陶瓷强化与韧化资料
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。
陶瓷材料的强韧化方法概述
陶瓷材料的强韧化方法概述鉴于本人在研究生阶段的研究方向与陶瓷材料有关，故本篇所选择的主要内容为陶瓷材料的强韧化方法。
与传统材料相比陶瓷材料具有耐高温、耐腐蚀、耐磨损等优异特性，但它也存在脆性大、易断裂的缺点，从而大大限制了陶瓷材料在实际生产中的应用。
因此改善陶瓷材料的脆性、增大强度、提高其在实际应用中的可靠性成为其能否广泛应用的关键。
近年来，陶瓷材料的强韧化课题已经受到国内学者的高度重视。
目前已有的强韧化主要措施如下所述。
1、氧化锆相变增韧：当材料受到外力作用时，裂纹扩展到亚稳的t-ZrO2粒子，这会促发t-ZrO2粒子向m-ZrO2的相变，由此产生的相变应力又会反作用于裂纹尖端，降低尖端的应力集中程度，减缓或完全抑制了裂纹的扩展，从而提高断裂韧性；2、微裂纹增韧：由于温度变化引起的热膨胀差或相变引起的体积差会在陶瓷基体相和分散相之间产生的弥散均布裂纹。
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，使得其扩展路径变得曲折，增加了扩展过程的表面能，从而使裂纹快速扩展受到了阻碍，增加了材料的韧性；3、裂纹偏转增韧：在发生裂纹偏转时，裂纹平面会在垂直于施加张应力方向上重新取向，这就意味着裂纹扩展路径将被增长。
同时，由于裂纹平面不再垂直于张应力方向而使得裂纹尖端的应力降低，因而可以增大材料的韧性；4、裂纹弯曲增韧：在裂纹扩展过程中，如果遇到基体相中存在的断裂能更大的第二相增强剂就会被其阻止，裂纹前沿如需继续扩展便要越过第二障碍相而形成裂纹弯曲。
这也会使裂纹快速扩展受到了阻碍，从而增加材料的韧性；5、裂纹桥接增韧：所谓的裂纹桥接是指由增强元连接扩展裂纹的两表面形成裂纹闭合力而导致脆性基体材料增韧的方法。
其增强元可分为两种：一种为刚性第二相，另一种则是韧性第二相；6、韧性相增韧：韧性相会在裂纹扩展中起到附加吸收能量的作用，这就使得裂纹进一步扩展所需的能量远远超过形成新裂纹表面所需的净热力学表面能。
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.
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。
结构陶瓷的增强与增韧
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A
(a) (b)
增韧
裂纹偏折和 弯曲增韧
裂纹弯曲 裂纹端与细分散第二相粒子间的相互作用，弥散分布的第二相 有钉扎裂纹端的作用，使裂纹前端在两粒子间向外突出弯曲。 裂纹前端形状的改变、长度的增加以及新裂纹表面的形成都消 耗了能量。
弥散颗粒含量大、平均间距小且颗粒半径较大时，微裂纹弯曲 增韧作用较大。
增韧
微裂纹增韧
微裂纹增韧（microcrack toughening）是指因热膨胀失配 或相变诱发出显微裂纹，这些尺寸很小的微裂纹在主裂纹尖端 过程区内张开而分散和吸收能量，使主裂纹扩展阻力增大，从 而使断裂韧性提高。 式中E1为主裂纹尖端含有微裂纹材料的 弹性模量，fs为显微裂纹密度，W为过 程区宽度的一半，为显微裂纹引起的 膨胀应变。
增韧
C
相变增韧的贡献
相变增韧
K IC
2 REVi ( G U sef 0 2 ( K IC ) 2 1
)
1/ 2
0 K IC 为无相变基体材料的断裂韧性， R 为相变区宽度， E 为弹性模量， C G 为化学驱动力， 为波松比， Vi 为可转变t相的体积分数。 U sef 为残留相应变能。
特性
金属材料在室温静拉伸载荷下，断裂前 般都要经过弹性变形和塑性 变形两 一般都要经过弹性变形和塑性变形两个阶段，而陶瓷材料一 般都不出现塑性变形阶段，极微小应变的弹性变形后立即出现脆性 断裂，伸长率和面缩率都几乎为零。
