第十五卷第三期 材料科学与工程 总第59期 Vo1.15No. 3 M aterials Science Eng ineering Sept 1997 层状复合陶瓷断裂特性 吴义兵杨辉葛曼珍 浙江大学杭州310027 【摘要】层状复合是一种新型陶瓷增韧构型。本文着重讨论了层状复合陶瓷断裂特性,包 括几种主要的增韧机制的分析和影响因素的讨论。 【关键词】层状复合陶瓷断裂增韧 Fracture Properties of lam ina ted Ceram ic Com posites wuY ibing Yang Hui Ge m anzhen Zhejiang Un ivers ity Hangzhou 310027 LAbstractl Lam inated com po site is a novel techn ical in toughen ing ceram ics The paper rev iew s the cur- rent work about the fracture p ropert ies of lam inated ceram ic, includ ing the analy ses of several princpal tough en ing mechanism and the effects of certain variable (Key words] lam inated ceram ic fracture toughen ing 脆性,在保持高硬度、耐高温、耐磨、抗氧化的同时, 前言 增加了断裂韧性、耐热冲击、耐疲劳冲击的性能,可 以运用于安全系数要求较高的领域。又因其各种工 陶瓷材料韧性低,对缺陷十分敏感因此严重限艺参数易控可靠,成为当前国际上陶瓷增韧新热 制了陶瓷材料作为工程结构材料的使用。以前通过点。 严格的工艺过程和显微结构的改善,使强度和韧性 本文对层状复合陶瓷近年来的工作进行了简要 有所提高,但与高韧材料相比,仍相差较远。近年的评述,着重论述了层状复合陶瓷的增韧机理及其 来,复相陶瓷得到了很大发展,如纤维补强、晶须补影响因素,也指出了层状复合陶瓷目前存在的问题。 强、第二相弥散增韧等方法较大的提高了陶瓷的韧 性2,但离工程实际应用还有一定距离,而且工艺难 层状复合陶瓷增韧机制 度大,陶瓷可靠性增加不大,限制了使用范围。近年 来出现的层状复合陶瓷给增韧陶瓷带来了生机,它 瓷材料断裂韧性低的根本原因是由于制 本质上不同于传统的以消除缺陷(faw- elm inate)为品表面及内部晶界中或者在结合相内存在着较多的 目的,而是耐缺陷增韧(fiaw- to lerate)1-。 微裂纹。层状复合陶瓷增韧方向是:1、减弱微型裂纹 层状是一种仿生结构设计,模拟了自然界中贝尖端的应力集中效应2、提高抵抗裂纹扩展能力。具 壳的微观组织结构,研究发现由CaCO3和有机物组体机理随着基体材料和夹层材料不同而异 成的类似砖砌体的超微细层状结构,具有远远高于1弱夹层界面裂纹偏转增韧 组成相物质的综合机械性能(Kk增加了近20倍) 设计要求在两强度高的层间夹有弱(weak)的薄 这种结构启发人们设计和制作层状复合物以提高陶层,要求弱夹层足以偏转裂纹,强层必须有一定的抗 瓷韧性。近年来国内外开展了许多这类研究工压缩和剪切性能。A. J. Philipps'证明只有当夹层 作14 基体的韧性比小于约0.15时裂纹才能发生偏转。层 层状独特的结构使得陶瓷材料克服了单体时的状梁在加载过程中,当应力密度一定时,和单体 本文获国家自然科学基金项目59672010和浙江省自然科学基金项目595067资助 c1994-2009ChinaAcademicJOurnalElectronicpUblishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.net
第十五卷第三期 V o 1 1 1 5N o 1 3 材 料 科 学 与 工 程 M aterials Science & Engineering 总第5 9期 Sep t. 1997 层状复合陶瓷断裂特性 Ξ 吴义兵 杨 辉 葛曼珍 浙江大学 杭州 310027 【摘 要】 层状复合是一种新型陶瓷增韧构型。本文着重讨论了层状复合陶瓷断裂特性, 包 括几种主要的增韧机制的分析和影响因素的讨论。 【关键词】 层状复合陶瓷 断裂 增韧 Fracture Properties of Lam inated Ceram ic Composites W u Y ibing Yang Hui Ge M anzhen Zhejiang Un iversity Hangzhou 310027 【Abstract】 L am inated compo site is a novel technical in toughening ceram ics. The paper review s the cur2 rent wo rk about the fracture p roperties of lam inated ceram ic, including the analyses of several p rincipal tough2 ening m echanism and the effects of certain variables. 