第二章4陶瓷材料第二相颗粒强韧化教材
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无损检测教学大纲.
《无损检测》教学大纲课程类型：任选课程课程名称：无损检测开课单位：五系课程编号： 2050001总学时：32学时学分：2适用专业：材料成型及控制工程先修课程：物理学、电工电子学、热加工工艺学一、课程在教学计划中地位、作用本课程是一门工程技术基础课。
主要任务是讲授各种无损检测技术的原理、装置及应用，目的是供学生了解每种检测方法的工作原理、检测特点及应用埸所、初步学会正确选用无损检测手段检查评价工程构件质量和保障设备的安全运行。
二、课程内容、基本要求绪言无损检测概念，无损检测在工程技术革新中的意义和作用，常用无损检测方法及其特点。
第一章缺陷及其特征1．铸造缺陷2．热处理缺陷3．锻造缺陷4．焊接缺陷5．工件服役中形成的缺陷第二章射线探伤1．射线探伤概述2．X—射线的发生及其性质3．X—射线探伤装置简介4．射线照像法5．实时成像法及CT技术简介6．射线的防护与安全第三章超声检测1．超声检测的基础知识2．超声检测装置3．超声探伤方法概述4．缺陷信号的定性分析5．超声探伤的应用例第四章电磁检测1．磁粉及漏磁检测原理2．磁粉检测及其装置3．漏磁检测及其装置4．涡流检测原理5．涡流检测方法简介6．涡流检测装置7．电磁检测的特点及其应用第五章其它检测方法1．渗透检测2．声发射技术3．磁超声检测4．磁巴氏噪声及磁声发射技术三、实验实验一超声波探伤中回波信号的观察与分析实验二涡流检测中缺陷与图形花样的观察与分析四、学时分配《机械制造基础》教学大纲课程类型：技术基础教育课程课程名称：机械制造基础开课单位：五系课程编号：2050101总学时：64学时学分： 4适用专业：机械学科各专业先修课程：机械制图、金工实习一、课程在教学计划中的地位、作用《机械制造基础》是一门研究金属材料及金属制造工艺方法的综合性技术科学。
在高等工业学校中，《机械制造基础》是一门综合性的技术基础课，在教学计划中是机械类各专业必修课程之一。
它的作用是使学生了解常用金属材料的性能，基本掌握金属材料加工工艺的基础知识，为学习其它有关课程及以后从事机械设计和制造方面的工作，奠定必要的金属工艺学的基础。
先进陶瓷材料培训课件：结构陶瓷的力学性能、热学性能、抗热震性、陶瓷材料的断裂过程
的关系符合Hall-Petch关系式：
b ＝ o ＋kd-1/2
(1-6)
式中o为无限大单晶的强度，k为系数，d为晶粒直径。从
上式可以看出，细晶组织对提高材料的室温强度有利无害，而
晶界相的性质与厚度、晶粒形状对强度的影响则较为复杂。
温度 陶瓷材料的一个显著特点是高温强度比金属高很多。
当温度T<0.5Tm时，基本保持不变；当温度高于0.5Tm时，才出
高性能结构陶瓷是指具有高强度、高韧性、高硬度、耐 高温、耐磨损、耐腐蚀和化学稳定性好等优异性能的一类先 进的结构陶瓷，已逐步成为航天航空、新能源、电子信息、汽
车、冶金、化工等工业技术领域不可缺少的关键材料。
根据材料的化学组成，高性能结构陶瓷又可分为: 氧化物陶瓷（如Al2O3、ZrO2）、 氮化物陶瓷（如Si3N4、AlN）、 碳化物陶瓷（如SiC、TiC）、 硼化物陶瓷（如TiB2、ZrB2）、 硅化物陶瓷（如MoSi2） 及其他新型结构陶瓷（如Cf/SiC复合材料）。
1.2 高性能陶瓷的基本特性
陶瓷材料的特性主要由其化学键、晶体结构以及晶体缺陷 等决定。从晶体结构看，陶瓷材料的原子间结合力主要为离子 键、共价键或离子–共价混合键。这些化学键不仅结合强度高， 而且还具有方向性。
