6 工程結(jié)構(gòu)陶瓷的強度與斷裂

MACROBUTTONMTEditEquationSection2SEQMTEqn\r\hSEQMTSec\r1\hSEQMTChap\r1\h第六章工程結(jié)構(gòu)陶瓷的強度與斷裂陶瓷材料具有硬度高、耐高溫、耐磨損、耐氧化、耐腐蝕以及重量輕、彈性模量大等優(yōu)良性能，因此能在多種苛刻的服役條件下工作，近年來已成為一種非常有發(fā)展前途的工程結(jié)構(gòu)材料，與金屬材料、聚合物材料一起，成為工程材料的三大支柱。但是陶瓷材料也存在塑性變形能力差、易脆性破壞及加工成型困難等缺點，要作為工程上廣泛應(yīng)用的結(jié)構(gòu)材料，尚需大量的研究工作。6.1陶瓷材料的結(jié)構(gòu)與組織6.1.1陶瓷材料的結(jié)合鍵工程材料結(jié)合鍵有四種類型，即金屬鍵、離子鍵、共價鍵與分子鍵。鍵的性質(zhì)不同，材料的基本性能就有很大差異。在陶瓷固體中，以離子鍵（CaO、MgO、Al2O3、ZrO2等）和共價鍵（如金剛玉SiN4、SiC等）為主要結(jié)合鍵。這兩種結(jié)合鍵具有很強的鍵合力，因此陶瓷材料有很高的硬度，并且理論上強度也很高。由陶瓷材料強固的結(jié)合鍵性質(zhì)，便不難理解陶瓷材料為什么具有熔點高、硬度高、彈性模量大、塑性差的性質(zhì)。實際陶瓷材料為單一結(jié)合鍵的很少，一般為兩種或兩種以上不同結(jié)合鍵的混合形式。表6-1列出了幾種陶瓷結(jié)合鍵的混合比。表6-1一些陶瓷材料離子鍵與共價鍵的混合比化合物L(fēng)iFMgOAl2O3SiO2Si4N3SiCSi負電性差3.02.32.01.71.20.70離子鍵(%)8973635130110共價鍵(%)1127374970891006.1.2陶瓷材料的晶體結(jié)構(gòu)陶瓷中最主要的晶體結(jié)構(gòu)有兩類，即氧化物結(jié)構(gòu)和硅酸鹽結(jié)構(gòu)1、氧化物結(jié)構(gòu)在氧化物結(jié)構(gòu)中，正、負離子的分布特征是以較大的離子構(gòu)成密排形式的骨架，較小的離子填充其間隙，形成強固的離子鍵。在密排結(jié)構(gòu)中，一般有兩種類型的間隙，即八面體間隙（圖6-1中ABCDEFG離子所包圍）和四面體間隙（圖6-1中ABCD離子所包圍）。一般來說，獲得電子的負氧離子尺寸比失去電子的金屬陽離子大，故大的負氧離子呈密排結(jié)構(gòu)，占據(jù)面心立方中頂點和面心位置。按金屬離子占據(jù)間隙的方式，可將氧化物結(jié)構(gòu)分成下列幾種類型，如圖6-2所示：圖6-1面心立方晶體中的間隙(a)NaCl型結(jié)構(gòu)(b)閃鋅礦（ZnS）結(jié)構(gòu)(c)螢石結(jié)構(gòu)(d)剛玉結(jié)構(gòu)圖6-2陶瓷氧化物結(jié)構(gòu)的四種典型類型（a）NaCl型結(jié)構(gòu)：在這種結(jié)構(gòu)中，較小的金屬離子占據(jù)全部八面體間隙，形成由數(shù)量相等的氧離子和金屬離子組成的結(jié)構(gòu)最簡單的氧化物。屬于此類結(jié)構(gòu)的氧化物有MgO、CaO、SrO、MnO、FeO、CoO、NiO等。