陶瓷材料的超塑性
刘文娣
齐鲁工业大学材料科学与工程学院材工10-2班山东济南 250353
摘要：虽然陶瓷材料在本质上是一种脆性材料；然而研究已表明细晶陶瓷材料具有超塑性，在高温下能产生很大的拉伸形变。

陶瓷材料的超塑性可以定义为在拉伸载荷下显示异常高的延伸率，断裂前无颈缩发生。

通过对超塑性晶界滑移微观机理的解释，了解超塑性产生的原因，进而分析一下陶瓷材料的形变特征参数，最后简单介绍纳米陶瓷材料，及陶瓷材料超塑性的发展前景。

关键词：陶瓷材料；超塑性；晶界滑移；相变超塑性；陶瓷应用
引言：陶瓷材料由于具有优良的性能,如高强度、耐高温、耐腐蚀、耐磨、比重小等,因而得到越来越广泛的应用,尤其适合用于在高温、摩擦和腐蚀介质的场合取代金属部件。

陶瓷很容易获得细晶结构，而且结构比较稳定，即使在较高的温度时晶粒长大也不是很明显，这显示了陶瓷具有超塑性变形的潜力，但陶瓷材料在常温下几乎不产生塑性变形，实现超塑性形变要比金属材料困难得多。

陶瓷材料的超塑性可以定义为在拉伸载荷下显示异常高的延伸率，断裂前无颈缩发生。

陶瓷的超塑性要求 1.试验温度应达到材料熔化温度的一半以上；2晶粒尺寸要很小，通常应小于<1μm；3.能稳定保持细晶结构，没有或只有轻微的晶粒生长;4晶粒具有等轴粒状，以利于晶界滑移的发生；5.能抑制空洞的产生和连接以及晶界分离。

一．陶瓷材料超塑性介绍
1.1 超塑性的分类
细晶超塑性：晶粒尺寸通常小于10微米；变形温度T>0.5Tm,并在变形过程中保持恒定应变速率较低。

相变超塑性：并不要求具有超细晶粒组织，而是在一定的温度和应力条件下，经过多次循环相变或同素异构转变而获得大延伸率。

1.2 陶瓷材料超塑性变形的结构特征
晶界滑动是人们普遍接受的变形机制，从晶界的组织结构出发，可以将晶界滑动分为三种类型：第一，界面结构使晶界上的原子比在晶格内的扩散快得多，这种类型的界面一般来说是大角度晶界；第二种类型，晶界间存在少量液相，如果晶相在液相中有一点溶解度，就可以增强晶间的扩散作用；第三种类型，主要
是小角度晶界，推测是晶间位错而产生的超塑性，它具有最大的变形速率，在工艺技术上最有意义。

对于受扩散控制的形变过程，高温超塑性形变的特征方程可表达为：
D G d b n
p kT AGb ⎪⎭⎫ ⎝⎛=σε)(. 式中：.ε为应变速率;A 为常数;G 为剪切模量;b 为伯氏矢量;k 为玻尔兹曼常数;T 为绝对温度;d 为晶粒大小;p 为晶粒尺寸指数;σ为应力;n 为应力指数;D 为扩散系数。

