陶瓷材料力学性能和测试方法学习资料.pptx

会计学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）。陶瓷的力学性能
(1)弹性以及弹性形变
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。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，其抗拉强度也有抗压强度的1/3～1/4。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之间满足如下关系：
E＝1000KTm/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（1－f1P＋f2P2）(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
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，可显示超塑性：
晶粒细小(尺寸小于1um)；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。
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、3.5×10-2s-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）。表1-1典型结构陶瓷材点和硬度//(3)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(fracturestrengthf)。固体材料断裂强度的理论值为：
th＝2Ero/π(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