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陶瓷的力学性能
时间: 2015-10-10 来源: 未知 作者: 点击:
材料的化学健大都为离子键和共价健，健合牢固并有明显的方向性，同一般的金属相比，其晶体结构复杂而表面能小。因此，它的强度、硬度、弹性模量、耐磨性、耐蚀性和耐热性比金属优越，但塑性、韧性、可加工性、抗热震性及使用可靠性却不如金属。因此搞清陶瓷的性能特点及其控制因素，不论是对研究开发还是使用设计都具有十分重要的意义。本节主要讨论弹性、硬度、强度、韧性及其组织结构因素、环境因素的影响。
一．弹性性能
1.弹性和弹性模量
陶瓷材料为脆性材料，在室温下承载时几乎不能产生塑性变形，而在弹性变形范围内就产生断裂破坏。因此，其弹性性质就显得尤为重要。与其他固体材料一样。陶瓷的弹性变形可用虎克定律来描述。
陶瓷的弹性变形实际上是在外力的作用下原子间里由平衡位置产生了很小位移的结果。弹性模量反映的是原子间距的微小变化所需外力的大小。表11.3给出一些陶瓷在室温下的弹性模量。2.温度对弹性模量的影响
由于原子间距和结合力随温度的变化而变化，所以弹性核量对温度变化很敏感、当温度升高时。原子间距增大，由成j变为d，(见图11.2)而该处曲线的斜率变缓，即弹性模量降低。因此，固体的弹性模量一般均随温度的升高而降低。图11.3给出一些陶瓷的弹性模量随温度的变化情况。一般来说，热膨胀系数小的物质，往往具有较高的弹性模量。3.弹性模量与熔点的关系
物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小。一般来说，弹性模量与熔点成正比例关系。不同种类的陶瓷材料样性模量之间大体上有如下关系氧化物＜氯化物＜硼化挪＜碳化物。
泊松比也是描述陶瓷材料弹性变形的重要参数。表11.4给出一些陶瓷材料和金属的泊松比。可以看出除BeO与MgO外大多数陶瓷材料的泊松比都小于金属材制的泊松比。4.弹性模量与材料致密度的关系
陶瓷材料的致密度对其弹性模量影响很大。图11.5给出AL2O3陶瓷的弹性模量随气孔率的变化及某些理论计算值的比较。Fros指出弹性模量与气孔率之间将会指数关系
E=E0exp(-BP)
式中B--常数。总之，随着气孔率的增加，陶瓷的弹性模量量急剧下降。
5.的弹性模量
由于弹性模量决定于原子间结合力．即与原子种类和化学键类型有关，所以弹性模量对显微组织并不敏感．一旦材料种类确定，则通过热处理等工艺来改变弹性模量是极为有限的--但对由不同组元构成的复合材料的弹性模量来说，由于各组元的弹性模量不同，因而复合材料的弹性模量随各组元的含量不同而改变。
实际上混合定律不能准确地描述复合材料的弹性模量，只能粗略地估算。当需要复合材料准确的弹性模量值时，可进行实际测量。
图11.6和图11.7给出Al2O3+SiCw、ZrO2(Y2O3)+SiCw、及Al2O3＋ZrO2(Y2O3)＋SiCw等复合材料的弹性模最随第M相含量的变化情况。可以看出在其他性能允许的情况下，可以通过在一定范围内调整两相比例来获得所需的弹性模量值。二、硬度
硬度是材料的重要力学性能参数之一，金属材料的硬度与强度之间有直接的对应关系。而陶瓷材料属脆性材料。测定硬度时，在压头压入区域会发生包括压缩剪断等复合破坏的伪塑性变形。因此，陶瓷材料的硬度很难与其强度直接对应起来。但硬度高、耐磨性好是陶瓷材料的主要优良特性之一。硬度与耐磨性有密切关系，加之在陶瓷材料的力学性能评价中，硬度测定是使用最普遍且数据获得比较容易的评价方法之一，因而占有重要的地位。
目前，用于测定陶瓷材料硬度的方法最常用的是维氏硬度。
