第14卷第4期 无机材料学报 1999年8月 Journal of Iorganic Materials 层状复合陶瓷强韧化机制及其优化设计因素 钱晓倩葛曼珍吴义兵杨辉 (浙江大学土木系,材料系杭州310027) 层状复合是一种新型的陶瓷复合构型,具有提高断裂韧性和强度的优异特性,对优化陶瓷的 显微结构和机械性能十分有效.本文从层状复合界面结构出发,综合评述了层状复合陶瓷的强韧 化机制,讨论基体单层强度、厚度,界面的厚度和粘接强度等因素对断裂韧性等性能的影响 讨层状复合陶瓷的优化设计思路 关键词层状复合,陶瓷断裂,增强增韧,优化设计 分类号323 1引言 层状复合陶瓷由于显著的优点备受人们的青睐,它克服了陶瓷材料的致命弱点-突然性 的整体断裂.它的失效是逐层渐变,这种结构是模仿贝壳而来.自然界中贝壳的微观组织结 构是由脆性文石晶体和壳角蛋白组成的类似砖砌体的超微层状结构,其机械性能远远高于 般文石晶体,这种结构启发人们在脆性陶瓷材料中加入耐高温软质材料,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,并突破夹层是软质材料的 界限,成为当前国际上陶瓷增韧持续的热点2 层状复合陶瓷独特的叠层结构,给研究者带来较大自由度,可以进行层内设计和层间设 计,按设计要求优化组合材料后,调节各种结构参数,在保持高硬度、耐高温、耐磨性、抗 氧化性等特性的同时,增加断裂韧性、耐疲劳和抗热冲击的性能,使之可以运用于对安全系 数要求较高的领域 层状复合陶瓷可以吸收纤维或晶须补强、颗粒弥散増韧、κO相变増韧、微裂纹増韧等 方法的优点进行层内设计,本文就复合陶瓷层状结构本身的强韧化机制进行了讨论,同时分 析影响层状复合陶瓷性能的因素,有助于优化设计方案的提出 2层状复合陶瓷强韧化机制 层状复合陶瓷强韧化机制与传统上消除缺陷(naαwε imitate)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-toler- ate)材料,可使强度和韧性得到不同程度的增加,下面就层状复合陶瓷的增韧(提高韧性和 1998-1-30收到初稿,19902-08收到修改稿国家自然基金项目(59672010)和浙江省自然基金项目 (595067)淅江省151人才工程、浙江大学曹光彪高科技发展基金资助钱晓倩:男,36岁,硕士,副教授 201994-2009ChinaAcademicJoumaleLectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp ://www.cnkinet
第 14 卷 第 4 期 1999 年 8 月 无 机 材 料 学 报 Journal of Inorganic Materials Vol. 14 , No. 4 Aug. , 1999 3 1998211230 收到初稿 , 1999202208 收到修改稿 国家自然基金项目 (59672010) 和浙江省自然基金项目 (595067) 、淅江省 151 人才工程、浙江大学曹光彪高科技发展基金资助 钱晓倩 : 男 ,36 岁 ,硕士 ,副教授 层状复合陶瓷强韧化机制及其优化设计因素3 钱晓倩 葛曼珍 吴义兵 杨 辉 (浙江大学土木系 , 材料系 杭州 310027) 摘 要 层状复合是一种新型的陶瓷复合构型 , 具有提高断裂韧性和强度的优异特性 , 对优化陶瓷的 显微结构和机械性能十分有效 1 本文从层状复合界面结构出发 , 综合评述了层状复合陶瓷的强韧 化机制 , 讨论基体单层强度、厚度 , 界面的厚度和粘接强度等因素对断裂韧性等性能的影响 , 探 讨层状复合陶瓷的优化设计思路 1 关 键 词 层状复合 , 陶瓷断裂 , 增强增韧 , 优化设计 分 类 号 TB 323 1 引言 层状复合陶瓷由于显著的优点备受人们的青睐 , 它克服了陶瓷材料的致命弱点22突然性 的整体断裂 1 它的失效是逐层渐变 , 这种结构是模仿贝壳而来 1 自然界中贝壳的微观组织结 构是由脆性文石晶体和壳角蛋白组成的类似砖砌体的超微层状结构 , 其机械性能远远高于一 般文石晶体 [1 ] , 这种结构启发人们在脆性陶瓷材料中加入耐高温软质材料 , 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 , 并突破夹层是软质材料的 界限 , 成为当前国际上陶瓷增韧持续的热点 [2～5 ] 1 层状复合陶瓷独特的叠层结构 , 给研究者带来较大自由度 , 可以进行层内设计和层间设 计 , 按设计要求优化组合材料后 , 调节各种结构参数 , 在保持高硬度、耐高温、耐磨性、抗 氧化性等特性的同时 , 增加断裂韧性、耐疲劳和抗热冲击的性能 , 使之可以运用于对安全系 数要求较高的领域 1 层状复合陶瓷可以吸收纤维或晶须补强、颗粒弥散增韧、ZrO2 相变增韧、微裂纹增韧等 方法的优点进行层内设计 , 本文就复合陶瓷层状结构本身的强韧化机制进行了讨论 , 同时分 析影响层状复合陶瓷性能的因素 , 有助于优化设计方案的提出 1 2 层状复合陶瓷强韧化机制 层状复合陶瓷强韧化机制与传统上消除缺陷 (flaw2eliminate) 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 (flaw2toler2 ate) 材料 , 可使强度和韧性得到不同程度的增加 , 下面就层状复合陶瓷的增韧 (提高韧性和
4期 钱晓倩等:层状复合陶瓷强韧化机制及其优化设计因素521 断裂功)、增强(提高抗弯强度)机制进行分析」 2.1层状复合陶瓷增韧 2.1.1弱界面裂纹偏转增韧 此设计有意在两层高强度的基体间引入弱薄层,夹层的要求是弱足以偏转裂纹,强必须 有一定的压缩和剪切性能.qegg等用SiC粉末(掺硼)制成薄层,用胶态石墨覆涂,压制 成型后,无压烧结制成SC/石墨层状复合陶瓷.实验用层状和单块SiC陶瓷(仅无石墨层, 其它条件相同)进行比较.研究表明,层状表观断裂韧性从单体的3.6Ma·m2增长到 17.7MPam",断裂功从28Jm增加到4625J 图1是用三点开槽抗弯法测SC/石墨 单块SC一样,层状材料也会以线弹性方式÷/ 层状梁的负载一位移曲线,加载过程中和 变形,当应力强度大到一定程度时,开槽写下 处裂纹开始生长,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,由于石墨层较弱、薄,裂纹尖 Deflection/mm 端不受约東,由三向应力变为二同应力 (a=0),塑性区范围变大,再加上裂纹尖 图1开槽三点弯曲测试SC单体及SC/石 端被钝化,穿层扩展受到阻碍,裂纹沿着 墨复合物负载一位移曲线 界面偏转,成为界面裂纹( interfacial Fig. I Load displacement curves of grooved SiC crack),裂纹在石墨层中穿行,扩散过程中 mmlith and SiC/C composte samples loaded by 能量被释放.虽然负载的增长没有裂纹生 three point tensile stress 长前迅速,但由于裂纹的偏转还是在持续增长.裂纹生长将穿透至下一层,本层的失效使负 载第一次下降,但随着新的偏转,负载值又重新上升,这一过程重复发生,穿层裂纹和界面 裂纹交替发生,直至完全破裂,所以在达到最大负载点后,失效不是突变的. Vandepeer已成 功利用电泳成型法用SC和石墨制备出陶瓷管,向实用方面迈开了一大步 2.1.2延性夹层裂纹桥联增韧 延性夹层可以是金属,也可以是延性树脂,以连续层状形式存在,延性层发生较大程度 的塑性变形来消耗、吸收能量,塑性变形区也会导致裂纹尖端屏蔽,使裂纹钝化,并在裂 纹尾部被拉伸和形成桥联,减小裂纹尖端的应力强度因子,减缓裂纹扩展速度,阻止裂纹进 步张开,从而改善材料断裂韧性.