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陶瓷作业姓名：王槐豪学号：1071900220 班级：0719201陶瓷韧化机理陶瓷最致命缺点是脆性，低可靠性和低重复性，这些不足严重影响陶瓷材料的应用范围。
只有改善陶瓷的断裂韧性，提高其可靠性和使用寿命，才能是陶瓷真正成为一种广泛应用的新型材料，因此陶瓷增韧技术一直是陶瓷研究的热点。
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的，阻止间断裂纹的扩展的方法有三种。
其一为分散裂纹尖端应力；其二为消耗裂纹扩展的能量，增大裂纹扩展所需克服的能垒；最后问转换裂纹扩展的能量。
相变韧化受相变诱发塑性钢，即TRIP (transformation induced plasticity)钢的启发，将ZrO 2 t →m 相变M s 点稳定到比室温稍低，而M d 点比室温高，使其在承载时由应力诱发产生t →m 相变，由于相变产生的体积膨胀效应和形状效应，而吸收大量的能量，从而表现出异常高的韧性。
这就是相变韧化（transformation toughening ）的概念。
韧化机理分析： 1.相变韧化(∆K ICT ) ；d i <d<d c 应力诱发相变增韧(∆K ICT ) t →m 相变产生新的表面吸收能量 ， 同时相变引起的体积膨胀产生压力。
2. 残余应力增韧 (∆K ICS )；• 残余应力→ 闭合阻碍裂纹扩展 →残余应力韧化。
3. 显微裂纹增韧 (∆K ICM )；4. 复合韧化机理；第二相颗粒增韧第二相颗粒增韧，第二相增韧主要增韧机理为残余应力增韧、微裂纹增韧、裂纹偏转增韧、颗粒桥联增韧、延性颗粒增韧；增韧的主要影响因素为物理相容性和化学相容性（不生成有害化合物合适的界面结合强度 1. 应力场模型颗粒∆a=a p -a m ；∆T=T P -T R ；α－材料的热膨胀系数，10-6/K ； E －材料的弹性模量，GPa ； ν－材料的泊松比；m ，p 分别代表基体和第二相增强颗粒； T P －基体不产生塑性变形的最高温度，K T R －所讨论的状态下的温度，Kp pmm E E TP ννα2121-++∆⋅∆=基体 r －球形颗粒半径，mm ；R －基体中某点距离球心的距离，mm ∆a 的影响：∆a>0，σr >0，σt <0，环向裂纹（收敛型）； ∆a <0，σr <0，σt >0，径向裂纹（发散型） ； ∆a ＝0 ，P=0 ，σ＝0； r>r cr c －自发萌生裂纹的邻界第二相颗粒半径2. 临界第二相颗粒尺寸（r c ） 弹性应变能： 颗粒:基体系统 U S =U P +U m =2πkP 2r 3由U S ≥2γmp 得 ；2γmp －萌生单位面积裂纹所消耗的能量，J3. 残余应力增韧 （d<d C ）∆a>0∆a>0☺裂纹停止 ☺裂纹穿过第二相颗粒☺裂纹沿颗粒与基体之间的界面扩展颗粒开裂表面能：γp ＝2πr 2γsp克服阻力做功： W 1=1/2πPr 2u 1W t =γp + W 1=2πr 2γsp +1/2πPr 2u 1界面开裂表面能：b ＝4πr 2γint克服阻力做功：W 2=1/3πPr 2u 2W i =γp + W 1=4πr 2γint +1/3πPr 2u 2u 1≈u 2≈2r εb =2⨯10-3r3)(Rr P r ⋅=σ3)(21Rr P t ⋅-=σ32)21(2r E P U P P P νπ-=32)1(rE P U mm m νπ+=p P m m E E k νν2121-++=312)2(-∝kP r c πint<1/2γSP∆a≈0E P>E m 裂纹沿界面扩展。