由于陶瓷为脆硬材料．因而多数情况下底痕的边缘产生破碎，同时在任痕角上沿对角线延长方向上产生裂纹、而压痕形状不如金属材料那样规则，给对角线的测量带来困难，所以在试样制备时，其测试表面最后应用金刚石研磨抛光成镜面。维氏硬度测定的同时．根据区痕角部产生裂纹的长度．通过计算可以估算出断裂韧性。因此，维氏硬度测试是一种简单经济、一举多得的方法。
表11.5给出一些常用陶瓷的维氏硬度值。有时陶瓷材料也测量洛氏硬度值HR，洛氏硬度又分为HRA、HRC和HRD。1.高温硬度
高温硬度测定大都是采用维氏硬度法和显微硬度法。陶瓷材料的高温硬度测定。同其它高温性能测试相比，所用试样量少，且测定方法简便；另外，高温硬度与高温强度有一定对应性，同时通过长时间保持载荷可以显示其蠕变特性，所以高温使区是陶瓷材料使用较普遍的高温性能测试方法。通过高温维氏硬度虽然可以测试陶瓷的高温断裂韧性，但高温硬度对温度的敏感性比强度对温度的敏感性大，即随温度的提高硬度值比强度值下降得快，致使用此法测得的韧性与其他方法测得的结果有较大的差异，因此，用压痕法测高温裂韧性时．要对其计算公式加以修正。图11.8给出硬度随温度的变化曲线。2.硬度与其他性能之间的关系
对于结构陶瓷材料，维氏硬度HV与弹性模量E之间的关系如图11.9所示，大体上呈直线关系，其定量关系式为E/20HV。但此关系只是在常温下成立。随着温度的升高，硬度的下降比弹性模量的下降明显，所以E／HV值随温度的升高而增加。wu等人试图用维氏硬度法测得的HV／KIC比值作为衡量陶瓷材料的脆性指标。上述比值并非无量纲也难以赋予确切的物理意义。但硬度在某种意义上表征的是变形抗力．断裂动性表征的是裂纹扩展阻力，因此二者比值在某种程度上可以表示材料的脆性断裂程度。
三、强度
陶瓷材料由其他学键所决定、在室温下几乎不能产生滑移或位错运动，因而很难产生塑性变形，所以其破坏方式为脆性断裂。一般陶瓷材料在室温下的应力应变曲线如图11.10中1所示，即在断裂前几乎没有塑性变形。因此陶瓷材料室温强度测定只能获得一个断裂强度σf值。而金属材料则可获得屈服强度σs。
由此可知，陶瓷材料的室温强度是弹性变形抗力即当弹性变形达到极限程度而发生断裂时的应力。强度与弹性模量和硬度一样，是材料本身的物理参数，它决定于材料的成分组织结构，同时也随外界条件(如温度、应力状态等)的变化而变化。
由于陶瓷材料的脆性，在绝大多数情况下都是测定其弯曲强度，而很少测定拉伸强度，表11.6给出了一些常见陶瓷材料强度的数据。1.影响强度的组织因素
陶瓷材料本身的脆性来自于其化学健的种类。实际陶瓷晶体中大都以方向性较强的离子链和共价健为主。多数晶体的结构复杂，平均原子间距大，因而表面能小。因此，同金属材料相比．在室温下发生的滑移几乎没有，位错的滑移很难发生。因此很容易由表面或内部存在的缺陷引起应力集中而产生脆性破坏。这是陶瓷材料脆性的原因所在、也是其强度值分散性较大的原因所在。
通常陶瓷材料都是用烧结的方法制造的，在晶界上大都存在着气孔、裂纹和玻璃相即非晶相等。而且有时在晶内也存在有气孔、层错、位借等缺陷。陶瓷的强度除决定于本身材料外，上述微观组织因素对强度也有显著的影响(即微观组织敏感性)，其中气孔率与晶粒尺寸是两个最重要的影响因素。
(1)气孔率对强度的影响。气孔是绝大多数陶瓷的主要组织缺陷之一，气孔明显地降低了载荷作用横截面积。同时气孔也是引起应力集中的地方。实验发现，多孔陶瓷的强度随气孔束的增加近似按指数规律下降。有关气孔率与温度的关系式有多种提案，其中最常用的经验公式：
σ=σ0exp(-αP)
式中P－气孔率；
σ0—P＝0时的强度；
a——常数，其值在4～7之间．许多试验数据与此式接近。
图11.11示出AL203陶瓷的弯曲强度和气孔率之间的关系。可以看出试验值与理论值符合较好。由上述可知，为了获得高强度，应制备接近理论密度的无气孔陶瓷材料。(2)晶粒尺寸对强度的影响。陶瓷材料的强度和晶粒尺寸的关系与金属有类似的规律。