【Key words】 lam inated ceram ic fracture toughening 一、前 言 陶瓷材料韧性低, 对缺陷十分敏感, 因此严重限 制了陶瓷材料作为工程结构材料的使用。以前通过 严格的工艺过程和显微结构的改善, 使强度和韧性 有所提高, 但与高韧材料相比, 仍相差较远[1 ]。近年 来, 复相陶瓷得到了很大发展, 如纤维补强、晶须补 强、第二相弥散增韧等方法较大的提高了陶瓷的韧 性[2 ] , 但离工程实际应用还有一定距离, 而且工艺难 度大, 陶瓷可靠性增加不大, 限制了使用范围。近年 来出现的层状复合陶瓷给增韧陶瓷带来了生机, 它 本质上不同于传统的以消除缺陷(flaw 2elim inate) 为 目的, 而是耐缺陷增韧(flaw 2to lerate) [3—4 ]。 层状是一种仿生结构设计, 模拟了自然界中贝 壳的微观组织结构, 研究发现由 CaCO 3 和有机物组 成的类似砖砌体的超微细层状结构, 具有远远高于 组成相物质的综合机械性能(K1c增加了近 20 倍) [5 ] , 这种结构启发人们设计和制作层状复合物以提高陶 瓷 韧性。 近年来国内外开展了许多这类研究工 作[3, 4 ]。 层状独特的结构使得陶瓷材料克服了单体时的 脆性, 在保持高硬度、耐高温、耐磨、抗氧化的同时, 增加了断裂韧性、耐热冲击、耐疲劳冲击的性能, 可 以运用于安全系数要求较高的领域。又因其各种工 艺参数易控可靠[6 ] , 成为当前国际上陶瓷增韧新热 点。 本文对层状复合陶瓷近年来的工作进行了简要 的评述, 着重论述了层状复合陶瓷的增韧机理及其 影响因素, 也指出了层状复合陶瓷目前存在的问题。 二、层状复合陶瓷增韧机制 造成陶瓷材料断裂韧性低的根本原因是由于制 品表面及内部晶界中或者在结合相内存在着较多的 微裂纹。层状复合陶瓷增韧方向是: 1、减弱微型裂纹 尖端的应力集中效应; 2、提高抵抗裂纹扩展能力。具 体机理随着基体材料和夹层材料不同而异。 1. 弱夹层界面裂纹偏转增韧 设计要求在两强度高的层间夹有弱(w eak) 的薄 层, 要求弱夹层足以偏转裂纹, 强层必须有一定的抗 压缩和剪切性能。A. J. Ph ilipp s [7 ]证明只有当夹层、 基体的韧性比小于约 0115 时裂纹才能发生偏转。层 状梁在加载过程中, 当应力密度一定时, 和单体一 ·11· Ξ 本文获国家自然科学基金项目 59672010 和浙江省自然科学基金项目 595067 资助
样,穿厚裂纹( through-thickness crack)开始生长,层的断裂韧性。图2显示裂纹在扩展过程中发生偏转, 状材料也会以线弹性方式变形,不同的是裂纹不是尽管材料出现多层断裂,但裂纹并未张开1,张永俐 直接穿透样品。当裂纹尖端前移到达第一层横断界证明与其它结构形式的陶瓷-金属复合材料相比,层 面时,由于夹层较弱,裂纹尖端不受约束,由三向应状结构具有明显的韧化结果的 力变为二向应力,塑性区范围变大,再加上裂纹尖端 被钝化,穿层扩展受到阻碍,沿着界面偏转,成为 界面裂纹( n terfac ral crack)。裂纹在夹层中扩散,能 量被释放,到达另一面时能量降低很大。裂纹的偏转 和界面扩展允许负载持续上升。裂纹生长穿至下 层,此层的失效又使负载下降,但随着新的偏转,负 载又重新上升。这一过程重复发生,穿厚裂纹和界面 裂纹交替直至梁完全断裂。所以在达到最大负载后 失效不是突变的。 塑性层 脆性层 Clegg等最近证实了此法的可行性,所用为 C/墨层状复合陶瓷。BSC(含0.4t%硼)粉末 图2层状复合陶瓷的裂纹生长 与ⅣA水溶液相混合挤压后,形成2mm厚的塑性 胶板,再卷压成20m厚。干透后,以石墨胶液覆盖,3界面残余应力增韧 压制成mm厚的层块。层块在2040℃下无压烧结 利用层状复合陶瓷的基体与夹层之间热膨胀系 30分钟。最后SC和石墨厚度分别为150和8m。 数的不匹配、收缩率的不同或者某层中相变而使 实验用层状和单体(无石墨层,由200m厚层压间有应变差,引入应力场增韧机制。目前研究分成两 制而成烧结条件相同)材料进行比较(见图1)研究个方向,I三层设计表面强化增强增韧,Ⅱ多层设计 表明,穿厚裂纹在石墨层和SC层的界面开始偏转,界面变“强”裂纹偏转增韧。详述如下 但只在石墨层中扩展,防止了复合陶瓷的突变失效, Ⅰ三层设计表面强化增强增韧 使断裂韧性从单体的3.6MPa 增长到1sMPa 因为压缩区的应力区围绕裂纹尖端,抑制裂纹 m、断裂功从23·m到429·m,和抗就会明显的提高,临界裂纹长度减小导致强度 木块相当 韧性提高 设计三层复合陶瓷时,利用热膨胀系数或相变 使表面层产生压应力。残余应力可通过-射线测 定,也可计算出。