陶瓷材料的增韧方法
陶瓷材料的增韧方法可以采用以下几种途径：
1. 添加增韧剂：向陶瓷材料中添加一定比例的增韧剂，如纤维、颗粒等微观颗粒，通过增加材料的断裂面积来阻止裂纹扩展，从而提高材料的韧性。
2. 控制晶粒尺寸：通过控制陶瓷材料的晶粒尺寸，可以增加材料的韧性。
通常，晶粒尺寸越小，材料的韧性越高，因为小晶粒可以提供更多的晶界来阻碍裂纹扩展。
3. 调节成分配比：通过调节陶瓷材料中的成分配比，可以改变材料的晶格结构和传输性能，从而影响材料的韧性。
例如，添加一些特定的元素，可以形成固溶体或次微晶结构，从而提高材料的韧性。
4. 控制材料微观结构：通过控制材料的微观结构，如孔隙度、烧结密度等，可以影响陶瓷材料的韧性。
通常，降低材料的孔隙度和提高烧结密度可以增加材料的韧性。
需要注意的是，以上方法并非适用于所有陶瓷材料，具体的增韧方法需要根据具体材料的性质和应用需求进行选择和优化。
一文认识氧化锆陶瓷的增韧方法及应用
氧化锆陶瓷是具有独特的物理和化学性质，如高硬度，低的热传导性，熔点高，抗高温和腐蚀，化学惰性和两性性质，在电子陶瓷、功能陶瓷和结构陶瓷等方面的应用迅速发展。
作为特种陶瓷材料在电子、航天、航空和核工业等高新技术领域具有广阔的应用前景。
然而氧化锆陶瓷材料的致命缺点是脆性，低可靠性和低重复性，这些不足严重影响了其应用范围。
只有改善氧化锆陶瓷的断裂韧性，实现材料强韧化，提高其可靠性和使用寿命，才能使氧化锆陶瓷真正地成为一种广泛应用的新型材料，因此，氧化锆陶瓷增韧技术一直是陶瓷研究的热点。
一、陶瓷的增韧方法
目前，陶瓷的增韧方法主要有：相变增韧、颗粒增韧、纤维增韧、自增韧、弥散韧化、协同增韧、纳米增韧等。
1、相变增韧
相变增韧是指亚稳定四方相t—ZrO2在裂纹尖端应力场的作用下发生一相变，形成单斜相，产生体积膨胀，从而对裂纹形成压应力，阻碍裂纹扩展，起到增韧的作用。
此外，外界条件（如激光冲击、疲劳断裂韧性、低温、晶粒尺寸和含量、临界转变能量等）对氧化锆陶瓷相变增韧有很大的影响，如果相变产生大的应力和体积变化，则产品容易断裂，因此生产过程中，应避免外界因素对氧化锆陶瓷相变增韧的影响。
2、颗粒增韧
颗粒增韧是指用颗粒做增韧剂，添加入ZrO2陶瓷粉体中，尽管效果不及晶须与纤维，但若颗粒种类、粒径、含量和基体材料选择得当，仍有一定。
什么是氧化铝陶瓷的增韧，其方法有哪些？陶瓷氧化铝和增韧固名思义就是对工业陶瓷的韧度调整增加，氧化铝陶瓷增韧在航天航空等斟防尖端技术领域和机械、冶金、化工等工业领域均有着广阔的应用前景，但其最致命的力学弱点便是其本身的脆性，这是由这类材料的结构特点所决定的。
陶瓷材料中的化学键以共价键和离子键为主，这两类化学键都具有强的方向性和较高的结合强度，这就使得结构中难以发生显著的位错运动。
因而限制了其实际应用范围的进一步推广。
因此，陶瓷特别是氧化铝陶瓷的韧化变成了近年来结构陶瓷材料研究的核心课题。
氧化铝陶瓷的增韧方法:一、氧化铝增韧对氧化铝陶瓷的增韧是目前使用最多的增韧方法是纳米氧化锆（VK-R50）增韧。
当氧化铝中加入纯Zr02（VK-R50），粒子形成ZrO2（VK-R50）增韧氧化铝陶瓷时，当添加含量适当时，可使韧性显著提高。
