Al2O3/SiC层状结构陶瓷
（八）纳米陶瓷
制备出纳米级晶粒尺寸的陶瓷材料也使得陶瓷材料的性 能得到改善，目前已有纳米Al2O3、ZrO2、TiO2、Si3N4、 SiC等陶瓷粉料和陶瓷制品。纳米陶瓷根据结构的不同，有 不同的效果。一种是全纳米陶瓷，组成材料的晶粒全部是纳 米级的晶粒，另一种是晶内型纳米结构陶瓷
材料弹性模量
E（GPa） 411.0 279.1 211.4 199.5 129.8 115.7 104.9 82.7 78.0 70.3 49.9 44.7
材料
金刚石 碳化钨 碳化硅 氧化铝 铅玻璃
水晶 聚苯乙烯 有机玻璃 尼龙66 聚乙烯
橡胶 气体
E（GPa） ～965 534.4 ～470 ～415 80.1 73.1 2.7～4.2 2.4～3.4 1.2～2.9 0.4～1.3
0.02～0.8 0.01
无机材料弹性模量
材料
E（GPa）
材料
E（GPa）
密实SiC（气孔率5%）
470 烧结MgO（气孔率5%） 210
烧结MgSi2（气孔率5%）
407
镁质耐火砖
170
烧结氧化铝（气孔率5%）
366
烧结稳定ZrO2 （气孔率5%）
150
高铝瓷（90-95%Al2O3）
366
热压BN（气孔率5%）
几种无机材料的块体纤维晶须的抗拉强度比较
材料
Al2O3
块体
0.28
抗拉强度（Gpa）
纤维
2.1
晶须
21
BeO
0.14
—
13.3
ZrO20ຫໍສະໝຸດ 142.1—Si3N4
0.12~0.14
—
14
填料对尼龙66复合材料性能的影响
（二）提高抗裂能力与预加应力——热韧性 人为地预加应力，在材料表面造成一层压应力层，可
弹性模量: 可视为衡量材料产生弹性变形难易程度的指标，其
值越大，使材料发生一定弹性变形的应力也越大，即材料刚度 越大，亦即在一定应力作用下，发生弹性变形越小。
弹性变形的本质：从微观上讲，材料弹性变形是外力作用所 引起的原子间距离发生可逆变化的结果。因此，材料对弹性 变形的抗力取于原子间作用力的大小，即与原子间结合键类 型、原子大小、原子间距离有关。共价键和离子键结合的晶 体，结合力强，E都较大；分子键结合力弱，这样结合的物体 E较低。
2. 晶界蠕变
高温条件下，多晶晶界的原子容易扩散，晶 界受力后易产生滑动，促进蠕变的进行。高温越 高，晶界滑动对蠕变作用越大，在总蠕变量中， 晶界滑动的贡献约为10%。
3.扩散蠕变：高温下空 位移动造成。不受外力， 空位移动无方向性。受 力后，空位沿实线箭头 方向向两侧流动，原子 则朝虚线箭头方向流动， 使晶体产生伸长的塑性 变形。金属接近熔点温 度、应力减低的情况下 产生。
m=1粘性固体；m值越大，拉伸时抗缩颈的能力强； m=0材料没有应变速率敏感性
塑性变形机理：由晶体滑移和孪生晶引起的。
晶体受力时，晶体的一部分（主要晶面）对另一 部分发生平移滑动（滑移）。
滑移面：原子最密排晶面。
滑移方向：原子最密排方向，
滑移面和滑移方向组成滑移系统，滑移系统多，材料 塑性好。
金属材料：金属键没有方向性，滑移系统很多，如体 心立方金属（Fe、Cu等）滑移系统有48之多。 无机非金属材料：离子键和共价键构成，有明显的方 向性，只有个别滑移系统才能满足条件。晶体结构越 复杂，滑移系统越少。因此只有为数不多的无机非金 属材料晶体在常温下具有延性。如AgCl、KCl、MgO、 KBr、LiF。
将玻璃加热到转变温度以上、熔点以下，然后淬冷， 这样表面立即冷却变成刚性的，而内部仍处于熔融状态。 因内部的软化状态不会破坏，在继续冷却中，内部将比表 面以更大的速率收缩，使表面受压、内部受拉，结果在表 面形成残留应力。
这种热韧技术近年来也用于其他结构陶瓷材料。如将 Al2O3在17000C下于硅油中淬冷，强度提高。在淬冷不仅在 表面造成压应力，而且还可使晶粒细化。利用表面层与内 部的热膨胀系数不同，也可达到预加应力的效果。
第三章 材料的机械性能与检测
材料的机械性能是指使用过程中受到外界 各种作用力（如压缩、拉伸力、弯曲力、剪切 力、摩擦力和撞击力）的作用而使形状和体积 发生变化，甚至导致断裂的行为。包括：
弹性变形、 塑性变形、
蠕变性、 硬度、
脆性断裂与耐磨性。
3.1 材料的变形及力学性能
一．材料的变形 二．材料的强化 三．材料力学试验及测试原理
83
烧结氧化铍（气孔率5%）
310
SiO2玻璃
72
烧结TiC（气孔率5%）
310
莫来石瓷
69
热压B4C （气孔率5%）
290
滑石瓷
69
烧结Mg Al2O4 （气孔率5%）
238
石墨（气孔率20%）
9
（二） 塑性形变：外力除去后不能恢复的变形。
