陶瓷增韧机理
韧化途径
韧化的主要机理有应力诱导相变增韧,相变诱发微裂纹增韧,残余应力增韧等。
几种增韧机理并不互相排斥,但在不同条件下有一种或几种机理起主要作用。
相变增韧：利用多晶多相陶瓷中某些相成分在不同温度的相变,从而增韧的效果,统称为相变增韧。
例如,利用的马氏体相变来改善陶瓷材料的力学性能,是目前引人注目的研究领域。
研究了多种?的相变增韧,由四方相转变成单斜相,体积增大3% 5%,如部分稳定,四方多晶陶瓷(TZP), 增韧陶瓷(ZTA), 增韧莫来石陶瓷(ZTM), 增韧尖晶石陶瓷, 增韧钛酸铝陶瓷, 增韧陶瓷,增韧以及增韧等。
其中PSZ陶瓷较为成熟,TZP,ZTA,ZTM研究得也较多,PSZ,TZP,ZTA等的新裂韧性已达,有的高达,但温度升高时,相变增韧失效。
当部分稳定陶瓷烧结致密后,四方相颗粒弥散分布于其他陶瓷基体中(包括本身),冷却时亚稳四方相颗粒受到基体的抑制而处于压应力状态,这时基体沿颗粒连线方向也处于压应力状态。
材料在外力作用下所产生的裂纹尖端附近由于应力集中的作用,存在张应力场,从而减轻了对四方相颗粒的束缚,在应力的诱发作用下会发生向单斜相的转变并发生体积膨胀,相变和体积膨胀的过程除消耗能量外,还将在主裂纹作用区产生压应力,二者均阻止裂纹的扩展,只有增加外力做功才能使裂纹继续扩展,于是材料强度和新裂韧性大幅度提高。
因此，这种微结构会产生三种不同的增韧机理。
在氧化锆中具有亚稳态四方相的盘状沉淀的微粒，如图1-55所示。
首先，随着裂纹发展导致的应力增加。
会使四方结构的沉淀相通过马氏体相变转变为单斜结构，这一相变吸收了能量并导致体积膨胀产生张应力。
这种微区的形变在裂纹附近尤为明显。
其次，相变的粒子周围的应力场会吸收额外的能量，并形成许多微裂纹。
这些微结构的变化有效地降低了裂纹尖端附近的有效应力强度。
第三，由于沉淀颗粒对裂纹的阻滞作用和局域残余应力场的效应，会引起裂纹的偏转。
裂纹偏转又引起裂纹的表面积和有效表面能增加，从而增加材料的韧性。
陶瓷的强化与增韧
陶瓷材料的强化影响陶瓷材料强度的因素是多方面的,材料强度的本质是内部质点(原子、离子、分子）间的结合力，为了使材料实际强度提高到理论强度的数值，长期以来进行了大量研究。
从对材料的形变及断裂的分析可知，在晶体结构既定的情况下，控制强度的主要因素有三个，即弹性模量E，断裂功（断裂表面能）和裂纹尺寸。
其中E是非结构敏感的，与微观结构有关，但对单相材料，微观结构对的影响不大，唯一可以控制的是材料中的微裂纹，可以把微裂纹理解为各种缺陷的总和。
所以强化措施大多从消除缺陷和阻止其发展着手。
值得提出的有下列几个方面。
（1）微晶, 高密度与高纯度为了消除缺陷,提高晶体的完整性,细、密、匀、纯是当前陶瓷发展的一个重要方面。
近年来出现了许多微晶、高密度、高纯度陶瓷,例如用热压工艺制造的陶瓷密度接近理论值,几乎没有气孔，特别值得提出的是各种纤维材料及晶须。
（2）预加应力人为地预加应力,在材料表面造成一层压应力层,就可提高材料的抗张强度。
脆性断裂通常是在张应力作用下,自表面开始,如果在表面造成一层残余压应力层,则在材料使用过程中表面受到拉伸破坏之前首先要克服表面上的残余压应力。
（3）化学强化如果要求表面残余压应力更高,则热韧化的办法就难以做到,此时就要采用化学强化(离子交换)的办法。
这种技术是通过改变表面的化学组成,使表面的摩尔体积比内部的大。
由于表面体积胀大受到内部材料的限制,就产生一种两向状态的压应力。
4）陶瓷材料的增韧所谓增韧就是提高陶瓷材料强度及改善陶瓷的脆性,是陶瓷材料要解决的重要问题。
与金属材料相比，陶瓷材料有极高的强度，其弹性模量比金属大很多。
韧化的主要机理有应力诱导相变增韧,相变诱发微裂纹增韧,残余应力增韧等。
几种增韧机理并不互相排斥,但在不同条件下有一种或几种机理起主要作用。
