第二章无机材料的断裂与强度材料物理ppt课件.ppt

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1、第二章 无机材料的断裂与强度,2.1 断裂（书关振铎著，以后同上第1、2、3节） 2.2 应力场强度因子和平面应变断裂韧性 2.3 裂纹的起源与快速扩展 2.4 显微结构对材料脆性断裂的影响2.5 无机材料的强化和增韧 2.6 复合材料 2.7 无机材料的硬度（实验）,2.1 断裂(书上第1,2,3节),一.断裂现象二.理论断裂强度三.格里菲斯（Griffith）裂纹理论四.格里菲斯（Griffith）裂纹理论拓展,一.断裂现象,随着材料温度、应力状态、加载速度的不同，材料的断裂表现出多种类型。,固体材料在力的作用下分成若干部分的现象.,1.断裂,2.断裂的分类,2.1 断裂(书上第1,2,3

2、节),根据断裂前发生塑性形变的情况，大体上可把材料分为:,(1)延性断裂(韧性断裂),是材料在断裂前及断裂过程中已经经历了明显宏观塑性变形的过程.,(2)脆性断裂,是材料断裂前没有明显的宏观塑性变形,没有明显的迹象，往往表现为突然发生的快速断裂过程。,因而此种断裂具有很大的危险性!,3.脆性断裂行为,材料在外力作用下,任意一个结构单元上主应力面的拉应力足够大时,尤其在那些应力高度集中的地方,所受的局部拉应力为平均应力的数倍时,将会产生裂纹或缺陷的扩展,导致脆性断裂.,二.理论断裂强度,材料强度是材料抵抗外力作用时表现出来的一种性质。决定材料强度的最基本的因素是分子、原子（离子）之间结合力。,在

3、外加正应力作用下，将晶体中的两个原子面沿垂直于外力方向拉断所需的应力就成为理论断裂强度。,以三维晶体为例，一完整晶体在正应力作用下沿某一原子面被拉断时，推导其断裂强度（称为理论断裂强度）,可作简单估计如下。 （如图所示）,完整晶体拉断示意图，mn为断裂面的迹线，a0表示原子面间距.,晶体中的内聚力与原子间距的关系.,设被mn解理面分开的两半晶体原子层间距为a0，,沿着拉力方向发生相对位移。,当位移很大时，,位移和作用力的关系就不是线性的。,原子间的交互作用最初是随增加而增大，达到一峰值m后就逐渐下降（见上图）, m就是理论断裂强度。设材料形成新表面的表面能为(断裂表面能)。在拉伸过程中，应力所

4、作的功就应等于2。,原子层间的应力可近似用右面的函数表示：,曲线下的面积就是应力所作的功，因此,（2.1）,（2.2）,对无限小的位移, （2.1）式可简化为,（2.3）,根据胡克定律,（2.4）,由（2.3）和(2.4)得,（2.5）,将（2.5）代入（2.2）得,（2.6）,例如铁，,2J/m2，,E2102Gpa ，,a2.510-10m,求：铁的最大断裂强度m,解：,根据(2.6)式得,若用E的百分数表示，则,m40GPa=E/5 .,通常，一般材料的,m30GPa=E/10.,但实际材料的断裂强度要比这个估计值低得多,（只有理论值的1/1001/1000），,这是由于存在缺陷的结果。

5、,三.格里菲斯（Griffith）裂纹理论,为了解释实际材料的断裂强度和理论断裂强度的差异，格里菲斯提出这样的假设，在外力作用下，即材料中有微裂纹存在引起应力集中，使得断裂强度大为下降。对应于一定尺寸的裂纹，有一临界应力值C 。,当外加应力低于C时，裂纹不能扩大；,当应力超过C时，裂纹迅速扩展导致断裂。,假设试样为一薄板，中间有一长度为2c裂纹（靠近边上长度为c的裂纹的情况是和它相似的）贯穿其间，如右图。,设板受到均匀张应力的作用，它和裂纹面正交。在裂纹面两侧的应力被松驰掉了 （应力比低），而在裂纹两端局部地区引起应力集中 （应力远超过）.,格里菲斯用能量条件导出c，即裂纹扩展所降低的弹性应变

