陶瓷材料的力学性能ppt课件.pptx
11.1 陶瓷材料的弹性性能 11.2 陶瓷材料的强度及其影响因素 11.3 陶瓷材料的断裂韧性与热抗震性,第十一章 陶瓷材料的力学性能,docin/sundae_meng,陶瓷材料的化学键大都为离子键和共价键，键合牢固并有明显的方向性，同一般的金属相比，其晶体结构复杂而表面能小，因此，它的强度、硬度、弹性模量、耐磨性、耐蚀性及耐热性比金属优越，但塑性、韧性、可加工性、抗热震性及使用可靠性却不如金属。 因此了解陶瓷的性能特点及其控制因素，不论是对研究开发，还是使用、设计都是十分重要的。,docin/sundae_meng,11.1 陶瓷材料的弹性性能,11.1.1 陶瓷材料的弹性模量 11.1.2 弹性模量的影响因素 11.1.3 复合材料的弹性模量 11.1.4 单晶体陶瓷弹性模量的各向异性,docin/sundae_meng,11.1.1 陶瓷材料的弹性模量 陶瓷材料为脆性材料，在室温下承载时几乎不能产生塑性变形，而在弹性变形范围内就产生断裂破坏，因此，其弹性性质就显得尤为重要。与其他固体材料一样，陶瓷的弹性变形可用虎克定律来描述。,docin/sundae_meng,陶瓷的弹性变形实际上是外力的作用下原子间距由平衡位产生了很小位移的结果。这个原子间微小的位移所允许的临界值很小，超过此值，就会产生键的断裂（室温下的陶瓷）或产生原子面滑移塑性变形（高温下的陶瓷）。 弹性模量反映的是原子间距的微小变化所需外力的大小。弹性模量的重要因素是原子间结合力，即化学键。表11.1给出一些陶瓷在室温下的弹性模量。,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,11.1.2 弹性模量的影响因素,1 温度对弹性的影响 2 弹性模量与熔点的关系 3 弹性模量与材料致密度的关系,docin/sundae_meng,1 温度对弹性的影响,由于原子间距及结合力随温度的变化而变化，所以弹性模量对温度变化很敏感。当温度升高时，原子间距增大，由d0变为dt(如图11-1),而dt处曲线的斜率变缓,即弹性模量降低。 因此，固体的弹性模量一般均随温度的升高而降低。图112给出一些陶瓷的弹性模量随温度的变化情况，一般来说，热膨胀系数小的物质，往往具有较高的弹性模量。,docin/sundae_meng,图11.1 原子结合力示意图,docin/sundae_meng,图11.2 温度对弹性模量的影响,docin/sundae_meng,2 弹性模量与熔点的关系,物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小，一般来说，弹性模量与熔点成正比例关系。例如，在300K下，弹性模量E与熔点Tm之间满足如下关系 （111） 式中，Va为原子体积或分子体积。图113为由Frost与Ashby总结出的E与kTm/Va之间的关系图，可以看出，它们符合良好的线性关系。不同种类的陶瓷材料弹性模量之间大体上有如下关系：氧化物氮化物硼化物碳化物。,docin/sundae_meng,图11.3 弹性模量与kTm/Va之间的关系,docin/sundae_meng,3 弹性模量与材料致密度的关系,陶瓷材料的致密度对弹性模量影响很大，弹性模量E与气孔率p之间满足下面关系式 （112） 式中，E0为气孔率为0时的弹性模量，f1及f2为由气孔形状决定的常数。Mackenzie求出当气孔为球形时，f11.9，f20.9。图134给出Al2O3陶瓷的弹性模量随气孔率的变化及某些理论计算的比较。,docin/sundae_meng,图11.4 气孔率对弹性模量的影响,docin/sundae_meng,Frost指出，弹性模量与气孔率之间符合指数关系 式中，B为常数。 总之，随着气孔率的增加，陶瓷的弹性模量急剧下降。