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1、3.4 裂纹的起源与扩展,裂纹的起源,（1）缺陷受到外力作用，引起应力几种，导致裂纹成核。 （2）材料表面的机械损伤与化学腐蚀形成表面裂纹。 （3）热应力形成裂纹。,玻璃：结晶后由于热应力产生固有裂纹； 陶瓷：粉末压制烧结时产生裂纹； 金属：制造工艺如锻压和焊接等；受力时发生不均匀的塑性变形，当变形受到阻碍（如晶界、第二相等）产生大的应力集中，产生裂纹。,裂纹的扩展,材料的断裂强度不是取决于裂纹的数量，而是取决于裂纹的大小，即由最危险的裂纹尺寸（临界裂纹尺寸）决定材料的断裂强度。 脆性材料裂纹的开始扩展即为破坏的临界阶段。 塑性材料的塑性变形能可以抑制裂纹的扩展。影响裂纹扩展的因素与材料的增强
2、增韧,4 材料的增强与增韧,4.1 显微结构对材料脆性断裂的影响,（1）晶粒尺寸：Hall-Petch公式：f = 0 + k1d-1/20、k1为常数。 如果起始裂纹受晶粒限制，其尺寸与晶粒度相当，则脆性断裂强度与晶粒度的关系：f = k2d-1/2,（2）气孔：陶瓷材料强度f与气孔率p的关系：f =0e-bp 式中，0是气孔率为0时的材料强度，b为与工艺有关的常数。,4.2 金属材料的增强,两个思路： （1）完全消除内部的位错和其它缺陷，使其强度接近于理论强度。 （2）在金属中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动，提高其强度。,（1）加工硬化,经塑性变形后试样的应力应变曲线,金属材料的增强,（
3、2）细晶强化 （3）合金强化 固溶强化 沉淀强化,Orowan机制示意图,（4）高温强化,镍基高温合金的使用温度与开始服役时间的关系 （条件：1000h, 150MPa）,淬火：加温、保温、快冷 回火：加温、保温、适冷 退火：加温、保温、慢冷 正火：“低温退火”,4.3 金属材料增韧措施：特殊热处理,形变热处理 亚温淬火 超高温淬火,4.3 金属材料增韧措施： 特殊热处理,高温形变热处理：细化奥氏体的亚结构，淬火马氏体，提高强度和韧性。例如：33CrNiSiMnMo钢，0.2提高16%，KIC提高20。 低温形变热处理：除细化奥氏体结构外，还可增加位错密度，促进合金碳化物弥散沉淀，降低奥氏体含
4、碳量和增加细小板条马氏体的数量，因而提高强度和韧性。例如：30CrNi4Mo钢， 0.2提高26%，KIC提高18。,形变热处理 亚温淬火 超高温淬火,亚温淬火主要提高低温韧性和抑制高温回火脆性。亚温淬火因在两相区加热，可以形成很细的奥氏体和未熔铁素体两相组织，-相界面比一般淬火的奥氏体晶界面积大很多，由于晶界面积增大，单位面积杂质浓度将减少，此外，亚温淬火的未熔铁素体比奥氏体能溶解较多的杂质元素，进一步降低奥氏体晶界的杂质偏聚浓度，因而能提高钢的韧性，抑制高温回火脆性。,形变热处理 亚温淬火 超高温淬火,在中碳合金结构钢如40CrNiMo钢采用1200C加热的超高温淬火，KIC可提高70-1
5、25。（1）马氏体形态由孪晶型变为位错型，使断裂机理由准解理变为微孔聚集型；（2）在马氏体板条束间存在10-20nm的残余奥氏体薄膜，且很稳定，可组织裂纹扩展；（3）碳化物及夹杂物能溶入奥氏体，减少了形成微孔的核心。,4.4 陶瓷材料的强化,微晶、高密度与高纯度,表面预加压应力,由于脆性材料的破坏大多其源于表面微裂纹，可以采用在玻璃陶瓷材料表面引入压应力薄层的方法，组织微裂纹的扩展，从而提高材料的强度。,高强度玻璃陶瓷,利用表层和内部热膨胀差引入表面压应力层：含有NiO的MgO-Al2O3-SiO2玻璃陶瓷，表面层为热膨胀系数几乎为零的石英固溶体。 MgO-Al2O3-SiO2玻璃陶瓷，内部产
6、生莫来石析晶，表层产生堇青石结晶热膨胀系数（/10-6C-1）： 莫来石：4.5-5.5，堇青石：1.4-2.1,采用离子交换引入表面压应力层：采用离子交换方法使玻璃陶瓷表层晶格发生畸变或者使表层发生相变，从而在玻璃表层中引入压应力。 常用的离子交换的盐类为KCl、KNO3、NaNO3、Na2SO4、Li2SO4等。离子交换的温度为550-900C，交换时间4-48h。主晶相：含Mg的-石英固溶体，熔融Li2SO4，800-900C主晶相：霞石（Na2O-Al2O3-2SiO2），K2SO4+KCl熔盐，750C，霞石六方钾霞石（K2O-Al2O3-2SiO2）,陶瓷材料表面釉层预加压应力 利
