陶瓷材料力學性能和測試方法

高性能結構陶瓷是指具有高強度、高韌性、高硬度、耐高溫、耐磨損、耐腐蝕和化學穩(wěn)定性好等優(yōu)異性能的一類先進的結構陶瓷，已逐步成為航天航空、新能源、電子信息、汽車、冶金、化工等工業(yè)技術領域不可缺少的關鍵材料。

根據材料的化學組成，高性能結構陶瓷又可分為:

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）及其他新型結構陶瓷（如Cf/SiC復合材料）。陶瓷的力學性能(1)彈性以及彈性形變金屬材料在室溫靜拉伸載荷下，斷裂前一般都要經過彈性變形和塑性變形兩個階段。而陶瓷材料一般都不出現塑性變形階段，極微小應變的彈性變形后立即出現脆性斷裂、延伸率和斷面收縮都幾乎為零。兩類材料的應力－應變曲線對比如下圖所示。陶瓷材料的彈性變形服從虎克定律：

＝E

（1-1）E為彈性模量，是材料原子間結合力的反映。由上可知，陶瓷材料的彈性模量比金屬的大很多。陶瓷材料形變的另一特點是：壓縮時的彈性模量大大高于拉伸時的彈性模量，即E壓>>E拉。陶瓷材料壓縮時還可以產生少量的壓縮塑性變形。金屬材料，即使是很脆的鑄鐵，其抗拉強度也有抗壓強度的1/3～1/4。但陶瓷材料的抗拉強度通常不到抗壓強度的1/10。其彈性變形具有如下特征:

彈性模量大

這是由共價鍵和鍵合結構所決定的。共價鍵具有方向性，使晶體具有較高的抗晶格畸變、阻礙位錯運動的阻力。離子鍵晶體結構的鍵方向性雖不明顯，但滑移系受原子密排面與原子密排方向的限制，還受靜電作用力的限制，其實際可動滑移系較少。此外，陶瓷材料都是多元化合物，晶體結構較復雜，點陣常數較金屬晶體大，因而陶瓷材料中位錯運動很困難。

陶瓷材料的彈性模量大小不僅與結合鍵有關，還與其組成相的種類、分布比例及氣孔率有關。溫度上升陶瓷材料的彈性模量降低，熔點增加陶瓷材料的彈性模量增加，而當氣孔率較小時。彈性模量又隨氣孔率增加呈線性降低。通常陶瓷材料的壓縮彈性模量高于拉伸彈性模量，由圖1-2-可見陶瓷在壓縮時，其曲線斜率比拉伸時的大。此與陶瓷材料復雜的顯微結構和不均勻性有關。影響彈性模量的因素：溫度、材料的熔點和致密度等。

溫度

由于原子間距以及結合力隨溫度的變化而變化，所以彈性模量對溫度變化很敏感。溫度升高，原子間距離增大，彈性模量降低。一般來說，熱膨脹系數小的物質往往具有較高的彈性模量。

熔點物質熔點的高低反映其原子間結合力的大小，熔點與彈性模量成正比關系。在300K以下，彈性模量E與熔點Tm之間滿足如下關系：

E＝1000KTm/Va

(1-2)

式中Va為原子體積或分子體積，K為體積彈性模量。

致密度彈性模量隨材料致密度的增加而迅速增加，滿足如下關系式：

E＝Eo（1－f1P＋f2P2）(1-3)式中Eo為氣孔率為0時的彈性模量；f1和f2為由氣孔形狀決定的常數，P為氣孔率。

陶瓷材料的塑性變形

塑性變形是指外應力去除后尚保持著的部分變形。材料在斷裂之前所能容忍的形變量越大，則塑性變形越大，許多陶瓷到了高溫都表現出不同程度的塑性。但在室溫下，絕大多數陶瓷材料均不發(fā)生塑性變形。單晶MgO陶瓷因以離子鍵為主，在室溫下可經受高度彎曲而不斷裂，這是極個別的特例。

近年來的研究表明，當陶瓷材料具有下述條件時，可顯示超塑性：

晶粒細小(尺寸小于1um)；晶體是等軸晶；第二相彌散分布，能抑制高溫下基體晶粒的生長；晶粒之間存在液相或者玻璃相。典型擁有超塑性的陶瓷材料是用化學共沉淀法制備的含Al2O3的ZrO2粉體，成形后在1250oC左右燒結，可獲得相對密度為98％左右的燒結體。這種陶瓷在1250oC、3.5×10-2s-1應變速率下，最大應變量可達400％。陶瓷材料的超塑性與晶界滑動或晶界液相流動有關，和金屬一樣．陶瓷材料的超塑性流動也是擴散控制過程。