图2显示材料表现出层状特有的阶梯式断裂:裂纹在扩 展过程中发生偏转,并从起点开始沿传播方向呈阶梯状扩展,尽管出现多层断裂,但由于金 属层的拉伸,形成宏观桥联,裂纹并未张开, 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 2.1.3叠加互补增韧 陶瓷材料不显示R曲线行为(图3A线),但可引入第二相激发R曲线,使韧性有很大 提高,可使强度在一定范围内基本与缺陷尺寸无关,但是以牺牲小缺陷时强度为代价(B 按图3中的虚线C提示设计一个三层复合物C,外层用A材料,内层用B材料,并调整 表面层厚度以得到最佳强度 C J. Russo制得的复合陶瓷",外层是高强A2O3+20%钛酸铝 201994-2009ChinaAcademicJourmalElectronicpUblishingHouse.Allrightsreservedhttp:/www.cnki.net
断裂功) 、增强 (提高抗弯强度) 机制进行分析 : 211 层状复合陶瓷增韧 21111 弱界面裂纹偏转增韧 此设计有意在两层高强度的基体间引入弱薄层 , 夹层的要求是弱足以偏转裂纹 , 强必须 有一定的压缩和剪切性能 1Clegg 等 [6 ]用 SiC 粉末 (掺硼) 制成薄层 , 用胶态石墨覆涂 , 压制 成型后 , 无压烧结制成 SiCΠ石墨层状复合陶瓷 1 实验用层状和单块 SiC 陶瓷 (仅无石墨层 , 其它条件相同) 进行比较 1 研究表明 , 层状表观断裂韧性从单体的 316MPa·m 1Π2 增长到 1717MPa·m 1Π2 , 断裂功从 28J·m - 2增加到 4625J·m - 2 1 图 1 开槽三点弯曲测试 SiC 单体及 SiCΠ石 墨复合物负载 —位移曲线 Fig11 Load displacement curves of grooved SiC monolith and SiCΠC composite samples loaded by three point tensile stress 图 1 是用三点开槽抗弯法测 SiCΠ石墨 层状梁的负载 —位移曲线 , 加载过程中和 单块 SiC 一样 , 层状材料也会以线弹性方式 变形 , 当应力强度大到一定程度时 , 开槽 处裂纹开始生长 , 不同的是裂纹不是直接 穿透样品 1 当裂纹尖端前移到达第一层横 断界面时 , 由于石墨层较弱、薄 , 裂纹尖 端不受约束 , 由三向应力变为二向应力 (σzz = 0) , 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 , 裂纹沿着 界面 偏 转 , 成 为 界 面 裂 纹 ( interfacial crack) , 裂纹在石墨层中穿行 , 扩散过程中 能量被释放 1 虽然负载的增长没有裂纹生 长前迅速 , 但由于裂纹的偏转还是在持续增长 1 裂纹生长将穿透至下一层 , 本层的失效使负 载第一次下降 , 但随着新的偏转 , 负载值又重新上升 , 这一过程重复发生 , 穿层裂纹和界面 裂纹交替发生 , 直至完全破裂 , 所以在达到最大负载点后 , 失效不是突变的 1Vandeperre 已成 功利用电泳成型法用 SiC 和石墨制备出陶瓷管 , 向实用方面迈开了一大步 [7 ] 1 21112 延性夹层裂纹桥联增韧 延性夹层可以是金属 , 也可以是延性树脂 , 以连续层状形式存在 1 延性层发生较大程度 的塑性变形来消耗、吸收能量 , 塑性变形区也会导致裂纹尖端屏蔽 , 使裂纹钝化 [8 ] , 并在裂 纹尾部被拉伸和形成桥联 , 减小裂纹尖端的应力强度因子 , 减缓裂纹扩展速度 , 阻止裂纹进 一步张开 , 从而改善材料断裂韧性 1 图 2 显示材料表现出层状特有的阶梯式断裂 : 裂纹在扩 展过程中发生偏转 , 并从起点开始沿传播方向呈阶梯状扩展 , 尽管出现多层断裂 , 但由于金 属层的拉伸 , 形成宏观桥联 , 