6、能恰好等于形成新表面所需要的表面能。,裂纹所松弛的弹性应变能可以近似地看作形成直径为2c的无应力区域所释放出的能量（单位厚度），,被松弛区域的体积为c2,粗略估计弹性应变能的改变量为c2,更精确的计算求出的值为粗略估计的一倍,裂纹所增加的表面能（单位厚度）为,Ws=4c,其中为单位面积的断裂表面能。,We、Ws及We+ Ws和裂纹长度c的关系见下图,在图中We+ Ws出现了一个极大值点。在极大值点左侧(c cc）,裂纹会自动扩大，发生断裂。临界状态时：,格里菲斯公式,（2.7）,平面应变状态：,临界应力为：,脆性材料,将裂纹存在时的断裂强度与理论断裂强度对比，得到,上式说明：,（2.8）,裂纹

7、在其两端引起了应力集中，将外加应力放大 倍。,结果使局部地区达到理论强度，而导致断裂。,如何控制裂纹就可以使材料的实际断裂强度达到理论强度？,控制裂纹的长度和原子间距在同一数量级,就可以使材料的实际断裂强度达到理论强度.,实际操作能达到吗?, 提高材料强度的措施：,降低裂纹尺寸 提高材料的E 提高,四.格里菲斯（Griffith）裂纹理论拓展,其中，p为扩展单位面积裂纹所需要的塑性功。通常，p ,公式应用范围：,延性材料的断裂。,实例分析：,例如高强度金属，其p103,普通强度钢，其p（104-106）。,因此，延性材料，p控制着断裂过程。,延性材料,（2.9）,2.2 应力场强度因子和平面应

8、变断裂韧性,一.裂纹扩展方式二.裂纹尖端应力场分析三.临界应力场强度因子及断裂韧性四.脆性与韧性 五.断裂韧性的测试方法,一.裂纹扩展方式,1. 掰开型,2. 错开型,3. 撕开型,裂纹有三种扩展方式或类型:,低应力断裂的主要原因,二.裂纹尖端应力场分析,根据弹性力学的应力场理论，分析裂纹尖端附近的应力场。,裂纹尖端附近的应力场,（2.10）,式中：KI为与外加应力、裂纹长度、裂纹种类和受力状态有关的系数，称为应力场强度因子，其下标表示I型扩展类型，单位为Pam1/2。r为半径向量，为角坐标。,（2.11）,对于裂纹尖端处的一点，r，即0，于是：,（2.12）,使裂纹扩展的主要动力是yy。,根

9、据式（2.12），可以推导出裂纹尖端的应力场强度因子为：,（2.13）,Y为几何形状因子，与裂纹型式、试件几何形状有关。,根据近经典强度理论，设计构件的断裂准则为使用应力应小于或等于允许应力，即：, ,f 为断裂强度，ys 为屈服强度，为安全系数。,没有抓住断裂的本质，不能防止低应力下的脆性断裂。,三.临界应力场强度因子及断裂韧性, 提出新的设计思想和选材原则，采用一个新的表征材料特征的临界值：平面断裂韧性KIc，它也是一个材料常数，从破坏方式为断裂出发，新的判据为：,（2.14）,即应力场强度因子小于或等于材料的平面应变断裂韧性，所设计的构件才是安全的，这一判据考虑了裂纹尺寸。,实例分析：,