图11.12给出TiO2陶瓷强度与晶粒尺寸的关系；多晶AL203、MgO和结晶玻璃的粒径与强度之间关系也符合Hall-petch关系式。从定性的角度上讲，实验研究已得到了σf与d-1/2关系趋势相一致的结果。
但对烧结体陶瓷来讲，要做出只有晶粒尺寸大小不同而其他组织参量都相同的试样是非常困难的，因此，往往其它因素与晶粒尺寸同时对强度起影响作用。所以，陶瓷中的σf与d-1/2的关系并非那么容易搞清，还有待于进一步研究。但无论如何，室温断裂强度无疑地随晶粒尺寸的减小而增高。所以对于结构陶瓷材料来说，努力获得细晶粒组织，对提高室温强度是有利而无害的。
(3)晶界相的性质与厚度、晶粒形状对强度的影响。陶瓷材料的烧结大都要加入助偏剂，因此形成一定量的低熔点晶界相面促进致密化。晶界相的成分、性质及数量(厚度)对强度有显著影响。晶界相最好能起阻止裂纹过界扩展并松弛裂纹尖端应力场的作用。晶界玻璃相的存在对强度是不利的，所以应尽量减少晶界玻璃相的数量，并通过热处理使其晶化。对单相多晶陶瓷材料，晶粒形状最好为均匀的等轴晶粒，这样承载时变形均匀而不易引起应力集中，从而使强度得到充分发挥。
综上所述，高强度单相多晶陶瓷的显微组织应符合如下要求①晶粒尺寸小，晶体缺陷少，晶粒尺寸均匀、等轴，不易在晶界处引起应力集中；③晶界相含量适当，并尽量减少脆性玻璃柜含量，应能阻止晶内型纹过界扩展，并能松弛裂纹尖端应力集中；④减少气孔率，使其尽量接近理论密度。
(4)陶瓷的复合强化。为了提高陶瓷材料的强度，除了要控制上述组织因素外．更常见的是通过复合的办法提高强度．例如自生复相陶瓷棒晶强化，加入第二相的颗粒弥散强化纤维强化、晶须强化等。在陶瓷的韧化一节中，除微裂纹韧化外．其它的强化方法均有强化效果，这里不再赘述。
2.温度对强度的影响
陶瓷材料的一个最大的特点就是高温强度比金属高得多。未来汽车用燃气发动机的附温度为1370t这样的工作温度，N、CI、Ch系的超耐热合金已无法承受，但Si3N4陶瓷却大有希望。
陶瓷材料的强度当温度T＜DSTm(T为熔点)时．基本保持不变，当温度高于0．5h时才出现明显的降低13I．x一等人提出图11.13所示的强度随温度的变化曲线，可惜出，整个曲线可分为三个区域。在低温A区，断裂前无塑性变形．陶房的断裂主要决吁试样内部既存缺陷(裂纹、气孔等周起的裂纹扩展。为脆性断裂，其断裂应力随温度犒变化不大；在中间温度B区，由于断裂前产生塑性变形，因而强度对既存缺陷的敏感t降低，断裂受塑性变形控制，勾随温度的L升而有明显的降低。
当温度进一步升高时(C区)二维滑移系开动，位错塞积群中的一部分位借产主文B移而沿另外的滑移而继续滑移．松弛了应力集中因而抑制了裂纹的萌生。由于位借的z又滑移随温度的升高而变得活跃，由此而产生的对位错塞积群前端应力的松弛作用就区发明显。所以在此区域内，断裂应力有随温度的升高而上升的趋势。图11.13给出的E陶瓷材料的强度随温度变化关系的一般趋势，并非对所有的陶瓷材料都符和很好．也并附有陶瓷材料的A、B、C三个区都出现。
陶瓷材料的强度随材料的纯度、微观组织结构因素和表面状态(粗糙度)的变化而变化．因此．即使是同一种材料．由于制备工艺不同。随温度的变化关系也有差异。
图11.14给出一些陶瓷的强度随温度的变化曲线。根据这些曲线．我们可以确定相立陶瓷材料的最高使用温度。陶瓷的高温强度受加载速率的影响显著．随加我速率的提高而提高．这同金属的高温变形抗力与加载速率的关系是类似的。四、断裂韧性
绝大多数陶瓷材料在室温下甚至在高的温度范围很难产生塑性变形，因供断裂方式为脆性断裂．所以陶瓷材料的裂纹敏感性很强。基于陶瓷的这种特性可知．断裂力学性能是评价陶瓷材料力学性能朝重要指标，同时也是由于这种特性．其断裂行为非常适合于用线弹性断裂力学来描述。最普遍用来评价陶瓷材料韧性的断裂力学参数就是断裂韧性(KIC)。