考虑到等轴应力,残余应力可给 g≈AGEd 0= 246Ed ax热膨胀系数,△应变差,E;弹性模量,a泊松比 图1负载-位移曲线 下标s分别代表内层、基体d:总厚 这一系统是典型的层状化合物,研究得比较透 Hui ang等21设计的三层复合陶瓷表面层用 彻,但缺点是整体强度略有降低。 ZTA(85%AO3),基体用3Y一TZP,把有关数据带 2延性夹层偏转裂纹桥联增韧 入式(1、2),算得表面层的应力是136MPa,处于高 延性夹层多是指金属,以连续层状形式存在,可压缩,基体6.6MPa处于低拉伸。同时用ZTA单体 发生较大程度的塑性变形以吸收能量,因而有明和复合陶瓷作压痕测试试验,得到O夏/O单=1.498 显的强化、韧化效果,更重要的是由于金属发生塑性倍,K1复/K单=3.36倍 变形,在塑性变形区导致裂纹尖端钝化1,并在裂纹 Ⅱ多层设计界面变“强”裂纹偏转增韧 尾部被拉伸和形成桥联,防止裂纹张开,改善了材料 多层复合陶瓷引入应力将使界面变强,当裂纹 201994-2009ChinaAcademicJournalElectronicPublishingHouseAllrightsreservedhtp:/www.enki.net
样, 穿厚裂纹(th rough2th ickness crack) 开始生长, 层 状材料也会以线弹性方式变形, 不同的是裂纹不是 直接穿透样品。当裂纹尖端前移到达第一层横断界 面时, 由于夹层较弱, 裂纹尖端不受约束, 由三向应 力变为二向应力, 塑性区范围变大, 再加上裂纹尖端 被钝化, 穿层扩展受到阻碍[8 ] , 沿着界面偏转, 成为 界面裂纹(interfacial crack)。裂纹在夹层中扩散, 能 量被释放, 到达另一面时能量降低很大。裂纹的偏转 和界面扩展允许负载持续上升。裂纹生长穿至下一 层, 此层的失效又使负载下降, 但随着新的偏转, 负 载又重新上升。这一过程重复发生, 穿厚裂纹和界面 裂纹交替直至梁完全断裂。所以在达到最大负载后 失效不是突变的。 Clegg 等最近证实了此法的可行性[9 ] , 所用为 SiCö石墨层状复合陶瓷。Β2SiC (含 014w t% 硼) 粉末, 与 PVA 水溶液相混合挤压后, 形成 2mm 厚的塑性 胶板, 再卷压成 200Λm 厚。干透后, 以石墨胶液覆盖, 压制成 3mm 厚的层块。层块在 2040℃下无压烧结 30 分钟。最后 SiC 和石墨厚度分别为 150 和 8Λm。 实验用层状和单体(无石墨层, 由 200Λm 厚层压 制而成, 烧结条件相同) 材料进行比较(见图 1)。研究 表明, 穿厚裂纹在石墨层和 SiC 层的界面开始偏转, 但只在石墨层中扩展, 防止了复合陶瓷的突变失效, 使断裂韧性从单体的 316M Pa· m 增长到 15M Pa · m 、断裂功从 28J · m 到 4625J · m , 和 木块相当。 图 1 负载2位移曲线 这一系统是典型的层状化合物, 研究得比较透 彻, 但缺点是整体强度略有降低。 2. 延性夹层偏转裂纹桥联增韧 延性夹层多是指金属, 以连续层状形式存在, 可 以发生较大程度的塑性变形以吸收能量, 因而有明 显的强化、韧化效果, 更重要的是由于金属发生塑性 变形, 在塑性变形区导致裂纹尖端钝化[10 ] , 并在裂纹 尾部被拉伸和形成桥联, 防止裂纹张开, 改善了材料 的断裂韧性。图 2 显示裂纹在扩展过程中发生偏转, 尽管材料出现多层断裂, 但裂纹并未张开[11 ] , 张永俐 证明与其它结构形式的陶瓷2金属复合材料相比, 层 状结构具有明显的韧化结果[5 ]。 图 2 层状复合陶瓷的裂纹生长 3. 界面残余应力增韧 利用层状复合陶瓷的基体与夹层之间热膨胀系 数的不匹配、收缩率的不同或者某层中相变而使层 间有应变差, 引入应力场增韧机制。目前研究分成两 个方向, É 三层设计表面强化增强增韧; Ê 多层设计 界面变“强”裂纹偏转增韧。详述如下: É 三层设计表面强化增强增韧 因为压缩区的应力区围绕裂纹尖端, 抑制裂纹 的扩展, 所以表面层如有压应力, 它的断裂ö疲劳阻 抗就会明显的提高, 临界裂纹长度减小, 导致强度、 韧性提高。 设计三层复合陶瓷时, 利用热膨胀系数或相变 使表面层产生压应力。残余应力可通过 X2射线测 定, 也可计算出。考虑到等轴应力, 残余应力可给 出: [12 ] Ρs = ∃Ε0E sd i (1 - Τs) d (1) Ρi = 2∃Ε0E id s (1 - Τi) d (2) Α: 热膨胀系数; ∃Ε: 应变差; E; 弹性模量; Τ: 泊松比; 下标 i、s 分别代表内层、基体; d: 总厚 HuiW ang 等[12 ]设计的三层复合陶瓷表面层用 ZTA (85%A l2O 3) , 基体用 3Y—TZP, 把有关数据带 入式(1、2) , 算得表面层的应力是 1361M Pa, 处于高 压缩, 基体 616M Pa 处于低拉伸。同时用 ZTA 单体 和复合陶瓷作压痕测试试验, 得到 Ρf复öΡf单= 11498 倍, K 1c复öK 1c单= 3136 倍。 Ê 多层设计界面变“强”裂纹偏转增韧 多层复合陶瓷引入应力将使界面变强, 当裂纹 ·12·
