层状复合陶瓷的增韧与设计研究进展

加至11.8MPa m

1/2[9]

。袁旭暄等

[10]

采用热压法制性而不能实现裂纹尾部桥联增韧1.3　界面残余应力增强增韧

[5]

。

作了BN-SiC层状复合陶瓷,发现层状材料断裂韧性显著提高,且BN-SiC层状复合陶瓷的断裂韧性在BN含量少于30%时,随着BN含量的增加而下降;BN含量超过30%后,随BN含量的增加而提高。杨

利用层状复合陶瓷的基体层与夹层之间热膨胀系数、收缩率的不匹配或者某层中相变而使层间有应变差,引入残余应力场增强增韧机制。

Tomaszewski

[17]

大祥等

[11]

采用2%Al2O3和6%Y2O3为烧结助剂,烧研究了TZP-Al2O3层状复合材

结温度1900℃,保温1h,加压30MPa的烧结工艺制备了SiC-C层状复合材料,较块体SiC断裂韧度提高了74.5%,其断裂方式呈现出“假塑性”。李冬云等

[12]

。研究发现:残余,裂纹发生偏转,[-氧

研究了BN弱层成分对SiC-BN层状陶瓷的阻:在中心层成分为5%l232)保持不变的前提下,研究了表面层成

力曲线行为的影响,发现SiC-BN层状陶瓷较,线行为受弱层成分的影响。裂纹的偏转,转。仝建峰等

[13,制得σf=786MPa、KIC=18.37MPa m

1/2

,HV=14.99GPa的高性

能陶瓷。陈蓓等

[19]

以ZrO2为基本组成相的层状材

料,采用干法成型工艺,通过对表面层不同组分Al2O3+ZrO2和表面厚度的系统研究和设计,使得上层为45%Al2O3+55%ZrO2,中间层为3%Y2O3稳定的ZrO2,下层仍为45%Al2O3+55%ZrO2的三层复合陶瓷

片,,热压烧结制得Al2O3(YAG)-LaPO4层状陶瓷复合材料,其室温断裂韧性达到13.52MPa m韧性的3倍。

1.2　延性夹层裂纹桥联增韧

1/2

,是基体材料断裂

的弯曲强度达682MPa,断裂韧性达16.2MPa m。随后的一系列研究表明:在ZrO2层状复合陶瓷中,压痕裂纹的形成除了因塑性区体积变化产生的残余应力外,还与相变应力和表面压应力有关,表面压应力对表面裂纹具有较大的抑制作用。层状陶瓷断裂韧性提高,主要是通过表面压应力对压痕裂纹区应力强度因子的贡献、提高断裂相变量,强化相变增韧效果、细化晶粒等几个方面来实现的

[14]

[20]

1/2

延性夹层可以是金属或延性树脂,以连续层状形式存在。它是利用延性层的塑性变形来消耗、吸收能量,并在裂纹尾部形成桥联而阻止裂纹扩张,从而改善材料的断裂韧性。Pateras等对陶瓷-金属层状复合物中桥联键的断裂在能量吸收中的作用作了详细的研究。

此类复合材料进行的研究有:张永俐等

制备

了含68%(体积分数)SiC的SiC-Al合金复合材料,其弯曲强度值接近致密的SiC的弯曲强度值,且断裂韧性KIC大大提高,达到12.5MPa m静压SiC的KIC值。黄奇良等

[15]

1/2

。

2　层状陶瓷的设计

提高层状陶瓷材料韧性的关键技术包括材料基体的优化、夹层匹配的选择、结构及界面设计等2.1　基体材料的选择

[21-22]

,3倍于热等

。

采用流态成型-离心

注浆成型、热压烧结制备了Al2O3-W层状复合材料,研究了Al2O3层、金属W层的厚度对层状复合材料力学性能的影响。结果表明:Al2O3-W层状复合材料的抗弯强度和断裂韧性不仅与Al2O3层、金属W层的厚度有关,而且与Al2O3-W的层厚比有关,当Al2O3层厚度为140μm、W层厚度为60μm时,材料

1/2

的断裂韧性达到(6.81±0.95)MPa m。罗永明

层状复合陶瓷的基体材料主要是一些具有较高强度和弹性模量的结构陶瓷材料,如Al2O3、ZrO2、SiC、Si3N4等。基体材料的强度对复合材料的性能有

很大影响。根据WJClegg的观点,基体材料的强度直接影响复合材料的断裂韧性,强度越高,断裂韧性越高。基体材料增韧也可以提高层状复合材料的断裂性能。

2.2　夹层材料的选择

[4]

等

[16]

用金属钨作为延性层制备SiC-W层状复合材

料的研究结果表明:在保持强度不变的同时,断裂韧性提高了1倍。但这类层状复合陶瓷也存在一定的难点:金属的熔点变化范围大,如何确定最佳的烧结温度,因为金属可能与基体材料发生反应失去金属塑

夹层材料是决定层状陶瓷韧性高低的关键。夹层材料选择时一般要考虑以下因素:与基体不发生较大化学反应,以免生成不利的脆性产物;热膨胀系数相差不应太大,以避免热应力开裂;强度适当,性能稳

2007/4

耐火材料/NAIHUOCAILIAO

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