陶瓷材料的增韧机理
陶瓷增韧机理
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，Kp pmm E E TP 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 cr 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 ；2γmp －萌生单位面积裂纹所消耗的能量，J3. 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 2γsp克服阻力做功： W 1=1/2πPr 2u 1W t =γp + W 1=2πr 2γsp +1/2πPr 2u 1界面开裂表面能：b ＝4πr 2γint克服阻力做功：W 2=1/3πPr 2u 2W i =γp + W 1=4πr 2γint +1/3πPr 2u 2u 1≈u 2≈2r εb =2⨯10-3r3)(Rr P r ⋅=σ3)(21Rr P t ⋅-=σ32)21(2r E P U P P P νπ-=32)1(rE P U mm m νπ+=p P m m E E k νν2121-++=312)2(-∝kP r c πint<1/2γSP∆a≈0E P>E m 裂纹沿界面扩展。
陶瓷材料相变增韧的原理
陶瓷材料相变增韧的原理
陶瓷材料的相变增韧主要是通过晶体结构的相变来实现的。
具体原理如下：
1. 相变：陶瓷材料在某个温度范围内会发生晶体结构的相变。
相变可以使材料的结构变得更加复杂，同时也会引入一定的缺陷，如晶界、孪生和位错等。
2. 形成裂纹桥：在陶瓷材料中，裂纹是主要的断裂路径。
当材料中存在缺陷时（如晶界、孪生和位错），在外力的作用下，裂纹会被这些缺陷所吸引，从而沿着这些缺陷传播。
当裂纹遇到晶界或位错时，它可能会停止或改变方向，形成裂纹桥。
3. 物理/化学效应：相变会引起陶瓷材料的物理和化学性质的变化，从而影响裂纹的传播。
常见的相变增韧机制包括晶界化学反应、位错锁结和晶界弥散效应等。
这些效应可以增加材料的韧性和断裂韧度。
总的来说，相变增韧可以通过引入缺陷来改变材料的断裂路径，从而提高材料的韧性和抗断裂性能。
这种机制对于提高陶瓷材料的应用性能具有重要意义。
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
先进陶瓷材料研究进展试题
一篇课程综述（满分100分）（每题20分，满分100分）1.简述微纳米陶瓷材料增韧机理微米陶瓷增韧机理：（1）微裂纹增韧残余应变场与裂纹在分相周围发生反应，从而使主裂纹尖端产生微裂纹分支。
（2）相变增韧由分散相的相变产生应力场来阻止裂纹的扩展。
（3）裂纹扩展受阻裂纹尖端的韧性分散相发生塑性变形使裂纹进一步扩展受阻或裂尖钝化。
（4）裂纹偏转由于分散相和基体之间的TEC和E失匹而产生应力场，从而使裂纹沿分散相发生偏转。
（5）纤维拔出界面脱胶或纤维拔出。
纳米陶瓷材料增韧机理（1）“内晶型”结构效应弥散相引入有效的抑制基质晶粒的异常长大2 弥散相周围存在局部应力，使晶粒细化而强化了主晶界3 内晶周围的局部应力强化了主晶界而诱发穿晶断裂4 高温时阻止位错运动，提高陶瓷材料的高温力学性能，从而使材料得到韧化。
（2）铁弹性畴转换也是含有氧化锆的纳米复合陶瓷的增韧机制之一。
在应力作用下，铁弹性畴重新取向吸收能量，从而对增韧有贡献。
2.试述纳米固体材料结构特点纳米晶体材料由晶态纳米颗粒压制的纳米材料，每个小晶粒(1-100纳米)中的原子排列相同，且具有长程有序结构，而晶粒间的界面则是无序态结构。
具有巨大的颗粒间界面，界面部分占总体积的百分比很大(>50%)，缺陷结构极多(>70%)。
如5纳米颗粒所构成的固体每立方厘米将含1019个晶界.原子的扩散系数要比大块材料高1014～1016倍，从而使得纳米材料具有高韧性。
界面结构特征原子密度降低：界面部分的平均原子密度比同成分的晶体少10-30%最近邻原子配位数变化：由于晶界的原子间距差别也较大，导致最近邻原子配位数发生变化3.简述溶胶－凝胶法制备陶瓷粉体与无粉工艺溶胶－凝胶法就是用含高化学活性组分的化合物作前驱体，在液相下将这些原料均匀混合，并进行水解、缩合化学反应，在溶液中形成稳定的透明溶胶体系，溶胶经陈化胶粒间缓慢聚合，形成三维空间网络结构的凝胶，凝胶网络间充满了失去流动性的溶剂，形成凝胶。
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。
什么是陶瓷涂层的增韧其方法有哪些？
什么是陶瓷涂层的增韧其方法有哪些？引言陶瓷涂层是一种常用于增强材料表面硬度、耐磨性和耐腐蚀性的技术。
然而，由于其脆性，陶瓷涂层容易出现开裂和断裂的问题。
为了解决这个问题，人们提出了多种方法来增强陶瓷涂层的韧性和耐久性。
本文将介绍陶瓷涂层的增韧和一些常见的增韧方法。
什么是陶瓷涂层的增韧？陶瓷涂层是一种由陶瓷材料制成的薄膜，常用于增强材料表面的硬度和耐磨性。
然而，由于陶瓷材料本身的脆性，陶瓷涂层在受到外力作用时容易出现开裂和断裂的问题。
增韧是指通过改变陶瓷涂层的结构和组成，使其具备更好的韧性和耐久性。