相变增韧：利用多晶多相陶瓷中某些相成分在不同温度的相变,从而增韧的效果,统称为相变增韧。
例如,利用的马氏体相变来改善陶瓷材料的力学性能,是目前引人注目的研究领域。
2、3讲陶瓷基复合材料的强韧化机理
2) 韧化机理
• 均匀无限大基体中存在第二相颗粒时，颗粒将 受到一个压力 2TE m p 1 m 2 1 2 p • 式中，=p-m，、E为泊松比和弹性模量； 下标m、p分别表示基体和颗粒；T为基体的塑 性变形可忽略时的温度Tp冷却到室温TR时的温 度差，=Em/Ep。 • 这一内压力在基体中距球形颗粒中心为R处产生 径向正应力及切向正应力t（图） 3 r p R
陶瓷基复合材料的力 – 位移曲线
• 而纤维增强陶瓷基复合材料不仅使其弹性模量和强度大大提高，而且还改 变了力 – 位移曲线的形状（如图）。
陶瓷的强韧化
• 脆性是陶瓷材料的致命弱点，其来源于高键能引起的缺陷敏感 性，陶瓷材料的强韧化本质上就是降低其对缺陷的敏感性。 陶瓷材料缺陷敏感性存在着显著的尺寸效应，即块体材料的尺 寸越大，缺陷数量越多。根据统计学原理，缺陷数量越多，缺 陷的概率尺寸越大。 陶瓷材料的强度和韧性具有“最弱连接”特征，即取决于缺陷 的最大尺寸而不是数量，实际上，陶瓷基复合材料的强韧化就 是利用了缺陷的尺寸效应。（掺杂改性）
2 韧化机理
• 径向微开裂容易导致微裂纹连通，对材料强度不利；
• 切向微开裂使颗粒与基体脱开，相当于形成一个颗粒尺寸大小 的孔洞，同样对材料强度不利。
• 所以在采用第二相颗粒补强增韧时，一般要求颗粒的直径小于 导致自发微开裂的临界颗粒直径dc。
√ 应力诱导微开裂增韧（dmin<d<dc）
• 当p>m，d<dc时，宏观裂纹的尖端由于外加应力的作用会出现 一个微开裂过程区，如图所示。 • 可推导出产生应力诱导微开裂时第二相颗粒的最大直径dc和最 小直径dmin。当d>dc时材料在从烧结温度冷却到室温TR时将产生 自发开裂，当d<dmin时外加应力不能在裂纹尖端诱发微开裂。
zro2增韧Al2O3陶瓷
zro2增韧Al2O3陶瓷的制备(ZTA)摘要:ZrO2/Al2O3复相陶瓷是高温结构陶瓷中最有前途的材料之一,由于其优越的性能和丰富的原料来源,已受到广泛的关注,成为陶瓷材料领域研究的一大热点.本文对氧化锆/氧化铝复相陶瓷的复合机理、最近几年粉体制备常用和最新工艺和ZTA陶瓷应用方面的研究进展进行了综述,并对ZTA复相材料今后的发展进行了展望.关键词:ZTA;增韧机理;复合粉体制备;研究进展;发展趋势Abstrac t:Zirconia toughened aluminum (ZTA) hasbeenwidely studied as a new type of toughened ceramic.The aim of this investigation is to review the recent literatures on its synthesismechanisms, new preparation.methods of composite powders and applications. The problems in preparation techniques and developmental trend are discussed aswel.lKey words:ZTA; strengthening and tougheningmechanisms; preparation technology of composite powders;current research situation; development trendAl2O3陶瓷被广泛应用于一些耐高温、强腐蚀环境中,而Al2O3陶瓷断裂韧性较低的致命弱点,限制了它更大范围的使用.