? 脆性是无机材料的特征。它间接地反映材料较低的
抗机械冲击强度和较差的抗温度聚变性。
? 脆性直接表现在,一旦受到临界的外加负荷,材料
的断裂则具有爆发性的特征和灾难性的后果。
? 脆性的本质是缺少五个独立的滑移系统,在受力状
态下难于发生滑移使应力松弛。
1,材料脆性的特点
3.6.1 材料的脆性
3.6 材料的脆性和克服脆性的途径
NaCl 金刚石 铜和银
? th /?th 0.49 1.16 30
? 显微结构的脆性根源是材料内部存在裂纹,易
于导致高度的应力集中。
? 裂纹扩展速度决定着是否能发生消除应力集中
的塑性流动,塑性形变需要一定的起始时间,若
裂纹扩展的很快,则发生脆断,所以裂纹扩展的
速度是脆性的一种量度。
? 断裂能,? th /?th 也是材料脆性的一种量度,
在一定的条件下,晶体中的滑移系统的数目及
其可动程度,都是物质本质结构所决定的,材
料脆性的本质难以改变;
根据材料的裂纹扩展行为及其断裂机理,可以
借助于对裂纹扩展条件的控制,在一定程度上
提高材料的韧性。
2,改善材料韧性,提高材料强度
从断裂力学观点出发,克服脆性和提高强度的关键是:
? 提高材料的断裂能,便于提高抵抗裂纹扩展的能力;
? 减小材料内部所含裂纹缺陷的尺寸,以减缓裂纹尖
端的应力集中效应。
强度-韧性-裂纹
尺寸的关系
裂纹长度的倒数
强度
ao
断裂韧性
K1c
工程陶瓷的发展应是沿着既提高断裂韧性,又降低
裂纹缺陷尺寸的途径,大幅度地提高材料的强度,
1,金属与无机材料的复合
------增韧相弥散于材料中
增韧相的作用:起附加的能量吸收作用,使裂纹尖
端区域高度集中的应力得以部分消除,抑制原先可
能到达临界状态的裂纹,提高材料抵抗裂纹扩展的
能力,相应改善其韧性。
通过裂纹尖端塑性形变的作用能量吸收:裂纹尖端
的原子发生不可逆的重排,并以塑性功的形式吸收
可观的弹性应变能,使裂纹扩展的动力减弱。
3.6.2 克服材料脆性断裂的途径
金属对材料的增韧具备如下条件:
? 在显微结构方面金属相与无机相能否均匀分散成
彼此交错的网络结构,决定着能否在裂纹尖端区域
起到吸收部分能量的作用。
? 金属对材料具有很好的润湿性。否则,材料自成
为连续相,金属成为分散于基体中的粒子,材料的
力学行为仍为陶瓷相所控制,脆性改善有限。
有希望的系统,ZrO2- TaW系统,(Cr·Al)2O3-
Cr·Mo·W系统。
此种复合材料的缺点:金属在高温下,易氧化会损
害材料的耐热性。
2,材料中的裂纹尖端增韧作用区
------相变粒子弥散
相变粒子增韧:
利用 ZrO2四方相转变成 ZrO2单斜相的马氏体相变
来实现增韧。
马氏体相变的特点:
? 相变前后无成分变化;
? 原子的配位不变;
? 原子的位移不超过一个原子间距;
? 无热、无扩散、相变激活能小,转变速度快,以近
似于声波传播的速度进行,比裂纹扩展速度大 2~ 3倍,
为吸收断裂能和增韧提供必要条件。
? 相变伴随有体积变化 ------高温相向低温相转化引起
体积膨胀。
? 相变具有可逆性,并受外界因素(温度、应力等)
的 影响,相变发生于一个温度区间内,或降低相变温
度而不是一个特定的温度点。
增韧机制:
? 应力诱导相变增韧
? 相变诱发微裂纹增韧
? 微裂纹分岔增韧。
裂纹尖端出现微裂纹
区时,将导致弹性能
的松弛和应力再分布。
(1)影响 ZrO2相变的因素,
1) ZrO2颗粒在基体中相变的能量条件
在基体中,四方 ZrO2是高温稳定相,单斜 ZrO2是低温
稳定相
