第二章3陶瓷材料的结构增韧要点解析.ppt

注浆成型示意图 3) 电泳沉积 电泳沉积是将基体或夹层材料浆料在直流电场的作用下通过荷电质点的电泳运动沉积形成坯体。得到的最小层厚度可达2?m，且薄层平整度好。由于水易电解，常用醇和酮类有机溶剂为分散介质；不需要有机粘合剂、润滑剂或塑性剂，并可一步成型；坯体厚度由料浆浓度、材料介电性质、电场强度、沉积时间等因素来控制；坯体的形状取决于沉积模板的形状，也可以通过交替沉积不同的材料而直接得到层状复合材料坯体；由于无有机粘合剂，所以不需排粘合剂工艺的过程。这种方法是合成微层层状陶瓷的一种有效方法。 2.5 层状陶瓷的增韧机制 在高强、高硬的陶瓷基体层间引入薄的弱夹层，这是目前设计层状复合陶瓷材料常用的方法之一。对于弱夹层的要求是既要弱，弱得足以偏转裂纹；又要强，强得能承受一定的压缩和剪切。Clegg研究了SiC/C层状复合材料的断裂过程，发现裂纹在扩展过程中遇到石墨弱界面时，将沿弱界面较长距离扩展，并发生偏转。裂纹的频繁扩展、偏转不仅造成了裂纹扩展路径的延长，而且裂纹从一个应力状态有利的方向转向另一个应力状态不利的方向扩展时，将导致扩展阻力的明显增大，材料因此得到韧化。 层状复合陶瓷材料的载荷-位移曲线也发生了极大的改变，如图2.4所示。SiC/C层状复合材料的断裂过程不再是普通陶瓷材料的一次脆性断裂，而表现出一定的“假塑性”特征。当裂纹扩展到弱夹层时，由于石墨层较弱、较薄，裂纹尖端不受约束，由三向应力变为二向应力，塑性区变大，再加上裂纹尖端钝化，穿层扩展受到阻碍，裂纹沿着界面偏转，并通过弱夹层继续传递载荷。待载荷继续增大时，裂纹又转向垂直层片的方向扩展，当硬层失效时又使负载下降，但随着新的偏转，负载又重新上升。这一过程重复发生，穿厚裂纹和界面裂纹交替发生直至完全断裂。所以在达到最大负载后失效不是突变的，而是逐层渐变的。 图2.4 图2.5 2.5. 3 界面残余应力增韧 界面残余应力增韧，就是利用层状复合陶瓷材料的基体层与夹层之间的热膨胀系数、收缩率的不匹配以及某层中相变而使层间产生应变差，引入残余应力来增韧和增强陶瓷材料的。 层与层之间的残余应力是由不同层的组成和厚度所决定的。过大的残余应力将导致层裂或中间层的断裂，因此，为了获得较好的增强增韧效果，合适大小的残余应力的控制和产生是关键。Tomaszewski研究了TZP/Al2O3层状复合材料中的残余应力对裂纹扩展的影响。研究发现，残余应力的存在引起裂纹的扩展阻力增大，使得裂纹发生偏转，材料因此得到强韧化。 2.6 影响SiC/BN层状陶瓷力学性能的因素 1 SiC基体的强度 图2.6为A组试样的断裂韧性和弯曲强度的关系图。从图中可以看出，随着试样弯曲强度的提高，试样的断裂韧性提高。当试样的强度高达580MPa时，断裂韧性高达16.8 MPam1/2。而试样的强度主要是由基体片层的强度决定的。这也就是说，随着基体片层强度的提高，层状陶瓷的断裂韧性提高。 2.6 2 层厚比R (tSiC/tBN) 图2.7为R值对SiC/BN层状陶瓷复合材料力学性能的影响。可以看出，随着R值的增加，材料的强度呈现上升趋势，而材料的断裂功则呈现先增加后减小的趋势；R=8时材料在保持高强度的同时具有高的断裂功，即材料的综合性能比较好。分析认为：随着R值的增加，硬层在整个试样中所占的比例增加，三点弯曲加载时，承载面积增加，因此试样的强度随R值的增加而增加。而试样的断裂功之所以呈现先增加后减小的趋势，这与软层对裂纹的偏转效果有关。 当R值较小时，相对于硬层来说，弱层的厚度较大，试样的承载能力下降，而且易出现脱层失效，因而不能大幅度地提高材料的断裂功。 当R值较大时，相对硬层来说，弱层厚度较薄，其性能就越接近脆性基体陶瓷 图2.8 3 层数 图2.9为试样的总厚度为3mm和R值为10的情况下，层数对层状陶瓷力学性能的影响曲线。从图 可以看出，随着试样层数的增加，试样的强度降低，而试样的断裂功增加。当试样的层数大于10时，试样强度降低的幅度减小，试样的断裂功增加得不太明显。试样的总厚度和R值不变的条件下，增加试样的层数，就意味着减少层片的厚度。层片厚度的减小，导致层状材料单位厚度弱界面层数增加，提高了横向裂纹扩展的机会，而且贯穿裂纹扩展被局限在更小的范围内，从而导致材料在断裂过程具有更加丰富的细节，材料的断裂韧性得到大幅度提高。 2.9 4界面结合状态 在SiC/BN层状陶瓷复合材料中，弱界面的存在是该材料具有非脆性断裂行为和高断裂功的主要原因。界面层的性质将直接影响材料整体性能（断裂行为、强韧性等）的变化。 图 2.