采用ZrO2相变增韧、颗粒弥散强化或纤维及晶须补强等方法,可使陶瓷材料的力学性能大大提高,是先进复相结构陶瓷材料的重要发展方向.从ZrO2/Al2O3系统相图[1]可知,即使在很高的温度下ZrO2与Al2O3之间都不会生成固溶体,这就为研究ZrO2/Al2O3复相陶瓷提供了理论依据.由于，ZTA陶瓷是zro2增韧陶瓷中效果最佳者，近年来,不少学者对该系统复相陶瓷进行了大量研究,随着复相陶瓷技术的发展, ZTA 复相陶瓷的研究成为陶瓷材料领域研究的一大热点.本文就近年来国内外文献对ZTA陶瓷的复合机理、制备方法、发展趋势等研究进展做如下综述.一、ZTA陶瓷的增韧机理ZTA陶瓷的增韧机理是晶须及纤维增韧,第二相弥散强化增韧, ZrO2相变增韧,以及与金属复合形成金属基复相陶瓷，残余应力增韧等等。
陶瓷材料的强韧化
姓名：霍延通 学号：152085204007
陶瓷材料的强韧化
一、前言 二、陶瓷材料的断裂问题 三、陶瓷材料的晶须法增韧 四、陶瓷材料的相变增韧 五、陶瓷材料的纤维法增韧
陶瓷材料的强韧化
一、前言
现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、耐 腐蚀及相对密度轻等许多优良的性能。但它同时 也具有致命的弱点，即脆性，这一弱点正是目前 陶瓷材料的使用受到很大限制的主要原因。因此， 陶瓷材料的强韧化问题便成了研究的一个重点问 题。陶瓷不具备像金属那样的塑性变形能力，在 断裂过程中除了产生新的断裂表面需要吸收表面 能以外，几乎没有其它吸收能量的机制，这就是 陶瓷脆性的本质原因。
陶瓷材料的强韧化
变为单斜相，并产生体积膨胀，形成压缩表面层，从而 强化陶瓷。ZrO2增韧Al2O3陶瓷刀具是典型的相变增韧陶 瓷，美国和瑞典研制的ZrO2增韧陶瓷刀片具有相当高的 刀刃强度和耐磨性，用于加工合金钢时，粗车速度为 313m/s,精车速度为12m/s。它可以在高于硬质合金刀具 4~5倍的切削速度下加工高温合金。
陶瓷材料的强韧化
1、晶须的特性
陶瓷材料的强韧化
SiC晶须性质
陶瓷材料的强韧化
陶瓷材料的强韧化
2、SiC晶须的制备 （1）三氯硅烷法
（2）气液固法
陶瓷材料的强韧化
（3）加热SiC块 （4）稻壳 3、基质和晶须的选择考虑 （1）化学相容性 （2）弹性模量的匹配
（3）热膨胀系数的匹配
陶瓷材料的强韧化
五、陶瓷材料的纤维增韧
为了提高复合材料的韧性，必须尽可能提高材料断裂时 消耗的能量。任何固体材料在载荷作用下，吸收能量的 方式无非是两种：材料变形和形成新的表面。对于脆性 基体和纤维来说，允许的变形很小，因此变形吸收的断 裂能也很少。为了提高这类材料的吸收能，只能是增加 断裂表面，即增加裂纹的扩展路径。纤维的引入不仅提 高了陶瓷材料的韧性，更重要的是使陶瓷材料的断裂行 为发生了根本性变化，由原来的脆性断裂变成了非脆性 断裂。纤维增强陶瓷基复合材料的增韧机制包括纤维脱 粘、纤维拔出、纤维桥接、裂纹弯曲和偏转。
关于陶瓷材料的增韧技术的研究
简介：
1.引言
2.增韧机制 3.进展
我们都知道
1.优点： （1）性能：氧化铝陶瓷化学性质稳定，具有机械强 度高，硬度大，耐磨，耐高温，耐腐蚀，高的电 学绝缘性和低的介电损耗等 （2）成本低，应用前景广泛（主要应用在航空航 天，发动机耐磨部件，刀具等领域） 2.缺点：高脆性和均匀性差，从而极大地影响了陶 瓷部件的可靠性和使用安全性。 3.措施： 提高陶瓷的韧性的关键是：提高材料抵抗裂纹扩 展的能力，减缓裂纹尖端的应力集中。
