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1、相变韧化和弥散韧化相变韧化和弥散韧化 随着现代科学技术对新材料的需要，现代陶瓷得到了发展。现代陶瓷领域有三个方面：（1）结构陶瓷；（2）电子陶瓷；（3）涂层。陶瓷材料具有脆性的固有弱点，提高现代陶瓷，特别是结构陶瓷的韧性是非常重要的课题。经过人们的努力，高韧性陶瓷的研究取得了显著的进展。1;. 高韧性陶瓷复合材料的韧化有两种机理：（1）过程区域机理，包括相变韧化，微裂纹韧化，孪晶韧化等；（2）桥接区域韧化，包括弥散韧化，晶须韧化，纤维韧化等。其中相变韧化和弥散韧化的效果最为明显，有代表性的是氧化锆增韧陶瓷。2;. 一、相变韧化 1.相变韧化机理 氧化锆增韧陶瓷的制得是利用陶瓷机体内弥散的亚稳四
2、方氧化锆(t-ZrO2 )粒子在受到外力作用时转变为单斜氧化锆(m-ZrO2 )，吸收了能量从而提升了陶瓷的韧性。3;. 这类陶瓷有两类：（1）ZrO2基陶瓷，如部分稳定氧化锆基体，四方氧化锆多晶体；（2）其他陶瓷基的陶瓷，如氧化锆增韧的 a-Al2O3 陶瓷等。应力诱导氧化锆马氏体相变韧化是 t-ZrO2 的主要韧化机理。关于相变韧化机理的解释有几派观点，下面介绍Griffith解。4;. 第一，对于相变发生的情况由于新的裂纹表面生成给基体自由能的增加式中 c-裂纹半径 -临界应变能释放率。5;. 第二，由于裂纹扩展增加的应变能与载荷做功的减少一致式中 -施加拉伸应力； -材料弹性模量； -
3、材料的泊松比。6;. 第三，相变区附加的功式中 -相变区的容积（其中R为相变区的大小） -高温相的体积分数； -诱导相变单位体积所作的功。7;.综合以上三个方面，系统的总能量为：移相：8;.因为所以式中 即无相变材料的临界应力强度因子。可以看出，应力诱导相变韧化对复合陶瓷断裂韧性的贡献，正比于 体积分数的平方根。9;.二、弥散韧化弥散韧化的机理 在前面讨论弥散强化时，硬质点提高基体强度的同时会降低韧性。如果基体本身就是脆性材料，塑性区很小，那末粒子可能提高其韧性，这就是弥散韧化的出发点。例如，在c-ZrO2与Al2O3，t-ZrO2与 Al2O3是复合陶瓷中，前已指出，应力诱导ZrO2马氏体相
4、变韧化是t-ZrO2的主要韧化机理，而c-ZrO2的韧化机理是弥散韧化。10;.11;.在复合陶瓷中，当裂纹遇到第二相粒子时会避开粒子而偏转，在弥散粒子之间走“之”字，裂纹形状和长度的改变，新的断裂表面的形成都会吸收能量，从而提高材料的韧性。裂纹遇到圆柱状弥散粒子时发生偏转而“之”字的示意图如图7-94所示12;.13;.2、弥散韧化的实践14;.15;. 不致密陶瓷不仅强度低，K1c也是低的。就TZP而言，相变韧化对K1c的相对贡献在不同工艺条件下也是不同的。从此研究可以看出，此复合陶瓷的K1c 达最大值还与Al2O3含量和烧结温度有关。K1c的结果是TZP基体因添加Al2O3而抑制晶粒长大的平衡条件的产物。用电子显微镜和扫描电镜研究其微观组织说明产生了晶粒长大抑制效应的相间交互作用，可达到满意的弥散韧化效果。 弥散韧化在其它陶瓷基体如Si3N4也得到了应用。日本研究的Si3N4/TiN纳米复合陶瓷材料，用Y2O3作烧结助剂，添加20-30的TiN微粒。结果是TiN弥散于Si3N4基体晶粒中，复合陶瓷的K1c可达10.56Mp.m1/2 .人们预言，纳米陶瓷可达到很高的延性足以进行热轧等热加工。16;.