在低于相变温度的条件下,由于受到基体约束力的抑
制,未转化的四方 ZrO2相保持其介稳状态;
当基体的约束力在外力作用下减弱或消失,粒子从高
能态转化为低能态的单斜相(发生相变),并在基体
中引起微裂纹,吸收主裂纹扩展的能量。
相变反应过程中的能量变化
?UT
能
量
G
无抑制
受基体抑制
单斜相
四方相
?Gchem
?Ua
T
高温向低温的相转变方向
ZrO2粒子发生相变时的自由能平衡关系式为:
?GM/T= - ?Gchem +?UT- ?Ua+?S
?GM/T ------单位体积四方相向单斜相转化引起的
自由能变化;(相变动力)
?Gchem ----单斜相和四方相之间的自由能之差;
(相变动力)
?UT ------相变弹性应变能的变化;(相变阻力)
?Ua ------ 激发相变时,外应力所消耗能量;
(相变动力)
?S------单斜相与基体间的界面能和四方相与基
体间的界面能之差,常被忽略。(相变阻力)
四方相向单斜相的转化能否发生,取决于转化后系
统的自由能是否下降,即转化的能量条件为:
?GM/T ?0 或 ?Gchem ??UT- ?Ua
引起相变单位体积弹性应变能的变化 ?UT的根源是
单斜相和四方相密度的差别。
有 ?UT =E?2/2
E ------两相的平均弹性模量; ? ------相变引起的应变。
借助于外应力 ?a激发相变时,?Ua =?a?V /2,
其中体积为单位体积 V=1,?a =2?Ua / ?
得相变的应力条件,?a ? 2( ?UT- ?Gchem ) / ?
2)弥散粒子的相变临界直径
考虑界面能之差 ?S,以一个直径为 D的颗粒为例说明
相变时的临界直径:
?S D2 ?(?Gchem - ?UT + ?Ua )D3
在一定温度和应力条件下,相应有一个发生相变的临界
ZrO2粒子直径 Dc,Dc= ?S / (?Gchem - ?UT + ?Ua )
相变能量条件,(?Gchem- ?UT + ?Ua ) ??S / Dc
D值越小,由于单位体积粒子的比表面积越大,则其
?S也越大,即相变势垒越高,四方晶相更能保持其界
稳状态,直到更低的温度才转化为单斜相。
ZrO2颗粒的尺寸对 ZrO2相变温度有影响。 所以小颗粒
的四方相向单斜相转化的温度低。
陶 瓷 系 统
ZrO2颗粒的临界 直径 Dc
ZrO2 Vol%
16 15 22 17.5 15 3.1 2
Al2O3 0.52
Al2O3 0.3
莫来石 1
尖晶石 0.3-1.0
Si3O4 <0.1
ZrO2- MgO 0.1-0.2
ZrO2- Y2O3 0.32
室温条件下各种陶瓷中粒子的相变临界直径
3)化学因素的影响
基体的化学组分和 ZrO2弥撒相的含量对 ZrO2粒子的相
变温度有一定的影响。
凡是能固溶于 ZrO2中的掺杂物都或多或少地减小 ZrO2
相变的自由能差值 ?Gchem,相应降低其相变温度 TMS,
且溶质的浓度越大,相变的温度也越低。
(2) 增韧机制
1) 应力诱导相变增韧, 当相变温度低于室温,基体中储
存着相变弹性压应变能,该相变需在外力作用下产生,
实现应力诱导相变增韧。
2)微裂纹增韧,当相变温度高于室温,粒子会自发的由四
方相转化为单斜相,在基体中诱发微裂纹引起的增韧,
2) 裂纹分岔
复
合
体
内
单
斜
相
的
热
膨
胀
RT Mf Ms As
共晶温度
( 1)相变增韧
( 2)微裂纹增韧
( 3)裂纹分岔
( 3)
( 1)
( 2)
室温
单斜相的热膨胀系数
与温度的关系
四方相的热膨胀系数
与温度的关系