2.增韧技术及机理 1.氧化锆应力诱导相变增韧（ZTA） 出发点：相变伴随着体积膨胀，产生屏蔽 裂纹扩展的过程或残余应力增韧。 2.晶须、纤维、碳管增韧 纤维与基体材料间满足的条件：弹性系数 纤维>基体 ；两者的相容性好 3.颗粒弥散增韧 金属离子作为第二相改善基体的烧结性能， 阻碍基体中的裂纹扩展（粒子的塑变性使裂纹 偏转） 4.微结构设计和增韧 原位合成相容性好的自补强韧化陶瓷基 氏体相 变，但增韧效果与温度成反比；基体中加 入第二相增强体（纤维、晶须、颗粒）可 提高韧性，但工艺复杂 成本高 难以均匀性 分布，但仿生结构设计将开辟陶瓷强韧化 的新纪元，颗粒的纳米化也是强韧的重要 途径。
ZrO2增韧机理
ZrO2增韧机制ZrO2增韧机制有许多种：应力诱导相变增韧、相变诱发微裂纹增韧、表面诱发强韧化和微裂纹弯曲及分岔增韧。
1）相变增韧ZrO2 颗粒弥散在其它陶瓷基体中，当基体对ZrO2颗粒有足够的压应力，而ZrO2的颗粒度又足够小，则其相变温度可降至室温以下，这样在室温时ZrO2 仍可以保持四方相。
当材料受到外应力时（张应力），基体对ZrO2 的压抑作用得到松弛，ZrO2 颗粒即发生四方相到单斜相的转变，有7%-9%的体积膨胀，从而导致压应力的产生，不仅抵消了外力形成的张应力，而且阻止了进一步的相变。
这就是ZrO2 的相变增韧。
2）微裂纹增韧部分稳定ZrO2 陶瓷在由四方相向单斜相转变，相变出现了体积膨胀而导致产生微裂纹。
这样由ZrO2 陶瓷在冷却过程中产生的相变诱发微裂纹，以及裂纹在扩展过程中在其尖端区域形成的应力诱发相变导致的微裂纹，都将起着分散主裂纹尖端能量的作用。
从而提高了断裂能，称为微裂纹增韧。
3）表面诱发强韧化表面强化增韧陶瓷材料的断裂往往是从表面拉应力超过断裂应力开始的。
由于ZrO2陶瓷烧结体表面存在基体的约束较少，t-ZrO2很容易转变为m-ZrO2 ，而内部的t-ZrO2由于受基体各方向压力保持亚稳定状态，因此表面的m-ZrO2比内部多，而转变产生的体积膨胀使材料表面产生参与的压应力，可以抵消一部分外加的拉应力，从而造成表面强化增韧。
4）微裂纹弯曲及分岔增韧第九章1．烧结：粉末或非致密性物料经加热到低于其熔点的一定范围内，发生颗粒粘结、结构致密性增加，晶粒长大，强度和化学稳定性提高等物理变化，成为坚实集合体的过程，其中无液相时为固相烧结，有少量液相时为液相烧结。
1．烧结与烧成烧成—包括物料的预热、脱水、分解、多相反应、熔融、溶解、烧结等多种物理和化学变化；烧结—仅指粉料经加热而致密化的简单物理过程，是烧成过程的一部分。
2．烧结与熔融相同点：都是在高温下原子热振动引起。
不同点：熔融通过质点迁移其间距增大，并且全部组元都处于液态；烧结时质点间距变小，且至少有一相是固相；3.烧结与固相反应相同点：二个过程开始进行的温度都远低于熔融温度，在Tamman温度开始，并且过程自始至终至少有一相是固态；不同点：固相反应是一化学反应过程，至少有二组元参加，并发生化学反应最后形成化合物；烧结是一物理过程，可以是单组元或二组元，组元间不发生化学反应。
二氧化锆陶瓷的相变增韧机理和应用
二氧化锆陶瓷的相变增韧机理和应用一、本文概述本文旨在深入探讨二氧化锆陶瓷的相变增韧机理及其在多个领域的应用。
作为一种重要的工程材料，二氧化锆陶瓷因其出色的物理和化学性质，如高硬度、高耐磨性、良好的化学稳定性和生物相容性等，在航空航天、机械、电子、生物医疗等领域具有广泛的应用前景。
然而，其脆性大的特点限制了其在某些领域的应用。
为了解决这个问题，科研工作者们发现，通过控制二氧化锆陶瓷中的相变过程，可以有效地提高其韧性，这就是所谓的相变增韧机理。
本文将首先介绍二氧化锆陶瓷的基本性质，包括其晶体结构、物理和化学性质等。
然后，将重点阐述相变增韧机理，包括其原理、影响因素以及实现方法。
在此基础上，本文将进一步探讨二氧化锆陶瓷在航空航天、机械、电子、生物医疗等领域的应用，以及在这些应用中如何利用相变增韧机理来提高其性能。
本文还将对二氧化锆陶瓷的未来发展趋势进行展望，以期为其在更多领域的应用提供理论支持和实践指导。
二、二氧化锆陶瓷的基本性质二氧化锆（ZrO₂）陶瓷是一种具有独特物理和化学性质的先进陶瓷材料。