10、一实际构件，实际使用应力1.30GPa， Y1.5，有两种钢待选：,甲钢：ys=1.95GPa ，KIc45MPam1/2乙钢：ys=1.56GPa ，KIc75MPam1/2,分析选择那种钢更为合理。,分析：,根据传统设计：,甲钢的安全系数：n=ys/=1.95/1.301.5乙钢的安全系数：n=ys/=1.56/1.301.2,可见选择甲钢比选择乙钢安全。,根据断裂力学观点，构件的断裂是裂纹扩展的结果，所以应该计算KI是否超过KIc。,设最大裂纹尺寸为1mm，则：,甲钢的断裂应力：,乙钢的断裂应力：,甲钢的c1.30GPa，不安全。乙钢的c1.30GPa，安全可靠。,根据断裂力学观点设计，

11、既安全可靠，又能充分发挥材料的强度，合理使用材料。传统观点：追求高强度，不安全。,四.脆性与韧性,（1）微裂纹决定了材料实际断裂强度。,1.脆性,2.韧性,3.脆性、韧性与断裂之间的关系,（2）断裂性质因材料种类的不同而有极大的差异。,这个差异是由于不同材料中断裂韧性有明显的不同,因为这些材料里有裂纹所形成的应力集中区无法产生大量的位错，不像金属那样通过塑性形变把集中的应力释放掉，裂纹发展得很迅速就显得很脆。,（3）材料的断裂韧性低，它的断裂就是脆性断裂,为什么金属有较好的韧性，而陶瓷和玻璃韧性很差呢？,五.断裂韧性的测试方法,单边切口梁法（SENB法）双扭法（DT法）Knoop压痕三点弯曲梁

12、法山形切口劈裂试件法,单边切口梁法（SENB法）,试件几何形状几受力状态,1. 试样形状及尺寸,2. 试样制备,用金刚石内圆切割机切割成长条状试样 打磨抛光,保证试样受拉表面的光洁度达到7； 棱角互相垂直，边棱纵向导角45； 试样高度和宽度在整个试样长度范围内的变化不超过0.2mm。,用金刚石内圆切割机切口,切口深度为c； 金刚石锯片厚度不超过0.25mm。,3. 计算公式,三点弯曲受力下，试样断裂韧性的计算公式为：,Pc 临界载荷（最大载荷）,试样加载速率：0.05mm/min，测试试样一般为46个，然后取其平均值。,此方法只适用于晶粒度在2040m的粗晶粒陶瓷。,一.裂纹的起源二.裂纹的快

13、速扩展三.防止裂纹扩展的措施,2.3 裂纹的起源与快速扩展(书上第5节),一.裂纹的起源,1. 由于晶体微观结构中存在缺陷，当受到外力作用时，在这些缺陷处就会引起应力集中，导致裂纹成核。,裂纹的形成原因主要有三种：,3. 由于热应力形成裂纹。,2. 材料表面的机械损伤与化学腐蚀形成表面裂纹。,二.裂纹的快速扩展,按照格里菲斯(Griffith)微裂纹理论，材料的断裂强度不是取决于裂纹的数量，而是取决于裂纹的大小，即由最危险的裂纹尺寸（临界裂纹尺寸）决定材料的断裂强度。裂纹一旦超过临界尺寸就迅速扩展使材料断裂。,讨论：,裂纹迅速扩展的条件：,参阅书上P44,当c时, G，2是常数，当G2时，裂纹

14、开始扩展，直到材料破坏。,对于脆性材料，裂纹的起始扩展就是破坏过程的临界阶段，因为脆性材料基本上没有吸收大量能量的塑性形变。,当G2时，释放出的多余能量,（1）加速裂纹的扩展,（2）使裂纹增殖，产生分枝形成更多的新表面。,(扩展的速度一般可达到材料中声速的40%60%）,（3）使断裂面形成复杂的形状，如条纹、波纹、梳刷状等。,三.防止裂纹扩展的措施,1. 作用力不超过临界应力；,2. 在材料中设置能吸收能量的机构（金属陶瓷或复合材料）；,3. 人为地在材料中造成大量极细的裂纹来吸收能量。 （ZrO2增韧Al2O3陶瓷）,2.4 显微结构对材料脆性断裂的影响(书上第7节),一.晶粒尺寸的影响二.