除氧化物外，NaCl、KCl、LiF等離子化合物也屬此類。（b）閃鋅礦結(jié)構(gòu)：如果氧離子呈密排立方結(jié)構(gòu)，而金屬離子僅填充四面體間隙的一半，則形成所謂閃鋅礦結(jié)構(gòu)。ZnS、BeO、SiC等即屬此類。（c）螢石型結(jié)構(gòu)：在此類結(jié)構(gòu)中，金屬原子量大，離子半徑大于氧離子半徑，所以金屬離子呈密排立方結(jié)構(gòu)，而氧離子填充四面體間隙。屬于此類的氧化物有ThO2、CeO2、PrO2、UO2、ZrO2等。如果與上述結(jié)構(gòu)正相反，金屬離比氧離子，由氧離子構(gòu)成密排結(jié)構(gòu)，而小的金屬離子填充全部四面體間隙，則構(gòu)成所謂的“逆螢石結(jié)構(gòu)”，如Li2O、Na2O、K2O等。（d）剛玉結(jié)構(gòu)：其氧離子呈密排六方結(jié)構(gòu)，金屬陽離子占據(jù)八面體間隙的2/3。在一個密排六方晶胞中，占有6個氧離子，其中4個八面體間隙中填充金屬離子，形成剛玉結(jié)構(gòu)。屬于此類的有Al2O3、Fe2O3、Cr2O3、Ti2O3、V2O3、Ca2O3等。除了上述四種典型結(jié)構(gòu)外，還有多種其它類型，這里不一一列舉。2、硅酸鹽結(jié)構(gòu)地球表面上最多的元素是氧，其次是硅，因此形成了以這兩種元素為主要成分的數(shù)百種硅酸鹽礦物。在硅酸鹽化合物中，最基本的結(jié)構(gòu)單元是硅氧四面體（SiO4）4-，如圖6-3所示。四面體頂角上有4個氧離子，四面體中間空隙有一個硅離子。四面體四個頂點上的氧離子能與周圍其它氧離子或另一個硅氧四面體連接起來。當(dāng)數(shù)個硅氧四面體連接時，由于氧離子的排斥作用，各頂點只能取共有形式連接，但一個頂點只能為2個四面體共有。按照四面體在結(jié)構(gòu)中排列方式，其晶體結(jié)構(gòu)可分成以下幾種類型：圖6-3硅氧四面體①島狀結(jié)構(gòu)：（SiO4）4-相互獨立不連接。由于單元體具有4個負電荷，若有足夠的氧離子（如Mg2+、Ca2+、Fe2+等）就可使化合價飽合，產(chǎn)生此種獨立互不連接的結(jié)構(gòu)，如鎂橄欖石（Mg2SiO4）和鋯石英（ZrSiO4）。圖6-4孤立的有限硅氧四面體群的各種形式圖6-5鏈狀結(jié)構(gòu)的硅氧骨干圖6-6層狀結(jié)構(gòu)的硅氧骨干圖6-7架狀結(jié)構(gòu)的硅氧骨干②組群狀結(jié)構(gòu)：由2個、3個、4個或6個硅氧四面體通過共氧連接在一起，如圖6-4所示。具有這種結(jié)構(gòu)的有鎂方柱石（CaMgSi2O7）、綠柱石（Be3Al2Si6O18）等。③鏈狀結(jié)構(gòu)：硅氧四面體通過共氧連接成連續(xù)的鏈，如圖6-5所示。單鏈結(jié)構(gòu)的有頑輝石（Ca2Mg2Si2O6）和透輝石（CaMgSi2O6）；雙鏈結(jié)構(gòu)的有透閃石（Ca2MgS(Si4O11)2(DH)2）。④層狀結(jié)構(gòu)：硅氧四面體借助三個頂點連接成無限平面網(wǎng)，借助于剩下的活性氧離子與金屬離子相連而再與另一個平面層連接，如圖6-6所示。此類結(jié)構(gòu)的有滑石[Mg3(Si4O10)(DH)2]、白云母[KAl2(AlSi3O10)(OH)2]等。