,（113）,docin/sundae_meng,11.1.3 复合材料的弹性模量,由于弹性模量决定于原子间结合力，即与原子种类及化学键类型有关，所以弹性模量对显微组织并不敏感，一旦材料种类确定，则通过热处理等工艺来改变弹性模量是极为有限的。但对于不同组元的弹性模量不同， 因而，复合材料的弹性模量随各组元的含量不同而改变。在二元系统中，总的弹性模量可以用混合定律来描述。图115给出两相层片相间的复合材料三明治结构模型图。,docin/sundae_meng,图11.5 三明治结构复合材料示意图,docin/sundae_meng,Voigt模型假定两相应变相同即平行层面拉伸时，复合材料的模量为： 式中，2为模量为E2的相的体积分数，E1为另一相的模量。对其他的模量（G，K），也可以写出类似的关系式。在这种情况下，大部分作用应力由高模量相承担。,（114）,docin/sundae_meng,Reuss模型假定各相的应力相同，即垂于层面拉伸时，给出复合材料模量 ET 的表达式 对其他模量同样也可以写出类似的关系式。符号EL和ET分别表示复合材料弹性模量的上限和下限值。Hashin和Shtrikma也曾确定出二相复合材料模量的上下限，而且比上述两个界限之间范围窄的多，且不包括关于相的几何形状的任何特殊假设。,（115）,docin/sundae_meng,图116复合材料弹性模量计算值与试验值的对比,docin/sundae_meng,图116给出了Voigt及Reuss表达式的计算值与Hashin及Shtrikman的上下限值及其与WCCo系统试验数据的比较。图中的数据是经归一化处理的，从中可看出，HashinShtrikman界限比Voigt与Reuss表达式更符合试验数据。 实际上用混合定律是不能准确描述复合材料的弹性模量的。其原因在于，等应力与等应变的假定是不完全合理的。而实际复合材料是处在二者之间的状态，所以试验数据落在这两个界限之间。 一般来讲，在其他性能允许的情况下，可以通过在一定范围内调整两相比例来获得所需的弹性模量值。,docin/sundae_meng,11.1.4 单晶体陶瓷弹性模量的各向异性,单晶体陶瓷在不同的晶向上往往具有不同的弹性模量。 表11.2给出MgO及石墨的弹性模量及各向异性的例子。表中S为弹性柔度系数，C为刚度系数。 表11.3给出各向同性材料各弹性模量及泊松比之间的关系。一般的陶瓷材料都是由很小的晶粒组成的多晶体。 因此，整体材料表现出各向异性。但像MgO这种对称高的晶体，其不同晶体学方向上弹性模量相差很大，这在微观断裂力学分析是要特别注意的。,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,11.2 陶瓷材料的强度及其影响因素,陶瓷材料在室温下几乎不能产生滑移或位错运动，因而很难产生塑性变形，因此其破坏方式为脆性断裂，一般陶瓷材料在室温下的应力应变曲线如图117中1曲线的所示，即在断裂前几乎没有塑性变形。 因此陶瓷材料室温强度测定只能获得一个断裂强度f值。而金属材料则可获得屈服强度s或0.2和极限强度b（见图117中2，3曲线）。,docin/sundae_meng,图11.7 陶瓷与金属的应力应变曲线类型,docin/sundae_meng,由此可知，陶瓷材料的室温强度是弹性变形抗力，即当弹性变形达到极限程度而发生断裂时的应力可采用金属材料的断裂强度计算公式进行计算。 强度与弹性模量及硬度一样，是材料本身的物理参数，它决定于材料的成分及组织结构，同时也随外界条件（如温度、应力状态等）的变化而变化。,docin/sundae_meng,影响强度的因素,陶瓷材料本身的脆性来自于化学键的种类，实际陶瓷晶体中大都以方向性较强的离子键和共价键为主，多数晶体的结构复杂，平均原子间距大，因而表面能小。 