15、气孔的影响三.同时考虑晶粒尺寸和气孔的影响,一.晶粒尺寸的影响,对于多晶体，大量的实验证明晶粒愈小，强度愈高，因此微晶材料就成为无机材料发展的一个重要方向。,近年来已出现许多晶粒小于1m,气孔率近于0的高强度高致密无机材料，如表2.4所示。,实验证明：,断裂强度f与晶粒直径的关系为:,其中0和K1均为材料常数,断裂强度f与晶粒直径的关系为:,1. 起始裂纹不受晶粒的限制,2. 起始裂纹受晶粒的限制(其尺度与晶粒相当),（2.15）,（2.16）,解释：,例如多晶AL2O3的断裂表面能cry=46J/m2,而晶界的int=18J/m2。,由于晶界比晶粒内部弱，多晶材料的破坏多是沿晶界断裂。若细晶

16、材料晶界比例大，那么沿晶界破坏时，裂纹的扩展要走迂回曲折的路径；晶粒愈细，此路径愈长。若初始裂纹与晶粒尺寸相当，晶粒愈细，初始裂纹尺寸就愈小，这样临界应力就愈高。,二.气孔的影响,由实验测得：,断裂强度f与气孔率P的关系为,其中0为没有气孔时的强度，n为常数（一般为47）,（2.17）,讨论：,当气孔率约为10%时，强度下降多少？,强度下降为没有气孔时的一半。,例：,透明氧化铝陶瓷的断裂强度与气孔率的关系,三.同时考虑晶粒尺寸和气孔的影响,（2.18）,除气孔率外，气孔的性状及分布也很重要。,气孔多存在于晶界上，往往成为裂缝的开裂源,利处：,存在高热应力梯度时，气孔能起到容纳变形，阻止裂纹扩展

17、的作用。,害处：,2.5 无机材料的强化和增韧 (书上第9节),一.问题的提出二.材料的强化三.陶瓷材料的增韧,人们在利用材料的力学性质时，总是希望所使用的材料既有足够的强度，又有较好的韧性。但通常的材料往往二者只能居其一，要么是强度高，韧性差；要么是韧性好，但强度却达不到要求。寻找办法来弥补材料各自的缺点，这就是材料强化和增韧所要解决的问题。,一.问题的提出,例金属材料有较好的韧性，可以拉伸得很长，但是强度不高，所以对金属材料而言，需要增加的是强度，强化成为关键的问题；而陶瓷材料本身的强度很高，其弹性模量比金属高得多，但缺乏韧性，会脆断，所以陶瓷材料要解决的是增韧的问题。如果能成功地实现材料

18、的强化或增韧，就可以弥补上述两种材料各自所缺的性能。,二.材料的强化,从理论上来看，提高材料强度有两条途径：,完全消除内部的位错和其它缺陷，使材料的强度接近理论强度。,在材料中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动。,第一种方法目前已制出无位错高强度的晶须，但实际应用还存在困难。因为这样获得的高强度是不稳定的，对于操作效应和表面情况非常敏感，而且一旦位错产生后，强度就大大下降。在实际生产中，强化材料走的是第二种途径。,第二种引入大量缺陷的方法又细分为：加工硬化、合金强化、细晶强化、化学强化、沉淀强化等。,对陶瓷来说，为了消除缺陷，提高晶体的完整性，细、密、匀、纯是发展的一个重要方向.,例如：,用热压

19、工艺制造的Si3N4陶瓷，当密度接近理论值时几乎没有气孔。,（1）加工硬化：金属材料大量形变以后强度会提高,例如：一根铜丝经过适当弯折后会变硬，这是因为发生的塑性形变产生了大量的位错，位错密度的提高使得金属强度提高。,是指通过晶粒粒度的细化来提高金属的强度。这种提高金属强度的方法内在的原因是晶界对位错滑移的阻滞效应。,（2）细晶强化：,（3）合金强化：,实际使用的金属材料多半是合金。合金元素的作用主要是改善金属的力学性质，即提高强度或改善塑性。,是利用点缺陷对金属基体进行的强化。具体的方式是通过溶入某种溶质元素形成固溶体而使金属强度、硬度升高。,是指沉淀颗粒的引入，使得材料强度在时效温度下随时