表11.7给出一些陶瓷材料的J断裂韧性值，并附几种常用金属村料的断裂韧性以作对比．可见金属材料的值比陶瓷高一个数量级。要考虑使陶瓷材料的特长得到充分发挥．扩大在实际中的应用，就必须想办法大幅度提高和改善陶瓷的)。断裂韧性K1c是描述材料瞬间断裂时的裂纹尖端临界应力场强度因子。在工程上即使在很低的应力下经长时间作用也会使陶瓷材制发生断裂、特别是在长时间的同期循环载荷作用下，会产生低应力疲劳断裂。因此说．陶瓷材料具有延迟断裂的特征。为了描述这种具有时间效应的断裂现象．必须知道裂纹的扩展速率V与其裂纹尖端应力场强度因子用之间的关系。图11.15给出二者之间关系的示意图(KI-v图).(end)
一．弹性性能
1.弹性和弹性模量
陶瓷材料为脆性材料，在室温下承载时几乎不能产生塑性变形，而在弹性变形范围内就产生断裂破坏。因此，其弹性性质就显得尤为重要。与其他固体材料一样。陶瓷的弹性变形可用虎克定律来描述。
陶瓷的弹性变形实际上是在外力的作用下原子间里由平衡位置产生了很小位移的结果。弹性模量反映的是原子间距的微小变化所需外力的大小。表11.3给出一些陶瓷在室温下的弹性模量。2.温度对弹性模量的影响
由于原子间距和结合力随温度的变化而变化，所以弹性核量对温度变化很敏感、当温度升高时。原子间距增大，由成j变为d，(见图11.2)而该处曲线的斜率变缓，即弹性模量降低。因此，固体的弹性模量一般均随温度的升高而降低。图11.3给出一些陶瓷的弹性模量随温度的变化情况。一般来说，热膨胀系数小的物质，往往具有较高的弹性模量。3.弹性模量与熔点的关系
物质熔点的高低反映其原子间结合力的大小。一般来说，弹性模量与熔点成正比例关系。不同种类的陶瓷材料样性模量之间大体上有如下关系氧化物＜氯化物＜硼化挪＜碳化物。
泊松比也是描述陶瓷材料弹性变形的重要参数。表11.4给出一些陶瓷材料和金属的泊松比。可以看出除BeO与MgO外大多数陶瓷材料的泊松比都小于金属材制的泊松比。4.弹性模量与材料致密度的关系
陶瓷材料的致密度对其弹性模量影响很大。图11.5给出AL2O3陶瓷的弹性模量随气孔率的变化及某些理论计算值的比较。Fros指出弹性模量与气孔率之间将会指数关系
E=E0exp(-BP)
式中B--常数。总之，随着气孔率的增加，陶瓷的弹性模量量急剧下降。
5.的弹性模量
由于弹性模量决定于原子间结合力．即与原子种类和化学键类型有关，所以弹性模量对显微组织并不敏感．一旦材料种类确定，则通过热处理等工艺来改变弹性模量是极为有限的--但对由不同组元构成的复合材料的弹性模量来说，由于各组元的弹性模量不同，因而复合材料的弹性模量随各组元的含量不同而改变。
实际上混合定律不能准确地描述复合材料的弹性模量，只能粗略地估算。当需要复合材料准确的弹性模量值时，可进行实际测量。
图11.6和图11.7给出Al2O3+SiCw、ZrO2(Y2O3)+SiCw、及Al2O3＋ZrO2(Y2O3)＋SiCw等复合材料的弹性模最随第M相含量的变化情况。可以看出在其他性能允许的情况下，可以通过在一定范围内调整两相比例来获得所需的弹性模量值。二、硬度
硬度是材料的重要力学性能参数之一，金属材料的硬度与强度之间有直接的对应关系。而陶瓷材料属脆性材料。测定硬度时，在压头压入区域会发生包括压缩剪断等复合破坏的伪塑性变形。因此，陶瓷材料的硬度很难与其强度直接对应起来。但硬度高、耐磨性好是陶瓷材料的主要优良特性之一。硬度与耐磨性有密切关系，加之在陶瓷材料的力学性能评价中，硬度测定是使用最普遍且数据获得比较容易的评价方法之一，因而占有重要的地位。
目前，用于测定陶瓷材料硬度的方法最常用的是维氏硬度。