金属材料和陶瓷材料应力-应变曲线比较
特性
金属的断裂韧度范围为10～50 MPa·m1/2，而大多数单质陶瓷和玻璃仅 有 质陶瓷和玻璃仅有0 5.～6 MPa·m1/2，远低于金属。虽然经过不断的 努力，复合陶瓷也只达到10～12 MPa·m1/2的水平。事实证明，陶瓷低 的KIC已成为阻碍其应用和发展成为阻碍其应用和发展的最重要的问题。
碳化硼陶瓷增韧补强和致密化研究现状及其展望
碳化硼陶瓷增韧补强和致密化研究现状及其展望
碳化硼陶瓷具有高硬度、高强度、高耐磨性、高耐腐蚀性等特点，是一种重要的结构材料。
但其本身的脆性限制了其应用范围。
为了提高碳化硼陶瓷的韧性和致密度，研究人员采用了多种方法进行增韧和补强，目前已取得了一系列进展。
1.纳米晶：纳米晶材料可以提高材料强度和韧性，可以大幅度降低材料的脆性，同时极大地提高材料的耐磨性和抗腐蚀性。
纳米晶碳化硼陶瓷的强度可以达到10GPa以上，而且其韧性也比传统碳化硼陶瓷高。
2.增韧剂：常用的增韧剂有氧化铝、氮化硅、碳等，这些增韧剂可以通过控制络合反应、晶格匹配等机理使其与基体产生协同效应，提高材料的强度和韧性。
3.纤维增强：纤维增强技术是一种有效的增强手段。
已经研究出了碳纤维增强和SiC纤维增强碳化硼陶瓷，可以提高其力学性能和韧性。
4.混合成型：混合成型是将不同颗粒形状、大小、化学组成的原料混合起来，再进行烧结成型。
混合成型可以通过改变组成、晶粒组织和脆性相分布来提高材料的韧性和强度。
5.涂层技术：在碳化硼陶瓷表面增加铜、钛、NbC等材料的镀层可以有效地提高碳化硼陶瓷的抗压强度和韧性。
总之，碳化硼陶瓷的增韧和补强技术已经取得了很大进展，未来的研究方向是进一步探索新的增韧剂、提高制备工艺、改善材料微观结构、研究材料在高温和复杂环境下的性能等。
结构陶瓷纤维补强.
周洋 袁广江 徐荣九 杜林虎 李宏泉 陈大明，2001 (北京航空材料研究院先进复合材料国防科技重点实验室)
三种体系的陶瓷基复合材料
从发展趋势上看，非氧化物/ 非氧化物陶瓷基 复合材料中，SiC/ SiCf 、Si3N4/ SiCf 仍是研 究的重点，有望在1600 ℃以下使用； 氧化物/非氧化物陶瓷基复合材料由于氧化物 基体的氧渗透率过高，在高温长时间的应用条 件下几乎没有任何潜在的可能； 能满足1600 ℃以上高强和高抗蠕变要求的复 合材料，最大的可能将是氧化物/氧化物陶瓷 基复合材料。
发动机热端陶瓷材料
近20 年来，世界各工业发达国家对于发动机研制目标 是将发动机热端部件的使用温度提高到1650 ℃或更 高，从而提高发动机涡轮进口温度，达到节能、减重、 提高推重比和延长寿命的目的。 法国将SiC/Cf 用于狂风战斗机M88 发动机的喷嘴瓣 以及将SiC/ SiCf 用于幻影2000 战斗机涡轮风扇发动 机的喷管内调节片。 美国碳化硅公司用Si3N4/ SiCW制造导弹发动机燃气 喷管。 杜邦公司研制出能承受1200～1300 ℃、使用寿命达 2000h 的陶瓷基复合材料发动机部件等。
连续纤维增强陶瓷基复合材料
与其它增韧方式相比，连续纤维增强陶瓷基复合材料 (CFCC) 具有较高的韧性，当受外力冲击时，能够产 生非失效性破坏形式，可靠性高，是提高陶瓷材料性 能最有效的方法之一。 CFCC 的研究始于1973 年S.R. Levitt 制成的高强度 碳纤维增强玻璃基复合材料 。 70 年代中期，日本碳公司(Nippon Carbon Co. ) 高 性能SiC 连续纤维-Nicalon的研制成功，使制造纯陶 瓷质CFCC 成为可能。 80 年代中期， E.Fitzer等用化学气相沉积法制备出高 性能的Nicalon 纤维增强SiC 基陶瓷复合材料，有力 地推动了CFCC 的发展。
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第四章