因此，同金属材料相比，在室温下开动的滑移系几乎没有，位错的滑移、增殖很难发生。因此很容易由表面或内部存在的缺陷引起应力集中而产生脆性破坏。这是陶瓷材料脆性的原因所在，也是其强度值分散性较大的原因所在。,docin/sundae_meng,影响强度的因素,1 气孔率对强度的影响 2 晶体尺寸对强度的影响 3 晶界相的性质于厚度、晶粒形状 对强度的影响 4 湿度对强度的影响,docin/sundae_meng,1 气孔率对强度的影响,气孔是绝大多数陶瓷的主要组织缺陷之一，气孔明显的降低了载荷作用横截面积，同时气孔也是引起应力集中的地方（对于孤立的球形气孔，应力增加一倍）。有关气孔率与强度的关系式由多种提案，其中最常用的是Ryskewitsch提出的经验公式 式中，p为气孔率，0为p0时的强度，为常数，其值在47之间，许多试验数据与此式接近。,（ 116）,docin/sundae_meng,根据上式可推断出当p10时，陶瓷的强度就下降到无气孔时的一半。陶瓷的气孔率约为3，陶器的气孔率约为1015。当材料成分相同，气孔率的不同将引起强度的显著差异。 图118示出AL2O3陶瓷的弯曲强度与气孔率之间的关系。可以看出，试验与理论值符合较好。 由上述可知，为了获得高强度，应制备接近理论密度的无气孔陶瓷材料。,docin/sundae_meng,图11.8 Al2O3的强度与气孔率的关系,docin/sundae_meng,2 晶体尺寸对强度的影响陶瓷材料的强度与晶粒尺寸的关系与金属有类似的规律，也符合HallPetch关系式 式中，0为无限大单晶的强度，k为系数,d为晶粒直径。f与d1/2的关系曲线分为两个区域，但在两区域内都成直线关系。在I区，有以下关系，即 （118）此时cd，故有fd1/2的关系。,（117）,docin/sundae_meng,在区，符合由金属中位错塞积（pileup）模型推导出的滑移面剪切应力i与位错塞积群长度L（与晶粒d大小有关）之间的关系式 式中，0为位错运动摩擦力；ks为比例常数，它与裂纹形成时的表面能有关，对多晶体来说，近似的有2的关系。由于Ld，所以有fd1/2的比例关系。图119给出多晶AL2O3陶瓷强度与晶粒关系，可以看出随d的减小强度均显著提高。,（119）,docin/sundae_meng,图11.9多晶Al2O3强度与晶粒尺寸之间的关系,docin/sundae_meng,从定性的角度上讲，试验研究已得到了d1/2关系变化趋势相一致的结果。但对烧结体陶瓷来讲，要作出只有晶粒尺寸大小不同而其他组织参量都相同的试样是非常困难的，因此往往其他因素与晶粒尺寸同时对强度起影响作用。 因此陶瓷中的f与d1/2的关系并非那么容易搞清，还有待于进一步研究。但无论如何，室温断裂强度无疑的随晶粒尺寸的减小而增高，所以对于结构陶瓷材料来说，努力获得细晶粒组织，对提高室温强度是有利而无害的。,docin/sundae_meng,3 晶界相的性质于厚度、晶粒形状对强度的影响,陶瓷材料的烧结大都要加入助烧剂，因此形成一定量的低熔点晶界相而促进致密化。晶界相的成分、性质及数量（厚度）对强度有显著影响。晶界相最好能起裂纹过界扩展并松弛裂纹尖端应立场的作用。 晶界玻璃相的存在对强度是不利的，所以应通过热处理使其晶化。对单相多晶陶瓷材料，晶粒形成最好为均匀的等轴晶粒，这样承载时变形均匀而不易引起应力集中，从而使强度得到充分发挥。,docin/sundae_meng,综上所述，高强度单相多晶陶瓷的显微组织应符合如下要求： 晶粒尺寸小，晶体缺陷少； 晶粒尺寸均匀、等轴，不易在晶界处引起应力集中； 晶界相含量适当，并尽量减少脆性玻璃相含量，应能阻止晶内裂纹过界扩展，并能松弛裂纹尖端应力集中； 减小气孔率，使其尽量接近理论密度。