研究結果表明，陶瓷超塑性與金屬超塑性的不同點如下：

(1)超塑性陶瓷的應變速率和應力之間既沒有金屬超塑性那樣的依賴關系，也無單一的n值。

(2)當存在晶間玻璃相時，陶瓷的n值幾乎隨玻璃相增加而減?。欢苄越饘俚膎值幾乎隨初始晶粒尺寸增大而減小。(2)硬度硬度是材料的重要力學性能之一，它是材料抵抗局部壓力而產生變形能力的表征。由于結合鍵存在差異，陶瓷與金屬的硬度存在較大差異。常用的硬度指標有布氏硬度(HB)，洛氏硬度(HR)、維氏硬度(HV)、莫氏硬度等。表1-1為典型陶瓷材料的熔點和硬度。目前測試陶瓷材料硬度的方法主要有金剛石壓頭加載壓入法，測試內容主要為洛氏硬度和維氏硬度（顯微硬度）。表1-1典型結構陶瓷材點和硬度材料Al2O3MgOZrO2BeOB4CSiCZrC熔點/oC205028002667255024502800(分解)3540硬度(HV)2000122017001520495025502600材料TiCWC金剛石Si3N4CBNAlNMoSi2熔點/oC316027201400(石墨化)1900(分解)3000(升華)2450(分解)2030硬度(HV)32002400100001700700014501180表1-1典型結構陶瓷材料的熔點和硬度

(3)強度強度與彈性模量和硬度一樣，是材料的本征物理參數。陶瓷材料的化學鍵決定了其在室溫下幾乎不能產生滑移或位錯運動，因此很難產生塑性變型，室溫下的強度測定只能得到一個斷裂強度(fracturestrengthf)。固體材料斷裂強度的理論值為：th＝2Ero/π

(1.4)

式中E為彈性模量，ro為原子間結合力最大時原子間距增加量。

上式是假定理想晶體作完全彈性體脆性斷裂時的計算值。實際陶瓷材料的強度至少比理論強度小兩個數量級。

如Al2O3的th為46GPa，幾乎無缺陷的Al2O3晶須的強度約為14GPa，表面精密拋光的Al2O3細棒的強度約為7GPa，而塊狀多晶Al2O3材料的強度只有0.1-1GPa。理論計算和實際數值之所以有如此大的差距，主要是由于實際材料內存在微小裂紋所致。陶瓷材料的強度主要包括彎曲強度，拉伸強度、壓縮強度等。氣孔率強度與氣孔率的關系近似滿足Ryskewitch經驗公式：＝oexp（－aP）(1.5)式中a為氣孔率，o為氣孔率為零時的強度，P為常數，其值在4~7之間。由此可見，為了獲得高強度，應制備接近理論密度的無氣孔材料。影響陶瓷材料強度的因素主要有：

晶粒尺寸與形狀、晶界相的性質與厚度

強度與晶粒尺寸的關系符合Hall-Petch關系式：

b

＝

o

＋kd-1/2(1-6)式中o為無限大單晶的強度，k為系數，d為晶粒直徑。從上式可以看出，細晶組織對提高材料的室溫強度有利無害，而晶界相的性質與厚度、晶粒形狀對強度的影響則較為復雜。

溫度陶瓷材料的一個顯著特點是高溫強度比金屬高很多。當溫度T<0.5Tm時，基本保持不變；當溫度高于0.5Tm時，才出現明顯降低。(4)斷裂韌性斷裂韌性是材料抵抗裂紋擴展的能力，是本征屬性，與裂紋的大小、形狀以及外力大小無關。陶瓷材料對裂紋的敏感性很強，斷裂韌性是評價陶瓷材料力學性能的重要指標，常用線彈性力學研究裂紋擴展和斷裂的問題。下式用來評價材料的斷裂韌性：

KIC＝Y

fa1/2(1-7)

式中KIC為斷裂韌性；f為臨界應力，即材料的斷裂強度；Y為裂紋的幾何形狀因子；a為1/2裂紋長度。陶瓷和金屬材料的拉伸和彎曲強度并不存在很大差異，但是反映材料裂紋擴展抗力的斷裂韌性值卻有很大差異，一般低1~2個數量級。陶瓷材料斷裂韌性的測試方法主要有單邊開口梁法和壓痕法，具體操作可以參考相關測試技術。

