陶瓷材料的力学性能.ppt

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1、1,第十章,陶瓷材料的力学性能,2,陶瓷在人类生活和社会建设中是不可缺少的材料，它和金属材料、高分子材料并列为当代三大固体材料。它们之间的主要区别在于化学键不同，因而在性能上存在很大差异。,3,传统陶瓷和新型工程结构陶瓷（简称工程陶瓷）的区别：传统的陶瓷制品是以天然粘土为原料，通过混料、成形、烧结而成，其性能特点是强度低而脆。工程陶瓷是采用高纯、超细的人工合成材料，精确控制其化学组成，经过特殊工艺加工，得到结构精细、力学性能和热学性质优良的陶瓷材料，其力学性能特点是耐高温、硬度高、弹性模量高、耐磨、耐蚀、抗蠕变性能好。,4,在金属和聚合物因腐蚀和软化而不能使用的服役条件下，工程陶瓷材料充分显示

2、出其性能的优越性：核电站：能耐2000高温 耐温能力：900 热效率：30%重量 耗油量 由此可见，工程陶瓷材料较好地适应了近代科学技术发展的需要，具有广阔的应用前景。目前在机械、冶金、化工、纺织等行业中，用工程陶瓷材料制作耐高温、耐磨损、耐腐蚀的零部件越来越多。,50%,12001300,20%,30%,发动机,5,工程陶瓷材料的塑性、韧性值比金属材料低得多，对缺陷十分敏感，因而其力学性能数据的分散性大，强度可靠性较差，常用韦伯模数表征其强度均匀性。工程陶瓷材料的制备技术、气孔、夹杂物、晶界、晶粒结构均匀性等因素对其力学性能有显著影响，因此，在讨论工程陶瓷的力学性能前，应首先了解这种材料的组

3、成和结构特点。,6,10.1陶瓷材料的结构 10.2陶瓷材料的变形与断裂 10.3陶瓷材料的强度 10.4陶瓷材料的硬度与耐磨性 10.5陶瓷材料的断裂韧度与增韧性 10.6陶瓷材料的疲劳 10.7陶瓷材料的抗热震性,7,10.1 陶瓷材料的结构,10.1.1 陶瓷材料的组成与结合 陶瓷材料通常是金属与非金属元素组成的化合物。当含有一个以上的化合物时，其晶体结构可能变得很复杂。陶瓷晶体是以离子键和共价键为主要结合键，一般为两种或两种以上不同键合的混合形式(表10-1)。离子键和共价键是强固的结合键，故陶瓷材料具有高熔点、高硬度、耐腐蚀和无塑性等特性。陶瓷材料可以通过晶体结构的晶型变化改变其性能

4、，例如氮化硼陶瓷，其六方结构为软而松散的绝缘材料，但呈立方结构肘却是著名的超硬材料。,8,表10-1 陶瓷材料离子键与共价键的混合。,9,10.1.2 陶瓷材料的显微结构 陶瓷材料一般为多晶体，其显微结构包括相分布、晶粒尺寸和形状、气孔大小和分布、杂质缺陷及晶界等。陶瓷材料由晶相、玻璃相和气相组成,10,晶相是陶瓷的主要组成相，决定陶瓷材料的物理、化学性能。玻璃相是非晶态低熔点固体相，起粘接晶相、填充气孔、降低烧成温度等作用。气相或气孔是陶瓷在制备过程中不可避免地残存下来的。气孔率增大，陶瓷材料的致密度降低，强度及硬度下降。若玻璃相分布于主晶相界面，在高温下陶瓷材料的强度下降，且易于产生塑性变

5、形。对陶瓷烧结体进行热处理，使晶界玻璃相重结晶或进入晶相成为固溶体材料，可显著提高陶瓷材料的高温强度。因此，晶界的组成、形态和结构对工程陶瓷材料的性能有显著影响。,11,10.2 陶瓷材料的变形与断裂,10.2.1 陶瓷材料的弹性变形 绝大多数陶瓷材料在室温下拉伸或弯曲，均不产生塑性变形，呈脆性断裂特征(图10-1)。陶瓷材料与金属材料相比，其弹性变形具有如下特点。,12,(1)弹性模量大 这是由其共价键和离子键的键合结构所决定的。共价键具有方向性，使晶体具有较高的抗晶格畸变、阻碍位错运动的阻力。离子键晶体结构的键方向性虽不明显，但滑移系受原子密排面与原子密排方向的限制，还受静电作用力的限制，