1)控制弥散粒子的尺寸 D
弥散粒子的相变温度随其颗粒的减小而下降。
D>DH (相变临界颗粒直径 )
大颗粒在高温下发生相变,在到达常规相变温度
( 11500C)左右,所有 D>DH (相变临界颗粒直径 )
的颗粒都发生相变。这一阶段的相变的特点是突发
性的,产生微裂纹的尺寸较大,可导致主裂纹扩展
过程中的分岔,对基体的增韧效果较小。
( 3) 主裂纹尖端增韧作用区的控制原则
DH > D> DR(室温相变临界颗粒直径)
基体含有相变诱发微裂纹,对基体的增韧有明显的
提高,但材料的强度由于微裂纹的存在而下降。
DR > D
基体中储存着弹性压应变 能 。只在材料承受适当的
外加应力,克服了相变应变能对主裂纹扩展所起的
势垒作用,粒子才有四方相转化为单斜相,并相应
诱发出极细小的微裂纹。由于相变能和微裂纹的共
同作用,增韧效果好,且材料的强度有一定的增强。
张应力诱导相变
相
对
频
率
0 D1 D2 D3 D4 D5 粒子直径
室温条件下粒子的分布范围与韧化机制
切应力诱导相变
瞬时相变
应力诱导微裂纹
Al2O3+M- ZrO2
PSZ
Al2O3+T- ZrO2
Al2O3+T/M- ZrO2
瞬时开裂
2)控制颗粒的分布状态
3)增韧颗粒最佳体积分数和均匀弥散程度
体积分数越高,增韧效果越好,但过高,将会导致微
裂纹的合并,降低增韧效果,甚至恶化材料的性能。
体积分数需控制在最佳值。
不均匀的弥散导致基体中局部的粒子含量过高,或不
足,均匀弥散是最佳的体积分数发挥作用的前提 。
4)基体和增韧粒子热膨胀系数匹配
两者热膨胀系数之差要小,目的在于保持基体和粒
子之间在冷却过程中的结合力。
5)控制弥散粒子的化学性质
控制弥散粒子的化学性质可以控制相变前后的化学
自由能 ?Gchem,即调节相变的动力 。
( 4) 表面韧化
基体表面层在一定深度之内有四方 ZrO2弥散相。
3,基体中设置裂纹扩展势垒 -----纤维增强
纤维的作用:高强度和高模量的纤维能为基体分担大部
分外加应力,也可阻碍裂纹的扩展,并能在局部纤维发
生断裂时以拔出功的形式消耗部分能量,起到提高断裂
能并克服脆性的效果。
纤维复合材料的性能取决于纤维和基体的本性、复合配
比、两者的化学相容性和结合强度,即纤维在基体中的
分布和排列等。
1)弹性模量
选取纤维的分布是均匀连续和单向排列的复合材料,
且纤维与基体紧密结合,纤维的取向和外加应力平行,
即二者处于等应变状态。
( 1) 影响复合材料性能的因素
?f=Pf/Ef = ?m=Pm/Em
Pf = PcVf Pm = Pc (1- Vm )
其中,V------体积分数
Pf / Pm =[Ef/Em ] Vf /(1- Vm )
Pf / P c= [Ef/Em ] / {[Ef/Em ] + Vf /(1- Vm )}
应变
应
力
m
f
c
纤维和基体所承受的载荷之比等于它们的弹性模量和体
积分数的乘积之比,即纤维的弹性模量越高,其对提高
强度所其的作用越大。 Ef/Em对复合材料的选择有重要
的参考意义。
弹性模量
E(GN/m2)
Ef/Em
碳纤维 200— 400
玻璃陶瓷 100 2— 4
Al2O3 270— 400 — 1
Si3N4 150 1.3— 2.7
石英玻璃 74 2,7— 5.4
碳纤维和几种无机材料的弹性模量比
纤维在复合材料中所承受的载荷分数与
纤维和基体的弹性模量比之间的关系
1 5 Ef/Em
85
30
Pf / P c
Vf
2) 断裂应变
?c = ?f ?m ?
