－２２－中　国　陶　瓷

２００４年　第　４　期

陶瓷的实验中成功的解决了这个问题，采取　“振动筛法”，单一粒径粉末的取得是通过振动筛来筛取的，层厚则由筛分时间决定。层间界面光滑度决定于所用的压力，压力越高界面就越光滑。模压过程也受粉末性能的影响。另一问题是薄层很难使未烧生坯的密度均一，这要求填充模具要平整均匀，模具上端和下端在整个压力循环中要严格保持平行。万菊林等［２５］则用筛网干粉铺层复合法制备了Ｃｅ－ＴＺＰ／Ａ１２Ｏ３层状复合材料，具体操作为：粉料先造粒以提高颗粒的流动性，用筛网向模具内交替均匀铺Ａ１２Ｏ３和Ｃｅ－ＴＺＰ粉，如此可由铺层质量大小定量控制层厚．完成铺层的试样经单向干压及冷等静压成型。

另外还有涂覆铺层、离心固化、电泳沉积（Ｅｌｅｃｔｒｏｐｈｏｒｃｔｉｃ　Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、等离子体喷涂（ＰｌａｍａＳｐｒａｙｉｎｇ）等方法，其中先进复合材料国防科技重点实验室为解决了薄壁异型陶瓷构件的精密成形问题还采用了凝胶注模成型－热模压工艺。这些方法有其独特之处，但应用并不成熟。

４　　　Ａ１２Ｏ３体系层状复合陶瓷的增韧机制

层状复合陶瓷强韧化机制与传统上消除缺陷（ｆｌａｗ—ｅｌｉｍｉｎａｔｅ）提高机械性能的方法本质不同，它是一种能量耗散机制，其结构设计将使强度和缺陷无关，成为一种耐缺陷（ｆｌａｗ—ｔｏｌｅｒａｔｅ）材料，可使强度和韧性得到不同程度的增加。它的增韧机制主要包括：

（１）弱界面裂纹偏转增韧：在高强、高硬的陶瓷基体层间引入弱的的软层，设计成层状复合陶瓷，即是利用了此增韧机制。弱界面裂纹在层状复合材料中的扩展有两种可能：（１）裂纹沿原扩展路径浸入第二相（２）裂纹沿界面扩展。张志强等［７］观察到Ａ１２Ｏ３／云母片的主裂纹呈台阶状贯穿整个试样，试样在外力作用下，当基体内的主裂纹扩展到软层时，使软层内产生许多微裂纹，吸收了部分能量．裂纹尖端的应力得到释放．在软层处造成局部的累积损伤，使扩展到软层的主裂纹沿着与软层平行的方向发展，直到在另一基体上产生垂直于层面的新的裂纹，主裂纹才得以继续向前扩展，裂纹如此多次受到交替的层间相界面的阻碍，穿厚裂纹和界面裂纹交替直至梁完全断裂。Ａ．

Ｊ．Ｐｈｉｌｉｐｐｓ［２６］的研究显示只有当夹层、基体的韧性比小于约１５时裂纹才能发生偏转。

实际上，裂纹偏转增韧的效果对材料的受力状态依赖性很大，在双轴应力作用下，裂纹的偏转不一定会导致裂纹尖端扩展驱动力的降低，甚至还可能引起有效扩展驱动力的增大。因此，裂纹偏转严格地说不能作为一种增韧机制用于指导材料的设计，除非有把握保证材料在应用中的受力状态能够使得裂纹偏转起到应有的增韧效果。

　（２）延性夹层裂纹桥联增韧：金属（Ｎｉ、Ｗ）、延性树脂或其它延性物质（云母）等延性夹层以连续层状形式存在，其可能的增韧作用主要有三方面：裂纹尖端前缘延性相的塑性形变、延性相导致的裂纹偏转以及裂纹尖端尾部区域内发生的桥联现象。由于延性相的塑性形变在很大程度上受到周围高弹性模量基体的束缚，由延性相在裂纹尖端尾部区域内发生的桥联减小了裂纹尖端的应力强度因子，减缓裂纹扩展速度并阻止了裂纹进一步张开，是主导增韧机制。但是在桥联区中由于基体对桥联组元的塑性形变的束缚严重削弱，桥联组元在桥联应力作用下也会发生显著的塑性形变，消耗、吸收了能量，从而对断裂强度产生影响。从Ａ１２Ｏ３／坏氧树脂复合材料［６］的载荷一位移曲线看出，复合材料在继续变形时载荷回升，同时出现一些锯齿形波动（图３ｃ箭头所示），这种波动与同层Ａ１２Ｏ３陶瓷多裂缝断裂对应，当外载荷达到极大值时，纤维树脂层断裂，随后裂缝在内层Ａ１２Ｏ３中萌生、扩展，直至试样完全破坏。从载荷一位移曲线中可知，Ａ１２Ｏ３／芳纶纤维增强环氧树脂复合材料在完全破坏前可以经受较大的变形。（３）界面残余应力增强增韧：由于层状复合陶瓷的基体层与夹层之间热膨胀系数、弹性模量、收缩率的不匹配或者某层中相变而引起应变失调，导致残余应力。陈蓓等［２２］研究了Ａ１２Ｏ３／ＺｒＯ２３层复合材料中残余应力增韧，研究表明表面裂纹传到界面处，残余应力吸收应变能，裂纹沿界面偏转，应力得以释放，使得材料抵抗裂纹扩张能力提高，强度和韧性提高，因此合适大小的表面残余压应力是材料硬度和韧性提高的主要因素。当残余应力本身足以克

服界面间结合力时，界面将发生微开裂，会使材料的

图３　　试样三点弯曲实验的载荷－位移曲线

Ｆｉｇ．３　　Ｌｏａｄ－ｄｅｆｌｅｃｔｉｏｎ　ｃｕｒｖｅｓ　ｏｆ　ｓｐｅｃｉｍｅｎｓ　ｍｅａｓｕｒｅｄ　ｕｎｄｅｒ　３－ｐｉｏｎｔ　ｆｌｅｘｕｒａｌ　ｔｅｓｔｉｎｇ

ａ．ｍｏｎｏｌｉｔｈｉｃ　ａｌｕｍｉｎａ；ｂ．ａｌｕｍｉｎａ／ｅｐｏｘｙ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ；ｃ．ａｌｕｍｉｎａ／ａｒａｍｉｄ　ｆｉｂｒｅ　ｒｅｉｎｆｏｒｃｅｄ　ｅｐｏｘｙ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