陶瓷材料的脆性是限制其相關特性發(fā)揮和實際應用的重要因素，為此，人們一直在不斷探尋各種方法來增加陶瓷材料的斷裂韌性，如：相變增韌，顆粒、晶須或纖維韌化、納米結構韌化以及通過仿生結構韌化等。具體可參考有關文獻。1.2.2結構陶瓷的熱學性能和抗熱震性陶瓷材料的熱學性質，如熔點、熱容、導熱率，熱膨脹系數等，不僅對陶瓷的制備具有重要意義，還直接影響它們在工程中的應用。

熔點

與金屬材料相比，耐高溫是陶瓷材料優(yōu)異的特性之一。材料的耐熱性一般用高溫強度、抗氧化性以及耐燒蝕性等因子來判斷，但要成為耐熱材料，首先熔點必須高。熔點是維持晶體結構的原子間結合力強弱的參數，結合力越強，原子的熱震動越穩(wěn)定，越能將晶體結構維持到更高溫度，熔點就越高。

圖1.2為各種材料熔點的對照圖。可以看出，單質材料中，炭素材料的熔點最高；陶瓷材料中，碳化物的熔點最高。圖1-2各種材料的熔點

摩爾熱容晶體材料的摩爾熱容對結構不敏感，但是體積熱容卻取決于氣孔率。

熱膨脹絕大多數晶體材料的體積或長度隨溫度的升高而增大的現象稱為熱膨脹。陶瓷材料的線膨脹系數一般都不大，約為10-5~10-6/K。

熱膨脹系數實際并不是一個恒定的值，而是隨溫度變化的。一般陶瓷材料的線膨脹系數常指20~1000℃的平均值。

熱導率不同陶瓷材料在熱導率性能上可以有很大的差別，有些材料是極為優(yōu)良的絕熱材料，有些又是熱的良導體。

通常，低溫時有較高熱導率的材料，隨溫度升高，熱導率降低，而低熱導率的材料則具有相反的變化特征。表1-2一些材料的平均線膨脹系數材料線膨脹系數(0-1000oC)/X10-6/℃-1材料線膨脹系數(0-1000oC)/X10-6/℃-1Al2O38.8AIN4.5BeO9.0BN2.7MgO13.5Si-B-C-N0.5莫來石5.3Y2O39.3尖晶石7.6ZrO2（穩(wěn)定化的）10.8ThO29.2熔融SiO2玻璃0.5UO210.0鈉-鈣-硅酸鹽玻璃9.0B4C4.5瓷器6.0TiC7.4稀土耐火材料5.5SiC’4.4MgO·Al2O39.0SiC’’4.8Al2O3·TiO22.5SiC’’’4.8鋰霞石-6.4Si3N4’3.2鋰輝石1.0Si3N4’’3.4堇青石2.5Si3N4’’’2.6TiC金屬陶瓷9.0-Sialon3ZrSiO44.5

抗熱震性

陶瓷材料熱應力大小取決于材料的熱學性能和力學性能，并且還受構件幾何形狀和環(huán)境介質的影響。所以作為陶瓷材料抵抗溫度變化能力大小標志的抗熱震性，也必將是其力學性能和熱學性能對應于各種受熱條件的綜合表現。陶瓷材料抗熱震性的評價理論主要有：臨界應力斷裂理論、熱震損傷理論和裂紋形成與擴展理論等，這些理論不同程度地存在著局限性。影響陶瓷抗熱震性的主要因素有：熱膨脹系數

眾所周知，固體材料的熱膨脹是由于原子熱振動而引起，晶體中的平衡間距由原子間的勢能所決定，溫度升高則原子的振動加劇，原于間距的相應擴大就呈現出宏觀的熱膨脹。

熱膨脹系數較低，抗熱震性較好表1-2一些材料的平均線膨脹系數由表1-2可知，密堆積的離子鍵氧化物，如Al2O3等，具有較高的熱膨脹系數，且隨溫度升高而增大。大部分硅酸鹽晶體，如堇青石（MgO·2Al2O3·5SiO2）和鋰霞石（Li2O·Al2O3·2SiO2），由于晶體中原子堆積較松，其熱膨脹系數較低，抗熱震性較好。

共價鍵晶體，如SiC等，雖然其晶體中原子緊密堆積，但由于具有高的價鍵方向性和較大的鍵強度，晶格振動需要更大的能量，因而其熱膨脹系數較小。即共價晶體熱膨脹系數比離子晶體低。