晶体缺陷（特别是线缺陷和位错）可以在晶体中运动，位 错沿最密排面、最密排方向运动所需的临界切应力很小。这种 位错的大量运动，使晶面产生明显的滑移现象，并产生宏观塑 性变形。
研究结果表明，陶瓷超塑性与金属超塑性的不同点如下： (1) 超塑性陶瓷的应变速率和应力之间既没有金属超塑性那 样的依赖关系，也无单一的 n 值。 (2) 当存在晶间玻璃相时，陶瓷的 n 值几乎随玻璃相增加而 减小；而超塑性金属的n值几乎随初始晶粒尺寸增大而减小。
第十章_材料的强化与韧化
（7）纤维、晶须增韧 纤维或晶须具有高弹性和高强度，当它作为第二 相弥散于陶瓷基体构成复合材料时，纤维或晶须能为 基体分担大部分外加应力而产生强化。当有裂纹时， 裂纹为避开纤维或晶须，沿着基体与纤维或晶须界面 传播，使裂纹扩展途径出现弯曲从而使断裂能增加而 增韧。 在裂纹尖端附近由于应力集中，纤维或晶须也可 能从基体中拔出。拔出时以拔出功的形式消耗部分能 量，同时在接近尖端后部，部分未拔出或末断裂的纤 维或晶须桥接上下裂纹面，降低应力集中，提高韧性。 在裂纹尖端，由于应力集中可使基体和纤维或晶须间 发生脱粘，脱粘大幅度降低裂纹尖端的应力集中，使 材料韧性提高。
第十章 材料的强化与韧化
第一节 金属材料的强韧化 第二节 陶瓷材料的强韧化 第三节 高分子材料的强韧化 第四节 复合材料的强韧化
对结构材料，最重要的性能指标是强度和韧性。 * 强 度：材料抵抗变形和断裂的能力； * 韧 性：材料变形和断裂过程中吸收能量的能力。 提高材料的强度和韧性，可以节约材料、降低 成本、增加材料在使用过程中的可靠性和延长服役寿 命，对国民经济和人类社会可持续发展具有重要意义。 所以人们在利用材料的力学性能时，总希望材料 既具有足够的强度，又有较好的韧性。但通常的材料 往往二者不可兼得。 理解材料的强化和韧化机理，以提高材料的强度 和韧性。
裂纹顶端应力诱发t →m相变增韧机理
（2）微裂纹增韧 在陶瓷基体相和分散相之间，由于温度变化引 起的热膨胀差或相变引起的体积差，会产生弥散均 布的微裂纹[图(a)]，当导致断裂的主裂纹扩展时， 这些均匀分布的微裂纹会促使主裂纹分叉(图(b))， 使主裂纹扩展路径曲折前进，增加了扩展过程中的 表面能，从而使裂纹快速扩展受到阻碍，增加了材 料的韧性。
第二节 陶瓷材料的强韧化
陶瓷材料的增韧机理
陶瓷材料的增韧机理引言:现代陶瓷材料具有耐高温、硬度高、耐磨损、而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。
人们经过多年努力,已探索出若干韧化陶瓷的途径,包括纤维增韧、晶须增韧、相变增韧、颗粒增韧、纳米复合陶瓷增韧、自增韧陶瓷等。
这些增韧方法的实施,使陶瓷材料的韧性得到了较大的提高,使陶瓷材料在高温结构材料领域显示出强劲的竞争潜力。
增韧原理：1.1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(静态或冲击),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基体预压缩应力、裂纹扩展受阻、纤维拔出、纤维桥联、裂纹。
1.2 晶须增韧陶瓷晶须是具有一定长径比且缺陷很少的陶瓷小单晶,因而具有很高的强度,是一种非常理想的陶瓷基复合材料的增韧增强体[8]。
陶瓷晶须目前常用的有SiC 晶须,Si3N4晶须和Al2O3晶须。
基体常用的有ZrO2,Si3N4,SiO2,Al2O3和莫来石等。
