陶瓷热震性及增韧课件

,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,*,单击此处编辑母版标题样式,LOGO,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,单击此处编辑母版标题样式,陶瓷的抗热震性,2012.12,黄泽亚,讨论要点,抗热震性的定义,主要指陶瓷材料承受一定程度的温度急剧变化而结构不致被破坏的性能称为抗热震性（,Thermal Shock Resistance,），又称抗热冲击性或热稳定性。,对于陶瓷材料一般是指抗热震断裂性能和抗热震损伤性能。,抗热震断裂性能的指标是材料能够承受的最大热冲击温差（一般为一次）；,抗热震损伤性能的指标是材料能够承受热循环冲击的能力（一定温差下的承受次数）；,无论何者都与材料内部的热应力有关（不均匀受热所致）。,热震性的产生根源,热震性的根源,热应力,第一类热应力,由材料的各向异性引起，也叫组织应力,第二类热应力,可在均匀材料中出现，分三种情况,1,）稳定的热流通过陶瓷材料时，由于外力作用，限制陶瓷材料的自由膨 胀而产生第二类热应力,2,）,稳定的热流通过陶瓷材料时，因为材料形状或传热特性使其中的温度分布产生不均匀（即产生温度梯度），产生第二类热应力,3),非稳定的热流通过陶瓷材料时，由于内部温度梯度的出现而引起的第二类热应力,可以看出,即使不存在温度梯度，也会有热应力产生,(,第一类热应力,),。,即使材料体内存在温度梯度，也未必产生热应力。,例如，一个具有线性温度梯度的无限薄板在受热膨胀时，无不相容应变，也无热应力产生。,热震性的研究意义,以氧化锆为例,氧化锆陶瓷优异的常温力学性能使它越来越受到人们的重视。改善抗热震性是拓展氧化锆陶瓷应用范围的重要方面,改善陶瓷刀具的抗热震性，提高刀具的耐用度,陶瓷材料,抗热震评价理论,抗热震断裂理论,(,基于热弹性理论,）,代表理论是,Kingery,的“临界应力断裂理论,”,抗热震损伤理论,(,基于断裂力学的观点,),统一理论,断裂开始和裂纹扩展的统一理论,以,Hasselman,的“断裂开始和裂纹扩展的 统一理论”最为人们所接受。,抗热震断裂理论,Kingery,基于热弹性理论，以热应力和材料固有强度之间的平衡条件作为判断热震断裂的依据，即：,H,f,当温度急变,(T),引起的热冲击应力超过了材料的固有强度,H,，则发生瞬时断裂，即热震断裂。,急剧冷却而产生于材料表面的拉应力表示为：,抗热震参数,R,从,抗热震参数,R,表达式可见,材料如果同时有高的强度（,f,）,热导率（,k,）和低的热膨胀系数（,）、杨氏模量（,E,）、泊松比（,），则具有较高的抗热震能力,热震损伤理论基于断裂力学理论，分析材料在温度变化条件下的裂纹成核、扩展及抑制等动态过程，以弹性应变能,w,和材料的断裂能,U,之间的平衡条件作为判断热震损伤的依据：,W, U,当热应力导致的储存于材料中的应变能,W,足以支付裂纹成核和扩展而新生表面所需的能量,U,，裂纹就形成和扩展。,根据上式可以看出，抗热震损伤性能好的材料应具有尽可能高的弹性模量，断裂表面能和尽可能低的强度,不难看出，这些要求正好与高热震断裂抗力的要求相反。或者说，要提高材料的抗热震损伤能力应当尽可能提高材料的断裂韧性，降低材料的强度,抗热震损伤理论,断裂开始和裂纹扩展的统一理论,比较断裂理论和损伤理论及参数，结论相悖。,原因是二者所引用的理论基础及其判断依据不同。前者注重的是裂纹成核，后者关心的是已有裂纹的扩展。它们分别适用于致密陶瓷和诸如耐火材料的多孔材料,Hasselman,为弥补临界应力断裂理论只注重裂纹成核问题和抗热震损伤理论只强调裂纹扩展的不足，将二者结合起来，建立了以断裂力学为基础的断裂开始和裂纹扩展的统一理论,初始裂纹很短,c:,激发裂纹扩展的临界温差,初始裂纹很长,影响陶瓷材料抗热震性能的因素,陶瓷材料的力学性能,陶瓷材料的热学性能,陶瓷材料的显微结构,陶瓷材料的表面状况,力学性能对抗热震性的影响,抗热震性能相关的力学性能主要包括材料的断裂强度、断裂韧性、弹性模量,陶瓷材料的抗热震断裂能力和抗热震损伤能力对,f,和,E,的要求相反，这就要根据材料更趋于受哪种参数的限制，来选择合理制备方法对其加以控制。,E,可通过材料的气孔率进行调节，经验公式,通过向基体材料中添加第二相材料，也是调节,E,的有 效方法。,热学性能对抗热震性的影响,与材料的抗热震性紧密相关的热学性能主要包括热膨胀系数和热导率,陶瓷材料的热膨胀,各向异性晶体组成的多晶陶瓷，由于各相的膨胀系数不同，在温度变化过程中产生的内应力将导致热膨胀。