7、用热膨胀系数差异 釉层热膨胀系数小于陶瓷基体。,通过晶须或纤维增韧 异相弥散强化增韧 相变增韧 显微结构增韧,4.5 陶瓷材料增韧措施,陶瓷基体中分布的晶须或纤维等第二相，可以使裂纹在扩展时发生转向，从而使KIC增加。20vol%的SiC晶须增韧Al2O3： 室温强度：300-500MPa 800MPa 断裂韧性：3-5MPam1/2 9MPa m1/2,通过晶须或纤维增韧,异相弥散强化增韧,第二相颗粒加入后引起裂纹的偏转和应力分布图,基体中引入第二相颗粒，利用基体和第二相之间热膨胀系数和弹性模量的差异，在试样制备的冷却过程中，颗粒和基体周围产生残余压应力。这种压应力使得裂纹在前进过程中发生偏
8、转。SiC（25vol%TiC ） ： 断裂韧性：3-4 7 SiC（TiB2）： 断裂韧性：提高50%,利用ZrO2的马氏体相变强化来增韧陶瓷。Si3N4（ZrO2）： 无压烧结，断裂韧性：5 7 热压烧结，断裂韧性：5.5 8.5,相变增韧,m，5.56 g/cm3 t，6.10 g/cm3 c, 6.20 g/cm3,氧化锆的晶体结构与相变特性,相变增韧机理,相变增韧的临界晶粒尺寸条件：DDc,晶粒或颗粒的超细化与纳米化：晶粒形状自补强增韧：,显微结构增韧,5 材料的硬度,定义：硬度是衡量材料软硬程度的一种力学性能指标，是在给定载荷条件下，材料对形成表面压痕（刻痕）的抵抗能力。,布氏硬度
9、（HB）、维氏硬度（HV）、显微硬度（HM）、洛氏硬度（HRC）、莫氏硬度、努普硬度（HK）等。,洛克威尔（S.P.Rockwell）在1921年提出来的，是使用洛氏硬度计所测定的金属材料的硬度值。该值没有单位，只用代号“HR”表示。测量方法：在规定的外加载荷下，将钢球或金刚石压头垂直压入待试材料的表面，产生凹痕，根据载荷解除后的凹痕深度，利用洛氏硬度公式计算出洛氏硬度：HR=（K-H）/C K为常数，金刚石压头时K=0.2MM，淬火钢球压头时K=0.26MM； H为主载菏解除后试件的压痕深度； C为常数，一般情况下C=0.002MM。,洛氏硬度（Rockwell hardness）,硬度代号
10、：HRA、HRB、HRC。 HRA表示试验载荷588.4N（60KG-F）使用顶角为120度的金刚石圆锥压头试压； HRB表示试验载荷980.7N（100KG-F）使用直径1.59MM的淬火钢球试压； HRC表示试验载荷1471.1N（150KG-F）使用顶角为120度的金刚石圆锥头试压。,洛氏硬度（Rockwell hardness）,6 蠕变,指恒定应力下随时间和温度变化而产生的变形。特点： 塑性变形 典型的蠕变曲线有四个明显的区域，第二个蠕变区是预测陶瓷部件最有用的，其特征是恒速变形，常叫做稳定态蠕变。,稳定态蠕变可由下列方程表示：为应力；T为绝对温度；Qc为蠕变活化能；A和n为特定材料
11、的常数 温度、应力、单晶的晶体结构、多晶陶瓷的显微结构（晶粒尺寸、气孔率、晶界化学）、非晶体陶瓷的粘度、组成、化学计量和环境。,影响蠕变因素,影响蠕变因素显微结构之晶粒尺寸,单晶蠕变：是沿滑移面，主要来自于位错的运动，使位错产生和运动需要能量，增加应力或温度，会增加位错运动，并增加沿滑移面的蠕变。晶体结构中的缺陷如空位会由于锁住位错而降低蠕变。 多晶陶瓷：主要由扩散速率或晶界滑移速率所支配。陶瓷结构中的缺陷往往增加蠕变的发生。 扩散：离子、原子或空位通过晶体结构（体积扩散）或沿晶界（晶界扩散）的运动。 晶界滑移：晶界相发生变化引起晶粒发生运动。,单晶Al2O3和晶粒大于60m的多晶体Al2O3
12、，在2000C、约7Mpa和1200C、约70Mpa下沿0001晶面会产生滑移。其它晶面要产生滑移，需要2000C高温和大于140Mpa的压力。在晶粒尺寸为5-60m范围内的多晶Al2O3，其蠕变速率取决于Al3+通过晶格的扩散。对于1400C以下，细小的晶粒，Al3+沿晶界的扩散，是速率控制的主要因素。,举例：Al2O3的蠕变机制,影响蠕变因素显微结构之气孔率,气孔率增加，蠕变率增加。原因：气孔减少了抵抗蠕变的有效截面积。,气孔率对多晶氧化铝蠕变的影响,影响蠕变因素显微结构之玻璃相,高温玻璃相粘度下降，形变速率增加，蠕变率增大。 玻璃相对晶相的润湿情况,玻璃相对晶相的润湿情况,也叫应力破坏，是指在低于瞬间断裂所需的应力下产生亚临界裂纹生长，最终引起材料断裂。静态疲劳的测量方法：在恒温下施加静态拉伸负荷，并记录下达到断裂的时间。,7 静态疲劳,玻璃相的局部蠕变 应力腐蚀在室温下硅酸盐玻璃和其它陶瓷中，裂纹尖端发生局部腐蚀或在裂纹尖端处应力集中在缺陷上，使材料在低应力下开裂，新开裂的表面还没来得及被介质腐蚀，则裂纹扩展停止，接着进行下一个腐蚀-开裂循环，形成宏观上裂纹的缓慢生长。水和其它化学物质的存在会加速这种腐蚀，这个机制也叫应力腐蚀。,引起静态疲劳的原因,The End,返回,