裂纹并未张开 [9 ] , Pateras 等对陶瓷Π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 [10 ] 1 21113 叠加互补增韧 陶瓷材料不显示 R2曲线行为 (图 3A 线) , 但可引入第二相激发 R2曲线 , 使韧性有很大 提高 , 可使强度在一定范围内基本与缺陷尺寸无关 , 但是以牺牲小缺陷时强度为代价 (B 线) 1 按图 3 中的虚线 C 提示设计一个三层复合物 C , 外层用 A 材料 , 内层用 B 材料 , 并调整 表面层厚度以得到最佳强度 1C1J1Russo 制得的复合陶瓷 [11 ] , 外层是高强 Al2O3 + 20 %钛酸铝 4 期 钱晓倩等 : 层状复合陶瓷强韧化机制及其优化设计因素 521
无机材料学报 14卷 (AA120)均质化合物,内层是抗缺陷的非均质AA120,在最优表面厚度(约有100m)时 当生长的裂纹长度处于两个极端(p≥30N,p≥200N时,单独显示A或B的优异性质,中 等程度裂纹(200N≥p≥30N)时,内层中显微结构元素(如晶粒桥联)通过对裂纹尖端施加 闭合应力来稳定裂纹,表面层的存在有效地把这些稳定元素从裂纹尾部区域移走,因此复合 物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 Stress Ductile layer Ig icrack size) Brittle layer 图2陶瓷/金属层状复合初的裂纹生长 图3几种材料的压痕负载一强度曲线 Fig. 2 Crack growth of ceramic/metal lam. Fig 3 Load producing impress strength curves of sever- nated composites A: materal with prr R-curve behaviorB: material with R-curve Folson等用同样的思路发展了一种用A2O3/碳纤维增强的环氧树脂层状复合物 层提供高强度、髙硬度和耐磨性,而环氧树脂层提供高韧性、耐缺陷性 这种三层结构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,这时对强度和韧性没有丝毫贡献 2.2界面残余应力增强增韧 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.残余应力可通过ⅹ射线测定,也可计算 出 以下分别讨论三层和多层复合设计两种情况 2.2.1三层设计表面强化增强增韧 设计三层复合陶瓷时,利用材料热膨胀系数差异或相变,调节各自层数、层厚,可使表 面层产生合适压应力.因为压缩区的应力区围绕裂纹尖端,抑制裂纹的发生和扩展,所以表 面层如有压应力,它的断裂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,表面微硬度也有一定提高,实例见表 2.2.2多层设计界面变“强”裂纹偏转增韧 与2.1.1裂纹直接和颗粒相互作用而偏转不同,本设计在多层复合陶瓷中引入应力使界 面变“强”,当裂纹扩散到界面时,其尖端与应力场作用而偏转,并可能使裂纹开叉.Om 201994-2009ChinaAcademicJournaleLectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp:/www.cnki.net