采用30%(体积分数)B2SiC晶须增强莫来石,在SPS烧结条件下材料强度比热压高10%左右,为570MPa,断裂韧性为415MPa#m1/2，比纯莫来石提高100%以上。
王双喜等[10]研究发现,在2%(摩尔分数)Y2O32超细料中加入30%(体积分数)的SiC晶须,可以细化2Y2ZrO2材料的晶粒,并且使材料的断裂方式由沿晶断裂为主变为穿晶断裂为主的混合断裂,从而显著提高了复合材料的刚度和韧性。
第二章 3 陶瓷材料的结构增韧(共52张PPT)
(3) 纤维及高分子夹层材料
此类材料有碳纤维、芳纶纤维，环氧树脂等。纤维织物与聚 合物的层状复合材料是一种传统复合材料，技术和理论都比较成 熟，但将其作为夹层材料应用于陶瓷增韧时间不长。纤维、高分 子等软相材料作为烧成后的陶瓷薄层基体材料的夹层材料具有很 好的止裂能力。文献试制了Al2O3/芳纶纤维增强环氧树脂复合材 料，使断裂功提高了80倍。其夹层材料参数是:Kevlar-49芳纶纤 维预浸环氧树脂胶，含胶量50%，层厚0.18mm。
1988 年 , Coblenz提出了纤维独石结构 (fibrous monolithic structure) 。 纤维状的胞体以一定的方式排布 ,中间间隔有很薄的界面层 ,结合成一个
块体的结构材料 。 近年来提出将这种结构引入到先进陶瓷基复合材料的设 计与制备中 。 纤维独石陶瓷由于其优异的力学性能，特别是高的断裂韧性 与断裂功 、极高的抗热冲击破坏能力 、 较高的断裂强度 、 良好的高温抗 蠕变性能 、 独特的三维微结构排列等优点已经引起国内外科技工作者的广 泛关注和研究 。
主要影响因素：
〔1〕纤维前驱体直径
〔2〕结构单元的强化 〔3〕界面层的结合强度
〔4〕纤维排布方向
2、仿贝壳结构特征的层状结构陶瓷材料
2.2层状陶瓷增韧思想的提出
近年来，围绕着改善陶瓷材料韧性的问题，国内外进行了大量的研 究工作，其中采用层状复合结构设计进行陶瓷增韧就是其中的方法之一。
陶瓷的层状结构思想来源于大自然中贝壳等生物材料结构的启发。研究发 现，贝壳中珍珠层的结构与抹灰砖墙结构相似，是由一层层超薄的碳酸钙通 过几十纳米厚的有机蛋白基连接在一起，如图2.1所示，其中碳酸钙约占体积 的95%，有机物只占5%，但这5%的有机物的存在却引起了碳酸钙力学性能的巨
陶瓷材料的结构与强化
例外： 当存在高应力梯度时(例如由热震 引起的应力），气孔能起到容纳变形，阻止 裂纹扩展的作用。
（3）多相材料中物相的影响：
物相的影响主要使来自于不同物相 之间热膨胀系数和弹性模量的差异会产 生内应力。因此，影响的程度取决于各 物相的a和E。还有它们的晶粒大小。
（4）杂质的影响 杂质的存在会由于应力集中而降低强
• 断裂能是由材料断裂过程中所消耗的各项能 量所组成：
• f s p T c
• 式中： f为断裂能， s为热力学表面能, p 为塑性形变能， T为微裂纹形成能。
• 断裂能对材料的组成和显微结构敏感，可以 通过材料的组成和结构设计，增加断裂过程 中的能量消耗项数以及增大各项的大小来提 高断裂能。
穿晶断裂
沿晶断裂
晶粒大小大多是指平均晶粒尺寸。但实际 上，对强度的影响只有最大的晶粒尺寸才是重 要的。因此，即使平均晶粒尺寸一样，如果晶 粒尺寸的分布不同，则强度是有差异的，分布 宽的材料性能要低于分布窄的。
多晶材料中初始裂纹尺寸与晶粒度相当， 晶粒越细，初始裂纹尺寸越小，临界应力越高。
细晶材料晶界比例大，沿晶界破坏时， 裂纹的扩展要走迂回曲折的道路。晶粒越细， 路程越长。
度。
二、 提高无机材料强度
改进材料韧性的途径
