相變韌化和彌散韌化

1、編輯課件相變韌化和彌散韌化相變韌化和彌散韌化 隨著現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)對(duì)新材料的需要，現(xiàn)代陶瓷得到了發(fā)展。現(xiàn)代陶瓷領(lǐng)域有三個(gè)方面：（1）結(jié)構(gòu)陶瓷；（2）電子陶瓷；（3）涂層。陶瓷材料具有脆性的固有弱點(diǎn)，提高現(xiàn)代陶瓷，特別是結(jié)構(gòu)陶瓷的韌性是非常重要的課題。經(jīng)過(guò)人們的努力，高韌性陶瓷的研究取得了顯著的進(jìn)展。編輯課件 高韌性陶瓷復(fù)合材料的韌化有兩種機(jī)理：（1）過(guò)程區(qū)域機(jī)理，包括相變韌化，微裂紋韌化，孿晶韌化等；（2）橋接區(qū)域韌化，包括彌散韌化，晶須韌化，纖維韌化等。其中相變韌化和彌散韌化的效果最為明顯，有代表性的是氧化鋯增韌陶瓷。編輯課件 一、相變韌化 1.相變韌化機(jī)理 氧化鋯增韌陶瓷的制得是利用陶瓷機(jī)體內(nèi)

2、彌散的亞穩(wěn)四方氧化鋯(t-ZrO2 )粒子在受到外力作用時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閱涡毖趸?m-ZrO2 )，吸收了能量從而提升了陶瓷的韌性。編輯課件 這類(lèi)陶瓷有兩類(lèi)：（1）ZrO2基陶瓷，如部分穩(wěn)定氧化鋯基體，四方氧化鋯多晶體；（2）其他陶瓷基的陶瓷，如氧化鋯增韌的 a-Al2O3 陶瓷等。應(yīng)力誘導(dǎo)氧化鋯馬氏體相變韌化是 t-ZrO2 的主要韌化機(jī)理。關(guān)于相變韌化機(jī)理的解釋有幾派觀點(diǎn)，下面介紹Griffith解。編輯課件 第一，對(duì)于相變發(fā)生的情況由于新的裂紋表面生成給基體自由能的增加式中 c-裂紋半徑 -臨界應(yīng)變能釋放率。20sGU =c0G編輯課件 第二，由于裂紋擴(kuò)展增加的應(yīng)變能與載荷做功的減少一致式中

3、-施加拉伸應(yīng)力； -材料彈性模量； -材料的泊松比。cE22318(1)3cccvcWEccv編輯課件 第三，相變區(qū)附加的功式中 -相變區(qū)的容積（其中R為相變區(qū)的大?。?-高溫相的體積分?jǐn)?shù)； -誘導(dǎo)相變單位體積所作的功。222iWRc WV 22 RciVW編輯課件綜合以上三個(gè)方面，系統(tǒng)的總能量為：移相：編輯課件因?yàn)樗允街?即無(wú)相變材料的臨界應(yīng)力強(qiáng)度因子。可以看出，應(yīng)力誘導(dǎo)相變韌化對(duì)復(fù)合陶瓷斷裂韌性的貢獻(xiàn)，正比于 體積分?jǐn)?shù)的平方根。編輯課件二、彌散韌化彌散韌化的機(jī)理 在前面討論彌散強(qiáng)化時(shí)，硬質(zhì)點(diǎn)提高基體強(qiáng)度的同時(shí)會(huì)降低韌性。如果基體本身就是脆性材料，塑性區(qū)很小，那末粒子可能提高其韌性，這就是

4、彌散韌化的出發(fā)點(diǎn)。例如，在c-ZrO2與Al2O3，t-ZrO2與 Al2O3是復(fù)合陶瓷中，前已指出，應(yīng)力誘導(dǎo)ZrO2馬氏體相變韌化是t-ZrO2的主要韌化機(jī)理，而c-ZrO2的韌化機(jī)理是彌散韌化。編輯課件編輯課件在復(fù)合陶瓷中，當(dāng)裂紋遇到第二相粒子時(shí)會(huì)避開(kāi)粒子而偏轉(zhuǎn)，在彌散粒子之間走“之”字，裂紋形狀和長(zhǎng)度的改變，新的斷裂表面的形成都會(huì)吸收能量，從而提高材料的韌性。裂紋遇到圓柱狀彌散粒子時(shí)發(fā)生偏轉(zhuǎn)而“之”字的示意圖如圖7-94所示編輯課件編輯課件2、彌散韌化的實(shí)踐編輯課件編輯課件 不致密陶瓷不僅強(qiáng)度低，K1c也是低的。就TZP而言，相變韌化對(duì)K1c的相對(duì)貢獻(xiàn)在不同工藝條件下也是不同的。從此研究可以看出，此復(fù)合陶瓷的K1c 達(dá)最大值還與Al2O3含量和燒結(jié)溫度有關(guān)。K1c的結(jié)果是TZP基體因添加Al2O3而抑制晶粒長(zhǎng)大的平衡條件的產(chǎn)物。用電子顯微鏡和掃描電鏡研究其微觀組織說(shuō)明產(chǎn)生了晶粒長(zhǎng)大抑制效應(yīng)的相間交互作用，可達(dá)到滿意的彌散韌化效果。 彌散韌化在其它陶瓷基體如Si3N4也得到了應(yīng)用。日本研究的Si3N4/TiN納米復(fù)合陶瓷材料，用Y2O3作燒結(jié)助劑，添加20-30的TiN微粒