(AAT20) 均质化合物 , 内层是抗缺陷的非均质 AAT20 , 在最优表面厚度 (约有 100μm) 时 , 当生长的裂纹长度处于两个极端 ( p Ε30N , p Ε200N) 时 , 单独显示 A 或 B 的优异性质 , 中 等程度裂纹 (200N Ε p Ε30N) 时 , 内层中显微结构元素 (如晶粒桥联) 通过对裂纹尖端施加 闭合应力来稳定裂纹 , 表面层的存在有效地把这些稳定元素从裂纹尾部区域移走 , 因此复合 物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 1 图 2 陶瓷Π金属层状复合物的裂纹生长 Fig12 Crack growth of ceramicΠmetal lami2 nated composites 图 3 几种材料的压痕负载 —强度曲线 Fig13 Load producing impress strength curves of sever2 al materials A : material with non2R2curve behaviorB : material with R2curve behavior C: laminated composite Folson 等用同样的思路发展了一种用 Al2O3Π碳纤维增强的环氧树脂层状复合物 [12 ] , Al2O3 层提供高强度、高硬度和耐磨性 , 而环氧树脂层提供高韧性、耐缺陷性 1 这种三层结构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 , 这时对强度和韧性没有丝毫贡献 1 212 界面残余应力增强增韧 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 1 残余应力可通过 X 射线测定 , 也可计算 出 1 以下分别讨论三层和多层复合设计两种情况 1 21211 三层设计表面强化增强增韧 设计三层复合陶瓷时 , 利用材料热膨胀系数差异或相变 , 调节各自层数、层厚 , 可使表 面层产生合适压应力 1 因为压缩区的应力区围绕裂纹尖端 , 抑制裂纹的发生和扩展 , 所以表 面层如有压应力 , 它的断裂Π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 , 表面微硬度也有一定提高 , 实例见表 11 21212 多层设计界面变“强”裂纹偏转增韧 与 21111 裂纹直接和颗粒相互作用而偏转不同 , 本设计在多层复合陶瓷中引入应力使界 面变“强”, 当裂纹扩散到界面时 , 其尖端与应力场作用而偏转 , 并可能使裂纹开叉 1Om 522 无 机 材 料 学 报 14 卷
4期 钱晓倩等:层状复合陶瓷强韧化机制及其优化设计因素523 prakash制作了95l%ZY5ol%AO层状复合陶瓷.样品被打磨光洁,从维氏压痕处研 究裂纹扩展.残余应力的存在使靠近界面的压痕引发不同长度的放射状裂纹,并可发现 表1三层设计表面强化实例 Table 1 Samples of surface strengthening by desighed three layers Surface layer Base layer Reference streng Kle Surf. Kle Cop orSurf. %r Gomp (85%AO3)3￥TZP I GPa 14.6 13 42O3 Zr(12Ce)O ≈2(Ra 200650~700 Al, O3 +(100%)ZO2+3Y/P Pa 裂纹在界面处偏折,样品1中Al2O3压缩区应力为800MPa,拉伸区为40MPa.实验证实样品中 扩展到内层界面的裂纹在界面偏转,一旦进入A2O3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.