?
?f
?c
?m
复合材料的应变达到纤维的断
裂应变值 ?f时,纤维断裂。
复合材料的强度为:
?c =Vf ?f + (1- Vf ) ?m
这种复合材料达到增强的效果。
A Ef >Em
?c = ?f< ?m
复合材料的应变达到基体的
断裂应变值 ?m时,复合材料
断裂。
复合材料的强度为,?c =Vf
( Ef ?m ) + (1- Vf ) ?m
? m ?c = ?f ?
?
?f
?c
?m
即 Ef ?m > >?m
有 ?c =Vf Ef ?m
高弹性模量的纤维可获得更
好补强效果。例如 SiC纤维
与 CVDSiC基体的复合材料。
B Ef > > Em
?c = ? m ?f ?
?
?f
?c
?m
?f > ?m = ?c
?f = ?c > ?m
复合材料的强度为,?c =Vf ?f+ (1- Vf )?m
或 ?c =Vf ?f
具有较好的补强效果。
例如,C纤维 /SiO2玻璃,B纤维 /PbO玻璃,SiC纤
维 /PbO玻璃。
纤维的弹性模量小于基体的弹性模量,纤维所承受
的载荷较小,复合材料的强度不可能提高。
3)纤维与基体的热膨胀匹配
界面结合力有足够的强度,基体在沿纤维的轴向处
于受压状态,而纤维处于受张应力状态,起着支撑
热应力的作用。
界面结合强度不足,受张应力作用的纤维 脱离,在
其端部形成基体中的空隙。
径向热应力的作用。
轴向热应力的作用
当 ?m??f,基体在沿纤维轴向处于张应力状态。
当 ?m < ?f,基体与纤维界面结合强度的大小有两
种不同的情况:
4)纤维与基体的化学相容性
( 2) 纤维的临界体积
Vf临界 Vf
?mu
1)复合材料的断裂由纤维断裂引起
?cu=Vf ?fu + (1- Vf ) ?m*
?mu=Vf临界 ?fu+ (1- Vf临界 ) ?m*
Vf临界 =(?mu - ?m*) / (?fu - ?m*)
?cu与 Vf的关系
2) 复合材料的断裂由基体断裂引起
基体断裂时,负荷由纤维承担,其应力
??f = ?mu Vm / Vf
如果 ?f + ??f ? ?fu,则纤维使复合材料保持在一起
而不会断裂。
Vf = ?mu /( ?mu + ??f )
临界情况,Vf临界 =?mu /( ?mu + ?fu - ?f
如果 ?fu >> ?f >>?mu
Vf临界 =?mu / ?fu
( 3) 复合材料中的临界纤维长度
x 0
纤维表面上的剪应力与截面上
的拉应力平衡,有下列关系:
? r2 ? (x)= 2? rx?