由于陶瓷为脆硬材料．因而多数情况下底痕的边缘产生破碎，同时在任痕角上沿对角线延长方向上产生裂纹、而压痕形状不如金属材料那样规则，给对角线的测量带来困难，所以在试样制备时，其测试表面最后应用金刚石研磨抛光成镜面。维氏硬度测定的同时．根据区痕角部产生裂纹的长度．通过计算可以估算出断裂韧性。因此，维氏硬度测试是一种简单经济、一举多得的方法。
表11.5给出一些常用陶瓷的维氏硬度值。有时陶瓷材料也测量洛氏硬度值HR，洛氏硬度又分为HRA、HRC和HRD。1.高温硬度
高温硬度测定大都是采用维氏硬度法和显微硬度法。陶瓷材料的高温硬度测定。同其它高温性能测试相比，所用试样量少，且测定方法简便；另外，高温硬度与高温强度有一定对应性，同时通过长时间保持载荷可以显示其蠕变特性，所以高温使区是陶瓷材料使用较普遍的高温性能测试方法。通过高温维氏硬度虽然可以测试陶瓷的高温断裂韧性，但高温硬度对温度的敏感性比强度对温度的敏感性大，即随温度的提高硬度值比强度值下降得快，致使用此法测得的韧性与其他方法测得的结果有较大的差异，因此，用压痕法测高温裂韧性时．要对其计算公式加以修正。图11.8给出硬度随温度的变化曲线。2.硬度与其他性能之间的关系
对于结构陶瓷材料，维氏硬度HV与弹性模量E之间的关系如图11.9所示，大体上呈直线关系，其定量关系式为E/20HV。但此关系只是在常温下成立。随着温度的升高，硬度的下降比弹性模量的下降明显，所以E／HV值随温度的升高而增加。wu等人试图用维氏硬度法测得的HV／KIC比值作为衡量陶瓷材料的脆性指标。上述比值并非无量纲也难以赋予确切的物理意义。但硬度在某种意义上表征的是变形抗力．断裂动性表征的是裂纹扩展阻力，因此二者比值在某种程度上可以表示材料的脆性断裂程度。
三、强度
陶瓷材料由其他学键所决定、在室温下几乎不能产生滑移或位错运动，因而很难产生塑性变形，所以其破坏方式为脆性断裂。一般陶瓷材料在室温下的应力应变曲线如图11.10中1所示，即在断裂前几乎没有塑性变形。因此陶瓷材料室温强度测定只能获得一个断裂强度σf值。而金属材料则可获得屈服强度σs。
由此可知，陶瓷材料的室温强度是弹性变形抗力即当弹性变形达到极限程度而发生断裂时的应力。强度与弹性模量和硬度一样，是材料本身的物理参数，它决定于材料的成分组织结构，同时也随外界条件(如温度、应力状态等)的变化而变化。
由于陶瓷材料的脆性，在绝大多数情况下都是测定其弯曲强度，而很少测定拉伸强度，表11.6给出了一些常见陶瓷材料强度的数据。1.影响强度的组织因素
陶瓷材料本身的脆性来自于其化学健的种类。实际陶瓷晶体中大都以方向性较强的离子链和共价健为主。多数晶体的结构复杂，平均原子间距大，因而表面能小。因此，同金属材料相比．在室温下发生的滑移几乎没有，位错的滑移很难发生。因此很容易由表面或内部存在的缺陷引起应力集中而产生脆性破坏。这是陶瓷材料脆性的原因所在、也是其强度值分散性较大的原因所在。
通常陶瓷材料都是用烧结的方法制造的，在晶界上大都存在着气孔、裂纹和玻璃相即非晶相等。而且有时在晶内也存在有气孔、层错、位借等缺陷。陶瓷的强度除决定于本身材料外，上述微观组织因素对强度也有显著的影响(即微观组织敏感性)，其中气孔率与晶粒尺寸是两个最重要的影响因素。
(1)气孔率对强度的影响。气孔是绝大多数陶瓷的主要组织缺陷之一，气孔明显地降低了载荷作用横截面积。同时气孔也是引起应力集中的地方。实验发现，多孔陶瓷的强度随气孔束的增加近似按指数规律下降。有关气孔率与温度的关系式有多种提案，其中最常用的经验公式：
σ=σ0exp(-αP)
式中P－气孔率；
σ0—P＝0时的强度；
a——常数，其值在4～7之间．许多试验数据与此式接近。