基于同样的原理, Yarosheuko用热压法制得 SiN/N层状复合陶瓷,表明具有压应力的SN层在界面处有很大的裂纹扩展阻力 Z Chen等用流延成型法制得A12O3N层状复合陶瓷,对在不同温度下测得单块A2O3 陶瓷和Al2ON层状复合陶瓷的强度及韧性进行比较,由于N的热膨胀系数是AO3的近2 倍,AlO3层为压力区,使得A2O3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;随着温度的上升,残余应力的部分释放,Al2ONi复合物强度和韧性大幅度 下降,而单体A2O3变化不很明显 3层状复合陶瓷复合物优化设计因素 层状复合陶瓷独特的构型增加了设计陶瓷制品的灵活性,研究者有很大余地进行有目 的、有选择的研究设计,具体设计步骤分成二步,根据使用的要求和限制条件,(1)选择和 确定材料的组成,一般要求组成相化学上相容,物理上匹配,即考虑具体的化学性质,强 度、韧性、热扩展系数及收缩率;(2)调整总层数和层厚,基体单层、夹层的强度、厚度 界面粘接强度等各种因素进行优化.层状复合陶瓷主要目的是解决脆性问题,不同的材料组 成其断裂韧性的影响因素是不同的,与工艺条件也有很大关系.下面讨论与层状构型密切相 关的共性因素,分析如何优化陶瓷的断裂韧性 3.1基体单层强度 层状复合陶瓷的优点是下层的断裂点和相邻上层界面脱层裂纹尖端无关,而与层内缺陷 相关,即剩余梁的厚度为整个层状梁减开槽长度(厶),W.J.Qeg推导出三点弯曲测定表观 断裂韧性的表达式: kt= y Nc(- c/d a单层强度;d厚度;C开槽长度;y几何因子 表明单层强度直接影响相应K值.对一个宽3m、开槽lmm的SC/石墨层状复合陶瓷 201994-2009ChinaAcademicJoumalElectronicpUblishingHouse.Allrightsreservedhttp:/www.cnki.net
prakash [16 ]制作了 95vol %TZYΠ5vol %Al2O3 层状复合陶瓷 1 样品被打磨光洁 , 从维氏压痕处研 究裂纹扩展 1 残余应力的存在使靠近界面的压痕引发不同长度的放射状裂纹 , 并可发现 表 1 三层设计表面强化实例 Table 1 Samples of surface strengthening by desighed three layers Surface layer Base layer Surface residual strength ToughnessΠMPa·m 1Π2 K1c Surf1 K1c Comp1 IntensityΠMPa σf Surf1σf Comp1 Reference ZTA (85 % Al2O3 ) 3Y2TZP 1GPa 413 1416 13 Al2O3 Zr(12Ce) O2 ≈2GPa 200 650～700 14 Al2O3 + (100 %) ZrO2 Al2O3 + 3YZP 400 MPa 5～7 30 15 裂纹在界面处偏折 1 样品 1 中Al2O3 压缩区应力为 800MPa , 拉伸区为 40MPa1 实验证实样品中 扩展到内层界面的裂纹在界面偏转 , 一旦进入 Al2O3 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 1 基于同样的原理 , Yarosheuko 用热压法制得 Si3N4ΠTiN 层状复合陶瓷 , 表明具有压应力的 Si3N4 层在界面处有很大的裂纹扩展阻力 [17 ] 1 Z1Chen 等用流延成型法制得 Al2O3ΠNi 层状复合陶瓷 [8 ] , 对在不同温度下测得单块 Al2O3 陶瓷和 Al2O3ΠNi 层状复合陶瓷的强度及韧性进行比较 , 由于 Ni 的热膨胀系数是 Al2O3 的近 2 倍 , Al2O3 层为压力区 , 使得 Al2O3 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 ; 随着温度的上升 , 残余应力的部分释放 , Al2O3ΠNi 复合物强度和韧性大幅度 下降 , 而单体 Al2O3 变化不很明显 1 3 层状复合陶瓷复合物优化设计因素 层状复合陶瓷独特的构型增加了设计陶瓷制品的灵活性 , 研究者有很大余地进行有目 的、有选择的研究设计 1 具体设计步骤分成二步 , 根据使用的要求和限制条件 , (1) 选择和 确定材料的组成 , 