為了改善陶瓷材料的抗熱震性，應選擇熱膨脹系數較小的組分。

熱導率

抗熱震性好的陶瓷材料，一般具有較高的熱導率。由于熱在陶瓷中的傳導主要依靠晶格振動，因而硬度高的SiC陶瓷由于晶格振動速度大，其熱導率較高。MgO、Al2O3和BeO等純氧化物陶瓷的熱導率比結構復雜的硅酸鹽要高。

彈性模量熱應力是彈性模量的增值函數，陶瓷材料的彈性模量比較高，所產生的熱應力也較高。一般彈性模量隨原子價的增多和原子半徑的減小而提高，因此選擇適當的化學組分是控制陶瓷材料彈性模量的重要途徑之一。

前面討論陶瓷材料的彈性模量，f隨氣孔率的增大而減小，因此為了提高陶瓷的抗熱震性，應增大氣孔率，降低彈性模量。

斷裂能

斷裂表面能是決定材料強度和斷裂韌性的重要因素，無論是抗熱震斷裂還是抗熱震損傷，均是斷裂能的增值函數。因此，凡是能提高材料斷裂能的組分和顯微結構均能提高陶瓷材料的抗熱震性。l.2.3陶瓷材料的斷裂過程

陶瓷材料的斷裂過程都是以其內部或表面存在的缺陷為起點而發(fā)生的。晶粒和氣孔尺寸在決定陶瓷材料強度方面與裂紋尺寸有等效作用。缺陷的存在是概率性的。

當內部缺陷成為斷裂原因時，隨試樣體積增加，缺陷存在的概率增加，材料強度下降；

表面缺陷成為斷裂源時，隨表面積的增加，缺陷存在概率也增加，材料強度也下降。陶瓷材料斷裂概率可以最弱環(huán)節(jié)理論為基礎，按韋伯分布函數考慮：可以認為同一組材料，韋伯模數是固定值。陶瓷材料在考慮其平均強度時，用韋伯模數m度量其強度均勻性。若兩種陶瓷材料平均強度相同，則在一定的破壞應力下，m值大的材料比m值小的材料發(fā)生破壞的可能性要小。

可以認為，陶瓷材料的斷裂是以各種缺陷為裂紋源，在一定拉伸應力作用下，其最薄弱環(huán)節(jié)處的微小裂紋擴展，當裂紋尺寸達到臨界值時，陶瓷材料在瞬間斷裂。l.2.4陶瓷材料強度的測量如同金屬材料一樣，強度是陶瓷的最基本的性能。大量試驗結果表明，陶瓷的實際強度比其理論值小1~2個數量級，只有晶須和纖維的實際強度較接近理論值。格里菲斯(Griffith)裂紋強度理論成功地解釋了這一差異。A彎曲強度彎曲強度是評定陶瓷材料強度的主要實驗方法，分為三點彎曲強度和四點彎曲強度：試樣尺寸：長度LT≥36mm，寬度為b，厚度為h，跨距為L=30±0.5mm，l=10±0.5mm，加壓載頭Rl=2.0～5.0mm，R2=2.0－3.0mm。常用的試樣截面尺寸為b×h=4mm×3mm。彎曲實驗時，以0.5mm/min的位移速度加載，求出最大斷裂載荷，再按下式計算彎曲強度

四點彎曲實驗的最大彎矩范圍較寬，其應力狀態(tài)接近實際零部件的服役狀態(tài)．故較為實用。由于四點彎曲試樣工作部分缺陷存在的幾率較大，因而同一材料的四點彎曲強度比三點彎曲強度低。材料的韋伯模數越小時，b3

和b4的差值越大。在室溫條件下，陶瓷材料不發(fā)生屈服，常在形變量較小(0.0l％)的狀態(tài)下即發(fā)生脆性斷裂。

當溫度提高到一定程度(約1000oC)時，大部分陶瓷材料由脆性轉化為半脆性，斷裂前將出現不同程度的塑性變形，優(yōu)良的高溫結構陶瓷材料其強度可保持到較高溫度(1000-1200℃)而不下降。B拉強度設計陶瓷零部件時常用其抗拉強度值作為判據。陶瓷材料由于脆性大，在拉伸試驗時易在夾持部位斷裂，加之夾具與試樣軸心不一致產生附加彎矩，因而往往測不出陶瓷材料真正的抗拉強度。為保證正確進行陶瓷材料的拉伸試驗，需要在試樣及夾頭設計方面做許多工作，如在平形夾頭中加橡膠墊固定薄片狀試樣，可防止試樣在夾持部位斷裂，并利用試樣的彈性變形減少附加彎矩。由于測定陶瓷材料抗拉強度在技術上有一定難度，所以常用彎曲強度代之，彎曲強度比抗拉強度高20-40％。實際上，兩者之差隨試樣尺寸、韋伯模數和斷裂源位置等不同而不同。C抗壓強度