陶瓷材料虽然具有较高的弹性模量、 较低的密度、耐高温、耐腐蚀和耐磨损等 一系列优良的性能，但由于其致命的弱 点——脆性，而大大限制了它的应用范围。 陶瓷材料的强韧化一直是世界各国材料学 者的热门研究课题，经过数十年的努力， 已经取得了不少成果。
陶瓷材料和金属材料的抗拉或抗弯屈服强度并不存 在很大差异。陶瓷材料的屈服强度虽比高强度与超 高强度钢低，但一般高于或相当于中低强度钢；但 是反映材料裂纹扩展阻力的断裂韧性值却差别甚大。
（3）多相材料中物相的影响：
物相的影响主要使来自于不同物相 之间热膨胀系数和弹性模量的差异会产 生内应力。因此，影响的程度取决于各 物相的a和E。还有它们的晶粒大小。
（4）杂质的影响 杂质的存在会由于应力集中而降低强
• 断裂能是由材料断裂过程中所消耗的各项能 量所组成：
• f s p T c
• 式中： f为断裂能， s为热力学表面能, p 为塑性形变能， T为微裂纹形成能。
• 断裂能对材料的组成和显微结构敏感，可以 通过材料的组成和结构设计，增加断裂过程 中的能量消耗项数以及增大各项的大小来提 高断裂能。
穿晶断裂
沿晶断裂
晶粒大小大多是指平均晶粒尺寸。但实际 上，对强度的影响只有最大的晶粒尺寸才是重 要的。因此，即使平均晶粒尺寸一样，如果晶 粒尺寸的分布不同，则强度是有差异的，分布 宽的材料性能要低于分布窄的。
多晶材料中初始裂纹尺寸与晶粒度相当， 晶粒越细，初始裂纹尺寸越小，临界应力越高。
细晶材料晶界比例大，沿晶界破坏时， 裂纹的扩展要走迂回曲折的道路。晶粒越细， 路程越长。
度。
二、 提高无机材料强度
改进材料韧性的途径
陶瓷材料虽然具有较高的弹性模量、 较低的密度、耐高温、耐腐蚀和耐磨损等 一系列优良的性能，但由于其致命的弱 点——脆性，而大大限制了它的应用范围。 陶瓷材料的强韧化一直是世界各国材料学 者的热门研究课题，经过数十年的努力， 已经取得了不少成果。
陶瓷材料和金属材料的抗拉或抗弯屈服强度并不存 在很大差异。陶瓷材料的屈服强度虽比高强度与超 高强度钢低，但一般高于或相当于中低强度钢；但 是反映材料裂纹扩展阻力的断裂韧性值却差别甚大。
陶瓷增韧方法及其研究进展
陶瓷增韧方法及其研究进展
主讲人:
引言 陶瓷材料的致命缺点是脆性,低可靠性 和低重复性,这些不足严重影响了陶瓷材料 的应用范围. 只有改善陶瓷的断裂韧性,实现材料强 韧化,提高其可靠性和使用寿命,才能使陶 瓷材料真正地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.
最原始的增韧方法—层状增韧 一枝易折弯,几枝竹断节难
拉脱/桥接效应 裂纹弯曲/转向 相转变 残留应变能效应 微裂纹增韧
拉脱/桥接效应—纤维,晶须增韧原理
图1中,在紧靠裂纹尖端的晶体,由于变形而给裂纹表面 加上了闭合应力,抵消裂纹尖端的外应力,钝化裂纹扩展, 从而起到了增韧作用;此外,裂纹扩展时,柱状晶体的拔出时 也要克服摩擦力,也会起到增韧的作用.
层状结构复合陶瓷模型和独石结 构陶瓷模型的载荷--位移曲线
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的,那 么如何组织裂纹扩展呢? 1,分散裂纹尖端应力 2,消耗裂纹扩展的能量,增大裂纹扩展所需 2 克服的能垒 3,转换裂纹扩展的能量
陶瓷增韧
增韧方法
颗粒增韧 纤维/晶须增韧 自增韧 相变增韧 纳米增韧
增韧机理
裂纹弯曲转向—颗粒,纤维晶须增韧,自增韧原理
图2中,由于柱状晶的存在,导致裂纹发生偏转, 改变和增加了裂纹扩展的路径,从而钝化裂纹增加 了裂纹扩展阻力.