一般要求组成相化学上相容 , 物理上匹配 [18 ] , 即考虑具体的化学性质 , 强 度、韧性、热扩展系数及收缩率 ; (2) 调整总层数和层厚 , 基体单层、夹层的强度、厚度 , 界面粘接强度等各种因素进行优化 1 层状复合陶瓷主要目的是解决脆性问题 , 不同的材料组 成其断裂韧性的影响因素是不同的 , 与工艺条件也有很大关系 1 下面讨论与层状构型密切相 关的共性因素 , 分析如何优化陶瓷的断裂韧性 1 311 基体单层强度 层状复合陶瓷的优点是下层的断裂点和相邻上层界面脱层裂纹尖端无关 , 而与层内缺陷 相关 , 即剩余梁的厚度为整个层状梁减开槽长度 ( dN ) , W1J1Clegg 推导出三点弯曲测定表观 断裂韧性的表达式 [6 ] : K L 1c = σf Y CN (1 - CNΠd) 2 (1) σf 单层强度 ; d 厚度 ; CN 开槽长度 ; Y 几何因子 1 表明单层强度直接影响相应 K1c值 1 对一个宽 3mm、开槽 1mm 的 SiCΠ石墨层状复合陶瓷 4 期 钱晓倩等 : 层状复合陶瓷强韧化机制及其优化设计因素 523
无机材料学报 14卷 典型样品来说,取单层SC的测量强度为633,算得表观断裂韧性为17.0MPam2,和两次实 验值17.7、15.6MPam2相当吻合1 为了调节单层的断裂强度,用不同方法引入缺陷.一种方法是加入0.5wt%聚氯乙烯颗 粒(45ψm)于SiC粉末中,结果层状梁的断裂强度从633骤减至348,此时韧性只有8.8MPa m2.另一方法让空气混入生坯中,气孔缺陷的存在使得层状梁断裂强度减至461,韧性降为 1l|4MPam2.上述两种情况裂纹的生长方式没有变化,单层的断裂总是远离界面裂纹尖端 实验结果和式(1)预计的一致,这说明提高层状梁单体的强度可提高开槽梁表观断裂强度 和断裂韧性 32基体单层厚度 单层厚度是控制层状复合陶瓷行为的一个重要因素,它决定裂纹扩展遭遇界面前的长 度. Philipps在层状梁总厚不变时,发现10层的SC/石墨复合物的强度是550MPa,而20层有 Pa,断裂功从40增至180kJ1,证实较薄单层的优点是能较大幅度地弯曲,并将裂纹沿 厚度方向分成更多的几段,提高了断裂韧性.但基体单层厚度也不是越小越好,因为工艺条 件的限制,反而使层厚的均匀性无法精确控制,且使界面引入缺陷的几率增大 33夹层厚度 一般来说,夹层在一定厚度小范围波动时(和材料性质有关),几乎对样品的表观断裂 韧性和断裂功没有影响;而明显地偏大偏小,断裂方式将发生改变,断裂韧性也会有显著的 减小 杨辉等人研究了1550C基体厚度0.2m时,层状A2O3/碳纤维纸陶瓷夹层与性能的关 系 表2层状N2O/碳纤维纸陶瓷夹层厚度变化与断裂韧性的关系 Table 2 Relationship between the thickness of laminated composite Al,O3/C and toughness Interface thickness/mm Fracture toughness/MPa m/2 6.674 5.975 3.210 夹层厚度增加,增韧效果变差,陶瓷断裂韧性从6.674逐步下降到3.210 MPa mi",这可 能是由于碳纤维层厚度增加,而碳纤维本身之间很难烧结在一起,引起层间界面结合力减 弱,造成界面层剥离,严重恶化了断裂韧性 测试SC/薄石墨层状复合陶瓷,当石墨层太薄时,显示脱层裂纹在界面处扭转,并横 穿层界面,层状特有的阶梯式断裂方式变成裂纹穿层生长方式,断裂韧性几乎没有增长.这 种变化表明:在薄层中裂纹较易从界面中生长出来.最大的可能是薄层含一些通道(gp), 碳化硅穿过通道生长,这种缺陷已被观察到.厚夹层中此类缺陷也有,但不足以形成带而让 C晶粒沿它生长 4界面状况(粘接强度) 层状复合陶瓷界面粘接强度主要是指两相邻层的范德华力,而不提倡它们之间有化学结 合力,因为过强的稳定化学键,无法体现层的特点,不能通过脱层、磨擦对断裂能进行吸 收.但过弱的粘接强度,会使层状复合陶瓷的各向异性増大,不能抵抗剪切应力,易遭破坏, 201994-2009ChinaAcademicJournalElectronicPublishingHouse.Allrightsreservedhttp: wwwcnki.net