它的主要特点包括高强度、高硬度、高耐磨性、高化学稳定性以及优异的隔热性能。
二氧化锆陶瓷还具有一种特殊的性质，即其在一定条件下可以发生相变，这种性质为二氧化锆陶瓷的增韧提供了可能。
在常温下，二氧化锆陶瓷主要以单斜晶相（m-ZrO₂）存在，这种晶相具有较高的稳定性。
然而，当受到外部应力或温度升高的影响时，部分单斜晶相二氧化锆会转变为四方晶相（t-ZrO₂）。
这种相变过程中，二氧化锆的体积会发生变化，产生微小的应力场，这些应力场可以吸收并分散外部施加的应力，从而阻止裂纹的扩展，提高陶瓷的韧性。
除了相变增韧外，二氧化锆陶瓷还可以通过添加稳定剂（如氧化钇、氧化钙等）来稳定其四方晶相，使其在室温下就能保持较高的韧性。
这种稳定化处理不仅可以提高二氧化锆陶瓷的力学性能，还可以扩大其应用范围。
二氧化锆陶瓷的基本性质为其在增韧机制和实际应用中提供了重要的基础。
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陶瓷作业
姓名：王槐豪
学号：1071900220 班级：0719201
陶瓷韧化机理
陶瓷最致命缺点是脆性，低可靠性和低重复性，这些不足严重影响陶瓷材料的应用范围。
只有改善陶瓷的断裂韧性，提高其可靠性和使用寿命，才能是陶瓷真正成为一种广泛应用的新型材料，因此陶瓷增韧技术一直是陶瓷研究的热点。
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的，阻止间断裂纹的扩展的方法有三种。
其一为分散裂纹尖端应力；其二为消耗裂纹扩展的能量，增大裂纹扩展所需克服的能垒；最后问转换裂纹扩展的能量。
相变韧化
受相变诱发塑性钢，即TRIP (transformation induced plasticity)钢的启发，将ZrO 2 t →m 相变M s 点稳定到比室温稍低，而M d 点比室温高，使其在承载时由应力诱发产生t →m 相变，由于相变产生的体积膨胀效应和形状效应，而吸收大量的能量，从而表现出异常高的韧性。
这就是相变韧化（transformation toughening ）的概念。
韧化机理分析： 1.相变韧化(∆K ICT ) ；
d i <d<d c 应力诱发相变增韧(∆K ICT ) t →m 相变产生新的表面吸收能量 ， 同时相变引起的体积膨胀产生压力。
2. 残余应力增韧 (∆K ICS )；
• 残余应力→ 闭合阻碍裂纹扩
展 →残余应力韧化。
3. 显微裂纹增韧 (∆K ICM )；
4. 复合韧化机理；
第二相颗粒增韧
第二相颗粒增韧，第二相增韧主要增韧机理为残余应力增韧、微裂纹增韧、裂纹偏转增韧、颗粒桥联增韧、延性颗粒增韧；增韧的主要影响因素为物理相容性和化学相容性（不生成有害化合物合适的界面结合强度 1. 应力场模型
颗粒
∆a=a p -a m ；∆T=T P -T R ；
α－材料的热膨胀系数，10-6
/K ； E －材料的弹性模量，GPa ； ν－材料的泊松比；
m ，p 分别代表基体和第二相增强颗粒； T P －基体不产生塑性变形的最高温度，K T R －所讨论的状态下的温度，K
p p
m
m E E T
P ννα2121-+
+∆⋅∆=
基体 r －球形颗粒半径，mm ；
R －基体中某点距离球心的距离，mm ∆a 的影响：
∆a>0，σr >0，σt <0，环向裂纹（收敛型）； ∆a <0，σr <0，σt >0，径向裂纹（发散型） ； ∆a ＝0 ，P=0 ，σ＝0； r>r c
r c －自发萌生裂纹的邻界第二相颗粒半径
2. 临界第二相颗粒尺寸（r c ） 弹性应变能： 颗粒:
基体
系统 U S =U P +U m =2πkP 2r 3
由U S ≥2γmp 得 ；2
γmp －萌生单位面积裂纹所消耗的能量，J