,docin/sundae_meng,4 湿度对强度的影响 陶瓷材料的一个最大的特点就是高温强度比金属高的多。未来汽车用燃气发动机的预计温度为1370。这样的工作温度，Ni、Cr、Co系的超耐热合金已无法承受，但Si3N4、SiC陶瓷却大有希望。 当温度T0.5Tm（Tm为熔点）时，陶瓷材料的强度基本不变，当温度高于0.5Tm时才出现明显的降低。Brown等人提出图1110所示的强度的变化曲线，可以看出整个曲线可分为三个区域。,docin/sundae_meng,在低温A区，断裂前无塑性变形，陶瓷的断裂主要决定于试样内部既存在缺陷（裂纹、气孔等）引起裂纹的扩展，为脆性断裂，其断裂应力为： 式中，E、*及c等参数对温度不敏感，所以在A区f随温度升高变化不大；在中间温度B区，由于断裂前产生塑性变形。因而强度对既存在缺陷的敏感性降低，断裂受塑性变形控制，f随温度的上升而有明显的降低。此时的断裂应力受位错塞积机制控制，即f0k d1/2；,（1110）,docin/sundae_meng,当温度进一步升高时（C区）。二维滑移系开动，位错塞积群中的一部分位错产生的交叉滑移随温度的升高而变得活跃，由此而产生的对位错塞积群前端应力的松弛作用就越发明显。所以在此区域内，断裂应力有随温度的升高而上升的趋势。 图1110给出的是陶瓷材料的强度随温度变化关系的一般趋势。并非对所有的陶瓷材料都符合很好，也并非对所有陶瓷材料A、B、C三个区都出现。,docin/sundae_meng,图1110陶瓷的断裂应力与温度的依赖关系示意图,docin/sundae_meng,陶瓷材料的强度随材料的纯度、微观组织结构因素及表面状态（粗纯度）的变化而变化，因此即使是同一种材料，由于制备工艺不同，其f及其随温度的变化关系也有差异。 图11-11示出两种不同的AL2O3陶瓷的强度随温度的变化曲线。可以看出高纯AL2O3的强度变化比较简单，即随温度的升高单调下降。而低纯AL2O3陶瓷的强度在低温下高于高纯AL2O3陶瓷，且在800附近出现峰值，温度在800以上强度急剧下降。,docin/sundae_meng,图11.11两种纯度的Al2O3的强度随温度的变化,docin/sundae_meng,这是由于晶界玻璃相对致密化及愈合组织缺陷产生有利作用，因此在较低的温度下玻璃相尚未软化时低纯度AL2O3的强度较高，800时出现的强度峰值是由于晶界玻璃相产生晶化的贡献。当温度较高时，由于玻璃相软化而使强度急剧下降。,docin/sundae_meng,11.3 陶瓷材料的断裂韧性与热抗震性,11.3.1 断裂韧性 11.3.2 陶瓷材料的抗热震性,docin/sundae_meng,如前所述，陶瓷材料在室温下甚至在T/Tm=0.5的温度范围很难产生塑性变形，因此其断裂方式为脆性断裂，所以陶瓷材料的裂纹敏感性很强。 基于陶瓷的这种特性可知，断裂力学性能是评价陶瓷材料力学性能的重要指标，同时也正是由于这种特性，其断裂行为非常适合与用线弹性断裂力学来描述。常用来评价陶瓷材料韧性的断裂力学参数就是断裂韧性（KIC）。,11.3.1 断裂韧性,docin/sundae_meng,表11.4给出一些陶瓷材料的断裂韧性值，并附常用几种金属材料的断裂韧性以作对比，可见金属材料的KIc值比陶瓷的高一个数量级。要考虑使陶瓷材料的特长得到充分发挥，扩大在实际应用，就必须想办法大幅度提高和改善陶瓷的韧性。 改善陶瓷韧性的方法主要有两种： 一是增加陶瓷中的玻璃相，以缓冲裂纹的扩展速率； 二是添加增强材料，如颗粒增强材料和纤维增强材料等，以阻止裂纹的扩展。在实际应用中经常采用的是第二种方法，特别是晶须增强陶瓷材料的应用最为广泛。,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,11.3.2 陶瓷材料的抗热震性,大多数结构陶瓷材料在生产和使用过程中都处于高温状态。