扩散到界面时,其尖端与应力场作用而偏转,这种偏 转和1所论述的裂纹直接和颗粒相互作用不同P。 Om prakash'制作了两种复合陶瓷(95v%TZ 3Y/vo1%AO3—样品1和5%TZ.3Y/ 950%AO3——样品2)。样品打磨光洁,从维氏压 痕(负载8kgn)处研究裂纹扩展。总的来说,靠近表面 的压痕引发不同长度的放射状裂纹,表明存在残余 应力。从式(1,2)得样品1中AO3压缩区应力 80MPa,TZ.3Y拉伸区为40MPa,样品2中ALO3 压痕负载LogP 压缩区应力80MPa,TZ.3Y拉伸区为40MPa A:非R一曲线材料B:R一曲线材料C:复合陶瓷 伸应力下裂纹易于扩散而不是被偏转。实验证实样 图3压痕负载-强度曲线 品1中扩展到内层界面的裂纹在界面偏转,一旦进时,当生长的裂纹长度处于两个极端(P≤30,P≥ 入ADO3层,裂纹经历了明显的偏转并在层中进行 了相当距离的扩展,残余应力就会被释放。作为对 200N)时,单显示A或B的优异性质,中等程度裂纹 比,在样品2中发现裂纹受界面影响甚微,偏进TZ (200V≥P≥30N)时,基体中显微结构元素(如晶粒 3Y层后,又沿原路径方向偏出。 桥联)通过对裂纹尖端施加闭合应力来稳定裂纹,表 面层的存在有效的把这些稳定元素从裂纹尾部区域 Z Chen等用带式成型法制得AO/i复合移走,因此复合物将展示的强度和韧性值处于两种 物叫,在不同温度下测得强度、韧性数据如表1。 材料之间,可见复合物的性质集中了均质材料的高 表1不同温度下AMO3单体和ALO3Ni 强、非均质材料的高韧的优点(图5) 复合物的强度及韧性 勿理量 强度MPa 温度(℃)AO3层状复合陶瓷AO3层状复合陶瓷 l100 A:氧化铝+20v%钛酸铝 B氧帮2%优酸铝,非均质 可见:(1)由于Ni的热膨胀系数是AO3的10° 倍,由式(1,2)知,AO3层为压力层,而Ni层为拉伸 图4三层复合设计 区,这使得AO3层有很大的抵抗和偏转裂纹的能 表面材料,单体 三层复合物 力,层状的强度和韧性都有明显的提高。(2)随 的上升,△T的减小,相应的残余应力部分释放 中裂纹 定了AONi复合物强度和韧性大幅度下降,而 基体材料,单体 层复合陶瓷 ALO3单体变化不很明显。 大裂纹 。 4简单叠加互补增韧 传统陶瓷材料不具有R一曲线行为,即它的强 度随裂纹长度增大而迅速降低(图3A曲线),通过某 种添加物,引入增韧机制激发R一曲线,韧性有很大 提高,而且在一定范围内材料强度基本与缺陷无关, 但是却以牺牲小缺陷时强度为代价(图3B曲线) 表示稳定裂纹的显微元素 设计一个三层复合物,外层用A材料,内层用B 材料,并调整表面层厚以得到最佳强度。 C J. Russ图5复合陶瓷和两种组分材料中几种裂纹的半圆图 制得的复合物如图4,外层是高强AO3+20%钛酸 但应注意这种三层设计对从表面缺陷引发的断 铝(AAT20)均质混合物,内层是耐缺陷的非均质裂有效,而对其它情况例如非等轴拉伸整个材料的 AAT20他们证实,在最优表面厚度(约有100m)横截面受到同样的应用应力,这时这种结构对强度
扩散到界面时, 其尖端与应力场作用而偏转, 这种偏 转和 1 所论述的裂纹直接和颗粒相互作用不同[2 ]。 Om p rakash [13 ]制作了两种复合陶瓷 (95vo l% TZ- 3Yö5vo l%A l2O 3—— 样 品 1 和 5vo l% TZ - 3Yö 95vo l%A l2O 3——样品 2)。样品打磨光洁, 从维氏压 痕(负载 8kgf) 处研究裂纹扩展。总的来说, 靠近表面 的压痕引发不同长度的放射状裂纹, 表明存在残余 应力。从式 (1, 2) 得样品 1 中 A l2O 3 压缩区应力 800M Pa, TZ- 3Y 拉伸区为 40M Pa, 样品 2 中A l2O 3 压缩区应力 80M Pa, TZ- 3Y 拉伸区为 400M Pa。拉 伸应力下裂纹易于扩散而不是被偏转。实验证实样 品 1 中扩展到内层界面的裂纹在界面偏转, 一旦进 入A l2O 3 层, 裂纹经历了明显的偏转并在层中进行 了相当距离的扩展, 残余应力就会被释放。作为对 比, 在样品 2 中发现裂纹受界面影响甚微, 偏进 TZ - 3Y 层后, 又沿原路径方向偏出。 Z. Chen 等用带式成型法制得 A l2O 3öN i 复合 物[14 ] , 在不同温度下测得强度、韧性数据如表 1。 表 1 不同温度下Al2O3 单体和Al2O3öN i 复合物的强度及韧性 物理量 强度(M Pa) Kic (M Pa· m ) 温度(℃) A l2O 3 层状复合陶瓷 A l2O 3 层状复合陶瓷 25 188 318 212 511 1000 170 223 210 416 1100 165 222 119 415 1200 174 215 210 417 可见: (1) 由于N i 的热膨胀系数是A l2O 3 的 10 6 倍, 由式(1, 2) 知,A l2O 3 层为压力层, 而N i 层为拉伸 区, 这使得A l2O 3 层有很大的抵抗和偏转裂纹的能 力, 层状的强度和韧性都有明显的提高。 (2) 随着温 度的上升, ∃T 的减小, 相应的残余应力部分释放, 决 定了 A l2O 3öN i 复合物强度和韧性大幅度下降, 而 A l2O 3 单体变化不很明显。 4. 简单叠加互补增韧 传统陶瓷材料不具有 R—曲线行为, 即它的强 度随裂纹长度增大而迅速降低(图 3A 曲线) , 通过某 种添加物, 引入增韧机制激发 R—曲线, 韧性有很大 提高, 而且在一定范围内材料强度基本与缺陷无关, 但是却以牺牲小缺陷时强度为代价(图 3B 曲线)。 设计一个三层复合物, 外层用A 材料, 内层用B 材料, 并调整表面层厚以得到最佳强度。C. J. Russo 制得的复合物如图 4, 外层是高强A l2O 3+ 20% 钛酸 铝(AA T 20) 均质混合物, 内层是耐缺陷的非均质 AA T 20。他们证实, 在最优表面厚度 (约有 100Λm ) 图 3 压痕负载2强度曲线 时, 当生长的裂纹长度处于两个极端(P ≤30N , P ≥ 200N ) 时, 单显示A 或B 的优异性质, 中等程度裂纹 (200N ≥P ≥30N ) 时, 基体中显微结构元素(如晶粒 桥联) 通过对裂纹尖端施加闭合应力来稳定裂纹, 表 面层的存在有效的把这些稳定元素从裂纹尾部区域 移走, 因此复合物将展示的强度和韧性值处于两种 材料之间, 可见复合物的性质集中了均质材料的高 强、非均质材料的高韧的优点(图 5)。 图 4 三层复合设计 图 5 复合陶瓷和两种组分材料中几种裂纹的半圆图 但应注意这种三层设计对从表面缺陷引发的断 裂有效, 而对其它情况例如非等轴拉伸, 整个材料的 横截面受到同样的应用应力, 这时这种结构对强度 ·13·
和韧性没有丝毫贡献。 在薄层中裂纹较易从界面中生长出来。最大的可能 是薄界面含一些通道,碳化硅沿之穿越夹层生长,这 三、层状复合陶瓷断裂韧性 种缺陷已被观察到。厚夹层中此类缺陷也有,但不足 的影响因素 以形成通道而让SC晶粒沿它生长 3基体单层厚度的影响 对不同的增韧机理和材料组成而言,其断裂韧 单层厚度是控制层状陶瓷行为的一个重要因 性的影响因素是不同的。下面对共性因素作一些讨素,因为它决定遇到界面前裂纹扩展的长度。较薄单 论,将有助于选择基体和夹层组成,调节二者厚度、层的优点是:1能较大幅度地弯曲。2将裂纹沿厚度 界面曲度来优化一系列物理、化学特性(尤其是韧方向分成更多的几段,提高了断裂韧性。3易于打破 性),增加设计陶瓷元件的灵活性 粉末团聚,产生较小缺陷,而有较强的强度。A.I 1基体层强度的影响 Philips证实在层状梁总厚不变时,10层的Sc/石 层状复合陶瓷次层的断裂点和上层界面脱层裂墨复合物的强度是55MPa而20层有92MPa,断 纹尖端无关,而与层内某些缺陷相关。换言之,剩余裂功从40增至180KJ 梁应是无切口层状梁(厚度为整个层状梁减切口长4界面曲度的影响 度,dCN)W.J. C legg推导出三点弯曲测定表观断 界面凹凸度的增加能用来提高界面断键强度, 裂韧性的表达式9l 抑制软内层的蠕变,增加界面处层与层之间的机械 无切口层状梁失效应力b宽度会(3)关联,抑制它们的相对位移而且这种界面使界面断 1. CN/dl 裂/断键扩展特别困难。 几何因素,Cx:切口长度 Z Chen等用AlO;和金属Ni设计了两种类 上式表明层强度的变化直接改变相应Kk值。选型,一种界面相当平滑,另一种界面凹凸不平(图 取SC/石墨层状复合陶瓷作为研究对象叫对一个6),在100c时和101Pa(最外层A1O,处于最大 宽m、切口lmm的典型样品来说,取剩余梁的测的拉伸应力)下测试,类型I测试25分钟后发现脱 层,过7分钟后样品脱层完毕,生命期是32分钟,类 量强度为63MPa,算得表观断裂韧性为17.MPa型Ⅱ的生命期是6.25小时,提高了近13倍,这是因 和两次实验值17.7及156MPa1m相当吻 为调节层状梁的断裂强度,用不同方法引入峡合的ALO3和高温时较韧的Ni有较好的结 为高强 陷。一种方法是加入0.5wt%聚氯乙烯颗粒于SC 末中,层状梁的断裂强度从633减至348MPa,此时 韧性只有8MPa1m。另一方法让空气夹入塑性 生坯中,气孔缺陷的存在使得层状梁断裂强度减至 46MPa,韧性降为11.4MPa1m。 类型II 2夹层厚度的影响 夹层厚度变化对表观断裂韧性和样品断裂功的 图6界面的两种类型 影响是:当夹层厚度大于一定值后(此值和材料性质 四、结语 有关),几乎对断裂性质没有影响而低于它,断裂韧 性有显著的减弱,断裂行为也发生改变,脱层依然发 设计层状复合陶瓷时,为避免耗时的试差法,又 生,但层的断裂不再由同层裂纹生长而致而是因脱因强度、韧性之间的矛盾,经济能力的限制,前人提 层裂纹横穿界面的生长。 出了多种优化设计方案,继续寻找合理的优化设 用上述SC/石墨层状复合陶瓷为例。实验显计方案将是一项有意义的工作 示薄夹层切口层状样品中,横穿层的裂纹从脱层裂 目前虽然有几种评估裂纹偏转标准,但还没有 纹尖嘴处生长,脱层裂纹在界面处扭转,并横穿层界对裂纹传播和偏转所发生的断层及其能量吸收进行 面。断裂行为现在由裂纹穿层生长控制,以致最坏的定量分析,相应的也缺乏优化材料性质的指导。 情况是几乎消除了断裂韧性的增长。这种变化表明: (下转第57页) 01994-2009ChinaAcademicJournalElectronicPublishingHouseAllrightsreservedhttp:/www.cnki.ner