⑤架狀結(jié)構(gòu)：每個硅氧四面體的氧均與其它四面體共有，形成三維網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，如圖6-7所示。屬于此類結(jié)構(gòu)的有石英（SiO2）、鉀長石[K(Si3AlO8)]等。6.1.3陶瓷材料的組織結(jié)構(gòu)陶瓷材料的顯微組織非常復(fù)雜和不均勻，一般由晶體相、玻璃相（非晶態(tài)）和氣相三部分組成。晶體相的結(jié)構(gòu)已如前述，一般為多晶體，它是陶瓷材料中主要組成相，往往決定著陶瓷的物理、化學(xué)性能。玻璃相是非晶態(tài)低熔點固體相，起粘結(jié)晶粒、填充氣孔，降低熔成溫度等作用。玻璃相是由硅配鹽熔體在冷卻過程中結(jié)晶不完全得到的。一般液體中的質(zhì)點是簡單分子、原子或離子。而在硅酸鹽熔體中，由于Si、O之間結(jié)合力極強，難以破壞，所以形成不同結(jié)構(gòu)的硅氧陰離子團。由于存在很復(fù)雜的聚合體，故硅酸鹽熔體粘度很大。熔融體是物體在高溫時能量較高的一種狀態(tài)，隨溫度降低，熔體就放出能量（熱量）進行結(jié)晶。若放出全部多余能量，則會全部結(jié)晶成晶體，處于最穩(wěn)定狀態(tài)。但若有一部分能量未放出，則結(jié)晶化不能完全，有一部分成為玻璃態(tài)（非晶體）而保留下來。由于玻璃體中仍有一部分潛能未釋放，故在一定條件下（如熱處理）可放出能量而轉(zhuǎn)化為晶體相，只是在常溫下極少有自發(fā)轉(zhuǎn)變晶體的可能性。根據(jù)陶瓷成分及制備工藝的不同，玻璃相含量也不同，有時可高達20%～60%。氣相（氣孔）是陶瓷在制備過程中不可避免地殘存下來的，因此也是陶瓷材料中最基本的組成相，對力學(xué)性能影響極大。以固體粉末制成的陶瓷坯體中一般含有40%～60%的氣孔，即使在燒結(jié)過程中要減少，但要完全去除氣孔也是不可能的，通常燒結(jié)后仍含5%～10%的氣孔。氣孔的形狀通常并非球形，而呈不規(guī)則的形狀。6.2陶瓷材料的變形6.2.1陶瓷材料的彈性變形絕大多數(shù)陶瓷材料在室溫拉伸或彎曲時均不產(chǎn)生塑性變形，彈性變形結(jié)束后即發(fā)生斷裂，屬于極脆性材料。因此其彈性變形行為取決于彈模量E。與金屬材料相比，陶瓷材料的彈性變形有如下特點：①彈性模量大，這是由其共價鍵和離子鍵的鍵合結(jié)構(gòu)所決定的。共價鍵具有方向性，便晶體具有較高的抗晶體格畸變阻力。離子鍵方向性雖不明顯，但滑移系受原子密排面和原子密排方向的限制，此外還受靜電作用力的限制，其實際可動滑移系較少。幾種陶瓷與金屬的彈性模量見表6-2表6-2幾種不同材料的彈性模量值（室溫）材料名稱彈性模量MPa材料名稱彈性模量MPa氧化鋁95%氧化鋁陶瓷尖晶石氧化鎂氧化鋯3.8×1053.0×1052.4×1052.1×1051.9×105石英玻璃碳素鋼銅鋁0.73×105(2.0～2.2)×105(1.0～1.2)×105(0.6～0.75)×105②陶瓷材料的彈性模量不僅與結(jié)合鍵有關(guān)，還與其組成相的種類、分布比例其氣孔率有關(guān)。