3. 残余应力增韧 （d<d C ）
∆a>0
∆a>0
☺裂纹停止 ☺裂纹穿过第二相颗粒
☺裂纹沿颗粒与基体之间的界面扩展
颗粒开裂表面能：γp ＝2πr 2
γsp
克服阻力做功： W 1=1/2πPr 2
u 1
W t =γp + W 1=2πr 2γsp +1/2πPr 2
u 1
界面开裂表面能：b ＝4πr 2
γint
克服阻力做功：W 2=1/3πPr 2
u 2
W i =γp + W 1=4πr 2γint +1/3πPr 2
u 2
u 1≈u 2≈2r εb =2⨯10-3
r
3
)(R
r P r ⋅=σ3
)(21R
r P t ⋅-=σ3
2)21(2r E P U P P P νπ
-=32
)1(r
E P U m
m m νπ+=p P m m E E k νν2121-+
+=31
2)2(-
∝kP r c π
int<1/2γSP
∆a≈0
E P>E m 裂纹沿界面扩展。
裂纹偏转和裂纹桥联增韧
裂纹偏转：裂纹尖端效应，指裂纹扩展过程中当裂纹遇上偏转元（如增强相、界面等）时所发生倾斜和偏转。
裂纹桥联：裂纹尾部效应，它发生在裂纹尖端，靠桥联元（剂）连接裂纹的两个表面并提供一个使裂纹面相互靠近的应力，即闭合应力，这样导致强度因子随裂纹扩展而增加。
三、延性颗粒增韧
增韧机理：裂纹尖端形成的塑性变形区导致裂纹尖端屏蔽
由延性颗粒形成的延性裂纹桥基体与延性颗粒的α和E值相等时，延性裂纹桥最佳增韧效果。
当α和E值相差足够大时，裂纹偏转绕过金属颗粒，增韧效果较差。
四、纳米颗粒增强增韧
增强颗粒与基体颗粒的尺寸匹配与残余应力是纳米复合材料中的重要增强、增韧机理。
ZrO2/nano-SiC纳米复相陶瓷的透射电镜观察表明，纳米颗粒在基体晶内和晶界分布，纳米颗粒有团聚现象，纳米颗粒对裂纹有钉扎作用。
长纤维韧化
主要增韧机理：
•纤维断裂
•纤维脱粘
•纤维拔出
•裂纹桥联
•裂纹转向（裂纹偏转）
界面解理（纤维脱粘）：复合材料在
纤维脱粘后产生了新的表面，因此需要消
耗能量。
（尽管单位面积的表面能很小，
但所有脱粘纤维总的表面能则很大。
）
纤维拔出：指靠近裂纹尖端的纤维在外应力作用下沿着它和基体的界面滑出的现象。
纤维拔出会使裂纹尖端应力松弛，从而减缓了裂纹的扩展。
纤维拔出需外力做功，因此起到增韧作用。
纤维拔出能总大于纤维脱粘能，纤维拔出的增韧效果要比纤维脱粘更强。
裂纹桥联：对于特定位向和分布的纤维，裂纹很难偏转，只能沿着原来的扩展方向继续扩展。
这时紧靠裂纹尖端处的纤维并未断裂，而是在裂纹两岸搭起小桥，使两岸连在一起。
在裂纹表面产生一个压应力，以抵消外加应力的作用，从而使裂纹难以进一步扩展，起到增韧作用。
裂纹偏转：在扩展裂纹尖端应力场中的增强体会导致裂纹发生弯曲从而干扰应力场，导致基体的应力强度降低，起到阻碍裂纹扩展的作用。
随着增强体长径比和体积比增加，裂纹弯曲增韧效果增加。
短纤维及晶须韧化
主要增韧机理：
•晶须拔出
•晶须桥联
•裂纹偏转
由于纤维周围的应力场，基体中的裂纹一般难
以穿过纤维，而仍按原来的扩展方向继续扩展。
它更易绕过纤维并尽量贴近纤维表面扩展，即裂纹偏转。
裂纹偏转可绕着增强体倾斜发生偏转或扭转偏转。
偏转
后裂纹受的拉应力往往低于偏转前的裂纹，而且裂纹的
扩展路径增长，裂纹扩展中需消耗更多的能量因而起到
增韧作用。
增强体的长径比越大，裂纹偏转增韧效果就
越好。
定性分析：
◆当晶须的某一端距离主裂纹的长度小于l po时将
拔出，拔出长度
l≦l po
◆当晶须两端距离主裂纹的长度大于l po时，晶须
在拔出过程中断裂，拔出长度
l≦l po
界面结合强度的作用：
●界面结合强度过高晶须拔出少，断裂多，
韧性提高少，承载作用增强，强度提高多。
●界面结合强度过低，晶须拔出功减少，对
强度、韧性不利。
●有一个最佳界面结合强度。