和韧性没有丝毫贡献。 三、层状复合陶瓷断裂韧性 的影响因素 对不同的增韧机理和材料组成而言, 其断裂韧 性的影响因素是不同的。下面对共性因素作一些讨 论, 将有助于选择基体和夹层组成, 调节二者厚度、 界面曲度来优化一系列物理、化学特性 (尤其是韧 性) , 增加设计陶瓷元件的灵活性。 1. 基体层强度的影响 层状复合陶瓷次层的断裂点和上层界面脱层裂 纹尖端无关, 而与层内某些缺陷相关。换言之, 剩余 梁应是无切口层状梁(厚度为整个层状梁减切口长 度, d—CN )。W. J. Clegg 推导出三点弯曲测定表观断 裂韧性的表达式[9 ] : K 1c = Ρf Y CN 1 - CN öd 2 (3) Ρf : 无切口层状梁失效应力; b: 宽度; d: 厚度; Y: 几何因素; CN : 切口长度 上式表明层强度的变化直接改变相应 K 1c值。选 取 SiCö石墨层状复合陶瓷作为研究对象[9 ] , 对一个 宽 3mm、切口 1mm 的典型样品来说, 取剩余梁的测 量强度为 633M Pa, 算得表观断裂韧性为 1710M Pa m , 和两次实验值 1717 及 1516M Pa m 相当吻 合。 为调节层状梁的断裂强度, 用不同方法引入缺 陷。一种方法是加入 015w t% 聚氯乙烯颗粒于 SiC 粉 末中, 层状梁的断裂强度从 633 减至 348M Pa, 此时 韧性只有 818M Pa m 。另一方法让空气夹入塑性 生坯中, 气孔缺陷的存在使得层状梁断裂强度减至 461M Pa, 韧性降为 1114M Pa m 。 2. 夹层厚度的影响 夹层厚度变化对表观断裂韧性和样品断裂功的 影响是: 当夹层厚度大于一定值后(此值和材料性质 有关) , 几乎对断裂性质没有影响; 而低于它, 断裂韧 性有显著的减弱, 断裂行为也发生改变, 脱层依然发 生, 但层的断裂不再由同层裂纹生长而致, 而是因脱 层裂纹横穿界面的生长。 用上述 SiCö石墨层状复合陶瓷为例[9 ]。实验显 示薄夹层切口层状样品中, 横穿层的裂纹从脱层裂 纹尖嘴处生长, 脱层裂纹在界面处扭转, 并横穿层界 面。断裂行为现在由裂纹穿层生长控制, 以致最坏的 情况是几乎消除了断裂韧性的增长。这种变化表明: 在薄层中裂纹较易从界面中生长出来。最大的可能 是薄界面含一些通道, 碳化硅沿之穿越夹层生长, 这 种缺陷已被观察到。厚夹层中此类缺陷也有, 但不足 以形成通道而让 SiC 晶粒沿它生长。 3. 基体单层厚度的影响 单层厚度是控制层状陶瓷行为的一个重要因 素, 因为它决定遇到界面前裂纹扩展的长度。较薄单 层的优点是: 1. 能较大幅度地弯曲。2. 将裂纹沿厚度 方向分成更多的几段, 提高了断裂韧性。3. 易于打破 粉末团聚, 产生较小缺陷, 而有较强的强度。A. J. Ph ilipp s 证实在层状梁总厚不变时, 10 层的 SiCö石 墨复合物的强度是 550M Pa 而 20 层有 920M Pa, 断 裂功从 40 增至 180KJ [7 ]。 4. 界面曲度的影响 界面凹凸度的增加能用来提高界面断键强度, 抑制软内层的蠕变, 增加界面处层与层之间的机械 关联, 抑制它们的相对位移, 而且这种界面使界面断 裂ö断键扩展特别困难。 Z. Chen 等用 A l2O 3 和金属 N i 设计了两种类 型[14 ] , 一种界面相当平滑, 另一种界面凹凸不平(图 6)。在 1100℃时和 120M Pa (最外层A l2O 3 处于最大 的拉伸应力) 下测试, 类型É 测试 25 分钟后发现脱 层, 过 7 分钟后样品脱层完毕, 生命期是 32 分钟, 类 型Ê 的生命期是 6125 小时, 提高了近 13 倍, 这是因 为高强度的A l2O 3 和高温时较韧的N i 有较好的结 合度。 图 6 界面的两种类型 四、结 语 设计层状复合陶瓷时, 为避免耗时的试差法, 又 因强度、韧性之间的矛盾, 经济能力的限制, 前人提 出了多种优化设计方案[16 ] , 继续寻找合理的优化设 计方案将是一项有意义的工作。 目前虽然有几种评估裂纹偏转标准, 但还没有 对裂纹传播和偏转所发生的断层及其能量吸收进行 定量分析, 相应的也缺乏优化材料性质的指导。 (下转第 57 页) ·14·