這一點與金屬材料不同，金屬材料的彈性模量是較為穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)不敏感性能指標，合金化、熱處理、冷熱加工等手段對其改變較小。但陶瓷工藝過程卻對陶瓷材料的彈性模量有重大影響。例如氣孔率P與彈性模量E的關(guān)系已建立許多經(jīng)驗方式，圖6-8的實驗結(jié)果可用下式近似描述E/E0=1-K1P+K2P2（6.2-1）式中，E0為無氣孔時彈性模量；K1、K2為取決于氣孔形狀和取向的常數(shù)。當(dāng)氣孔率較小時，K2P2項可略去，E值隨氣孔率P的增加而線性下降。③通常，陶瓷材料的壓縮彈性模量高于拉伸彈性模量，如圖6-9所示，這也是顯著區(qū)別于金屬材料的特征之一。這與陶瓷材料復(fù)雜的顯微結(jié)構(gòu)不均勻性有關(guān)。此外從圖中還可看出，陶瓷材料的抗壓強度比抗拉強度大很多，這是由于材料中的缺陷對拉應(yīng)力十分敏感而對壓應(yīng)力不敏感所致。圖6-8氣孔率對氧化鉆彈性模量的影響圖6-9陶瓷材料的拉伸與壓縮變形6.2.2陶瓷材料的塑性變形在室溫下絕大多數(shù)陶瓷材料均不能產(chǎn)生塑性變形，這是因為陶瓷為離子鍵或共價鍵，具有明顯方向性，同號離子相遇，斥力極大，滑移系非常少，只有個別滑移系能滿足滑移幾何條件和靜電作用條件。此外，彈陶瓷材料彈性模量高，點陣常數(shù)較大（一般大于0.5mm），位錯運動阻力（即P-N力）也大。另一方面，對于實用的工程結(jié)構(gòu)陶瓷，都是多晶體，晶粒取向不同或晶界結(jié)構(gòu)性質(zhì)上的差異，如存在氣孔、微裂紋、玻璃相等，位錯不易向周圍晶粒傳播，而是在晶界處塞積產(chǎn)生應(yīng)力集中，促使裂紋擴展，產(chǎn)生脃性斷裂。由于上述原因，實用陶瓷材料的塑性很差。但是少數(shù)晶體結(jié)構(gòu)簡單的單晶體陶瓷如MgO、KCl、LiF等（NaCl型結(jié)構(gòu)）及CaF2、UO2等（螢石型結(jié)構(gòu)）在室溫下有一定塑性。在Nacl型陶瓷單晶中，低溫時滑移最容易在{110}面和{}方向發(fā)生。圖6-10表示了MgO中的滑移情況，滑移方向〈110〉是晶體結(jié)構(gòu)最短的平移矢量的方向，滑過滑移平面使結(jié)構(gòu)復(fù)原所需的位移量最小。而且在滑移過程中沿〈110〉方向平移不需要最近鄰的同極性離子成為并列位置，因而沒有大的靜電斥力形成。在高溫下還可出現(xiàn)新滑移系，如{001}〈110〉、{111}〈110〉。對于螢石型結(jié)構(gòu)的陶瓷，低溫下的滑移系統(tǒng)為{100}〈110〉,這是與NaCl型結(jié)構(gòu)不同的。高溫下的滑移系為{111}〈110〉和{110}〈110〉，故可有五個獨立的系統(tǒng)起作用。圖6-10巖鹽型結(jié)構(gòu)晶體沿〈110〉方向的平移滑動，(a)在{110}面上及(b)在{100}面上。{110}〈110〉滑動最容易對剛王型結(jié)構(gòu)陶瓷，如Al2O3，在室溫下基本不滑移，在高溫下的滑移系統(tǒng)為{0001}〈110〉。