6、其实际可动滑移系较少。此外，陶瓷材料都是多元化合物，晶体结构较复杂，点阵常数较金属晶体大，因而陶瓷材料中位错运动很困难。(见表10-2),13,(2)陶瓷材料的弹性模量不仅与结合键有关，还与其组成相的种类、分布比例及气孔率有关。因此，陶瓷的成型与烧结工艺对其弹性模量有重大影响，气孔率较小时，弹性模量随气孔率增加呈线性降低。,14,(3)通常，陶瓷材料的压缩弹性模量高于拉伸弹性模量，大多数工程陶瓷材料的弹性模量呈各向同性。测定陶瓷材料弹性模量的方法有静态法和动态法两种，两者可以并用，但是静态弹性模量试验方法是基本的方法，具体测定方法参见国家标准。,15,如图10-2所示，陶瓷在压缩加载时，其-曲

7、线斜率比拉伸时的大，此与陶瓷材料复杂的显微结构和不均匀性有关。从该图中还可看出，陶瓷材料的抗压强度值比其抗拉强度值大得多。这是由于材料中的缺陷对拉应力十分敏感所致。在工程应用中，选用陶瓷材料时要充分注意这一特点。,16,室温下，绝大多数陶瓷材料均不产生塑性变形。单晶MgO陶瓷因以离子键为主(表10-1)，在室温下可经受高度弯曲而不断裂，这是极个别的特例。在1000以上高温条件下，大多数陶瓷材料会出现主滑移系运动引起的塑性变形。近年的研究表明，当陶瓷材料具有下述条件时，在高温下还可显示超塑性，这些条件是:,10.2.2 陶瓷材料的塑性变形,17,晶粒细小(尺寸小于1m)；晶粒是等轴的;第二相弥散

8、分布，能抑制高温下基体晶粒生长；晶粒间存在液相或无定形相。研究结果表明，陶瓷超塑性与金属超塑性的不同点有: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。,18,利用陶瓷超塑性：可以对陶瓷材料进行超塑性加工；提高烧结体的尺寸精度和表面质量；甚至可以对Y-TZP陶瓷反挤压成型，制造中空的活塞环和阀门；超塑性加工还可用于扩散焊接，超塑性成型与焊接结合（是一种新的复合加工方法）。,19,10.2.3 陶瓷材料的断裂,陶瓷材料的断裂过程都是以其内部或表面存在的缺陷

9、为起点而发生的。晶粒和气孔尺寸在决定陶瓷材料强度方面与裂纹尺寸有等效作用。缺陷的存在是概率性的。当内部缺陷成为断裂原因时，随试样体积增加，缺陷存在的概率增加，材料强度下降；表面缺陷成为断裂源时，随表面积增加，缺陷存在概率也增加，材料强度也下降。陶瓷材料断裂概率可以最弱环节理论为基础，按韦伯分布函数考虑。韦伯分布函数表示材料断裂的一般公式为（101）,20,式中 F()断裂概率，体积V的函数；m韦伯模数；V体积；o常数。u相当于最小断裂强度，当施加应力小 于该值时，断率概率为零。对陶瓷材 料，常令u0于是，式（101）变为下式（102）,21,可以认为同一组材料，韦伯模数是固定值。陶瓷材料在考虑

10、其平均强度同时，用韦伯模数m度量其强度均匀性。若两种陶瓷材料平均强度相同，则在一定的破坏应力下，m值大的材料比m值小的材料发生破坏的可能性要小。陶瓷材料的断裂是以各种缺陷为裂纹源，在一定拉伸应力作用下，其最薄弱环节处的微小裂纹扩展，当裂纹尺寸达到临界值时，陶瓷瞬时脆断。,22,10.3 陶瓷材料的强度,如同金属材料一样，强度是工程陶瓷最基本的性能。大量试验结果表明，陶瓷的实际强度比其理论值小12个数量级，只有晶须和纤维的实际强度才较接近理论值(表10-3)。格雷菲斯裂纹强度理论成功地解释了这一差异。抗弯强度、抗拉强度、抗压强度,23,10.3.1 抗弯强度,弯曲试验是评定工程陶瓷材料强度的主要