陶瓷材料的抗壓強度遠大于其抗拉強度，兩者相差10倍左右，因而陶瓷材料特別適于制造承受壓縮載荷作用的零部件。

國家標準規(guī)定，壓縮試樣尺寸為直徑9.0mm±0.05mm、長度18mm±0.10mm，兩端面研磨成平面并互相平行。1.2.5陶瓷材料的斷裂韌性目前國內外測定陶瓷材料斷裂韌性的方法尚無統(tǒng)一標準。常用的方法有單邊切口梁法、壓痕法、雙扭法和雙懸臂梁法。本節(jié)只簡要介紹前兩種測定方法。A單邊切口粱法

該法所用的試樣見圖1.12。在試樣的一側用薄片金剛石砂輪加工出長度為a的裂紋(寬度小于0.2mm)。

試樣的截面尺寸w×b=5mm×5mm，或5mm×2.5mm；

切口深度n為試樣厚度w的1/10、1/4、1/2；

三點彎曲跨距L=20～40mm；加載速率為0.05mm/min

該方法適用于在高溫和各種介質條件下測定KIC，其優(yōu)點是數據分散性小，重現性較好，試樣加工和測定方法比較簡單。這是目前廣泛采用的一種方法。其缺點是測定的KIC值受切口寬度影響較大，切口寬度增加，KIC增大，誤差也隨之增大。若能將切口寬度控制在0.05～0.10mm以下，或在切口頂端預制一定長度的裂紋，則可望提高KIC值的準確性。

B壓痕法用維氏或顯微硬度壓頭，壓入拋光的陶瓷試樣表面，在壓痕對角線延長方向出現四條裂紋，測定裂紋長度，根據載荷與裂紋長度的關系，求得KIc值。

壓入維氏硬度壓頭的載荷常用29.4N，使壓痕對角線裂紋長度在100m左右。裂紋為半橢圓形或半圓形。

壓痕法的優(yōu)點是測試方便，可以用很小試樣進行多點韌度測試，但此法只對能產生良好壓痕裂紋的材料才有效。由于裂紋的產生主要是殘余應力的作用，而殘余應力又起因于壓痕周圍塑性區(qū)與彈性基體不匹配。因此，這種方法不允許壓頭下部材料在加載過程中產生相變或體積致密化現象，同時壓痕表面也不能有碎裂現象。壓痕法通常用于對材料韌度的相對評價，因壓痕周圍應力狀態(tài)復雜，有可能出現KⅡc、KⅢc混雜的情況，此外，表面質量、加載速率、載荷保持時間、卸載后的測量時間等因素對裂紋長度均有影響，因此，測定KIc值的誤差較大。KIc的數值按照下列公式計算：

材料的斷裂韌度是其強度和塑性的綜合反映。金屬材料隨強度提高，其塑性往往降低，斷裂韌度也隨之降低；陶瓷材料的強度與斷裂韌度的變化關系與金屬材料相反，隨陶瓷強度水平提高，其KIc值也隨之增大。這種不同的變化規(guī)律是由于金屬材料斷裂前在裂紋尖端產生大量塑性變形，消耗很大的塑性功，阻礙裂紋擴展所致。對于塑性較好的結構鋼，其缺陷或裂紋對材料的強度或韌性的影響很小，只有在高強度或超高強度狀態(tài)下，缺陷或裂紋才對鋼的強韌性產生顯著影響；陶瓷材料在室溫下幾乎沒有塑性．裂紋擴展時，其尖端塑性區(qū)很小，消耗的功也很小，因而缺陷或裂紋大小對強韌性的影響十分敏感。