,陶瓷材料的热传导,同样的热震条件下，高热导率的材料内部往往温度梯度较小，材料所受的热应力也更小，材料也就具有更高的抗热震性能。,抗热震断裂参数,k:,热导率,:,热膨胀系数,显微结构对抗热震性的影响,材料组分确定后,显微结构就成为影响材料热学力学性质的决定因素,.,显微结构主要包括晶粒的形态大小,气孔和微裂纹的大小、形态、和分布情况以及增韧纤维的排布和编织形式等。,抗热震随着晶粒的增大有较大的提高，原因在于晶粒越大，强度越低，而弹性模量和泊松比不变。,大小均匀且弥散分布的众多气孔作为既存裂纹能够分散消耗热弹性应变能，圆滑的气孔内壁有助于松弛应力，从而利于改善材料的抗热震损伤性能。,提高陶瓷材料抗热震性的途径,改善材料的热膨胀与热导率,单一致密陶瓷材料来说，其热膨胀系数几乎是个定值。,降低弹性模量、提高气孔率或微裂纹密度的手段又常常会伴随着材料机械性能和热导率的降低。,而通过向基体内添加具有低热膨胀系数、低弹性模量或高热导率的材料，就可以达到上述目的。,因此，材料的复合化成为提高材料抗热震性能的有效途径,。,提高材料的断裂能,陶瓷材料韧性的改善主要有微裂纹增韧、相变增韧、裂纹尖端尾流区增韧等几种机制。,陶瓷材料的增韧,微裂纹增韧机制,在陶瓷材料中引入一定密度的显微裂纹，由于微裂纹在扩展过程中的偏转、弯曲，可耗散大量的能量，可以显著提高材料的韧性，进而提高材料的抗热震损伤性能。,相变增韧机制,相变增韧对材料抗热震性能的影响主要是利用,Zr02,的,t-m,的相变体积膨胀效应在材料中产生微裂纹，吸收多余的能量，同时微裂纹的存在也降低了材料的弹性模量，从而提高了抗热震性,裂纹尖端尾流区的增韧机制,裂纹尖端后尾流区增韧机制有：增强相的拔出，桥连裂纹的偏转。所谓桥联增韧是指由增强元连接扩展裂纹的两表面，形成裂纹闭合力而导致脆性基体材料增韧的方法,相变增韧及机理,ZrO2,颗粒受到压抑，四方相,ZrO2,（,t-ZrO2,）的相变也将受到压抑。使得瓷体中部分,t- ZrO2,在烧成冷却过程中以亚稳态保存下来,在室温时, ZrO2,颗粒仍以四方相存在,它有一种力图膨胀而变成单斜相的自发倾向,当材料受到外应力时，基体对,Zr02,的压抑作用得到松弛，即发生四方相到单斜相的转变，引起体积膨胀,并在基体中引起微裂纹，从而吸收了主裂纹扩展的能量，达到增加断裂韧性的效果,ZrO2,相变增韧,非相变第二相颗粒增韧及机理,碳化物,(SiC,、,TiC,、,B4C),、氮化物,(TiN),、硼化物,(TiB2),第二相粒子为增韧相,!,高熔点、高强度、高弹性模量,用于弥散强韧化,Al203,的硬质颗粒除了单一化合物以外，还可以是复合化合物比如,TiCN,颗粒等,颗粒弥散增韧与温度无关，可以作为高温增韧机制,影响第二相颗粒复合材料增韧效果的主要因素为基体与第二相颗粒的弹性模量及热膨胀系数仅及两相的化学相容性,颗粒弥散增韧的主要增韧机制有：,热膨胀失配增韧,、裂纹桥联和裂纹偏转增韧，,延性颗粒增韧及机理,在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒能明显提高材料的断裂韧性。目前，用于增韧补强,A1203,陶瓷的金属颗粒主要有,Mo,、,Cr,、,Ni,、,Ag,、,Ti,、,Fe,、,Cu,、,W,、,Nb,等,延性颗粒增韧的陶瓷基复合材料的高温力学性能不好,但是可以显著改善中低温时的韧性,延性颗粒增韧的增韧机制主要有,:,裂纹桥联,，颗粒塑性变形，颗粒拔出、裂纹偏转和裂纹在颗粒处终止,纳米颗粒增韧及机理,Niihara,把纳米颗粒增韧的机理归结为：,1),组织的微细化作用。抑制晶粒成长和减轻异常晶粒的长大；,2),残余应力的产生使晶粒内破坏成为主要形式；,3),控制弹性模量,E,和热膨胀系数,a,等来改善强度和韧性等；,4),晶内纳米粒子使基体颗粒内部形成次界面，并同晶界纳米相一样具有钉扎位错的作用。,颗粒增韧陶瓷基材料的机理主要有细化晶粒、裂纹转向与分叉,近年来国内外对纳米复相陶瓷的研究表明：在微米级基体中引入纳米分散相进行复合，可使材料的断裂强度、断裂韧性提高,2,4,倍,.,纤维或晶须增韧及机理,晶须是具有一定长径比,(,直径,0.1nm,18nm,，长,35nm,150nm),，且缺陷少的陶瓷单晶，具有很高的强度，是一种非常好的陶瓷基复合材料的增韧增强体,;,纤维长度较陶瓷晶须长数倍，也是一种很好的陶瓷增韧体，同时两者可复合使用。,晶须增韧机理,晶须增韧陶瓷基复合材料主要靠晶须的,拔出桥联,与,裂纹的转向,机制对强度和韧度的提高产生突出贡献,