一些陶瓷晶體在室和高溫下起作用的滑移系統(tǒng)列于表6-3中表6-3一些陶瓷晶體中的滑移系統(tǒng)晶體滑移系統(tǒng)獨立系統(tǒng)數(shù)附注C（金剛石），Si,Ge5T>0.5TmNaCl,LiF,MgO,NaF2低溫NaCl,LiF,MgO,NaF5高溫TiC,UC5高溫PbS,PbTe3CaF2,UO23CaF2,UO25高溫C(石墨)，Al2O3,BeO2TiO24MgAl2O44近年來的研究表明，當(dāng)陶瓷材料滿足下述條件時，在高溫下還可顯示超塑性，這些條件是：晶粒細小（尺寸小于1m）；晶粒是等軸的；第二相彌散分布，能抑制高溫下基體晶粒生長；晶粒間存在液相或無定形相。典型的具有超塑性的陶瓷材料是用化學(xué)共沉積方法制備的含Y2O3的ZrO2粉體，成形后在1250℃左右燒結(jié)，可獲得理論密度98%左右的燒結(jié)體。這種陶瓷材料在1250℃、3.5×10-2S-1應(yīng)變速率下，最大應(yīng)變量可達400%。陶瓷材料的超塑性流動也是擴散控制過程，其應(yīng)變速率為：（6.2-2）式中，d為晶粒直徑：為流變應(yīng)力；Q為塑性變形激活能；R為氣體常數(shù)；T為熱力學(xué)溫度；A、P、n為常數(shù)。在最佳超塑性區(qū)域內(nèi)，n的數(shù)值約為2.0。陶瓷純度低時，n值較低，約為1.9；純度高時，n=3.2。利用陶瓷超塑性，可以對陶瓷材料進行超塑加工，提高燒結(jié)體的尺寸精度和表面質(zhì)量，甚至還可以反擠壓成型，制造中空的活塞環(huán)和閥門。6.3陶瓷材料的強度與斷裂6.3.1陶瓷材料的強度特點從組分和結(jié)構(gòu)因素來看，共價鍵晶體和復(fù)雜離子鍵晶體具有較高的理論強度。然而，陶瓷的實際強度與理論強度之間的差異比金屬材料更顯著，如表6-4所示。這主要是由于陶瓷材料是由均勻固體粉末燒結(jié)成形，在粉末成形、燒結(jié)反應(yīng)過程中，不僅存在大量的氣孔，而且這種氣孔有很多呈不規(guī)則形狀，其作用相當(dāng)于裂紋，因此陶瓷材料中的裂紋或類裂紋缺陷比金屬材料既多且大，導(dǎo)致實際強度與理論強度差異更大。表6-4一些陶瓷材料和金屬材料的斷裂理論強度和測定值材料理論值σkMPa測定值σkMPaσ1/σkAl2O3晶須鐵晶須奧氏體型鋼高碳鋼琴絲硼玻璃Al2O3(藍寶石)BeOMgOSi3N4(熱壓)SiC(熱壓)Si3N4(反應(yīng)燒結(jié))AlN(熱壓)5000030000204801400034800693050000357002450033850049000385002800015400130003200250024001056442383011000950295600~10003.32.36.45.614.566.077.6150.081.438.551.5130.546.7~28.0在壓縮時，由于裂紋類缺陷可以閉合，對抗壓強度影響較小。因此，陶瓷材料的抗壓強度比抗拉強度大得多，其差別的程度也大大超過金屬，表6-5比較了鑄鐵和一些陶瓷材料的抗拉強度和抗壓強度，可以看出，即使很脆的鑄鐵，其抗拉強度與抗壓強度之比為1/4～1/3，而陶瓷材料的抗拉強度和抗壓強度的比值幾乎都在1/10以下。