因此，不可避免的受到温度变化的影响。材料经受温度剧变而不致破坏的能力称之为抗热震性或热稳定性。 热震破坏分为两大类： 一类是瞬时断裂； 另一类是在热冲击循环作用下，材料首先出现开裂、剥落，然后碎裂或变质，最后整体损坏，称为热震损伤，这里包含逐步退化过程。,docin/sundae_meng,陶瓷材料的抗热震能力是其力学性能和热学性能对应于各种受热条件的综合表现。材料的力学参数，如强度、断裂韧性等表征对热震破坏的抗力，而各种热环境下引起的热应力是热震破坏的动力。 目前有两种观点来评价陶瓷的抗热震性： 一种是基于热弹性理论，当热震温差引起的热应力超过材料的断裂应力时，导致材料瞬时断裂； 另一种是基于断裂力学的概念，当热应力引起的储存于材料中的应变能足以支付裂纹扩展所需的新生表面能时，裂纹就扩展。,docin/sundae_meng,下面，我们以陶瓷材料的热应力和断裂强度之间的平衡为判据，分析材料在变温过程中所允许的最大温差和变温速率，简要说明在各种热震条件下，表征陶瓷材料的抗热震参数。在受热或冷却过程中，陶瓷材料出现温度梯度。在一般情况下，最大热应力Hmax是多种参数的函数： 其中，m为材料特征参数，诸如力学、热学性能；H为热处理条件，如气、液环境介质；S为试样几何因子；T为与温度有关的参数，如温度、变温速率、热通量、辐射温度等。,（1111）,docin/sundae_meng,对于几何形状和热处理条件相同的热震试验，(H)和 可视为常数，于是上式简化为 （1112）当Hmax随温度函数P（T）的变化而达到材料的断裂强度f时，相应的温度函数称为临界温度函数P（T）c。由上式得 临界温度函数是陶瓷材料抗热震断裂的量度。它借助于材料的力学和热学性能参数来描述，称之为抗热震参数R。,（1113）,docin/sundae_meng,在急剧受热或冷却条件下，临界温度函数P（T）c就是引起临界热应力的临界温度差Tc，当一均匀试样从高温T1状态下立即抛入低温T0的介质中时，其表面瞬时收缩率为（T0T1）。 然而，由于保持原温度的内层并未收缩，于是表面层受到来自内层的张力为E（T0T1）/（1），其中泊松比项（1）的引入是考虑多向应变导致的热应力。 由此可得在急剧受热或冷却条件下，热震参数R为,（1114）,docin/sundae_meng,在缓慢受热或冷却条件下，构件越接近外层则受热或冷却速率越快，而中心较小，这取决于构件的几何形状和热处理条件。 在某一瞬时，构件内任一点应力取决于该点温度与构件内平均温度的差异。这时，热震参数也是临界温度差，可表示为 其中，A是与构件几何形状和热处理条件相关的常数；k为热传到率。,（1115）,docin/sundae_meng,当构件表面以恒定速率 进行加热或冷却时，对于一些简单构件的表面应力可用下式表示 其中，为材料密度；Cp为比热容；k/Cp为导温系数，表征在温度变化过程中材料内部各点趋于均匀的能力；n是构件几何形状相关参数；m是结构尺寸参数。,（1116）,docin/sundae_meng,在恒速受热或冷却条件下，热震参数是临界变温速率c，即 （1117） 总之，根据热震条件不同，用以表征材料抗热震的参数不同。上述抗热震参数的共同特点是，随材料强度和热传导率的提高而增大，随着弹性模量和热膨胀系数的增加而降低。 此外，提高材料的密度和比热容亦削弱材料的抗热震能力。表11.5列出一些陶瓷材料的力学及热学性能及其相应的抗热震参数R和R。,docin/sundae_meng,docin/sundae_meng,从陶瓷的生产工艺出发，人们更关心的是材料所能容忍的最大升温和冷却速率，由式（1116）可得临界变温速率表达式为 由此可见，当构件几何尺寸m较大时，为保证升、降温过程中的安全，须用较小的变温速率。,（1118）,docin/sundae_meng,