20、间而变化的现象。该方法是铝合金和高温合金的主要强化手段。,（4）固溶强化,（5）沉淀强化,高温下金属材料的强化开始是通过使用高熔点或扩散激活能大的金属和合金来实现的。,（6）高温强化：,镍基高温合金材料的使用就是一个成功的例子,（7）化学强化：,是采用离子交换的办法（通常用一种大的离子置换小的离子）。,这种技术是通过改变表面化学的组成，使表面的摩尔体积比内部大。表面体积膨大受到内部材料的限制，就产生两相状态的压应力。,若：,则：,此外， 将表面抛光及化学处理以消除表面缺陷也能提高强度。,（2.19）,三.陶瓷材料的增韧,相变增韧 微裂纹增韧 裂纹偏折和弯曲增韧 裂纹分支增韧 桥联与拔出增韧 延

21、性颗粒增韧 残余热应力增韧 压电效应损耗能量增韧 电畴翻转增韧 复合韧化机制,1.相变增韧,第二相颗粒相变韧化（transformation toughening）是指将亚稳的四方ZrO2颗粒引入到陶瓷基体中，当裂纹扩展进入含有t-ZrO2晶粒的区域时，在裂纹尖端应力场的作用下，将会导致t-ZrO2发生tm相变，因而除了产生新的断裂表面而吸收能量外，还因相变时的体积效应（膨胀）而吸收能量，可见，应力诱发的这种组织转变消耗了外加应力。同时由于相变粒子的体积膨胀而对裂纹产生压应力，阻碍裂纹扩展。结果这种相变韧化作用使在该应力水平下在无相变粒子的基体中可以扩展的裂纹在含有氧化锆 tm相变粒子的复合材

22、料中停止扩展，如要使其继续扩展，必须提高外加应力水平，具体体现在提高了材料的断裂韧性。,t相的晶粒尺寸是影响t-m相变的一个重要因素，Ms点随晶粒尺寸的减少而降低。氧化锆的室温组织存在一个临界粒径dc，ddc的晶粒室温下已经转变成m相；ddc的晶粒冷却到室温仍保留为t相。所以只有ddc的晶粒才有可能（但不一定）产生相变韧化作用。当裂纹尖端应力场最高值一定的情况下，应力诱发t-m相变存在一个临界晶粒直径d1。只有d1ddc的晶粒才会应力诱发相变（stress induced phase transformation），即这部分晶粒才对相变韧化有贡献。,必要条件,有亚稳的四方氧化锆颗粒存在,(a)

23、裂纹尖端应力场引起的转变区，(b)典型马氏体相变应力应变行为，(c)裂纹尖端应力场变化，(d)裂纹扩展进入转变区受到残余应力作用,应力诱发t-m相变的增韧公式,相变增韧的贡献,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。,2.微裂纹增韧,过程区内微裂纹吸收能量与微裂纹的表面积即裂纹密度呈正比，所以由微裂纹韧化所产生的韧性增量在微裂纹不相互连接的情况下，随微裂纹的密度增加而增大。显微裂纹的密度与两相的膨胀系数之差引起的残余应力的大小及第二相粒子

24、的尺寸和含量有关。,微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为,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。,微裂纹增韧同样对温度和粒子尺寸很敏感，合适的颗粒尺寸是大于应力诱发相变的临界尺寸而小于自发产生危险裂纹的临界尺寸，并且应减小基质与粒子间的热失配，使其产生最大的相变张应力。微裂纹的密度大到一定程度后，就会使裂纹相互连接，形成大裂纹，反而使韧性下降。,裂纹尖端过程区的应力分布及第二相粒子诱发微裂纹示意图,裂纹偏折和弯曲增韧机制是指基体中第二弥散相的存在会扰动裂纹尖端附近应力场，使裂纹产生偏折和弯曲，从而减小了驱动力，增加了新生表面