其韧化效果主要来源于以下机理：1.使氧化铝晶粒基体细化。
2. 氧化锆相变韧化。
3.显微裂纹韧化。
4. 裂纹转向与分叉。
使用高纯氧化铝陶瓷与ZrO2（VK-R50）增韧氧化铝陶瓷力学性能对比： 99%氧化铝陶瓷氧化锆增韧氧化铝陶瓷密度 3.85 3.93抗折强度 350MPa 480MPa 抗压强度 3600MPa 3300MPa 硬度 1900HV 1600HV 抗冲击强度 5MPam1/2 7MPam1/2 。
二、晶须、纤维增韧晶须是具有一定长径比(直径0.1—1.8 um，长35-l50um)，且缺陷少的陶瓷单晶。
具有很高的强度，是一种非常好的陶瓷基复合材料的增韧增强体；纤维长度较陶瓷晶须长数倍，也是一种很好的陶瓷增韧体，同时两者可复合实用。
用SiC、Si3N4等晶须或C、SiC等长纤维对氧化铝陶瓷进行复合增韧。
晶须或纤维的加入可以增加断裂表面，即增加了裂纹的扩展通道。
当裂纹扩展的剩余能量渗入到纤维(晶须)，发生纤维(晶须)的拔出、脱粘和断裂时，导致断裂能被消耗或裂纹扩展方向发生偏转等，从而使复合材料韧性得到提高。
二氧化锆陶瓷的相变增韧机理和应用一、本文概述本文旨在深入探讨二氧化锆陶瓷的相变增韧机理及其在多个领域的应用。
作为一种重要的工程材料，二氧化锆陶瓷因其出色的物理和化学性质，如高硬度、高耐磨性、良好的化学稳定性和生物相容性等，在航空航天、机械、电子、生物医疗等领域具有广泛的应用前景。
然而，其脆性大的特点限制了其在某些领域的应用。
为了解决这个问题，科研工作者们发现，通过控制二氧化锆陶瓷中的相变过程，可以有效地提高其韧性，这就是所谓的相变增韧机理。
本文将首先介绍二氧化锆陶瓷的基本性质，包括其晶体结构、物理和化学性质等。
然后，将重点阐述相变增韧机理，包括其原理、影响因素以及实现方法。
在此基础上，本文将进一步探讨二氧化锆陶瓷在航空航天、机械、电子、生物医疗等领域的应用，以及在这些应用中如何利用相变增韧机理来提高其性能。
本文还将对二氧化锆陶瓷的未来发展趋势进行展望，以期为其在更多领域的应用提供理论支持和实践指导。
二、二氧化锆陶瓷的基本性质二氧化锆（ZrO₂）陶瓷是一种具有独特物理和化学性质的先进陶瓷材料。
它的主要特点包括高强度、高硬度、高耐磨性、高化学稳定性以及优异的隔热性能。
二氧化锆陶瓷还具有一种特殊的性质，即其在一定条件下可以发生相变，这种性质为二氧化锆陶瓷的增韧提供了可能。
在常温下，二氧化锆陶瓷主要以单斜晶相（m-ZrO₂）存在，这种晶相具有较高的稳定性。
然而，当受到外部应力或温度升高的影响时，部分单斜晶相二氧化锆会转变为四方晶相（t-ZrO₂）。
这种相变过程中，二氧化锆的体积会发生变化，产生微小的应力场，这些应力场可以吸收并分散外部施加的应力，从而阻止裂纹的扩展，提高陶瓷的韧性。
除了相变增韧外，二氧化锆陶瓷还可以通过添加稳定剂（如氧化钇、氧化钙等）来稳定其四方晶相，使其在室温下就能保持较高的韧性。
这种稳定化处理不仅可以提高二氧化锆陶瓷的力学性能，还可以扩大其应用范围。
二氧化锆陶瓷的基本性质为其在增韧机制和实际应用中提供了重要的基础。
陶瓷材料的强化
影响陶瓷材料强度的因素是多方面的,材料强度的本质是内部质点(原子、离子、分子）间的结合力，为了使材料实际强度提高到理论强度的数值，长期以来进行了大量研究。
从对材料的形变及断裂的分析可知，在晶体结构既定的情况下，控制强度的主要因素有三个，即弹性模量E，断裂功（断裂表面能）和裂纹尺寸。