表6-5鑄鐵和一些陶瓷材料抗拉強度和抗壓強度材料抗拉強度AMPa抗拉強度BMPaA/B鑄鐵FC10100～150400～6001/4鑄鐵FC25250～300850～10001/3.3～1/3.4化工陶瓷30～40250～4001/8.3～1/10透明石英玻璃502001/40多鋁紅柱石12513501/10.8燒桔尖晶石13419001/1499%燒結(jié)氧化鋁26529901/11.3燒結(jié)B4C30030001/10注：FC10、FC25為日本牌號，分別相當(dāng)于我國的HT100和HT250。陶瓷材料由于脆性大，在測定抗拉強度的拉伸實驗時，易在夾持部位斷裂，往往測不出真實強度值。為保證正確進行陶瓷材料的拉伸實驗，需要在試樣及夾頭設(shè)計方面做改進，在技術(shù)上有一定難度。因此陶瓷材料常用三點彎曲或四點彎曲試驗測出的彎曲強度來代替。一般地，彎曲強度比抗拉強度高20～40%。6.3.2影響陶瓷材料強度的組織因素1、氣孔氣孔是絕大多數(shù)陶瓷的主要組織缺陷之一，氣孔明顯地降低了載荷作用橫截面積，同時也是引起應(yīng)力集中的地方（對于孤立的球形氣孔，應(yīng)力即已增加一倍）。實驗發(fā)現(xiàn)，多孔陶瓷的強度隨氣孔率P的增加近似按指數(shù)規(guī)律下降：（6.3-1）式中，P為氣孔率；0為P=0時的強度；α為常數(shù)，其值在4～7之間。根據(jù)此關(guān)系式可推斷，當(dāng)P=10%時，陶瓷的強度下降到無氣孔時的一半。圖6-11給出了Al2O3陶瓷的彎曲強度與氣孔率之間的關(guān)系，可以看出，實驗值與理論值符合較好。因此，為了獲得較高強度，應(yīng)制備接近理論密度的無氣孔陶瓷材料。圖6-11Al2O3的強度與氣孔率的關(guān)系2、晶粒尺寸陶瓷材料的強度與晶粒尺寸d的關(guān)系如圖6-12所示，與金屬有類似的規(guī)律，也符合Hall-Petch關(guān)系：（6.3-2）式中，為無限大單晶的強度；k為常數(shù)。由圖6-12可見，與的關(guān)系曲線分為兩個區(qū)域，在兩個區(qū)域內(nèi)部都為直線關(guān)系，但其斜率不同。圖6-12晶粒尺寸對陶瓷斷裂應(yīng)力的影響3、晶界相性質(zhì)、晶粒形狀陶瓷材料的燒結(jié)大都要加入助燒劑，因此形成一定量的低熔點晶界相而促進致密化。晶界相的成分、性質(zhì)及數(shù)量（厚度）對強度有顯著影響。晶界相最好能起阻止裂紋過界擴展并松弛裂紋尖端應(yīng)力場的作用。晶界玻璃相的存在對強度是不利的，所以應(yīng)通過熱處理使其晶化。對于單相多晶陶瓷材料，晶粒形狀最好為均勻的等軸晶粒，這樣承載時變形均勻而不易引起應(yīng)力集中，從而使強度得到充分發(fā)揮。6.3.3陶瓷材料的斷裂脆性是陶瓷的特征，也是它的致命弱點，其斷裂是典型的脆性斷裂。工程陶瓷的斷裂韌度比金屬約低1～2個數(shù)量級。表6-6為常用金屬與陶瓷的屈服強度和斷裂韌度。表6-6常用金屬與陶瓷的室溫屈服強度和斷裂韌度材料性能屈服應(yīng)力（MPa）斷裂韌度KIc（MPa·M1/2）碳鋼馬氏體時效鋼高溫合金鈦合金陶瓷HP-Si3N4高韌性ZrO2Al2O3（熱壓）燒結(jié)SiCWC-Co硬質(zhì)合金23516709811040490＞2109377475.5～3.57～103～53～5陶瓷材料的斷裂過程都是以其內(nèi)部或表面存在的缺陷為起點而發(fā)生的。缺陷的存在是概率性的，隨試樣體積增大，缺陷存在概率也增加，強度下降。