25、区域，提高了韧性。,3.裂纹偏折和弯曲增韧,裂纹偏折和弯曲不受温度和粒子尺寸的影响,优点,当裂纹扩展遇到不可穿越障碍物（impenetrable）时，有两种并存的主要扰动作用，即裂纹偏折和裂纹弯曲。,裂纹偏折产生非平面裂纹，而裂纹弯曲产生非线形裂纹前沿。,裂纹偏折,裂纹偏折过程可以看作分两步进行,（1）首先是裂纹尖端的倾斜（tilt），产生裂纹偏转（图(a)）；（2）随后由于裂纹前沿的不同部分向不同方向倾斜，进一步的裂纹扩展将导致裂纹面的扭曲（twist），产生非平面裂纹（图(b)）。,裂纹偏折示意图 (a)裂纹倾斜，(b)裂纹扭转,裂纹偏折增韧的效果依赖于第二相粒子的体积分数和形状，特别是第

26、二相粒子的纵横比（R）。纵横比为121时棒状粒子的增韧效果为佳，并在10%体积分数时达到饱和。,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。,200MPa冷等静压成型然后1300无压烧结LTA陶瓷复合材料的裂纹扩展路径SEM照片,4.裂纹分支增韧,裂纹分支增韧机制是指材料中主裂纹端产生微裂纹后，使某些晶界变弱和分离，并与主裂纹交互作用促使裂纹分支、晶界启裂和伸展。在拉伸应力的作用下，弱晶界

27、裂开，增加了表面积，并且晶界上存在的细小粒子使裂纹产生弯曲，随后如果裂纹发展到切开或剥离粒子时，需要消耗更多的能量，从而提高了韧性。裂纹分支的最大贡献在于与其它机制的相互复合作用，这在两相或多相材料中更为有效。,动态拉伸后15LTA陶瓷复合材料试样中LiTaO3颗粒内裂纹扩展的TEM观察, 裂纹偏转和分支,5.桥联与拔出增韧,裂纹尖端后部区域的第二增强相或（和）大的晶粒会桥联裂纹面，对裂纹产生一个闭合力，在裂纹扩展使桥联遭到破坏时，桥联相一般还会进一步产生拔出作用。桥联和拔出消耗了额外的能量，从而提高了材料的断裂韧性。,微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为,式中 为复合陶瓷断裂韧性， 为复合陶瓷弹性

28、模量， 为基体材料断裂能， 和 分别为桥联和拔出引起的断裂能变化。,桥联相与基体界面间分离长度以及拔出相长度的大小直接影响到桥联和拔出作用的增韧效果，因此桥联相与基体在物理和化学性质上的相互匹配十分重要，合理的两相界面设计是提高桥联和拔出增韧作用的关键。,6.延性颗粒增韧,延性颗粒增韧机制是指在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒，利用其塑性变形来缓解裂纹尖端高度的应力集中，可以明显提高材料的断裂韧性。,金属陶瓷是这一增韧方法的典型代表。,金属能否对陶瓷润湿良好，从而形成彼此交错的均匀网络结构对增韧效果起决定性作用。在适当的条件下，如果形成延性裂纹桥联会进一步提高增韧效果。,具有延性颗粒裂纹桥联的