如果在纤维的中心应力达到纤
维强度 ?fu,界面上的剪应力
为 ? fu,纤维长度(临界纤维
长度)可用下式表示:
Lc=r ?fu /? fu
当纤维长度比 ? fu短时,复合
材料的强度由下式给出:
?c =? fu L/2r Vf+(1- Vf ) ?m
纤维的长度大于临界长度,复合材料的强度有下式:
?c = ?f [1- (Lc /2L)] Vf +(1- Vf ) ?m*
( 1) 采用化学抛光净化陶瓷表面,去除加工损伤。
( 2) 微晶化(细化晶粒),可减小晶粒内部裂纹
尺寸,又降低裂纹出现的几率,且减小多晶体
中由于晶粒弹性和热性各向异性引起的残余应
力,有利于克服脆性和提高强度。
( 3) 裂纹尖端钝化或裂纹愈合。
4,减缓裂纹尖端的应力集中效应
抗机械冲击强度和较差的抗温度聚变性。
? 脆性直接表现在,一旦受到临界的外加负荷,材料
的断裂则具有爆发性的特征和灾难性的后果。
? 脆性的本质是缺少五个独立的滑移系统,在受力状
态下难于发生滑移使应力松弛。
1,材料脆性的特点
3.6.1 材料的脆性
3.6 材料的脆性和克服脆性的途径
NaCl 金刚石 铜和银
? th /?th 0.49 1.16 30
? 显微结构的脆性根源是材料内部存在裂纹,易
于导致高度的应力集中。
? 裂纹扩展速度决定着是否能发生消除应力集中
的塑性流动,塑性形变需要一定的起始时间,若
裂纹扩展的很快,则发生脆断,所以裂纹扩展的
速度是脆性的一种量度。
? 断裂能,? th /?th 也是材料脆性的一种量度,
在一定的条件下,晶体中的滑移系统的数目及
其可动程度,都是物质本质结构所决定的,材
料脆性的本质难以改变;
根据材料的裂纹扩展行为及其断裂机理,可以
借助于对裂纹扩展条件的控制,在一定程度上
提高材料的韧性。
2,改善材料韧性,提高材料强度
从断裂力学观点出发,克服脆性和提高强度的关键是:
? 提高材料的断裂能,便于提高抵抗裂纹扩展的能力;
? 减小材料内部所含裂纹缺陷的尺寸,以减缓裂纹尖
端的应力集中效应。
强度-韧性-裂纹
尺寸的关系
裂纹长度的倒数
强度
ao
断裂韧性
K1c
工程陶瓷的发展应是沿着既提高断裂韧性,又降低
裂纹缺陷尺寸的途径,大幅度地提高材料的强度,
1,金属与无机材料的复合
------增韧相弥散于材料中
增韧相的作用:起附加的能量吸收作用,使裂纹尖
端区域高度集中的应力得以部分消除,抑制原先可
能到达临界状态的裂纹,提高材料抵抗裂纹扩展的
能力,相应改善其韧性。
通过裂纹尖端塑性形变的作用能量吸收:裂纹尖端
的原子发生不可逆的重排,并以塑性功的形式吸收
可观的弹性应变能,使裂纹扩展的动力减弱。
3.6.2 克服材料脆性断裂的途径
金属对材料的增韧具备如下条件:
? 在显微结构方面金属相与无机相能否均匀分散成
彼此交错的网络结构,决定着能否在裂纹尖端区域
起到吸收部分能量的作用。
? 金属对材料具有很好的润湿性。否则,材料自成
为连续相,金属成为分散于基体中的粒子,材料的
力学行为仍为陶瓷相所控制,脆性改善有限。
有希望的系统,ZrO2- TaW系统,(Cr·Al)2O3-
Cr·Mo·W系统。
此种复合材料的缺点:金属在高温下,易氧化会损
害材料的耐热性。
2,材料中的裂纹尖端增韧作用区
------相变粒子弥散
相变粒子增韧:
利用 ZrO2四方相转变成 ZrO2单斜相的马氏体相变
来实现增韧。
马氏体相变的特点:
? 相变前后无成分变化;
? 原子的配位不变;
? 原子的位移不超过一个原子间距;
? 无热、无扩散、相变激活能小,转变速度快,以近
似于声波传播的速度进行,比裂纹扩展速度大 2~ 3倍,
为吸收断裂能和增韧提供必要条件。
? 相变伴随有体积变化 ------高温相向低温相转化引起
体积膨胀。