其中E是非结构敏感的，与微观结构有关，但对单相材料，微观结构对的影响不大，唯一可以控制的是材料中的微裂纹，可以把微裂纹理解为各种缺陷的总和。
所以强化措施大多从消除缺陷和阻止其发展着手。
值得提出的有下列几个方面。
（1）微晶, 高密度与高纯度为了消除缺陷,提高晶体的完整性,细、密、匀、纯是当前陶瓷发展的一个重要方面。
近年来出现了许多微晶、高密度、高纯度陶瓷,例如用热压工艺制造的陶瓷密度接近理论值,几乎没有气孔，特别值得提出的是各种纤维材料及晶须。
（2）预加应力人为地预加应力,在材料表面造成一层压应力层,就可提高材料的抗张强度。
脆性断裂通常是在张应力作用下,自表面开始,如果在表面造成一层残余压应力层,则在材料使用过程中表面受到拉伸破坏之前首先要克服表面上的残余压应力。
（3）化学强化如果要求表面残余压应力更高,则热韧化的办法就难以做到,此时就要采用化学强化(离子交换)的办法。
这种技术是通过改变表面的化学组成,使表面的摩尔体积比内部的大。
由于表面体积胀大受到内部材料的限制,就产生一种两向状态的压应力。
4）陶瓷材料的增韧
所谓增韧就是提高陶瓷材料强度及改善陶瓷的脆性,是陶瓷材料要解决的重要问题。
与金属材料相比，陶瓷材料有极高的强度，其弹性模量比金属大很多。
韧化的主要机理有应力诱导相变增韧,相变诱发微裂纹增韧,残余应力增韧等。
几种增韧机理并不互相排斥,但在不同条件下有一种或几种机理起主要作用。
相变增韧：利用多晶多相陶瓷中某些相成分在不同温度的相变,从而增韧的效果,统称为相变增韧。
例如,利用的马氏体相变来改善陶瓷材料的力学性能,是目前引人注目的研究领域。
研究了多种?的相变增韧,由四方相转变成单斜相,体积增大3% 5%,如部分稳定,四方多晶陶瓷(TZP), 增韧陶瓷(ZTA), 增韧莫来石陶瓷(ZTM), 增韧尖晶石陶瓷, 增韧钛酸铝陶瓷, 增韧陶瓷,增韧以及增韧等。
其中PSZ陶瓷较为成熟,TZP,ZTA,ZTM研究得也较多,PSZ,TZP,ZTA等的新裂韧性已达,有的高达,但温度升高时,相变增韧失效。
当部分稳定陶瓷烧结致密后,四方相颗粒弥散分布于其他陶瓷基体中(包括本身),冷却时亚稳四方相颗粒受到基体的抑制而处于压应力状态,这时基体沿颗粒连线方向也处于压应力状态。
材料在外力作用下所产生的裂纹尖端附近由于应力集中的作用,存在张应力场,从而减轻了对四方相颗粒的束缚,在应力的诱发作用下会发生向单斜相的转变并发生体积膨胀,相变和体积膨胀的过程除消耗能量外,还将在主裂纹作用区产生压应力,二者均阻止裂纹的扩展,只有增加外力做功才能使裂纹继续扩展,于是材料强度和新裂韧性大幅度提高。
因此，这种微结构会产生三种不同的增韧机理。
在氧化锆中具有亚稳态四方相的盘状沉淀的微粒，如图1-55所示。
首先，随着裂纹发展导致的应力增加。
会使四方结构的沉淀相通过马氏体相变转变为单斜结构，这一相变吸收了能量并导致体积膨胀产生张应力。
这种微区的形变在裂纹附近尤为明显。
其次，相变的粒子周围的应力场会吸收额外的能量，并形成许多微裂纹。
这些微结构的变化有效地降低了裂纹尖端附近的有效应力强度。
第三，由于沉淀颗粒对裂纹的阻滞作用和局域残余应力场的效应，会引起裂纹的偏转。
裂纹偏转又引起裂纹的表面积和有效表面能增加，从而增加材料的韧性。
上述的情况同样适甩于粒子和短纤维强化的复合材料中。