因此嚴格說來，陶瓷材料的強度也是概率性的，應(yīng)進行統(tǒng)計分析。通常認為陶瓷材料強度分布服從難從嚴Weibull分布規(guī)律，即：（6.3-2）式中，m為Weibull模數(shù)，V為體積，為常數(shù)，小于時是不發(fā)生斷裂的應(yīng)力。一般將其作為零來處理，則有：（6.3-2）式中，與是試樣內(nèi)各部位的應(yīng)力及它們的最大值。可以認為，同一組材料的Weibull模數(shù)m是固定值。陶瓷強度均勻性可由m來度量。若兩種陶瓷材料平均強度相同，則在一定破壞應(yīng)力下，m值大的材料比m小的材料發(fā)生破壞的可能性（概率）要小。6.4陶瓷材料的增韌由于陶瓷材料的致命弱點——脆性嚴重限制了其優(yōu)良性能的發(fā)揮和實際應(yīng)用，因此陶瓷的韌化便成為陶瓷材料研究的核心深題。迄今，已經(jīng)探索出若干種韌化陶瓷的途徑，并已收到了顯著的韌化效果。與此同時，對其韌化處理也進行了較深入的探討。以陶瓷韌化來源來看，可以分為兩大類：第一類是自增韌，即利用陶瓷自身的相變特性、微裂紋，殘余應(yīng)力等產(chǎn)生增韌效果；第二類是在材料制備時，用機械混合辦法加入起增韌作用的第二相組元，如纖維、晶須、顆粒等達到增韌陶瓷的效果，此實際已屬陶瓷基復(fù)合材料的范疇，在此不涉及，本節(jié)僅就陶瓷自增韌的機制作簡要介紹。6.4.1相變增韌概念純ZrO2晶體有三種同素異構(gòu)體，即單斜相m、四方相t和立方向c，隨溫度的上升或下降會發(fā)生以下同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變：其中冷卻時t→m轉(zhuǎn)變屬于馬氏體型相變，轉(zhuǎn)變時將產(chǎn)生約５％的體積膨脹，并吸收大量能量。若能將ZrO2的t→m相變點心Ｍs穩(wěn)定到比室溫稍低，而Ｍd總比室溫高，使其在承載時由應(yīng)力誘發(fā)產(chǎn)生t→m相變，由于相變產(chǎn)生的體積效應(yīng)和形狀效應(yīng)而吸收大量能量，從而表現(xiàn)出異常高的韌性，這就是相變增韌的概念。為了使t相亞穩(wěn)定室溫，通常需加入穩(wěn)定劑，如Y2O3、CaO、CeO等。隨穩(wěn)定劑含量及熱處理工藝的不同，室溫下可分別獲得（t+m）雙相組織、（c+t）雙相組織、（c+t+m）三相組織或其它組織。這三種含有亞穩(wěn)t相的復(fù)相組織均能產(chǎn)生t-m相變韌化效應(yīng)，統(tǒng)稱為PSZ（PartiallyStablizedZirconia）。除穩(wěn)定劑含量以外，t相的晶粒尺寸也是影響t→m轉(zhuǎn)變的一個主要因素。Ms點隨晶粒直徑d的減小而降低。實際陶瓷中的晶粒尺寸并非均一，而有一個尺寸分布范圍。在室溫下存在一個臨界晶粒直徑dc，d＞dc的晶粒室溫下已經(jīng)轉(zhuǎn)變成m相；d＜dc的晶粒仍保持為t相。所以只有d＜dc的晶粒才有可能（但不一定）產(chǎn)生相變韌化作用。此外，室溫下t相對應(yīng)力的穩(wěn)定性也與其晶粒尺寸有關(guān)，d越小穩(wěn)定性越高。