11、试验方法。国家标准规定，可以采用三点弯曲或四点弯曲试验方法。试样尺寸见图103，长度LT36mm，宽度为b，高度为h，跨距L30mm0.5，l10mm0.5，加载压头R12.05.0mm，R2=2.03.0mm。常用的试样截面尺寸为bh4mm3mm。,24,表103 陶瓷材料的断裂强度,25,弯曲试验时，以0.5mm/min的位移速率加载，求出最大断裂载荷，再按下式计算抗弯强度：三点弯曲,（103）,四点弯曲,（104）,式中 bb,3三点抗弯强度；,bb,4四点抗弯强度；,26,F试样断裂时的最大载荷；L试样支座间距离；l 压头间距离；b试样宽度；h试样高度。四点弯曲试验的最大弯矩范围较宽，

12、其应力状态接近实际零件的服役状态，故较为实用。由于四点弯曲试样工作部分缺陷存在的概率较大，因而同一材料的四点抗弯强度比三点抗弯强度低。材料的韦伯模数越小时，bb,3与bb,4的差值越大。,27,10.3.2 抗拉强度,设计陶瓷零部件时常用其抗拉强度值作为判据。陶瓷材料由于脆性大，在拉伸试验时易在夹持部位断裂，加之夹具与试样轴心不一致产生附加弯矩，因而往往测不出陶瓷材料真正的抗拉强度。为保证正确进行陶瓷材料的拉伸试验，需要在试样及夹头设计方面做许多工作，如在乎形夹头中加橡胶垫固定薄片状试样，可防止试样在夹持部位断裂，并利用试样的弹性变形减少附加弯矩。由于测定陶瓷材料抗拉强度在技术上有一定难度，所

13、以常用弯曲强度代之，弯曲强度比抗拉强度高20%40%。实际上，两者之差随试样尺寸、韦伯模数和断裂源位置等不同而异。图10-4为Si3N4陶瓷在不同温度下的弯曲强度与抗拉强度值。,28,由表10-4可见，陶瓷材料的抗压强度远大于其抗拉强度，两者相差10倍左右，因而陶瓷材料特别适于制造受压缩载荷作用的零件。压缩试样尺寸为直径9.00.05mm，长度180.10mm，两端面研磨成平面并互相平行。,表104 某些材料的抗拉强度和抗压强度,铸铁FC10、FC25为日本牌号，分别相当于我国的HT100和HT250,29,10.4 陶瓷材料的硬度与耐磨性,10.4.1 陶瓷材料的硬度 陶瓷材料硬度高是其优点

14、之一，常用洛氏硬度HRA、HT45N、小负荷的维氏硬度或努氏硬度HK表示。表10-5为常用工程陶瓷的硬度值。在测量陶瓷材料的维氏或努氏硬度时试样表面必须研抛至镜面，粗糙度在0.1m以下。,30,表10-5 工程陶瓷材料的硬度值,注：S常压烧结；RB反应烧结；HP热压烧结。,31,10.4.2 陶瓷材料的耐磨性 工程陶瓷硬度高，所以其耐磨也比较高。陶瓷材料用于耐磨材料还是20世纪80年代中期的事。陶瓷材料的耐磨性不仅远优于金属，而且在高温、腐,32,蚀环境条件下更显示出其独特的优越性。最重要的耐磨陶瓷材料是Al2O3、SiC、ZrO2、Si3N4、Sialon（赛隆陶瓷）等。一、陶瓷材料的表面接

15、触特性 与金属材料相同，陶瓷材料表面也存在局部微凸起，其外侧常有水蒸气或碳-氢化合物形成的表面层，而在内侧则可能有变形层，它是陶瓷材料加工时形成的。陶瓷材料表面加工还可能产生显微裂纹或其他缺陷。陶瓷材料的表面状况影响其摩擦磨损行为。,33,陶瓷材料摩擦副接触受载时，真实接触面积上的局部应力一般仅引起弹性变形。这是由于陶瓷材料的硬度高，其E/H比值在1020以下，如Si3N4 陶瓷，E=350GPa，H=19GPa，E/H=16。而大多数金属（如Al、Ni、Cu等）E/H通常为200300，退火碳钢在100左右，所以陶瓷摩擦副主要是弹性接触。但是当陶瓷摩擦副相对滑动时，可以看到陶瓷摩擦表面有塑性

16、流动的迹象，在接触点下方有微小塑性变形区；,34,另外，由于陶瓷材料的高脆性，在接触载荷不大时（还未产生较大塑性变形），表面上及亚表面就可能产生微裂纹（图10-5）图10-5为陶瓷试样的截面图，图中示出了两类亚表面的裂纹。这些微裂纹的形成和扩展对陶瓷材料磨损时材料流失有重要作用。,35,二、陶瓷材料的摩擦磨损 陶瓷材料的摩擦学特性，与对摩件的材料种类和性能、摩擦条件、环境，以及陶瓷材料自身的性能和表面状态等诸多因素有关，需要系统地进行研究。,36,陶瓷材料在滑动摩擦条件下的磨损过程不同于金属材料，其磨损机理主要是以微断裂方式导致的磨粒磨损。由图105中横向裂纹的形成，并扩展至表面或与其它裂纹相