)/ex p(0RT Q D D -=，其中0D 为频率因子;Q 为激活能;R 为气体常数;n ，p 和Q 是描写形变过程的特征参数。

在温度和晶粒尺寸不变的条件下，方程还可进一步简化为:
n A σε=.或m
.εσB =
式中B 为常数，m=l/n ，称为应变速率敏感性因子。

通常当m>0.3(或n ≤3)时，由于流动局部化和颈缩受到有效的抑制，材料才能产生明显的超塑性.。

晶体受力时，晶体的一部分相对另一部分发生平移滑动，叫做滑移。

滑移是在剪应力作用下在一定滑移系统上进行的。

晶体形变后，表面出现一些条纹，在显微镜下可以看到这些条纹组成一些滑移带，
至于多晶陶瓷，其晶粒在空间随机分布，不同方向的晶粒，其滑移面上的剪应力差别很大。

即使个别晶粒已达临界剪应力而发生滑移，也会受到周围晶粒的制约，使滑移受到阻碍而终止。

所以多晶材料更不容易产生滑移。

1.20滑移时存在一位错宽度
1.3 滑移机制
晶体中已滑移的部分和未滑移部分的分界线是以位错作为表征的。

但这种分界并不是有一个鲜明的界线，实际上是一过渡区域，这个过渡区域称为位错的宽度，如图1.2所示。

位错之所以有一定宽度，是两种能量平衡的结果。

从界面能来看，位错宽度越窄界面能越小，但弹性畸变能很高。

反之，位错宽度增加，将集中的弹性畸变能分摊到较宽区域内的各个原子面上，使每个原子列偏离其平衡位置较小，这样，单位体积内的弹性畸变能减小了。

位错宽度是影响位错是否容易运动的重要参数。

位错宽度越大，位错就越易运动。

1.4 陶瓷材料的形变特征参数
应力指数n，含有玻璃相时一般为2以下.粗晶粒的n=1，属于纯扩散蠕变，是受晶格扩散控制的晶界滑移。

n=2时的晶界滑移，是受界面反应控制的扩散；无玻璃相时为3左右；当晶粒尺寸由0.2微米增加到1.5微米时，应力指数由2.6减为1.6.
高温下的晶粒生长引起应变硬化，含有玻璃相时使流动应力下降，强化了超塑性流动，最大变形量增加，形变温度下降。

活化能涉及到变形机理和离子的扩散过程，一般为500-600KJ/mol。

随着晶
粒尺寸的增加而下降，例如当及晶粒尺寸有0.3增加到1.33微米时，活化能由580降低为500 KJ/mol.。

在高温超塑性变形过程中，由于晶界滑移在晶界处产生应力集中，当应力集中超过临界值时，空洞就成核。

空洞主要在应力集中最严重的三晶交汇处成核，随应变的增大而长大，并沿着晶界发展，部分空洞连结在一起形成裂纹，成为断裂的起源，降低了材料的力学性能。

空洞的产生意味着扩散过程来不及松弛晶界滑移所产生的局部应力集中，限制了断裂前的最大变形量。

在受压条件下，晶间脆性的影响不能得到有效的反映，晶间空洞和晶界分离或裂纹受到一定程度的压抑，故所表现出的塑性形变不能严格地体现真正的超塑性行为，只能说明具有高的延展性。

严格地说，按传统习惯把超塑性限定为材料具有异常大的拉伸延展性。

但是过去有许多试验是在受压条件下进行，而且也应用压缩成形，如锻造、挤压等的超塑性加工，故从实际出发，应把异常大的压缩延展性也认为是超塑性.
二．纳米陶瓷的结构与超塑性
纳米陶瓷的显微结构特征是，晶粒尺寸、晶界宽度、第二相分布、缺陷尺寸等都是处于纳米量级的水平。

超塑性要求晶粒细小，纳米材料完全符合这一要求，预计纳米陶瓷应该具有很好的超塑性。

纳米材料的晶界层所占的体积分数可能接近于晶粒的体积，晶界便具有举足轻重的作用，许多界相的结合时不对称和松散的，容易在外力作用下产生相对位移。

纳米陶瓷在高温下具有类似于金属的超塑性。

扩散系数比普通材料提高了3个数量级，晶粒尺寸降低了3个数量级，
扩散蠕变速率高出1012倍。

因此，在较低的温度下，纳米陶瓷材料因其高的扩
散蠕变速率可对外力作出迅速反应，造成晶界方向的平移，从而出现超塑性。

纳
米氧化锆陶瓷在1250下，施加不太大的力就约有400%的形变。

三．陶瓷材料超塑性的发展前景
超塑性陶瓷材料的未来应用既取决于它在变形过程中是否成功，也取决于在长期使用中有没有过早破坏的可能性。

迄今为止，已经报道过Al2O3。

ZrO2和Al2O3- ZrO2陶瓷的热锻造；把Y-TZP烧结坯料锻至净形和完全致密化，挤压加工Y-TZP，扩散连接Y-TZP/ Al2O3复合材料。

通过对陶瓷材料超塑性的研究，进而可在一些领域如航天等高新技术领域取代
金属或金属合金，推动陶瓷材料更广泛的应用。

文献：杨斌张小珍《Al2O3陶瓷及其复合材料的超塑性研究》《中国陶瓷工业》2006
年4月第13卷第2期
胡士廉《陶瓷材料的超塑性研究》中国科学院上海冶金研究所材料物理与化
学博士论文 2000年
叶建东陈楷《陶瓷材料的超塑性》《无机材料学报》 1998年03
期
期刊论文：《陶瓷材料超塑性研究进展》第18卷第4期无机材料学报。