塑性变形中，随材料的不同，应力与应变之间 的关系相当分散，据经验固体的塑性变形行为：
高分子的高弹态是在玻璃化温度Tg以上存在的：
橡胶Tg＜室温，故橡胶在室温下具有极高的弹性。
某些高分子在室温下处于玻璃态，在外力作用下发生 的很大变形。当外力撤除后并不能回复到原来的状态， 只有加热到玻璃化温度附近才能回复。因此从机理上 来说，发生的是高弹变形，而不是粘流变形，将这种 变形称为“强迫高弹形变”。
3.2 材料的硬度及检测
3.3 材料的断裂、磨损及评定方法
3—1 材料的变形与力学性能
一．材料变形
应力（σ）：作用于被测试样单位面积上产生形变的力。应力是作用负载 与起始横截面积之比。单位：N／cm2
应变（ε）：伸长度与试样的计量长度之比，简而言之就是单位原始长度 试样的长度变化。无量纲。
伸长率 （δ ）：拉伸负载所引起试样长度的增加。 屈服点：应力—应变曲线上的应力不再增加的点。 屈服强度：应力—应变偏离比例关系时材料所承受的极限应力。即屈服点 对应的应力。 比例极限：一种材料能够承受所施加的负载而不使应力—应变关系发生任 何偏离虎克定律时的最大应力。单位：N／cm2 弹性模量（E）：在材料的比例极限以下，应力与相对应的应变之比，通常 用F／A表示，单位：N／cm2。也称杨氏模量：表征材料刚度的量。 极限强度：当材料受到压缩、拉伸或剪切作用时所能承受的最大的单位应 力。单位： N／cm2表示。 正割模量：在应力—应变曲线上任何一点的应力与应变之比。
（三）化学强化
若要求表面残余应力更高，热韧化方法难以实现，采用 化学强化（离子交换）的办法。这种技术是改变材料表面化 学的组成，使表面的摩尔体积比内部的大。（通常用大离子 置换小离子实现）表面体积膨大受到内部材料的限制，就产 生两相状态的压应力。
（四）相变增韧 利用多晶多相陶瓷中某些成分在不同温度的相变，从而
的软化过程平衡。
cd—加速蠕变段，随时间延长，
蠕变速率逐渐增大，至d点产生 蠕变断裂。愈来愈大的塑性变 形便在晶界形成微孔和裂纹， 试件也开始产生缩颈，
试件实际受力面积减小而真实应力加大，因此在塑性变形速率 加快，随后试样断裂。
蠕变变形机理
1. 位错运动：一般情况下，若滑移面上的位错运动受阻，产 生塞积难以发生运动，形变强化。在高温下原子热运动加剧， 可以使从障碍中解放出来，引起蠕变。
（六）纤维增韧 在陶瓷中加入高弹性模量的纤维，纤维均布于陶瓷基体
中，达到增韧的目的为纤维增韧。纤维增韧的机理在于：陶 瓷受力时，由于纤维的强度及弹性模量高，大部分应力由纤 维承受，减轻了陶瓷的负担；而且纤维还可以阻止裂纹扩展， 起到增韧的作用。
（七）层状化结构
将陶瓷材料层状化，增加裂纹扩展时的阻 力，也能达到增强、增韧的效果。从下图可看 出层状结构使得裂纹发生了偏转。
στ=K(ετ)n
στ、ετ —真实应力、应变；
K—强度系数；n—形变强化系数：
n=1理想弹性体；n=0材料没有形变强化能力
金属材料n=0.1～0.5；
塑性变形中应变受速率、温度影响，与塑性变
形的微观机理有关，据经验描述速率敏感性：
στ=K’(ετ)m ετ —真实应变速率； m—应变速率敏感指数；K’—常数,单位应变速率材料流动应力
• 塑性研究意义：材料承受载荷的能力是强度，但塑 性指标的评价也很重要。若是强度高、塑性低，材 料在最终断裂前无任何征兆出现的现象很危险：
• 通常强度高的材料塑性低，塑性高的材料强度低。
• 真正好的材料应该是强度和塑性都高，也就是σ-ε曲 线下所包围的面积应该大。面积反映了材料发生断 裂时外界做功的大小，这个量称之为韧性。与韧性 相对的是脆性，实际表现是材料在很低的应力下 （常常低于屈服应力）发生突然的断裂。
故讨论高分子的弹性变形必须考虑温度的影响。
弹性模量
➢弹性模量是材料最稳定的力学性能参数，对成 分和组织的变化不敏感。
➢弹性模量表明了材料对弹性变形的抗力，代表 了材料的刚度。
➢材料弹性模量越大，材料的弹性变形越难进行， 在相同应力作用下，弹性变形量也越小。
材料
钨 铬 铁 镍 铜 钛 铌 银 金 铝 镉 镁
达到增韧的效果。如用ZrO2能够增韧莫来石陶瓷、尖晶陶瓷 等。 ZrO2存在三种晶型，立方、四方、单斜。
其中四方相向单斜相的相变伴随有较大的体积变化～ 7％，这种相变体积变化是相变增韧的基础。
（五）弥散增韧
在基体中渗入具有一定颗粒尺寸的微细材料，达到增韧 的效果。微细粉体既可以是金属粉末（加入陶瓷基体之后， 以其塑性变形，来吸收弹性应变能的释放量，从而增加断裂 的表面能，改善了韧性），也可以是非金属颗粒（在与基体 生料颗粒均匀混合之后，在烧结或热压时，多半存在于晶界 相中,以高强度增加了整体的断裂表面能，特别是高温断裂 韧性）。