? 相变具有可逆性,并受外界因素(温度、应力等)
的 影响,相变发生于一个温度区间内,或降低相变温
度而不是一个特定的温度点。
增韧机制:
? 应力诱导相变增韧
? 相变诱发微裂纹增韧
? 微裂纹分岔增韧。
裂纹尖端出现微裂纹
区时,将导致弹性能
的松弛和应力再分布。
(1)影响 ZrO2相变的因素,
1) ZrO2颗粒在基体中相变的能量条件
在基体中,四方 ZrO2是高温稳定相,单斜 ZrO2是低温
稳定相
在低于相变温度的条件下,由于受到基体约束力的抑
制,未转化的四方 ZrO2相保持其介稳状态;
当基体的约束力在外力作用下减弱或消失,粒子从高
能态转化为低能态的单斜相(发生相变),并在基体
中引起微裂纹,吸收主裂纹扩展的能量。
相变反应过程中的能量变化
?UT
能
量
G
无抑制
受基体抑制
单斜相
四方相
?Gchem
?Ua
T
高温向低温的相转变方向
ZrO2粒子发生相变时的自由能平衡关系式为:
?GM/T= - ?Gchem +?UT- ?Ua+?S
?GM/T ------单位体积四方相向单斜相转化引起的
自由能变化;(相变动力)
?Gchem ----单斜相和四方相之间的自由能之差;
(相变动力)
?UT ------相变弹性应变能的变化;(相变阻力)
?Ua ------ 激发相变时,外应力所消耗能量;
(相变动力)
?S------单斜相与基体间的界面能和四方相与基
体间的界面能之差,常被忽略。(相变阻力)
四方相向单斜相的转化能否发生,取决于转化后系
统的自由能是否下降,即转化的能量条件为:
?GM/T ?0 或 ?Gchem ??UT- ?Ua
引起相变单位体积弹性应变能的变化 ?UT的根源是
单斜相和四方相密度的差别。
有 ?UT =E?2/2
E ------两相的平均弹性模量; ? ------相变引起的应变。
借助于外应力 ?a激发相变时,?Ua =?a?V /2,
其中体积为单位体积 V=1,?a =2?Ua / ?
得相变的应力条件,?a ? 2( ?UT- ?Gchem ) / ?
2)弥散粒子的相变临界直径
考虑界面能之差 ?S,以一个直径为 D的颗粒为例说明
相变时的临界直径:
?S D2 ?(?Gchem - ?UT + ?Ua )D3
在一定温度和应力条件下,相应有一个发生相变的临界
ZrO2粒子直径 Dc,Dc= ?S / (?Gchem - ?UT + ?Ua )
相变能量条件,(?Gchem- ?UT + ?Ua ) ??S / Dc
D值越小,由于单位体积粒子的比表面积越大,则其
?S也越大,即相变势垒越高,四方晶相更能保持其界
稳状态,直到更低的温度才转化为单斜相。
ZrO2颗粒的尺寸对 ZrO2相变温度有影响。 所以小颗粒
的四方相向单斜相转化的温度低。
陶 瓷 系 统
ZrO2颗粒的临界 直径 Dc
ZrO2 Vol%
16 15 22 17.5 15 3.1 2
Al2O3 0.52
Al2O3 0.3
莫来石 1
尖晶石 0.3-1.0
Si3O4 <0.1
ZrO2- MgO 0.1-0.2
ZrO2- Y2O3 0.32
室温条件下各种陶瓷中粒子的相变临界直径
3)化学因素的影响
基体的化学组分和 ZrO2弥撒相的含量对 ZrO2粒子的相
变温度有一定的影响。
凡是能固溶于 ZrO2中的掺杂物都或多或少地减小 ZrO2
相变的自由能差值 ?Gchem,相应降低其相变温度 TMS,
且溶质的浓度越大,相变的温度也越低。
(2) 增韧机制
1) 应力诱导相变增韧, 当相变温度低于室温,基体中储
存着相变弹性压应变能,该相变需在外力作用下产生,
实现应力诱导相变增韧。
2)微裂纹增韧,当相变温度高于室温,粒子会自发的由四
方相转化为单斜相,在基体中诱发微裂纹引起的增韧,
2) 裂纹分岔
复
合
体
内
单
斜
