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陶瓷材料(de)增韧机理

引言:现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、而腐蚀及相对密度轻

等许多优良(de)性能.但它同时也具有致命(de)弱点,即脆性,这一弱点正
是目前陶瓷材料(de)使用受到很大限制(de)主要原因.因此,陶瓷材料(de)
强韧化问题便成了研究(de)一个重点问题.陶瓷不具备像金属那样(de)塑
性变形能力,在断裂过程中除了产生新(de)断裂表面需要吸收表面能以外,
几乎没有其它吸收能量(de)机制,这就是陶瓷脆性(de)本质原因.人们经
过多年努力,已探索出若干韧化陶瓷(de)途径,包括纤维增韧、晶须增
韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等.这些增韧

方法(de)实施,使陶瓷材料(de)韧性得到了较大(de)提高,使陶瓷材料在

高温结构材料领域显示出强劲(de)竞争潜力.

增韧原理：

1.1纤维增韧

为了提高复合材料(de)韧性,必须尽可能提高材料断裂时消耗(de)能量.
任何固体材料在载荷作用下(静态或冲击),吸收能量(de)方式无非是两种:
材料变形和形成新(de)表面.对于脆性基体和纤维来说,允许(de)变形很
小,因此变形吸收(de)断裂能也很少.为了提高这类材料(de)吸能,只能是
增加断裂表面,即增加裂纹(de)扩展路径.纤维(de)引入不仅提高了陶瓷
材料(de)韧性,更重要(de)是使陶瓷材料(de)断裂行为发生了根本性变化,
由原来(de)脆性断裂变成了非脆性断裂.纤维增强陶瓷基复合材料(de)增
韧机制包括基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂

纹.

1.2晶须增韧

陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少(de)陶瓷小单晶,因而具有很高
(de)强度,是一种非常理想(de)陶瓷基复合材料(de)增韧增强体[8].陶瓷
晶须目前常用(de)有SiC晶须,Si3N4晶须和Al2O3晶须.基体常用(de)有
ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等.采用30%(体积分数)B2SiC晶须增强
莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570MPa,断裂韧
性为415MPam1/2,比纯莫来石提高100%以上.王双喜等[10]研究发现,在
2%(摩尔分数)Y2O32超细料中加入30%(体积分数)(de)SiC晶须,可以细化
2Y2ZrO2材料(de)晶粒,并且使材料(de)断裂方式由沿晶断裂为主变为穿

晶断裂为主(de)混合断裂,从而显着提高了复合材料(de)刚度和韧性.

1.3相变增韧

相变增韧ZrO2陶瓷是一种极有发展前途(de)新型结构陶瓷,其主要是利
用ZrO2相变特性来提高陶瓷材料(de)断裂韧性和抗弯强度,使其具有优
良(de)力学性能,低(de)导热系数和良好(de)抗热震性.它还可以用来显
着提高脆性材料(de)韧性和强度,是复合材料和复合陶瓷中重要(de)增韧
剂.近十年来,具有各种性能(de)ZrO2陶瓷和以ZrO2为相变增韧物质(de)
复合陶瓷迅速发展,在工业和科学技术(de)许多领域获得了日益广泛(de)

应用.

ZrO2在常压及不同(de)温度下,具有立方(c2ZrO2)、四方(t2ZrO2)及单斜
(m2ZrO2)等3种不同(de)晶体结构.当ZrO2从高温冷却到室温时,要经历
cytym(de)同质异构转变,其中tym会产生3%~5%(de)体积膨胀和
7%~8%(de)剪切应变,由于ZrO2自身马氏体转变(de)这个特点,引起显着
裂纹韧化和残余应力韧化,可使韧性得到显着提高.ZrO2(de)增韧机制一
般认为有应力诱导相变增韧、微裂纹增韧、压缩表面韧化.在实际材料中
究竟何种增韧机制起主导作用,在很大程度上取决于四方相向单斜相马氏

体相变(de)程度高低及相变在材料中发生(de)部位.

(1)应力诱导相变
ZrO2在室温下为单斜晶系,温度达到1170e时转化为亚稳态四方晶型,在
应力作用下可诱发相变重新回到单斜晶,此时伴随体积膨胀,导致微裂纹

闭合,从而韧化陶瓷,或者说在裂纹尖端应力场(de)作用下ZrO2粒子发生
四方-单斜相变而吸收了能量,即外力做了功,从而提高了断裂韧性.这就

是应力诱导相变.

(2)微裂纹增韧

不同基体中室温下ZrO2颗粒保持四方相(de)临界尺寸不同,当某颗粒大
于临界尺寸时,室温四方相已转变为单斜相并在其周围(de)基体中形成微
裂纹.当主裂纹扩展到ZrO2颗粒时,这种均匀分布(de)微裂纹可以缓和主
裂纹尖端(de)应力集中或使主裂纹分叉而吸收能量,这就是ZrO2(de)微裂

纹增韧.

(3)压缩表面韧化

研磨相变韧化ZrO2(de)表面,可以使表面层(de)四方相ZrO2颗粒转变为
单斜相,并产生体积膨胀,形成压缩表面层