增韧方法1. 网状增韧网状结构可以在陶瓷涂层中引入一定量的缺陷，使其具备更好的韧性。
通过在涂层中添加纳米颗粒或纳米纤维，可以形成网状结构，有效增加陶瓷涂层的延展性和抗裂性能。
此外，还可以通过控制陶瓷涂层的厚度和颗粒分布来调节网状结构的特性。
2. 复合增韧复合增韧是指在陶瓷涂层中引入其他材料，如金属或聚合物，以改善其韧性。
通过在涂层中添加金属或聚合物颗粒，可以形成复合结构，提高陶瓷涂层的韧性和耐久性。
此外，还可以通过表面处理或界面改性来提高复合增韧效果。
3. 化学增韧化学增韧是通过改变陶瓷涂层材料的组成和结构来提高其韧性。
例如，可以引入微观结构的特定阻尼或缺陷，从而促进裂纹的扩展和分散。
此外，还可以通过调节烧结温度、添加特定的化学物质或改变热处理方式来实现化学增韧。
4. 结构增韧结构增韧是指通过改变陶瓷涂层的结构来增强其韧性。
通过调节烧结工艺参数、改变晶体结构和晶界结构，可以提高陶瓷涂层的韧性和耐久性。
此外，还可以通过添加增韧相、增加晶粒尺寸和调控晶界结构等方法来改善结构增韧效果。
结论陶瓷涂层的增韧是为了解决其脆性问题而引入的一系列方法。
通过网状增韧、复合增韧、化学增韧和结构增韧等方法，可以增加陶瓷涂层的韧性和耐久性。
在使用陶瓷涂层时，应根据具体需求选择合适的增韧方法，以提高涂层的使用寿命和性能。
以上就是陶瓷涂层的增韧及其方法的介绍，希望对您有所帮助。
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。
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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。
1.3 相变增韧
相变增韧ZrO2陶瓷是一种极有发展前途的新型结构陶瓷,其主要是
利用ZrO2相变特性来提高陶瓷材料的断裂韧性和抗弯强度,使其具
有优良的力学性能,低的导热系数和良好的抗热震性。
它还可以用来显著提高脆性材料的韧性和强度,是复合材料和复合陶瓷中重要的增韧剂。
近十年来,具有各种性能的ZrO2陶瓷和以ZrO2为相变增韧物质的复合陶瓷迅速发展,在工业和科学技术的许多领域获得了日益广泛的应用。
ZrO2在常压及不同的温度下,具有立方(c2ZrO2)、四方(t2ZrO2)及
单斜(m2ZrO2)等3种不同的晶体结构。
当ZrO2从高温冷却到室温时,要经历cytym的同质异构转变,其中tym会产生3%~5%的体积膨胀和7%~8%的剪切应变,由于ZrO2自身马氏体转变的这个特点,引起显著
裂纹韧化和残余应力韧化,可使韧性得到显著提高。
ZrO2的增韧机
制一般认为有应力诱导相变增韧、微裂纹增韧、压缩表面韧化。
在
实际材料中究竟何种增韧机制起主导作用,在很大程度上取决于四方相向单斜相马氏体相变的程度高低及相变在材料中发生的部位。
(1)应力诱导相变
ZrO2在室温下为单斜晶系,温度达到1170e时转化为亚稳态四方晶型,在应力作用下可诱发相变重新回到单斜晶,此时伴随体积膨胀,导致微裂纹闭合,从而韧化陶瓷,或者说在裂纹尖端应力场的作用下ZrO2粒子发生四方-单斜相变而吸收了能量,即外力做了功,从而提高了断裂韧性。
这就是应力诱导相变。
(2)微裂纹增韧
不同基体中室温下ZrO2颗粒保持四方相的临界尺寸不同,当某颗粒大于临界尺寸时,室温四方相已转变为单斜相并在其周围的基体中形成微裂纹。
当主裂纹扩展到ZrO2颗粒时,这种均匀分布的微裂纹可以缓和主裂纹尖端的应力集中或使主裂纹分叉而吸收能量,这就是ZrO2的微裂纹增韧。
(3)压缩表面韧化
研磨相变韧化ZrO2的表面,可以使表面层的四方相ZrO2颗粒转变为单斜相,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15m/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。
1.4颗粒增韧
用颗粒作为增韧剂,制备颗粒增韧陶瓷基复合材料,其原料的均匀分散及烧结致密化都比短纤维及晶须复合材料简便易行。
因此,尽管颗粒的增韧效果不如晶须与纤维,但如颗粒种类、粒径、含量及基体材料选择得当,仍有一定的韧化效果,同时会带来高温强度、高温蠕变性能的改善。
所以,颗粒增韧陶瓷基复合材料同样受到重视,并开展了有效的研究工作。
从增韧机理上分,颗粒增韧分为非相变第二相颗粒增韧、延性颗粒增韧、纳米颗粒增加。
非相变第二相颗粒增韧主要是通过添加颗粒使基体和颗粒间产生弹性模量和热膨胀失配来达到强化和增韧的目的,此外,基体和第二相颗粒的界面在很大程度上决定了增韧机制和强化效果,目前使用的较多的是氮化物和碳化物等颗粒。
延性颗粒增韧是在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒来提高陶瓷的韧性,一般加入金属粒子。
金属粒子作为延性第二相引入陶瓷基体内,不仅改善了陶瓷的烧结性能,而且可以以多种方式阻碍陶瓷中裂纹的扩展,如裂纹的钝化、偏转、钉扎及金属粒子的拔出等,使得复合材料的抗弯强度和断裂韧性得以提高。
（学习的目的是增长知识，提高能力，相信一分耕耘一分收获，努力就一定可以获得应有的回报）。