[所有分类]陶瓷材料的显微结构.ppt

§4.1 陶瓷显微结构类型 晶界与晶界相 §4.2 含缺陷陶瓷材料的显微结构 §4.3 陶瓷材料显微结构分析 一、氧化物陶瓷 95%瓷的主晶相α-Al2O3呈柱状晶形；97%瓷中的α-Al2O3仍呈柱状晶形；99%瓷和透明Al2O3瓷的晶形呈粒状，并且趋向于接近六边形断面 Al2O3含量↑，玻璃相↓。 Al2O3含量↑，烧成温度↑。95%瓷→1600℃；99%瓷→1700℃。 二、非氧化物陶瓷 三、多相复合陶瓷 四、陶瓷复合材料 (5)自补强Si3N4 基体：1μm左右细小的β-Si3N4； 中间分布物：长须状α-Si3N4、四方相晶体(含La化合物) 当第二相TiC粒子从7μm下降到0.8 μm，强度从418增加到586MPa TiC与基体SiC之间存在较大的热膨胀系数与弹性模量差，在基体中产生压缩应力； 裂纹扩展到TiC周围时，与应力互作用造成裂纹偏折或绕道，从而提高断裂能。 (1)颗粒弥散增强复合材料 ZrO2起相变韧化与裂纹转向韧化作用 (2)纤维补强增韧复合材料 ①长纤维增韧 ②短纤维(或晶须)增韧 热压方法制备，晶须排列有一定的择优取向，界面结合良好，晶须分布比较均匀 ③颗粒与短纤维复合增韧 兼有ZrO2粒子相变增韧与短纤维韧化作用。 (3)陶瓷基复合材料的界面 界面的性质 物理相容性：基体与增强体之间的弹性模量与热膨胀系数是否匹配； 化学相容性：基体与增强体之间是否存在化学反应或界面反应层。 界面的结合状态 物理结合：结合力为弱化学键(氢键与范德华力)， 键能8×102~2.1×104J/mol 化学结合：强化学键，8×102~2.1×104J/mol ①界面的结构类型 无反应界面层：增强体与基体直接结合，形成共格、半共格或非共格界面层。界面的结合力弱，有利于界面的解离，对提高材料的韧性有利。 反应层界面：增强体与基体之间存在一中间反应层或扩散层。中间层紧密连接增强体与基体，增强界面的结合强度。 其形成及其性能与形成界面两相的化学相容性、原料粉体的表面化学纯度和烧结添加剂的类型及含量等有关。 ②界面的性质对材料力学性能的影响 强的界面结合有利于载荷的传递，对提高材料的强度有利； 过强的界面结合将抑制断裂过程中界面的解离、裂纹的偏转和桥接，对材料的韧性不利； 合适的界面结合强度是陶瓷材料得以有效强韧化的关键。 界面的物理相容性也影响复合材料的性能，为了获得最佳的强韧化效果，增强相与基体的基本匹配原则是： 增强相的弹性模量大于基体； 基体的热膨胀系数大于增强相。 ③复合材料的界面设计 目的：调整增强体与基体之间物理与化学的相容性，充分地发挥增强体的增韧补强效应。 途径： a. 正确选择增强相与基体，使它们能够形成一种热力学稳定的界面； b. 增强体的表面改性：表面涂层、酸洗、表面热处理等。 表面涂层 合理的涂层能有效地调节界面的残余应力，抑制界面的化学反应，改善界面的结合状态 显微结构：显微镜下所观察到物质的相种类、大小、形态和物相之间的相互的结合状况。 相组成：晶相、玻璃相、气相 晶形：每一种晶体在形成、长大的过程中，往往习惯地、自发地按一定的规律生长和发育成一定的几何形态。 这种习惯称为结晶习性。 自形晶：先结晶的晶体在较好的环境下生长，即在有利于按其本身的结晶习性的环境中生长发育的，而形成晶形完整的晶体。 半自形晶：较迟结晶的晶体，在较差的生长环境下生长发育，形成晶形部分完整的晶体。 他形晶：较迟结晶的晶体，在受抑制情况下生长发育，形成晶形很不完整的晶体。 多晶体的晶形 1、自形晶；2、半自形晶；3、他形晶 莫来石陶瓷中莫来石陶瓷自形晶的结构 97瓷中刚玉半自形晶结构 日用陶瓷中石英晶体受到熔蚀后呈他形晶结构 瓷坯中晶质和非晶质的含量 全晶质 半晶质 玻璃质 主晶相的晶粒尺度 巨晶 粗晶 细晶 中晶 隐晶 微晶 主晶相晶粒的相对大小 均粒状 非均粒状 斑状 主晶相的形态与分布方式 间粒 间隔 定向结构 气孔的直径与分布 粗孔 细孔 微孔 主晶相晶粒的自形程度 自形晶 半自形晶 他形晶 晶粒形态特征 粒状 柱状 针状 柱粒状 树枝状 片状 网络状 放射状 斑状 对陶瓷中某些特殊结构的综合分析 欠烧或过烧结构 反应结构 缺陷结构 分相结构 电(磁)畴结构 壳芯结构 复合结构 定向结构 一、制备过程产生的缺陷 1、大孔径的孔隙 2、不纯原料 3、异常大晶粒 4、团聚 5、第二相夹杂物 二、高温缺陷 温度↑，陶瓷的强度↓ 高温破坏：广泛分布的显微结构损伤的积累过程； 室温破坏：已经存在的裂纹的突然破坏所致。 高温下损伤的形成与材料承受蠕变或蠕变破坏的能力有关。 与高温强度有关的重要因素— 晶界相 烧结助剂如ＭgO等与Ｓi3N4中的SiO2杂质反应形成硅酸盐液相； 冷却过程中，这些促进烧结致密的液相形成玻璃