17、交，即导致陶瓷材料碎裂、剥落和流失。陶瓷与陶瓷材料配对的摩擦副，其粘着倾向很小；金属与陶瓷的摩擦副比金属配对的摩擦副粘着作用也小。陶瓷材料这种优良的耐磨性能，使其在要求极小磨损率的机件上得到了广泛应用。,37,由于陶瓷材料对环境介质和气氛极为敏感，因此在特定条件下还可能形成摩擦化学摩擦。这是陶瓷材料特有的磨损机理。这种磨损涉及表面、材料结构、热力学与化学共同作用的摩擦化学问题。如对非氧化物陶瓷，水和湿度能有效地降低摩擦因数和磨损体积；而对氧化物陶瓷，水可能增加或降低摩擦因数和磨损体积，取决于试验条件。,38,10.5陶瓷材料的断裂韧度与增韧性,10.5.1 陶瓷材料的断裂韧度 工程陶瓷的断裂韧

18、度值比金属的低12个数量级(表10-6)表106 常用金属与陶瓷的室温屈服强度和断裂韧度,39,目前国内外测定陶瓷材料断裂韧度的方法尚无统一标准。常用的方法有单边切口梁法、山形切口法、压痕法、双扭法和双悬臂梁法。本书只简要介绍三种测定方法。1.单边切口梁法(Single Edge Notched Beam 又称SENB法)该法所用试样见图10-7。试样一侧的裂纹长度a并非是预制裂纹尺寸，而是用薄片金刚石砂轮加工的切口(宽度小于0.2mm)深度。陶瓷试样厚度易满足平面应变条件。通常截面尺寸Wb=5mm5mm,40,切口深度a为试样厚度W的l/10、1/4、1/2；三点弯曲跨距L=2040mm；加

19、载速率为0.O5mm/min。当L/W=4时，应力强度因子K的表达式为:（10-5）式中SENB法适用于在高温和各种介质条件下测定Kc，优点是数据分散性小，重现性较好，试样加工和测定方法比较简单。这是目前广泛采用的一种方法。其缺点是测定的Kc值受切口宽度影响较大，切口宽度增加，Kc增大，误差也随之增大。若能将切口宽度控制在0.050.lmm以下，或在切口顶端预制一定长度的裂纹，则可望提高Kc值的准确性。,41,2.山形切口法(Chevron Notch，又称CN法)因加载方式和试样形状不同又分山形切口梁法和短棒法(图108)。陶瓷是脆性材料，弯曲或拉伸加载时，裂纹一旦产生，极易失稳断裂。山形切

20、口法中切口剩余部分的截面为三角形，其顶点处存在应力集中，易在较低载荷下产生裂纹，故不需要预制裂纹。当试验参,42,数恰当时，这种方法能产生裂纹稳定扩展，直至断裂。试验表明，山形切口法切口宽度对值影响较小，测定值误差较小，也适用于高温和在各种介质中测定值。山形切口法可靠简便，但试样加工困难，且需专用夹具。3.压痕法 这种方法是用维氏或显微硬度压头，压入抛光的陶瓷试样表面，在压痕对角线延长方向出现四条裂纹，测定裂纹长度，根据载荷与裂纹长度的关系，求得Kc值。,43,韧性好的金属陶瓷产生半椭圆形表面裂纹，值按下列公式计算（10-6）式中 a压痕对角线半长；c表面裂纹半长；H硬度；韧性差的陶瓷产生半园

21、形表面裂纹，Kc值按下式计算（10-7）,44,压痕法通常用于对材料韧度的相对评价，因压痕周围应力状态复杂，有可能出现K、K混杂的情况，此外，表面质量、加载速率、载荷保持时间、卸载后的测量时间等因素对裂纹长度均有影响，因此，测定Kc值的误差较大。,45,10.5.2 陶瓷材料的增韧,工程陶瓷有一系列优异的性能，如优良的高温力学性能、耐磨、耐蚀、电绝缘性好等；但因这种材料在受外力作用断裂过程中，只有单一的增加新的断裂表面的表面能，没有其它消耗能量的渠道，因此其脆性大，应用受到限制，陶瓷材料的增韧一直在材料科学界研究的热点之一。,46,陶瓷增韧有多种途径，现简要介绍其中三种。1.改善陶瓷显微结构