高温结构陶瓷的强化与韧化 第一节 概述
γth E σ=
a
γσc E =
2c
1、无缺陷陶瓷（微晶、高密度、高纯度）
γ
γ≈1C c 2
c
c c
K 2E 2E σ=
=π(1-ν)a πa πa
A.A.Griffith
-1/2
f 01σ=σ+K d
，
Al 2O 3: 46J/m 2, 18J/m 2
f 0σ=σexp(-np)， n=(4~7)
p=10%, n=(4~7), 67~50%
2、提高抗裂能力和预加应力（表面压应力）
K
c
C
c a K σπσ+=
1
（1）淬火
96%Al 2O 3:388MPa →1500℃, ↓5%硅油+95%水→649MPa SiC Si 3N 4 99.85% Al 2O 3+0.15%MgO （2）热处理
SiC 1315℃ 50h ↑50~60% Si 3N 4 1350℃ 766MPa →922MPa （3）调整工艺 原位生长
Si-Al-O-N, β- Si 3N 4 , β’-Sialon , AlN α-Si 3N 4→β- Si 3N 4
Al 2O 3-TiB 2-TiC 0.5N 0.5 ，TiO 2, BN, B 4C, Al M(Ti 、Zr)-Al-Si-C (TiB 2 + TiC)/Ti 3SiC 2
（4）化学强化
A 涂层
a.上釉
96% Al2O3α=6.5×10-6/℃,
1500℃,1h,330MPa→470MPa
b. CVD
ZrB2+SiC (SiC) Si3N4(SiC)
B离子交换
EΔV
σ=×
2(1-2μ)V
2%, E=70GPa, μ=0.25 →σ= 930MPa
96% Al 2O 3 上釉 Na,(Li),B,Al,Si, →NaNO 3,KNO 3 or K 2SO 4熔盐， 300-500℃，15-60min, →300MPa ↑500-580MPa C 低膨胀固溶体表面层
avg surf E ΔT σ=(α-α)
1-ν
Al 2O 3-Cr 2O 3 1650℃,1h 193MPa ↗ 250MPa TiO 2-SnO 2(SnCl 4)
1400℃,1h 129MPa ↗163MPa MgAl 2O 4-MgCr 2O 4
MgO-NiO, MgO-Fe 2O 3+NiO, MgO-MnO Si 3N 4-Al 2O 3,
D 化学反应在形成低膨胀系数的表面层 Al 2O 3(CaCO 3), 1250-1450℃, 3h σ↑40% Al 2O 3(SiC), 1300-1500℃, σ↑40%
3、纤维与晶须补强增韧
临界应力强度因子
化学相容性、弹性模量匹配E w＞E m、
热膨胀系数匹配αw＞αm
负荷传递、基质预应力化、裂纹弯曲偏转、
晶须拔出、裂纹桥架
纤维补强陶瓷复合材料
C fiber/SiO2, C fiber/Si3N4, SiC fiber/LAS, C fiber/LAS, 晶须补强陶瓷复合材料
SiC w/ Si3N4, SiC w/ Al2O3, SiC w/ 莫来石，
SiC w/ Y-TZP
4、相变增韧
o
1170C
ZrO ZrO
2(m)2(t)
应力诱导相变增韧微裂纹增韧裂纹分枝增韧
裂纹偏转和弯曲增韧表面增韧
5、弥散强化
SiC p/Y-TZP, SiC p/莫来石，SiC p/ Si3N4,
TiB2 p/ SiC, BN p/ Sialon
6、纳米陶瓷
第二节
马氏体相变原理
o o o
1170C2370C2680C 2(m)2(t)2(c)
ZrO ZrO ZrO液相一、马氏体相变的特征
1、无扩散型相变
2、相变不是在固定温度下完成，
而是在一个温度范围内进行
3、新旧相之间保持一定的位相关系
(110)m‖(100)t,[100]m‖[001]t,
(100)m‖(100)t,[001]m‖[001]t
4、马氏体内往往存在有亚结构
孪晶位错层错微裂纹
5、相变涉及剪切应变和体积变化
8% 3-5%
