陶瓷的性能教材

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1、2.2 2.2 陶瓷的性能陶瓷的性能 2. 2. 1 陶瓷材料的硬度 2. 2. 2 陶瓷材料的脆性断裂与强度 2. 2. 3 陶瓷材料的透光性 221 陶瓷材料的硬度 硬度是材料的一种重要的力学性能，但在实 际应用中由于测量方法不同，测得的硬度所代表 的材料性能也各异。 常用的测量方法：划痕硬度和静载压入硬度 划痕硬度叫做莫氏硬度，用于陶瓷及矿物材料硬度测试。它只表示硬度由小 到大的顺序，不代表硬度的程度，后面的矿物可以划破前面的矿物表面。 一般莫氏硬度分为10级，后来因为有一些工人合成的硬度较大的材料出现， 又将莫氏硬度分为15级以便比较，表3-3莫氏硬度两种分级的顺序。 表3-3 莫氏硬

2、度顺序 顺顺顺顺序序 材料材料 顺顺顺顺序序 材料材料 顺顺顺顺序序 材料材料 顺顺顺顺序序材料材料 1 1 滑石滑石 8 8 黄玉黄玉 5 5 磷灰石磷灰石 1212刚刚刚刚玉玉 2 2 石膏石膏 9 9 刚刚刚刚玉玉 6 6 正正长长长长石石 1313碳化硅碳化硅 3 3 方解石方解石 1010金金刚刚刚刚石石 7 7 SiOSiO 2 2 玻璃玻璃 1414碳化硼碳化硼 4 4 萤萤萤萤石石 1 1 滑石滑石 8 8 石英石英 1515金金刚刚刚刚石石 5 5 磷灰石磷灰石 2 2 石膏石膏 9 9 黄玉黄玉 6 6 正正长长长长石石 3 3 方解石方解石 1010石榴石石榴石 7 7

3、石英石英 4 4 萤萤萤萤石石 1111熔融氧化熔融氧化锆锆锆锆 常用用静载压入的硬度实验-布氏硬度、 维氏硬度及洛氏硬度。 原理都是将一硬的物体在静载下压入被测 物体表面，表面上被压入一凹面，以凹面单 位面积上的载荷表示被测物体的硬度。 布氏硬度法主要用来测定金属材料、较 软及中等硬度的材料，很少用于陶瓷； 维氏硬度法及洛氏硬度法都适于较硬的 材料，也用于测量陶瓷的硬度； 硬度决定于矿物、晶体和陶瓷材料的硬度的因素硬度决定于矿物、晶体和陶瓷材料的硬度的因素- -组成和结构。组成和结构。 离子半径较小，离子电价越高，配位数越大，结合能就越大，抵抗外力离子半径较小，离子电价越高，配位数越大，结合

4、能就越大，抵抗外力 摩擦、刻划和压入的能力也就越强，所以硬度就较大。摩擦、刻划和压入的能力也就越强，所以硬度就较大。 陶瓷材料的纤维组织、裂纹、杂质等都对硬度有影响。当温度升高时，陶瓷材料的纤维组织、裂纹、杂质等都对硬度有影响。当温度升高时， 硬度将下降。硬度将下降。 2. 2. 2 陶瓷材料的脆性断裂与强度 脆性断裂：一般认为脆性断裂就是材料在受力 后，将在低于其本身结合强度的情况下作应力再分配 ，当外加应力的速率超过应力再分配的速率时，就发 生断裂。这种断裂没有先兆，是突然发生的，而且是 灾难性的。 影响因素：材料呈现出脆性或延性并不是绝对 的，而是和材料的组分、结构、受力条件和环境等因