wc开拓了新领域为解决现有涂层工艺缺陷提供了新 方法。因此,电结晶法是一种很有发展前途的HA涂 层制备方法 参考文献 1 M. Jarcho, Clin O rthop Rel Res, 1981; 157: 259 3 S D Cook, J. F. Kay, K A. Thom as, R C. Anderson, M. C. Reynolds and J. Jarcho, J. Dent Res, 1986, 65 loed InterfaceSci 1983: 96: 245 5 C M. Co tell, D. B. Chrisey, K s grabow ski J.A Sprague and C. R. Gossett, J. Appl B Mater, 1992; 3 图4最终涂层的SM形貌 合电化学沉积涂层和水热合成HA过程获得了理6 P. Ducheyne, S M. Heughebaert and J. C Heughe- 想的HA涂层,其中电化学沉积涂层的 CahPO4组3 M. Shirkhanzadeh1 M ater Sci Lett,1910141 成,经蒸汽处理后水热合成为HA的。这种方法为9lam, Mater Sci. M ater Med,1995,690-93 HA涂层植入材料提供了一种可行的制备方法。这10ubao. K De Groot, J. Dew iin,CPA.T.Kemn,s V. D. Meer. J M ater Sci. MATER Med.1994. 种制备方法为生物金属材料的表面涂层技术的发展 (上接第14页) David, J. Am. Ceram. Soc, 1994: 77(8): 2145 本文分析讨论了层状复合陶瓷增韧机理,韧性7A. J. Phillps, w. J. Clegg and T w. Clyne, Acta met- all m ater1993,41(3):805 影响因素。通过增高单层的强度、降低层的厚度、增 8 Lessie N. Phillps等著,理有清等译,复合材料的设计 加界面的曲度、升高界面韧性,是提高陶瓷层状材料 基础与应用,航空工业出版社,1992 9 W. I Clegg, Acta metall mater 1992: 40(11): 3085 韧性的主要措施。层状结构增韧和其它一些成熟的10 Zheng Chen and J. J M echo lsky, J. Am. Ceram.soc 增韧技术联合使用如相变增韧效果就更好,有待 1993,76(5):1258 于进一步的研究它们之间的协同效应。 11 M.Y. He, F. E Hered ia, D. J. w issuchek, M. C. Shaw dA. G Evans.1993;41(4):1223 参考文献 12 Huiw ang and X aozhi Hu, J. Am. Ceram. Soc 1996, 79(2):553 F.J. Am. Ceram. Soc, 1991: 74 (2): 255 13 Om Prakash Partho Sarkar and Patrick S Nicholson 诸培南,硅酸盐学报,199624(1):7 JAm. Ceram.Soc,1995,78(44);1125 杨辉,阚红华等,材料加工和研究新技术,第二 14 Z Chen and JJ M echo lsky, J M ater Res 1996,II 卷(化工出版社,956)536 (8):2035 4 P H M artin, M. C. Helen and A M. Gary,J Am. Cer- 15 C J. Russo, M. P. Hamer. H. M. Chan and GA 1992;75(7):1715 M iller, J. Am. Ceram Soc 1992: 75(12): 3396 5张永俐,DL.米留斯,1A.阿克萨,材料科学与工程, 16 D. B A shok, R. s Rav prakash, M uters in 94:12(4):22 Civil Eng ineering, 1995; 10: 301 6 P. P. Kevin, H. C. Carbs, H. Christopherand S w 17 David B M arshall, Ceram ic Bulletin. 1992: 71(6): 969 91994-2009ChinaAcademicJOurnalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp://www.cnki.net
图 4 最终涂层的 SEM 形貌 合电化学沉积涂层和水热合成 HA 过程, 获得了理 想的 HA 涂层, 其中电化学沉积涂层的 CaHPO 4 组 成, 经蒸汽处理后水热合成为 HA 的。这种方法为 HA 涂层植入材料提供了一种可行的制备方法。这 种制备方法为生物金属材料的表面涂层技术的发展 开拓了新领域, 为解决现有涂层工艺缺陷提供了新 方法。因此, 电结晶法是一种很有发展前途的 HA 涂 层制备方法。 参 考 文 献 1 M. Jarcho. , Clin. O rthop. Rel. Res. , 1981; 157: 259. 2 P. Pucheyne, W. V arnranem donck, J. C. Henghebaert and M. Heughbaert,Biom aterials, 1986; 7: 86. 