微裂纹增韧：部分稳定ZrO2陶瓷在烧结冷却过程中,存在较粗四方相向单斜相的转变,引起体积膨胀,在基体中产生弥散分布的裂纹或者主裂纹扩展过程中在其尖端过程区内形成的应力诱发相变导致的微裂纹,这些尺寸很小的微裂纹在主裂纹尖端扩展过程中会导致主裂纹分叉或改变方向,增加了主裂纹扩展过程中的有效表面能,此外裂纹尖端应力集中区内微裂纹本身的扩展也起着分散主裂纹尖端能量的作用,从而抑制了主裂纹的快速扩展,提高了材料的韧性。
表面残余压应力增韧：陶瓷材料可以通过引入残余压应力达到增强韧化的目的。
控制含弥散四方颗粒的陶瓷在表层发生四方相向单斜相相变,引起表面体积膨胀而获得表面残余压应力。
由于陶瓷断裂往往起始于表面裂纹,表面残余压应力有利于阻止表面裂纹的扩展,从而起到了增强增韧的作用。
弥散增韧: 在基体中渗入具有一定颗粒尺寸的微细粉料,达到增韧的效果,这称为弥散增韧。
这种细粉料可能是金属粉末,加入陶瓷基体以后,以其塑体变形,来吸收弹性应变能的释放量,从而增加了断裂表面能,改善了韧性。
细粉末也可能是非金属颗粒,在与基体生料颗粒均匀混合之后,在烧结或热压时,多半存在于晶界相中,以其高弹性模量和高温强度增加了整体的断裂表面能,特别是高温断裂韧性。
当基体的第二相为弥散颗粒时,增髯机制可能是裂纹受阻或裂纹偏转、相变增韧和弥散增韧。
影响第二相颗粒增韧效果的主要因素是基体与第二相颗粒大弹性模量和热膨胀系数之差以及两相之间的化学相容性。
其中,化学相容性是要求既不出现过量的相间化学反应,同时又能保证较高的界面结合强度,这是颗粒产生有效增韧效果的前提条件。
当陶瓷基体中加入的颗粒具有高弹性模量时就会产生弥散增韧。
其机制为:复合材料受拉伸时,高弹性模量第二相颗粒阻止基体横向收缩。
为达到横向收缩协调，必需增大外加纵向拉伸压力，即消耗更多外界能量，从而起到增韧作用。
颗粒弥散增韧与温度无关，因此可以作为高温增韧机制。
纤维增强增韧复合材料，将在下节陈述。
在过去的20年中，人们在陶瓷材料的增韧方面做了大量的工作，通过对材料微结构的控制，成功的提高了断裂韧性和多晶、多相陶瓷的强度。
到目前为止人们已经得到强度约1GPa，断裂韧性6~l0Mpa.m1/2的氮化硅；微粒稳定氧化锆和四方多晶氧化锆的断裂韧性和强度已可分别达到6~l0MPa.m1/2和0.6~lGPa；具有金属韧性的易延展陶瓷(金属的体积百分含量不超过30％)显示出更高的断裂韧性(10~15 MPa.m1/2)。
而利用纤维增强的复合材料则因为其复合结构能在材料发生断裂前吸收大量的断裂功，有更加惊人的韧性，标准的屈服测量结果显示其断裂韧性可以达到20~25 MPa.m1/2。
但值得注意的是复合材料的断裂过程与Griffith 理论所描述的尖锐裂纹的传播过程是不同的。
所有这些断裂韧性的进步使陶瓷材料增加了许多新的在结构方面的应用。
例如，氮化硅在汽车部件(涡轮压缩机转子等)及高温汽轮机上的应用、形变增韧多晶氧化锆及其复合材料在大范围的低温条件下的应用，及纤维状或须状纤维增强的玻璃、玻璃状陶瓷和多晶陶瓷在发动机部件、切割工具、轴承等许多方面上的应用。
（4）陶瓷的理论强度和实际断裂强度相差1-3个数量级。
引起陶瓷实际抗拉强度较低的原因是陶瓷中因工艺缺陷导致的微裂纹，在裂纹尖端引起很高的应力集中，裂纹尖端之最大应力可达到理论断裂强度或理论屈服强度（因陶瓷晶体中可动位错少，位错运动又困难，所以，一旦达到屈服强度就断裂了）。
因而使陶瓷晶体的抗拉强度远低于理论屈服强度。