5、素有关。 强度- 材料的强度是抵抗外加负荷的能力。 对材料的强度进行大量研究的两个角度。 以应用力学为基础，从宏观现象研究材料应力应变状况，进行力学分析， 总结出经验规律，作为设计、使用材料的依据，这是力学工作者的任务。 从材料的微观结构来研究材料的力学性质，也就是研究材料宏观力学性能的 微观机理，从而找出改善材料性能的途径，为工程设计提供理论依据。 以材料脆性断裂的主要根源-微裂纹缺陷为研究对象发展出一门新的学科 断裂力学。 一、裂纹的起源与扩展 二、静态疲劳 三、蠕变断裂 四、显微组织对材料脆性断裂的影响 一、裂纹的起源与扩展 1裂纹的起源 2裂纹的快速扩展 3影响裂纹扩展的因素 1 裂纹

6、的起源 （）由于晶体微观结构中存在缺陷，当受到外 力作用时，在这些缺陷处就引起应力集中，导致裂纹 成核，位错在材料中运动会受到各种阻碍： . 由于晶粒取向不同，位错运动会受到晶界的 障碍，而在晶界产生位错塞积； . 材料中的杂质原子引起应力集中而成为位错 运动的障碍。 . 热缺陷，交叉（指位错组合、位错线与位错 或位错线与其它缺陷相互交叉）都能使位错运动受到 阻碍。 当位错运动受到各种障碍时，就会在障碍前 塞积起来，导致微裂纹形成。 图2-2-1就是位错形成微裂纹示意图 图2-2-1 位错形成微裂纹示意图 （a）位错组合形成的微裂纹；（b）位错在晶界前塞积形成的微 裂纹；（c）位错交截形成的微

7、裂纹 （）材料表面的机械损伤与化学腐蚀形成表面 裂纹，这种表面裂纹最危险，裂纹的扩展常常由表面 裂纹开始。 （）由于热应力而形成裂纹。 此外，温度变化时有晶型转变的材料也会因体 积变化而引起裂纹。 图2-2-2 由于热应力形成的裂纹 2裂纹的快速扩展 格里菲斯裂纹理论：材料的断裂强度不是取 决于裂纹的数量，而是决定于裂纹的大小，即是由 最危险的裂纹尺寸（临界裂纹尺寸）决定材料的断 裂强度，一旦裂纹超过临界尺寸，裂纹就迅速扩展 而断裂。 对于脆性材料，裂纹的起始扩展就是破坏过 程的临界阶段，因为脆性材料基本上没有吸收大量 能量的塑性形变。 3、影响裂纹扩展的因素 外界作用应力； 材料中吸收能量的

8、机构。例如金属陶瓷 和复合材料、此外人为地在材料中造成大量 极微细的裂纹（小于临界尺寸）也能吸收能 量，阻止裂纹扩展。 二、静态疲劳 静态疲劳：裂纹在使用应力下， 随着时间的推移而缓慢扩展，这种缓慢 扩展也叫亚临界扩展，或称为静态疲劳 。 材料在循环应力作用下的破坏叫 做动态疲劳。 裂纹缓慢扩展的结果是裂逐渐加 大，一旦达到临界尺寸就会失稳扩展而破 坏。 材料的断裂强度取决于时间，即构 件的寿命问题。就是在使用应力下，构件 能用多少时间将要破坏。 如果能事先知道构件能用多少时间 将要破坏，就可以限制使用应力延长寿命 ，或用到一定时间就进行检修，撤换构件 。 裂纹缓慢扩展本质的几种观点： 1应力

9、腐蚀理论 该理论认为环境对裂纹端部应力集中区域的腐蚀 比对裂纹侧面的腐蚀要严重得多，这种腐蚀使裂纹端 部原子间的化学键受到破坏，导致裂纹缓慢扩展，一 旦达到临界尺寸就失稳而断裂。 因此，环境对疲劳寿命影响很大，环境愈恶劣（ 如水蒸汽分压高），裂纹扩展速度愈快，温度愈高、 化学反应愈烈，裂纹扩展速度也愈快。 应力腐蚀理论的局限性：这一理论能解释许多实 验数据，但有人在真空中实验，也发现了疲劳现象， 说明单纯用应力腐蚀来说明疲劳现象是不够的。 自由表面能降低 环境中的表面活性物质吸附在裂纹表面上使裂纹表面的自由表面能降低，这 就降低了断裂表面能。 自由表面能降低的局限性：自由表面能仅为断裂表面能的