相转变增韧
亚稳定四方相t--ZrOz在裂纹尖端应力场的作用 下发生一相变,形成单斜相,产生体积膨胀,从而 对裂纹形成压应力,阻碍裂纹扩展,起到增韧的作 用. 这就是著名的Garvie应力诱导相变增韧机理. 另外,相转变增韧也是可以应用于功能陶瓷的. 如:铁电/压电性畴转变增韧机制,在压电陶瓷材 料中,利用使产生裂纹的外应力转变为电能,从而达 到增韧的目的.
主讲人:
引言 陶瓷材料的致命缺点是脆性,低可靠性 和低重复性,这些不足严重影响了陶瓷材料 的应用范围. 只有改善陶瓷的断裂韧性,实现材料强 韧化,提高其可靠性和使用寿命,才能使陶 瓷材料真正地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.
最原始的增韧方法—层状增韧 一枝易折弯,几枝竹断节难
拉脱/桥接效应 裂纹弯曲/转向 相转变 残留应变能效应 微裂纹增韧
拉脱/桥接效应—纤维,晶须增韧原理
图1中,在紧靠裂纹尖端的晶体,由于变形而给裂纹表面 加上了闭合应力,抵消裂纹尖端的外应力,钝化裂纹扩展, 从而起到了增韧作用;此外,裂纹扩展时,柱状晶体的拔出时 也要克服摩擦力,也会起到增韧的作用.
层状结构复合陶瓷模型和独石结 构陶瓷模型的载荷--位移曲线
陶瓷的断裂主要是由于裂纹扩展导致的,那 么如何组织裂纹扩展呢? 1,分散裂纹尖端应力 2,消耗裂纹扩展的能量,增大裂纹扩展所需 2 克服的能垒 3,转换裂纹扩展的能量
陶瓷增韧
增韧方法
颗粒增韧 纤维/晶须增韧 自增韧 相变增韧 纳米增韧
增韧机理
裂纹弯曲转向—颗粒,纤维晶须增韧,自增韧原理
图2中,由于柱状晶的存在,导致裂纹发生偏转, 改变和增加了裂纹扩展的路径,从而钝化裂纹增加 了裂纹扩展阻力.
相转变增韧
亚稳定四方相t--ZrOz在裂纹尖端应力场的作用 下发生一相变,形成单斜相,产生体积膨胀,从而 对裂纹形成压应力,阻碍裂纹扩展,起到增韧的作 用. 这就是著名的Garvie应力诱导相变增韧机理. 另外,相转变增韧也是可以应用于功能陶瓷的. 如:铁电/压电性畴转变增韧机制,在压电陶瓷材 料中,利用使产生裂纹的外应力转变为电能,从而达 到增韧的目的.
特种陶瓷
氧化铝陶瓷耐磨耐蚀件
精密碳化硅陶瓷密封件
2、名词术语
◆传统陶瓷（traditional ceramics） 由粘土等硅酸盐天然原料为主的坯料制成的日用餐具、耐火材料、水 泥、瓶玻璃、卫生洁具等。 ◆近代陶瓷（advanced ceramics） 以Al2O3、ZrO2、TiO2、SiC、Si3N4等人工原料或合成原料为坯料制成的 陶瓷。 ◆特种陶瓷（special ceramics） 采用高度精选的原料，具有能精确控制的化学组成、严格控制成型 及烧结工艺所合成的，达到设计的微观结构和精确的尺寸精度，并具 有优异特性的陶瓷。日本称技术陶瓷（technical ceramics) —结构陶瓷：用于机械结构零件的陶瓷。如，发动机零件、切削工具、 密封件等（着重于力学性能、耐磨、耐蚀等)。 —功能陶瓷：具有特殊的电、磁、声、光、热、化学及生物功能的陶瓷。
绪
一、定义
1、陶瓷（ceramics)
论
◆陶：陶器可分为普通陶器(pottery)和精陶器(fine earthenware)两类。
普通陶器即指土陶盆、罐、缸、瓮，以及耐火砖等具有多孔性着 色坯体的制品，原料颗粒比较粗。
彩陶
新石器时期人面鱼纹彩陶盆