這樣，在承載時當(dāng)裂紋尖端應(yīng)力場最大值一定的情況下，應(yīng)力誘發(fā)t-m相變也存在一個臨界晶粒直徑dI，即d＞dI的t相晶粒才會在應(yīng)力作用下轉(zhuǎn)變?yōu)閙相。這樣，只有在dI＜d＜dc的晶粒才會對相變增韌有貢獻。6.4.2相變增韌機理圖6-13給出含有亞穩(wěn)t-ZrO2的陶瓷中裂紋擴展時裂紋尖端應(yīng)力場誘發(fā)t-m相變及其引起的應(yīng)力變化示意圖。當(dāng)裂紋擴展進入含有t-ZrO2晶粒的區(qū)域時，在裂紋尖端應(yīng)力場作用下，在裂紋尖端形成過程區(qū)（Prosesszone），即過程區(qū)內(nèi)的t-ZrO2將發(fā)生t→m相變，因而除產(chǎn)生新的斷裂表面而吸收能量外，還因相變時的膨脹體積效應(yīng)而吸收能量。同時由于過程區(qū)內(nèi)t—m相變粒子的體積膨脹而對裂紋產(chǎn)生壓應(yīng)力，阻礙裂紋擴展。具體體現(xiàn)在裂紋尖端應(yīng)力場強度因子降低。這種相變韌化作用使在該應(yīng)力水平下在無相變基體中可以擴展的裂紋在這種含t—m相變粒子與基體的復(fù)相材料中停止擴展。如需使其繼續(xù)擴展必須提高外加應(yīng)力水平。這樣，隨應(yīng)力水平的增加，裂紋尖端產(chǎn)生t-m相變的過程區(qū)不斷前進，并在后面裂紋上、下留下過程區(qū)軌跡。圖6-13裂紋尖端應(yīng)力誘發(fā)t-m相變韌化示意圖由于相變增韌使其斷裂韌度比基體產(chǎn)生的增量：（6.4-1）式中，W，a的含義如圖6-14所示；K為與a和W有關(guān)的參數(shù)，見表6-7；E,分別為彈性模量的泊松比；Vf為粒子體積分數(shù)；eT為無約束相變應(yīng)變。圖6-14裂紋擴展入預(yù)先轉(zhuǎn)變區(qū)時受到殘余應(yīng)力作用[11]表6-7函數(shù)K值00.81.62.33.10-0.148-0.184-0.196-0.2033.94.75.36.27.9-0.206-0.208-0.209-0.210-0.2119.212.524.4∞-0.212-0.213-0.214-0.215如果粒子尺寸分布為（6.4-2）式中，n(R)為單位體積內(nèi)直徑在R+dR之間的粒子數(shù)，則有（6.4-3）式中，W為粒子尺寸的函數(shù)，如果只有一種尺寸（或年均尺寸為）的粒子，則有（6.4-4）6.4.3顯微裂紋增韌如前所述，d＞dc的晶粒室溫下已轉(zhuǎn)變成m相。實驗表明，在較大的m相晶粒周圍，由于相變的體積效應(yīng)會誘發(fā)出顯微裂紋，而在較小的m相晶粒周圍卻無顯微裂紋存在。這是由于大晶粒相變時產(chǎn)生的累積變形大，因而使周圍基體產(chǎn)生的拉應(yīng)力超過了斷裂強度所致；小晶粒相變時產(chǎn)生的積累變形小，不足以產(chǎn)生此效應(yīng)。所以存在一個臨界晶粒直徑dm，當(dāng)d＞dm時，t→m相變時會誘發(fā)顯微裂紋，而d＜dm時，相變不誘發(fā)顯微裂紋。相變誘發(fā)的顯微裂紋尺寸很小，其在主裂紋尖端過程區(qū)內(nèi)張開而分散和吸收能量，使主裂紋擴展阻力增大，從而使斷裂韌性提高，此即顯微裂紋增韌。由于過程區(qū)內(nèi)微裂紋吸收能量與微裂紋的表面積，即微裂紋密度成正比，所以由微裂紋韌化的增量（）在