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·