3 S. D. Cook, J. F. Kay, K. A. Thom as, R. C. A nderson, M. C. Reyno lds and J. Jarcho, J. Dent. Res. , 1986; 65: 222. 4 E. Ruckenstein, S. Gourisanker and R. E. Baier, J. Co l2 loed. InterfaceSci, 1983; 96: 245. 5 C. M. Co tell, D. B. Ch risey, K. S. grabow sk i, J. A. Sp rague and C. R. Go ssett, J. App l. Biom ater. , 1992; 3: 87. 6 P. Ducheyne, S. M. Heughebaert and J. C. Heughe2 baert, Biom aterials, 1990; 11: 244. 7 M. Sh irkhanzadeh, J. M ater. Sci. L ett. , 1991; 10: 1415. 8 Idem ,U S Patent App lication, 1991, 189: 650. 9 Idem , J. M ater. Sci. :M ater. M ed. , 1995; 6: 90293. 10 L i Yubao, K. De Groo t, J. Dew ijn, C. P. A. T. Kiein, S. V. D. M eer, J. M ater. Sci. : MA TER. M ed. , 1994; 5: 326. (上接第 14 页) 本文分析讨论了层状复合陶瓷增韧机理, 韧性 影响因素。通过增高单层的强度、降低层的厚度、增 加界面的曲度、升高界面韧性, 是提高陶瓷层状材料 韧性的主要措施。层状结构增韧和其它一些成熟的 增韧技术联合使用如相变增韧效果就更好[17 ] , 有待 于进一步的研究它们之间的协同效应。 参 考 文 献 1 Bcher PF,J. Am. Ceram. Soc. , 1991; 74 (2): 255 2 郭景坤, 诸培南, 硅酸盐学报, 1996; 24 (1): 7 3 葛曼珍, 杨辉, 阚红华等, 材料加工和研究新技术, 第二 卷(化工出版社, 9516) 536 4 P. H. M artin,M. C. Helen and A. M. Gary, J. Am. Cer2 am. Soc. , 1992; 75 (7): 1715 5 张永俐,D. L. 米留斯, I. A. 阿克萨, 材料科学与工程, 1994: 12 (4): 22 6 P. P. Kevin, H. C. Carlo s, H. Christopherand S. W. David,J. Am. Ceram. Soc. , 1994; 77 (8): 2145 7 A. J. Phillipp s,W. J. Clegg and T. W. Clyne, A cta m et2 all. m ater. 1993; 41 (3): 805 8 L essie. N. Phillip s 等著, 理有清等译, 复合材料的设计 基础与应用, 航空工业出版社, 1992 9 W. J. Clegg,A cta m etall. m ater. 1992; 40 (11): 3085 10 Zheng Chen and J. J. M echo lsky, J. Am. Ceram. Soc. 1993; 76 (5): 1258 11 M. Y. He, F. E. Heredia, D. J. W issuchek,M. C. Shaw and A. G. Evans, 1993; 41 (4): 1223 12 HuiW ang and Xiaozhi Hu, J. Am. Ceram. Soc. , 1996; 79 (2): 553 13 Om Prakash, Partho Sarkar and Patrick S. N icho lson, J. Am. Ceram. Soc. , 1995; 78 (44); 1125 14 Z. Chen and J. J. M echo lsky, J. M ater. Res. 1996; 11 (8): 2035 15 C. J. Russo, M. P. Harm er, H. M. Chan and G. A. M iller,J. Am. Ceram. Soc. , 1992; 75 (12): 3396 16 D. B. A shok, R. S. Ravip rakash, M icrocomputers in Civil Engineering, 1995; 10: 301 17 David B. M arshall, Ceram ic Bulletin, 1992; 71 (6): 969 ·57·