22、使材料达到细、密、匀、纯，是陶瓷材料增韧增强的有效途径之一。例如，用热压法制备Si3N4陶瓷，密度接近理论值，且晶粒细化，Kc值达到7.05MPam1/2，断裂强度也显著增加。,47,2.相变变增韧 是ZrO2陶瓷的典型增韧机理，它是通过四方相转变成单斜相变来实现的。ZrO2陶瓷有三种晶型，从高温冷却至室温时将发生如下转变：C-ZrO2（立方相）t-ZrO2（四方相）m-ZrO2（单斜相）相变增韧受使用温度限制，当温度超过800时，t-ZrO2由亚稳态变成稳定态，t-ZrO2 m-ZrO2相变不再发生，故相变增韧失去作用。,2370,1170,48,3.微裂纹增韧 陶瓷材料中的微裂纹是相变体积

23、膨胀（如 t-ZrO2 m-ZrO2）时产生的；或是由于温度变化基体相与分散相之间热膨胀性能不同所引起的；还可能是材料中原本已经存在的。当主裂纹扩展遇到这些微裂纹时会发生分叉转向前进（图1010），增加扩展过程中的表面能；同时，主裂纹尖端应力集中被松弛，致使扩展速度减慢。这些因素都使材料韧性增加。,49,10.6 陶瓷材料的疲劳,10.6.1 陶瓷材料的疲劳类型 在机械零部件上应用工程陶瓷时须了解其长期耐用性。金属材料的蠕变、高周疲劳、低周疲劳、热疲劳等的研究已较为深入，而陶瓷材料在这些方面的研究尚属起步阶段。一、陶瓷材料的疲劳类型 陶瓷材料的疲劳,除已证实在循环载荷作用下也存在机械疲劳效应外

24、,其含义比金属材料的要广。在静载荷作用下，陶瓷承载能力随时间延长而下降的断裂现象；以及在恒加载速率下，陶瓷断裂队加载,50,速率敏感性的研究，均被纳入陶瓷疲劳范畴。陶瓷材料的疲劳包括循环（应力）疲劳、静态疲劳、循环疲劳和动态疲劳。1.静态疲劳(Static Fatigue)这是在静载荷作用下，材料的承载能力随时间延长而下降产生的断裂，对应于金属材料中的应力腐蚀和高温蠕变断裂。当外加应力低于断裂应力时，陶瓷材料也可能出现亚临界裂纹扩展。这一过程与温度、应力和环境介质诸因素密切相关。陶瓷材料的亚临界裂纹扩展速率与应力强度因子之间的关系示于图1011。,51,图中包括了四个区域:K Kth区，裂纹不

25、发生亚临界扩展(Kth为应力强度因子门槛值)；低速区(区)，裂纹扩展速率dadt随K提高而增大，材料与环境介质之间的化学反应不是裂纹扩展速率的控制因素；中速区(区)，裂纹扩展速率仅与环境有关而与K无关；高速区（区)，裂纹扩展速率dadt 随K变化呈指数关系增长，与环境介质无关。这一阶段的速率取决于材料的组分、结构和显微组织。,52,工程陶瓷零件的使用寿命，几乎完全由其裂纹慢速扩展区（区)决定。对I区而言，裂纹扩展速率dadt与应力强度因子之间的基本关系式为：,（108）,式中 A，n经验常数。n称为应力腐蚀指数，其值随材料韧性增加而增加。n值对湿度很敏感。玻璃的n值为1020,Al2O3陶瓷的

26、n值为30,SiC陶瓷的n值在100以上。预测静态疲劳寿命，主要是通过评定A、n值(尤其是n)来实现。,53,2.循环疲劳(Cyclic Fatigue)是在循环载荷作用下，陶瓷材料的低应力断裂。金属疲劳以塑性变形为先导，在交变载荷作用下，材料在远低于静强度的低应力下发生断裂。陶瓷是脆性材料，其裂纹尖端塑性区很小，疲劳破坏以慢速龟裂扩展的方式发生。关于陶瓷材料是否存在真正的循环疲劳效应，目前尚有不同看法。看来，陶瓷材料循环疲劳效应存在与否，需视具体材料一环境一力学体系而定。,54,10.6.2 陶瓷材料疲劳特性评价,陶瓷材料的疲劳裂纹扩展速率和应力强度因子幅之间的关系同样符合Paris公式，即

