来达到提高陶瓷的韧性和强度的一种方法。性和强度的一
38、种方法。第65页/共82页第六十六页，共82页。纤维（晶须）桥联增韧 指在基体开裂后，纤维（晶须）承受外加(wiji)载荷，并在基体的裂纹面之间架桥。第66页/共82页第六十七页，共82页。基体预压缩应力基体预压缩应力 由于纤维（晶须）与基由于纤维（晶须）与基体之间热膨胀系数的失配在基体中可以产生体之间热膨胀系数的失配在基体中可以产生压应力或拉应力，如果压应力或拉应力，如果afamafam，则产生压应，则产生压应力，基体受压起到预加应力的作用提高了复力，基体受压起到预加应力的作用提高了复合材料的强度，但是如果膨胀系数差别合材料的强度，但是如果膨胀系数差别(chbi)(chbi)太大，则会造成过
39、大应力以致产生界太大，则会造成过大应力以致产生界面分离和微裂纹，反而使复合材料的强度降面分离和微裂纹，反而使复合材料的强度降低。低。第67页/共82页第六十八页，共82页。n n 裂纹扩展受阻裂纹扩展受阻 当纤维（晶须）的断裂韧当纤维（晶须）的断裂韧性比基体本身的断裂韧性大时，当基体裂纹性比基体本身的断裂韧性大时，当基体裂纹扩展达到纤维（晶须）时，应力集中导致扩展达到纤维（晶须）时，应力集中导致(d(d ozh)ozh)结合较弱的纤维（晶须）结合较弱的纤维（晶须）/基体界面基体界面解离，在应变进一步增加时，将导致解离，在应变进一步增加时，将导致(d(d ozh)ozh)纤维（晶须）断裂并使其断
40、头从基纤维（晶须）断裂并使其断头从基体中拔出。体中拔出。第68页/共82页第六十九页，共82页。纤维（晶须）拔出纤维（晶须）拔出 具有较高断裂韧具有较高断裂韧性的纤维（晶须），当基体裂纹扩展达性的纤维（晶须），当基体裂纹扩展达到纤维（晶须）时，应力集中导致到纤维（晶须）时，应力集中导致(d(d ozh)ozh)结合较弱的纤维（晶须）结合较弱的纤维（晶须）/基体基体界面解离，在应变进一步增加时，将导界面解离，在应变进一步增加时，将导致致(d(d ozh)ozh)纤维（或晶须）断裂并使其纤维（或晶须）断裂并使其断头基体中拔出。断头基体中拔出。第69页/共82页第七十页，共82页。裂纹偏转 裂纹沿结
41、合较弱的纤维（晶须）/基体界面弯折，偏离原来的扩展方向，使裂纹扩展路径增加。纤维（晶须）/基体界面解离界面解离导致裂纹偏转和纤维（晶须）拔出，这些过程都将吸收能量，使得材料的韧性及断裂功增加，而裂纹扩展受阻和基体预压缩(y su)应力可以阻碍裂纹生长，即需要更高的外加载荷才能使裂纹扩展。第70页/共82页第七十一页，共82页。纤维（晶须）强韧化的效果(xiogu)不仅仅取决于纤维（晶须）和基体本身的性能，而且还和它们之间性能的对比关系以及界面的结合状态密切相关。因此，要获得良好的强韧化效果(xiogu)，必须考虑纤维（晶须）与基体之间的物理相容性和化学相容性。纤维纤维(xinwi)强化需注意的
42、几强化需注意的几个原则个原则第71页/共82页第七十二页，共82页。化学相容性是指在制造和使用温度下纤维（晶须）与基体两者不发生化学反应及不引起性能退化(tuhu)；物理相容性是指两者的热膨胀和弹性匹配，通常希望使纤维（晶须）的热膨胀系数和弹性模量高于基体，使基体的制造残余应力为压应力。第72页/共82页第七十三页，共82页。（1）使纤维尽可能多地承担外加负荷。因此应选用强度及弹性模量比基体高的纤维。因为在受力情况下，当二者应变(yngbin)相同时，纤维与基体所受的应力比等于二者弹性模量之比。第73页/共82页第七十四页，共82页。（2）二者的结合强度适当。如果结合强度不适当，基体中所承受的
43、应力无法传递到纤维上。极端的情况是两者结合强度为零，这时纤维毫无作用，如基体中存在大量气孔群一样，强度反而降低；如果结合太强，虽可分担(fndn)大部分应力，但在断裂过程中没有纤维自基体拨出这种吸收能量的作用，复合材料将表现为脆性断裂。第74页/共82页第七十五页，共82页。（3）应力作用方向应与纤维平行。只有(zhyu)这样才能发挥纤维的作用，因此应注意纤维在基体展览馆的排列方式可以是单向、十字交叉或按一定角度交错以及三维功架编织。第75页/共82页第七十六页，共82页。（4）纤维与基体的热膨胀系数匹配。最好是纤维的热膨胀系数略大于基体的。这样(zhyng)，复合材料在烧成、冷却后纤维处于受
44、拉状态而基体处于受压状态，起到预加应力的作用。第76页/共82页第七十七页，共82页。（5）两者的高温化学相容性 必须保证在高温下，两者不发生使得纤维性能(xngnng)降低的化学反应。第77页/共82页第七十八页，共82页。本章本章(bn zhn)小结小结（1）理论结合强度(qingd)（了解）（2）Griffith理论（理解）（3）断裂韧性（理解）第78页/共82页第七十九页，共82页。（4）断裂韧性的测试（了解）（5）裂纹的起源(qyun)及扩展（理解）（6）无机材料强度的影响因素（理解）第79页/共82页第八十页，共82页。（7）无机材料的增强、增韧方法（理解）（8）纤维复合材料的增强、增韧性机理、设计(shj)原则（重点）第80页/共82页第八十一页，共82页。本章本章(bn zhn)作业作业P106 P106 第第5 5题题P107 P107 第第6 6题题3.3.无机材料强度的影响因素无机材料强度的影响因素(yn s)(yn s)4.4.无机材料的增强、增韧方法无机材料的增强、增韧方法5.5.维复合材料的增强、增韧性机理、维复合材料的增强、增韧性机理、设计原则设计原则 第81页/共82页第八十二页，共82页。