29、复合材料的断裂韧性为,式中 为基体的临界应力强度因子，D为裂纹桥长度， 为延性颗粒的屈服强度， 为第二相体积分数，为常数。,当基体与延性颗粒的、E相等时，延性裂纹桥联的增韧效果最佳，而当、E相差足够大时，裂纹将绕过金属颗粒扩展，不能充分发挥金属的延性性能，增韧效果较差。考虑到裂纹尖端形成的塑性变形过程区，延性裂纹桥联增韧效果比上式所预测的更大。,延性颗粒裂纹桥联示意图,7.残余热应力增韧,当裂纹扩展进入残余热应力区时，残余热应力释放，同时有闭合阻碍裂纹扩展的作用，从而提高了材料的断裂韧性。,平均残余热应力q引起的断裂韧性变化量为,式中d为第二相颗粒平均直径， 为第二相颗粒体积分数，q可根据材料

30、常数和求出。,第二相颗粒越粗，平均残余热应力对材料断裂韧性的影响越大。另外，当q为负值时，平均残余热应力对材料的断裂韧性不利。,残余热应力引起的裂纹偏折示意图,8.压电效应损耗能量增韧,压电效应损耗能量增韧是由Chen和Yang新近提出的一种陶瓷增韧机制，他们把具有压电效应的第二相粒子引入陶瓷基体，当裂纹扩展遇到压电相粒子时，会引起压电效应，这样一部分引起裂纹扩展的机械能转化成电能，从而提高了陶瓷材料的断裂抗力。,平均残余热应力q引起的断裂韧性变化量为,式中 为复合陶瓷的总体断裂韧性， 为复合陶瓷的弹性模量， 为基体中与裂纹扩展相关的能量， 为由于第二相存在引起的能量变化， 为由于压电效应引起

31、的能量损耗。,9.电畴翻转增韧,对铁电陶瓷的研究表明，外加电场和机械应力均可使电畴发生翻转，电畴翻转在铁电陶瓷的断裂行为中具有非常重要的作用。根据文献，外加电场既能引起电畴的90翻转，也能引起电畴的180翻转。但电畴的180翻转和应力无关，也就是说，机械应力只能引起电畴的90翻转。,电畴翻转同样需要消耗能量，而且电畴翻转存在一个临界能量值。,Hwang给出的电畴翻转的“应力型”能量标准为：,式中ij为应力张量，c =(c-a)/a0， ，ij为翻转应变张量，Ei 和Pi 分别为电场和极化翻转矢量，Ps 为自发极化强度。也就是说，只有当应力总和 达到一个临界应力值c时，才会引起电畴翻转。,裂纹尖

32、端应力集中引起的90电畴转换示意图,裂纹尖端应力诱发90畴翻转及相应的应力变化,电畴翻转一方面需要消耗能量，另一方面电畴翻造成裂纹尖端的应力常发生了变化，结果使材料的韧性提高。,LiTaO3颗粒内裂纹扩展引起电畴翻转的TEM照片, 裂纹扩展引起的电畴翻转,10.复合韧化机制,复合韧化机制（multiple toughening mechanism）是指上述几种韧化机制相伴而生的韧化机制。如裂纹扩展时，伴随相变增韧的还有微裂纹萌生、裂纹偏折和弯曲、裂纹分支以及残余热应力韧化等情况。几种机制的相互作用使增韧效果变得复杂，有的韧化机制可以相互叠加，有的却是相消的。一般说来，相变增韧与裂纹偏折增韧是严

33、格相加的，而相变增韧与微裂纹增韧则是非加性的。虽然转变所产生的膨胀在转变区边界与微裂纹产生的膨胀基本上是可加的，但微裂纹产生后的材料有更低的弹性模量，致使永久变形变小，因此应力诱发相变后再发生微裂纹比无微裂纹时的韧化效果要小，强度要低。利用第二相粒子韧化陶瓷基体时，经常是几种韧化机制同时在起作用，要根据具体的情况而定。,2.6 复合材料(书上第10节),复合材料的概念与优点 复合材料的分类 纤维复合材料的复合原则 复合材料的增强机制,一.复合材料的概念,也可以说，将两种或两种以上性能不同的材料组合为一个整体，从而表现出某些优于其中任何一种材料性能的材料。,是将两种或两种以上物理和化学本质不同的