◆瓷：用高岭土等烧制成的材料，质硬且脆， 比陶质细致，也称瓷器（china ware)。 瓷石：主要含石英和绢云母。由于它是石 质,一般是用机器粉碎。瓷石是天然配好的 制瓷原料，在1200-1250℃的温度下可以单 独烧成瓷器，这就是所谓的“一元配方”。 高岭土(Kaolin)：元代，景德镇发现了高岭土， 2005年伦敦嘉士德拍卖 2.3亿人民币 并将其掺入瓷石中，即所谓的“二元配 元青花 鬼谷子下山图罐 方”，它提高了原料中铝的含量，使瓷胎 可以耐受1280-1300℃的高温，这是提高瓷 胎坚固性的必要条件。高岭土因最早发现 于江西省浮梁县的高岭村而得名，现在是
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2. 微裂纹增韧:
陶瓷材料的晶体结构是离子键和共价键组成，具有明显的 脆性特征。在烧结体中由于存在局部残余应力，造成一定数量 的微裂纹。单相材料的热膨胀异性、复相材料热膨胀系数和弹 性模量的失配，及氧化锆材料的马氏体相变产生的残余应力， 往往在晶界等结合较弱的部位产生微裂纹。这些微裂纹降低了 作用区的弹性模量，当外力作用时微裂纹以亚临界裂纹缓慢扩 展并释放主裂纹尖端的部分应变能，使主裂微扩展阻力增加， 有效地抑制了裂纹扩展，从而使断裂韧性提高。这种机理称微 裂纹增韧(Microcracks mechanism)。见图2-2。
图2-1 应力诱导相变增韧示意图
经过Lange、Marshall、McMeeking等许多学者的完善，逐 步形成了比较完整的应力诱导相变增韧机理。该理论认为：如 果t- ZrO2相晶粒足够小，或者基体对其束缚力足够大，冷却过 程中t- ZrO2→ m- ZrO2的相变将受到抑制，四方相可稳定保留到 室温。当裂纹受到外应力作用扩展时，基体对t- ZrO2相的约束 力得到松弛，可诱发相变使之转化为单斜晶型。此时伴随着3－ 5％的体积膨胀和1-7％的剪切应变，并对基体产生压应力，使 裂纹扩展受阻、主裂纹延深需要外力做功以增加能量。即在裂 纹尖端应力场的作用下。形成晶粒相变、吸收能量、阻碍裂纹 扩展的屏蔽区。提高了断裂能，使材料的断裂韧性提高。
Lange[29]列出增韧陶瓷的断裂韧性表达式为：
（2.1）
其中K0表示无相变增韧时的断裂韧性，∣ΔGc∣为驱动相变的化学 自由能变量，ΔUf为接近断裂表面处相变后的剩余应变能，Ec为弹性模 量，γc为泊松比，Vi为四方(t)相的体积分数，R为相变区的深度（自断 裂表面起至整个相变区）。公式中反映出应力诱导相变增韧的主要途 径是增加材料的弹性模量；提高裂纹扩展时能够相变的四方相体积分 数；增大相变区；提高相变化学驱动力等。
第二章 第二相颗粒强化增韧
陶瓷材料强韧化方法主要有纤维法、晶须法、颗粒法、热处 理法、表面改性法等。其中颗粒增韧补强法最为简单，并且具有 同时提高强度和韧性等许多优点。表2.1列出了一些学者的研究 成果。
根据第二相颗粒的性质、大小、来源等情况，可以将第二相 颗粒强韧化分为相变第二相颗粒、非相变第二相颗粒、表面改性 第二相颗粒、纳米第二相颗粒、原位合成第二相颗粒等增韧补强 。
机理：稳定剂的阳离子在ZrO2中具有一定的溶解度，可以置 换其中的锆离子。而形成置换型固溶体，阻碍四方晶型(t)向单斜 晶型(m)的转变，从而降低氧化锆陶瓷t-m相变的温度，使t-ZrO2 亚稳至室温。
Y2O3
ZrO2
2YZr ‘ +3 Oo + VO • •
根据稳定程度不同，氧化锆相变增韧陶瓷有 三种类型，分别为：