通常陶瓷與金屬的斷裂強度C屬于同一數量級，而陶瓷的KIC值比金屬小1~2個數量級，因此，陶瓷中的臨界裂紋長度比金屬小2~4個數量級。由以上可知，欲提高陶瓷材料的強度，應盡量減小其內部缺陷和裂紋。選用超細粉原料，采用熱壓或熱辱靜壓工藝，可以降低陶瓷中的缺陷和裂紋的數量及大小。利用ZrO2相變增韌、微裂紋增韌、第二相或纖維增韌等手段，均可增加裂紋擴展阻力，這些都是提高陶瓷材料強度和韌性的有效措施。1.2.6陶瓷材料的疲勞強度在機械零部件上應用工程陶瓷時須了解其長期耐用性。對金屬材料的蠕變、高周疲勞、低周疲勞、熱疲勞等的研究已較為深入，而陶瓷材料在這些方面的研究尚屬起步階段。陶瓷材料的疲勞包括靜態(tài)疲勞、動態(tài)疲勞、循環(huán)疲勞和熱疲勞等。A靜態(tài)疲勞這是在靜載荷作用下，材料的承載能力隨時間延長而下降產生的斷裂，對應于金屬材料中的應力腐蝕和高溫蠕變斷裂。當外加應力低于斷裂應力時，陶瓷材料也可能出現亞臨界裂紋擴展。這一過程與溫度、應力和環(huán)境介質諸因素密切相關。

陶瓷材料的亞臨界裂紋擴展速率與應力強度因子之間的關系示于圖1-14。圖中包括了四個區(qū)域：

KI<Kth區(qū)，裂紋不發(fā)生亞臨界擴展(Kth為應力強度因子門檻值)；低速區(qū)(I區(qū))，裂紋擴展速率da/dt隨KT提高而增大，材料與環(huán)境介質之間的化學反應不是裂紋擴展速率的控制因素；中速區(qū)(Ⅱ區(qū))，裂紋擴展速率僅與環(huán)境有關而與KI無關；高速區(qū)(Ⅲ區(qū))，裂紋擴展速率如da/dt隨KT變化呈指數關系增長，與環(huán)境介質無關。這一階段的速率取決于材料的組分、結構和顯微組織。

工程陶瓷零件的使用壽命，幾乎完全由其裂紋慢速擴展區(qū)(I區(qū))決定。對I區(qū)而言，裂紋擴展速率da／dt與應力強度因子K1之間的關系為：陶瓷材料的靜強度值分散性很大，所以其疲勞強度值的分散性更大。為此．在試驗方法上應增大測量時間范圍；在數據處理上．必須考慮試驗數據的概率分布。圖1-15為兩種以MgO為穩(wěn)定劑的部分穩(wěn)定氧化锫陶瓷材料(Mg(PSZ))MS和TS的靜態(tài)疲勞曲線．曲線圖采用雙對數坐標，彎曲強度與斷裂時間呈直線關系，直線的斜率即為-l/n，由此可以求得應力腐蝕指數n值。B動態(tài)疲勞這是以恒定載荷速率加載，研究陶瓷斷裂對加載速率敏感性的試驗驗，類似于金屬材料應力腐蝕研究中的慢應變速率拉伸。C循環(huán)疲勞循環(huán)疲勞是在循環(huán)載荷作用下，陶瓷材料的低應力斷裂。金屬疲勞以塑性變形為先導，在交變載荷作用下，材料在遠低于靜強度的低應力下發(fā)生斷裂。陶瓷是脆性材料，其裂紋尖端塑性區(qū)很小，疲勞破壞以慢速龜裂擴展的方式發(fā)生。關于陶瓷材料是否存在真正的循環(huán)疲勞效應．目前的看法還不相同。D熱疲勞熱疲勞是陶瓷材料在溫度周期性反復變化條件下產生的疲勞，其本質與循環(huán)應變產生的疲類似。圖1-16是以MgO為穩(wěn)定劑的部分穩(wěn)定氧化鋯(Mg(PSZ))陶瓷材料的疲勞曲線。圖中結果表明，材料的循環(huán)疲勞壽命與載荷的交變頻率無關。需要注意的是，金屬材料的疲勞壽命通常用循環(huán)周次表示，而陶瓷材料的疲勞壽命則用斷裂時間表征。由圖可見，高強韌性陶瓷材料的靜態(tài)疲勞壽命高于循環(huán)疲勞壽命，此與陶瓷材料的非線性爭E特性有關。陶瓷材料非線性出e關系是由于裂紋尖端的高應力區(qū)不可逆地吸收能量所致。相變增韌、微裂紋增韌．以及纖維增強增韌等均可導致陶瓷材料不可逆吸收能量過程，從而影響疲勞壽命。E陶瓷材料疲勞特性評價陶瓷材料的疲勞裂紋擴展速率和應力強度因子幅之間的關