34、物质人工制成的一种多相固体材料。,2. 优点,复合材料的性能比其组成材料好得多。,（1） 它可改善或克服组成材料的弱点，充分发挥们的优点。,例如玻璃和树脂的韧性和强度都不高，可是它们组成的复合材料（即玻璃钢）却有很高的强度和韧性，而且重量很轻。,1. 概念,（2）它可以按照构件的结构和受力要求，给出预定的、分布合理的配套性能，并进行材料的最佳设计。,例如用缠绕法制造容器或火箭发动机壳体，使玻璃纤维的方向与主应力方向一致时，可将这个方向的强度提高到树脂的20倍以上，最大限度地发挥了材料的潜力，并减轻了构件的重量。,（3）它可以创造单一材料不已具备的性能或功能。所以，复合材料开拓了一条创造材料的新

35、途径。,例如：有一铜片和一铁片组成的双金属片复合材料，就具有可控制温度开关的功能(如下图)。,再如：由两层塑料和中间夹一层铜片所构成的复合材料，能在同一时间里在不同方向上具有导电和隔热的双重功能(如下图),而这些功能是单一材料无法实现的。,二.复合材料的分类,总的来分,功能性复合材料,结构性复合材料,（研究较少）,（研究较多）,按照增强相的性质和形态分,细粒复合材料,短切纤维复合材料,连续纤维复合材料,层叠复合材料,骨架复合材料,涂层复合材料,三.纤维复合材料的复合原则,（参考书P96）,1. 使纤维尽可能多地承担外加负荷。,2. 二者的结合强适当，否则基体中所承受的应力无法传递到纤维上。,3

36、. 应力作用的方向应与纤维平行,才能发挥纤维 的作用，因此应注意纤维在基体中的排列。,4. 纤维与基体的热膨胀系数匹配,最好是纤维的 热膨胀系数大于基体的。,5. 还要考虑二者在高温下的化学相容性。,四.复合材料的增强机制,1. 连续纤维单向强化复合材料的强度,连续纤维单向强化复合材料的纤维排列及受力情况见下图,（2.20）,（2.21）,（2.22）,其中，Ec,c分别为复合材料的弹性模量及强度。,Ef,f ,Vf分别为纤维的弹性模量、强度及体积分数。,Em,m,Vm分别为基体的弹性模量、强度及体积分数。,又因为,（2.23）,上限模量,上限强度,设m超过基体的临界应变时，复合材料就破坏，但

37、此时纤维还未充分发挥作用，并没有达到它的临界应力。根据这一条件，将(2.23)代入(2.21)。,即可求得复合材料的下限强度为:,（2.24）,如果纤维与基体共同承受外力，实际的f及m总会比单独测定时的临界值要高，所以对实际的复合材料强度数值介于上限和下限之间。,2. 短纤维单向强化复合材料,如果用短纤维来强化，则纤维的长度必须大于临界长度Lc才能起到增强作用。此临界长度可根据力的平衡条件求得。,下图为一根短纤维基体受均匀拉应力m的情况.,随着作用力m的增加，剪应力沿纤维全长达到界面的结合强度或基体的屈服强度my。由my引起的纤维截面拉应力等于纤维的拉伸屈服应力fy时所需的纤维长度，即临界长度lc。,由此得,d为纤维直径my基体的屈服强度fy纤维的拉伸屈服应力,根据力的平衡条件,当llc时，其效果接近连续纤维；当l=10lc时，可达连续纤维强化效果的95%。短纤维复合材料的强度为：,应变与纤维屈服应变向同时的基体应力,为实验内容：自己阅读,第二章作业P106 1, 2, 8, 1.测定材料硬度的技术,2.Vicker压痕法测定无机材料的断裂韧性,2.7 无机材料的硬度(书上第11节),要求：看懂,小 结,受力形变,应力,应变,虎克定律,弹性模量,塑性变形,高温蠕变,小 结,断裂,强度,断裂韧性,强化,韧化,应用,复合材料,