相
的
热
膨
胀
RT Mf Ms As
共晶温度
( 1)相变增韧
( 2)微裂纹增韧
( 3)裂纹分岔
( 3)
( 1)
( 2)
室温
单斜相的热膨胀系数
与温度的关系
四方相的热膨胀系数
与温度的关系
1)控制弥散粒子的尺寸 D
弥散粒子的相变温度随其颗粒的减小而下降。
D>DH (相变临界颗粒直径 )
大颗粒在高温下发生相变,在到达常规相变温度
( 11500C)左右,所有 D>DH (相变临界颗粒直径 )
的颗粒都发生相变。这一阶段的相变的特点是突发
性的,产生微裂纹的尺寸较大,可导致主裂纹扩展
过程中的分岔,对基体的增韧效果较小。
( 3) 主裂纹尖端增韧作用区的控制原则
DH > D> DR(室温相变临界颗粒直径)
基体含有相变诱发微裂纹,对基体的增韧有明显的
提高,但材料的强度由于微裂纹的存在而下降。
DR > D
基体中储存着弹性压应变 能 。只在材料承受适当的
外加应力,克服了相变应变能对主裂纹扩展所起的
势垒作用,粒子才有四方相转化为单斜相,并相应
诱发出极细小的微裂纹。由于相变能和微裂纹的共
同作用,增韧效果好,且材料的强度有一定的增强。
张应力诱导相变
相
对
频
率
0 D1 D2 D3 D4 D5 粒子直径
室温条件下粒子的分布范围与韧化机制
切应力诱导相变
瞬时相变
应力诱导微裂纹
Al2O3+M- ZrO2
PSZ
Al2O3+T- ZrO2
Al2O3+T/M- ZrO2
瞬时开裂
2)控制颗粒的分布状态
3)增韧颗粒最佳体积分数和均匀弥散程度
体积分数越高,增韧效果越好,但过高,将会导致微
裂纹的合并,降低增韧效果,甚至恶化材料的性能。
体积分数需控制在最佳值。
不均匀的弥散导致基体中局部的粒子含量过高,或不
足,均匀弥散是最佳的体积分数发挥作用的前提 。
4)基体和增韧粒子热膨胀系数匹配
两者热膨胀系数之差要小,目的在于保持基体和粒
子之间在冷却过程中的结合力。
5)控制弥散粒子的化学性质
控制弥散粒子的化学性质可以控制相变前后的化学
自由能 ?Gchem,即调节相变的动力 。
( 4) 表面韧化
基体表面层在一定深度之内有四方 ZrO2弥散相。
3,基体中设置裂纹扩展势垒 -----纤维增强
纤维的作用:高强度和高模量的纤维能为基体分担大部
分外加应力,也可阻碍裂纹的扩展,并能在局部纤维发
生断裂时以拔出功的形式消耗部分能量,起到提高断裂
能并克服脆性的效果。
纤维复合材料的性能取决于纤维和基体的本性、复合配
比、两者的化学相容性和结合强度,即纤维在基体中的
分布和排列等。
1)弹性模量
选取纤维的分布是均匀连续和单向排列的复合材料,
且纤维与基体紧密结合,纤维的取向和外加应力平行,
即二者处于等应变状态。
( 1) 影响复合材料性能的因素
?f=Pf/Ef = ?m=Pm/Em
Pf = PcVf Pm = Pc (1- Vm )
其中,V------体积分数
Pf / Pm =[Ef/Em ] Vf /(1- Vm )
Pf / P c= [Ef/Em ] / {[Ef/Em ] + Vf /(1- Vm )}
应变
应
力
m
f
c
纤维和基体所承受的载荷之比等于它们的弹性模量和体
积分数的乘积之比,即纤维的弹性模量越高,其对提高
强度所其的作用越大。 Ef/Em对复合材料的选择有重要
的参考意义。
弹性模量
E(GN/m2)
Ef/Em
碳纤维 200— 400
玻璃陶瓷 100 2— 4
Al2O3 270— 400 — 1
Si3N4 150 1.3— 2.7
石英玻璃 74 2,7— 5.4
碳纤维和几种无机材料的弹性模量比
纤维在复合材料中所承受的载荷分数与
纤维和基体的弹性模量比之间的关系
1 5 Ef/Em
85
30
Pf / P c
Vf
2) 断裂应变
?c = ?f ?m ?