典型样品来说 , 取单层 SiC 的测量强度为 633 , 算得表观断裂韧性为 1710MPa·m 1Π2 , 和两次实 验值 1717、1516MPa·m 1Π2相当吻合 [6 ] 1 为了调节单层的断裂强度 , 用不同方法引入缺陷 1 一种方法是加入 015wt %聚氯乙烯颗 粒 (45μm) 于 SiC 粉末中 , 结果层状梁的断裂强度从 633 骤减至 348 , 此时韧性只有 818MPa· m 1Π2 1 另一方法让空气混入生坯中 , 气孔缺陷的存在使得层状梁断裂强度减至 461 , 韧性降为 1114MPa·m 1Π2 1 上述两种情况裂纹的生长方式没有变化 , 单层的断裂总是远离界面裂纹尖端 1 实验结果和式 (1) 预计的一致 , 这说明提高层状梁单体的强度可提高开槽梁表观断裂强度 和断裂韧性 1 312 基体单层厚度 单层厚度是控制层状复合陶瓷行为的一个重要因素 , 它决定裂纹扩展遭遇界面前的长 度 1Philipps 在层状梁总厚不变时 , 发现 10 层的 SiCΠ石墨复合物的强度是 550MPa , 而 20 层有 920MPa , 断裂功从 40 增至 180kJ [19 ] , 证实较薄单层的优点是能较大幅度地弯曲 , 并将裂纹沿 厚度方向分成更多的几段 , 提高了断裂韧性 1 但基体单层厚度也不是越小越好 , 因为工艺条 件的限制 , 反而使层厚的均匀性无法精确控制 , 且使界面引入缺陷的几率增大 1 313 夹层厚度 一般来说 , 夹层在一定厚度小范围波动时 (和材料性质有关) , 几乎对样品的表观断裂 韧性和断裂功没有影响 ; 而明显地偏大偏小 , 断裂方式将发生改变 , 断裂韧性也会有显著的 减小 1 杨辉等人研究了 1550 . C 基体厚度 012mm 时 , 层状 Al2O3Π碳纤维纸陶瓷夹层与性能的关 系 [20 ] 1 表 2 层状 Al2O3Π碳纤维纸陶瓷夹层厚度变化与断裂韧性的关系 Table 2 Relationship between the thickness of laminated composite Al2O3ΠC and toughness Interface thicknessΠmm 0101 0102 0103 0104 0105 Fracture toughnessΠMPa·m 1Π2 61674 51975 51122 41086 31210 夹层厚度增加 , 增韧效果变差 , 陶瓷断裂韧性从 61674 逐步下降到 31210MPa·m 1Π2 , 这可 能是由于碳纤维层厚度增加 , 而碳纤维本身之间很难烧结在一起 , 引起层间界面结合力减 弱 , 造成界面层剥离 , 严重恶化了断裂韧性 1 测试 SiCΠ薄石墨层状复合陶瓷 [6 ] , 当石墨层太薄时 , 显示脱层裂纹在界面处扭转 , 并横 穿层界面 , 层状特有的阶梯式断裂方式变成裂纹穿层生长方式 , 断裂韧性几乎没有增长 1 这 种变化表明 : 在薄层中裂纹较易从界面中生长出来 1 最大的可能是薄层含一些通道 (gap) , 碳化硅穿过通道生长 , 这种缺陷已被观察到 1 厚夹层中此类缺陷也有 , 但不足以形成带而让 SiC 晶粒沿它生长 1 4 界面状况 ( 粘接强度) 层状复合陶瓷界面粘接强度主要是指两相邻层的范德华力 , 而不提倡它们之间有化学结 合力 , 因为过强的稳定化学键 , 无法体现层的特点 , 不能通过脱层、磨擦对断裂能进行吸 收 1但过弱的粘接强度 , 会使层状复合陶瓷的各向异性增大 , 不能抵抗剪切应力 , 易遭破坏 , 524 无 机 材 料 学 报 14 卷