传统的观念认为，相变在陶瓷体中引起的内应变终将导致 材料的开裂。因此，陶瓷工艺学往往将相变看做不利的因素。 然而，部分稳定化ZrO2 (PSZ)具有比全稳定化好得多的力学性能 这一事实使人们得到了启发，PSZ的相变韧化得以受到重视。从 而把相变作为陶瓷材料的强韧化手段，并已取得了显著效果。
2.1.1 ZrO2的晶型与结构
2.1 相变第二相颗粒增韧
材料的断裂过程要经历弹性变形、塑性变形、裂纹的形成与 扩展，整个断裂过程要消耗一定的断裂能。因此，为了提高材料 的强度和韧性，应尽可能地提高其断裂能。对金属来说，塑性功 (达103 J/m2或更高)是其断裂能的主要组成部分，由于陶瓷材料主 要以共价键和离子键键合，多为复杂的晶体结构，室温下的可动 位错的密度几乎为零，塑性功往往仅有十几个J/m2或更低，所以 需要寻找其他的强韧化途径，相变第二相颗粒增韧补强即是途径 之一。
部分稳定氧化锆陶瓷(partially stabilized zirconia， PSZ)
四方氧化锆多晶体陶瓷(tetragonal zirconia polycrystal，TZP)
氧化锆增韧陶瓷(Zirconia Toughened Ceramics，ZTC)
1 应力诱导相变增韧
Gaivie于1975年首次对Ca-PSZ的研究发现[31]：亚稳的四方相 氧化锆相变成稳定的单斜相氧化锆，材料样品强度得到明显提 高，并提出相变增韧氧化锆陶瓷的概念。后来的实验发现含tZrO2相氧化锆材料的韧性，比其它陶瓷的韧性要高。通过透射 电镜、X衍射和电子探针等分析测试，发现含t-ZrO2相氧化锆陶 瓷的断口单斜相含量增加。这些发现说明四方相ZrO2在与裂纹 扩展的应力作用下，发生了由t-ZrO2→ m-ZrO2的马氏体相变，由 于t-ZrO2晶粒相变吸收能量而阻碍裂纹的继续扩展从而提高了材 料的强度和韧性。即应力诱导相变增韧。
单斜相和四方相之间相互转化
在低温下锆离子趋向于形成配位数小于8的结构，即
单斜相。 纯ZrO2烧结冷却时ｔ→ｍ相变为无扩散相变，伴
随产生约７％的体积膨胀和相当大的剪切应变（约８％）；
相反，在加热时，由ｍ→ｔ相变，体积收缩。
氧化锆的稳定化处理
常见的ZrO2稳定剂是稀土或碱土氧化物，比如Y2O3 MgO CeO2， CaO。
图2-1示意了应力诱导相变韧化的机理。特点是增韧幅度大，一般 可提高基体的韧性2～4倍。相变对增韧贡献的计算，涉及到复杂的烧 结动力学、热力学、断裂力学等理论。相变增韧理论阐述了当相变没 发生时，裂纹尖端附近的应力由施加应力强度因子K1决定。如果在裂 纹尖端区附近发生包含剪切应变和体膨胀的相变，会引起裂纹尖端附 近的应力场发生变化。假设材料是线弹性体，相变后，裂纹尖端产生 部应力可用局部应力强度因子K2表示。当K2< K1时，相变会降低裂纹 近尖端应力，由于外加应力造成的裂纹，在当前外加应力下无法继续 扩展，即裂纹尖端被屏蔽，从而形成一个屏蔽区。如图1所示。
单斜m-ZrO2
1170℃ 950℃
四方t-ZrO2
2370 ℃
2370 ℃
立方c-ZrO2
单斜ZrO2为低温稳定晶型，加热到约1200℃时转变成四方 ZrO2。单斜相转变成四方相时有7.7%的体积收缩。冷却过程中， 温度低于1000℃时，四方相又逆向地转变成单斜相，在这一转
变时体积增大、密度下降，其密度分别为：m-ZrO2为5.56 g/cm3， t-ZrO2为6.10 g/cm3， c-ZrO2为6.27 g/cm3。