?
?f
?c
?m
复合材料的应变达到纤维的断
裂应变值 ?f时,纤维断裂。
复合材料的强度为:
?c =Vf ?f + (1- Vf ) ?m
这种复合材料达到增强的效果。
A Ef >Em
?c = ?f< ?m
复合材料的应变达到基体的
断裂应变值 ?m时,复合材料
断裂。
复合材料的强度为,?c =Vf
( Ef ?m ) + (1- Vf ) ?m
? m ?c = ?f ?
?
?f
?c
?m
即 Ef ?m > >?m
有 ?c =Vf Ef ?m
高弹性模量的纤维可获得更
好补强效果。例如 SiC纤维
与 CVDSiC基体的复合材料。
B Ef > > Em
?c = ? m ?f ?
?
?f
?c
?m
?f > ?m = ?c
?f = ?c > ?m
复合材料的强度为,?c =Vf ?f+ (1- Vf )?m
或 ?c =Vf ?f
具有较好的补强效果。
例如,C纤维 /SiO2玻璃,B纤维 /PbO玻璃,SiC纤
维 /PbO玻璃。
纤维的弹性模量小于基体的弹性模量,纤维所承受
的载荷较小,复合材料的强度不可能提高。
3)纤维与基体的热膨胀匹配
界面结合力有足够的强度,基体在沿纤维的轴向处
于受压状态,而纤维处于受张应力状态,起着支撑
热应力的作用。
界面结合强度不足,受张应力作用的纤维 脱离,在
其端部形成基体中的空隙。
径向热应力的作用。
轴向热应力的作用
当 ?m??f,基体在沿纤维轴向处于张应力状态。
当 ?m < ?f,基体与纤维界面结合强度的大小有两
种不同的情况:
4)纤维与基体的化学相容性
( 2) 纤维的临界体积
Vf临界 Vf
?mu
1)复合材料的断裂由纤维断裂引起
?cu=Vf ?fu + (1- Vf ) ?m*
?mu=Vf临界 ?fu+ (1- Vf临界 ) ?m*
Vf临界 =(?mu - ?m*) / (?fu - ?m*)
?cu与 Vf的关系
2) 复合材料的断裂由基体断裂引起
基体断裂时,负荷由纤维承担,其应力
??f = ?mu Vm / Vf
如果 ?f + ??f ? ?fu,则纤维使复合材料保持在一起
而不会断裂。
Vf = ?mu /( ?mu + ??f )
临界情况,Vf临界 =?mu /( ?mu + ?fu - ?f
如果 ?fu >> ?f >>?mu
Vf临界 =?mu / ?fu
( 3) 复合材料中的临界纤维长度
x 0
纤维表面上的剪应力与截面上
的拉应力平衡,有下列关系:
? r2 ? (x)= 2? rx?
如果在纤维的中心应力达到纤
维强度 ?fu,界面上的剪应力
为 ? fu,纤维长度(临界纤维
长度)可用下式表示:
Lc=r ?fu /? fu
当纤维长度比 ? fu短时,复合
材料的强度由下式给出:
?c =? fu L/2r Vf+(1- Vf ) ?m
纤维的长度大于临界长度,复合材料的强度有下式:
?c = ?f [1- (Lc /2L)] Vf +(1- Vf ) ?m*
( 1) 采用化学抛光净化陶瓷表面,去除加工损伤。
( 2) 微晶化(细化晶粒),可减小晶粒内部裂纹
尺寸,又降低裂纹出现的几率,且减小多晶体
中由于晶粒弹性和热性各向异性引起的残余应
力,有利于克服脆性和提高强度。
( 3) 裂纹尖端钝化或裂纹愈合。
4,减缓裂纹尖端的应力集中效应