10、一小部分，即使像 硅酸盐玻璃这样的脆性材料，自由表面能也大约只有断裂表面能的30%，所以只 从自由表面能的降低来说明疲劳现象也是不够满意的。 能量分布状态变化 裂纹附近由于应力集中，晶格结点能量分布状态发生变化，这些地方的 原子处于高能量状态，这就加速了空位运动和原子扩散传质。同时，环境影 响断裂表面能，从而影响空位的运动和原子传质。 大多数氧化物陶瓷由于含有大量碱性硅酸盐玻璃相，通常也有疲劳现象 。疲劳过程还受加载速率的影响，加载速率愈慢，裂纹缓慢扩展的时间愈长 ，在较低的应力下就能达到临界尺寸。 三、蠕变断裂 多晶材料在高温时，在恒定应力作用下由于 形变不断增加而导致断裂称为蠕变断裂。 高

11、温下形变的主要部分是晶界滑动，因此蠕 弯断裂的主要形式是沿晶界断裂。 蠕变断裂的两种理论：粘性流动理论和空位 聚积理论 粘性流动理论：高温下晶界要发生粘性流动，在晶界交界处产生应力集中， 如果应力集中使得相邻晶粒发生塑性形变而滑移，则将使应力弛豫，如果不能使 邻近晶粒塑性形变，则应力集中将使晶界交界处产生裂纹。这种裂纹逐步扩展导 致断裂。 空位聚积理论：在应力及热波动的作用下，受拉的晶界上空位浓度 大大增加（回忆扩散蠕变理论），这些空位大量聚积，可形成可观的的 裂纹，这种裂纹逐步扩展就导致断裂。 综上：蠕变断裂明显地取决于温度和外加应力。 温度愈低，应力愈小，则蠕变断裂所需的时间愈长。蠕变断裂

12、过程中裂 纹的扩展属于亚临界扩展。 四、显微组织对材料脆性断裂的影响 1晶粒尺寸 对多晶材料，晶粒愈小，强度愈高。 由于晶界比晶粒内部弱，所以多晶材料破坏多 是沿晶界断裂。 细晶材料晶界比例大，裂纹的扩展要走迂回曲 折的道路，晶粒愈细，此路程愈长。 此外，多晶材料中初始裂纹尺寸与晶粒度相当 ，晶粒愈细，初始裂纹尺寸就愈小，这样就提高了 临界应力。 2气孔的影响 大多数陶瓷材料的强度和弹性模量都随气孔率的增加而降低。 气孔不仅减小了负荷面积，而且在气孔领近区域产生应力集中，减弱材料的负 荷能力。一般情况下，气孔率越高，强度越低。 气孔有利的一面，就是当存在高的应力梯度时（例如由热震引起的应力）气

13、孔 能起到阻止裂纹扩展的作用。 除晶粒尺寸、气孔对强度有重要影响外， 其它如杂质的存在，也会由于应力集中而降低 强度；当存在弹性模量较低的第二相时也会使 强度降低。 2. 2. 3 陶瓷材料的透光性 研究近年来迅速发展起来的以高纯物质 为原料、基本上为单一晶相的多晶材料 “透明陶瓷”。这类材料1毫米厚的试片其透 光率可以达到80%以上。 一、透明瓷具有良好透光性的主要原因 透明陶瓷为要获得高度透光性的必要 条件主要是： 1. 高密度，尽可能接近理论密度； 2. 晶界处无气孔和空洞，或其尺寸 比入射的可见光波长小得多，即使发生散射 现象其所引起的损失也很轻微； 3. 晶界无杂质和玻璃相或它们与主 晶相的光学性质差别很小；晶粒细小，尺寸 接近均一，晶粒内无气泡封入等。 二提高陶瓷材料透光性的措施 1. 采用高纯度原料； 2. 适当的转相（或预烧）温度； . 充分排除气孔； . 细晶化；加入适当的添加物以 抑制晶粒长大。