27、,金属材料的n值一般在24之间，陶瓷 的n值比金属大得多，一般在10以上。陶瓷的疲劳裂纹扩展门槛值Kth与断裂韧度Kc之比值较金属大，陶瓷一般为0.40.8，结构钢的为0.04。一般，金属随屈服强度增大，Kth下降不多，但Kc值显著降低，因此，Kth/Kc值增大。这意味着，随金属材料屈服强度增大，其疲劳裂纹难以萌生。陶瓷材料的Kth/Kc 值比金属大得多，说明陶瓷更难产生疲劳裂纹。n值大，疲劳裂纹扩展速率增大。,55,陶瓷材料在室温及大气中也会产生应力腐蚀断裂，其应力腐蚀门槛值与之比值较钢低，而许多金属材料(高强度钢除外)在室温及大气中并不产生应力腐蚀断裂。陶瓷材料的值比值大，因此，陶瓷材料的

28、应力腐蚀开裂比疲劳更难产生。通常，陶瓷材料在交变载荷作用下，随值增大，开始产生疲劳裂纹扩展，随后产生应力腐蚀裂纹扩展，因此，需要考虑疲劳和应力腐蚀对裂纹扩展的叠加效应。,56,10.7 陶瓷材料的抗热震性,高温下服役的机件常伴有急剧的加热和冷却，在这种条件下使用的高温结构陶瓷，要求具有优良的抗热震性。材料承受温度骤变而不破坏的能力称为抗热震性。热震破坏分为两类:由热震引起的瞬时断裂，称为热震断裂；在热冲击循环作用下，材料先出现开裂，随之裂纹扩展，导致材料强度降低，最终整体破坏，称为热震损伤。,57,在各种热环境下引起的热应力，以及与之相应的应力强度因子是热震破坏的动力。当材料固有的强度不足以抵

29、抗热度温差引起的热应力时，将导致材料瞬时热震断裂。当热应力导致的储存于材料中的应变能足以支付裂纹成核和扩展所需的新增表面能时，裂纹就形成和扩展。随着反复的加热、冷却，裂纹扩展，强度急剧降低，机件局部有可能发生剥落或崩裂，这就是热震损伤的过程。陶瓷材料的抗热振性通常用抗热震参数表征。,58,10.7.1 抗热震断裂,根据热弹性理论，以强度应力为判据，可以得到陶瓷的抗热震断裂参数。对于急剧加热和冷却的陶瓷材料，其抗热震断裂参数R为,式中,tc热震断裂的临界温差,f 断裂强度，相当于热震断裂的临界热应力c,E、分别为弹性模量泊松比和热膨胀系数,（10-9）,59,对于缓慢加热和冷却的陶瓷材料，其抗热

30、震断裂参数R为,(10-10),60,表107 几种陶瓷材料的抗热震断裂参数,由弯曲试验测定。,61,10.7.2 抗热震损伤,陶瓷材料在制备过程中，不可避免地存在或大或小、数量不等的微裂纹和气孔等。在热震环境下出现的裂纹核并不总是导致材料断裂。例如，气孔率为10%20%的非致密性陶瓷中的热震裂纹核往往受到气孔的抑制；此时，气孔不仅钝化裂纹尖端，减小应力集中，而且会降低热导率。因此，在热震环境下，多孔陶瓷的抗热震损伤性优于致密性高的陶瓷。由热震损伤过程，根据断裂力学理论，以热弹性应变能断裂能力为判据，可以得到陶瓷抗热震损伤参数。用热弹性应变能表示的抗热震损伤参数R为,（1011）,62,用热弹

31、性应变能和断裂表面能表示的抗热震损伤参数R为,（1012）,式中,f 为断裂表面能，其余E、f与式（109）相同,由式（109）、式（1010）、式（1011）、（1012）可见，欲提高陶瓷材料抗热震断裂能力，要求材料的强度高、弹性模量低，同时热导率要大，热膨胀系数要小；而要提高陶瓷材料抗热震损伤能力，要求材料具有尽可能高的弹性模量、断裂表面能和低的强度。可见，提高陶瓷材料抗两类热震破坏的能力，对材料力学性能的要求恰好相反，这是,63,由于二者破坏过程不同、判据不同所致。在热震损伤情况下，强度高的材料裂纹易于扩展，对抗热震性不利；在热震断裂情况下，强度低的材料裂纹易于成核。裂纹一旦成核，材料会瞬及断裂，对抗热震性也不利。所以前者应降低强度；后者则要提高强度，才能得到有两大抗热震性。,