6、相变的可逆性
7、习惯面
二、马氏体相变的起始与终止温度M s、M f
T0ΔG t→m＜0
影响M s的因素：
（1）母相的化学组成（2）晶粒尺寸（3）应力状态三、无扩散相变和扩散相变
1、立方母相中t-ZrO2的析出
Mg-PSZ、
Ca-PSZ
0.04um, 0.1um
2、有序化合物的析出
Φ1 CaZr4O9
Φ2 Ca6Zr19O44
Zr3Y4O12
Mg2Zr5O12
3、 低共熔分解
t-ZrO2 + MgO m-ZrO2 + MgO
4、 c →t ’ 位移相变
t ’→ c + t 为扩散相变
第三节 ZrO 2马氏体相变热力学
1、无应力状态下
s
se c t s m s t
se m se c t c m m t U U G U U U U G G G ∆+∆+∆=-+-+-=∆→0≤∆→m t G ，s m se c U U G ∆+≥∆-
t ij I ij m
se
U εσ2
1=，V V t ij ∆=
31ε，
V
V K
I ij
∆=σ
2
6⎪⎭
⎫ ⎝⎛∆=V V K U m
se
，
1
2212
1)21(2)1(2E E E E K νν-++=
2、残余应力的影响
r ij r ij t
se
U εσ21= ))((2
1r ij t ij r ij I ij m se U εεσσ±±=
3、粒子尺寸的影响
D g V A A U t s m t t m m s )
(6γγγγ-=-=∆，63D V π=，m
t s A A g =
,
uc
c se
c
D D =
ΔU 1+()ΔG
(1) 微裂纹
s c
c c se c m t U V
A f U G G ∆++∆+∆=∆→γ c c g D A 2π=
D
g D g f U G G t s m c c c se c m
t )
(66γγγ-++∆+∆=∆→
(2)孪晶
s T
T T se c m t U D
g f U G G ∆++∆+∆=∆→γ6
D g D g f U G G t s m T T T se c m t )(66γγγ-++∆+∆=∆→，2
D A g T
T π=
（3）微裂纹加孪晶
（4）临界尺寸
10
/≈T T c c g g γγ，
1≈-≈t s m T T g g γγγ，
9.0≈c f 67.0≈T f
T c c D
.＞
c
c
D
＞
T c D
＞
c D ＞uc D
第四节 ZrO 2陶瓷增韧机理
1、 应力诱导相变增韧
裂纹扩展、尖端应力场、过程区、相变、断裂表面及体积膨胀均吸收能量、压应力阻碍裂纹扩展
),/(1νW a K W EV e K f T
C ∆=∆
如粒子尺寸分布为：
dR R n R dR R )()(2
=ρ 则：⎰
∞-=
∆)
(0
1)()()
1(22.0σρνRc T
C
dR R R W Ee K
)()
1(22.01R W Ee K T C
ν-=∆
从相变前后体系能量变化（Lange ）:
()(
)⎡⎤⎢⎥
⎢⎥⎣
⎦
1/2
c
2i se 01C
1C 22REV ΔG -ΔU f K =K +1-ν
2、微裂纹增韧
2/1
1
1
25
.0W
f
E
K
s
CM
θ
=
∆
3/
1
/
2g
G eff
C
-
γ
γ
γ2/
1
/πρ
-
=
=*E
E
g
2/1
)2/
1(
)
/
(
1
/
πρ
ρ
γ
γ
-
-
=a
P
eff
3、裂纹分支增韧
4、裂纹弯曲和偏转增韧
（残余应力韧化）
5、复合韧化机理
烧结温度℃相组成K1C MPa-m1/2HV(GPa)
1 300 T 11 14.8
1 350 T 10.6 15.0
1 400 T 11.8 14.6
l 450 t+m(8％) 13.8 14.4
1 500 t+m(45％) 15 14.1
1 600 t+m(55％) 16.8 13.8
6、由相变产生表面压应力增韧。