图11.11示出AL203陶瓷的弯曲强度和气孔率之间的关系。可以看出试验值与理论值符合较好。由上述可知，为了获得高强度，应制备接近理论密度的无气孔陶瓷材料。(2)晶粒尺寸对强度的影响。陶瓷材料的强度和晶粒尺寸的关系与金属有类似的规律。
图11.12给出TiO2陶瓷强度与晶粒尺寸的关系；多晶AL203、MgO和结晶玻璃的粒径与强度之间关系也符合Hall-petch关系式。从定性的角度上讲，实验研究已得到了σf与d-1/2关系趋势相一致的结果。
但对烧结体陶瓷来讲，要做出只有晶粒尺寸大小不同而其他组织参量都相同的试样是非常困难的，因此，往往其它因素与晶粒尺寸同时对强度起影响作用。所以，陶瓷中的σf与d-1/2的关系并非那么容易搞清，还有待于进一步研究。但无论如何，室温断裂强度无疑地随晶粒尺寸的减小而增高。所以对于结构陶瓷材料来说，努力获得细晶粒组织，对提高室温强度是有利而无害的。
(3)晶界相的性质与厚度、晶粒形状对强度的影响。陶瓷材料的烧结大都要加入助偏剂，因此形成一定量的低熔点晶界相面促进致密化。晶界相的成分、性质及数量(厚度)对强度有显著影响。晶界相最好能起阻止裂纹过界扩展并松弛裂纹尖端应力场的作用。晶界玻璃相的存在对强度是不利的，所以应尽量减少晶界玻璃相的数量，并通过热处理使其晶化。对单相多晶陶瓷材料，晶粒形状最好为均匀的等轴晶粒，这样承载时变形均匀而不易引起应力集中，从而使强度得到充分发挥。
综上所述，高强度单相多晶陶瓷的显微组织应符合如下要求①晶粒尺寸小，晶体缺陷少，晶粒尺寸均匀、等轴，不易在晶界处引起应力集中；③晶界相含量适当，并尽量减少脆性玻璃柜含量，应能阻止晶内型纹过界扩展，并能松弛裂纹尖端应力集中；④减少气孔率，使其尽量接近理论密度。
(4)陶瓷的复合强化。为了提高陶瓷材料的强度，除了要控制上述组织因素外．更常见的是通过复合的办法提高强度．例如自生复相陶瓷棒晶强化，加入第二相的颗粒弥散强化纤维强化、晶须强化等。在陶瓷的韧化一节中，除微裂纹韧化外．其它的强化方法均有强化效果，这里不再赘述。
2.温度对强度的影响
陶瓷材料的一个最大的特点就是高温强度比金属高得多。未来汽车用燃气发动机的附温度为1370t这样的工作温度，N、CI、Ch系的超耐热合金已无法承受，但Si3N4陶瓷却大有希望。
陶瓷材料的强度当温度T＜DSTm(T为熔点)时．基本保持不变，当温度高于0．5h时才出现明显的降低13I．x一等人提出图11.13所示的强度随温度的变化曲线，可惜出，整个曲线可分为三个区域。在低温A区，断裂前无塑性变形．陶房的断裂主要决吁试样内部既存缺陷(裂纹、气孔等周起的裂纹扩展。为脆性断裂，其断裂应力随温度犒变化不大；在中间温度B区，由于断裂前产生塑性变形，因而强度对既存缺陷的敏感t降低，断裂受塑性变形控制，勾随温度的L升而有明显的降低。
当温度进一步升高时(C区)二维滑移系开动，位错塞积群中的一部分位借产主文B移而沿另外的滑移而继续滑移．松弛了应力集中因而抑制了裂纹的萌生。由于位借的z又滑移随温度的升高而变得活跃，由此而产生的对位错塞积群前端应力的松弛作用就区发明显。所以在此区域内，断裂应力有随温度的升高而上升的趋势。图11.13给出的E陶瓷材料的强度随温度变化关系的一般趋势，并非对所有的陶瓷材料都符和很好．也并附有陶瓷材料的A、B、C三个区都出现。
陶瓷材料的强度随材料的纯度、微观组织结构因素和表面状态(粗糙度)的变化而变化．因此．即使是同一种材料．由于制备工艺不同。随温度的变化关系也有差异。
图11.14给出一些陶瓷的强度随温度的变化曲线。根据这些曲线．我们可以确定相立陶瓷材料的最高使用温度。陶瓷的高温强度受加载速率的影响显著．随加我速率的提高而提高．这同金属的高温变形抗力与加载速率的关系是类似的。四、断裂韧性
绝大多数陶瓷材料在室温下甚至在高的温度范围很难产生塑性变形，因供断裂方式为脆性断裂．所以陶瓷材料的裂纹敏感性很强。基于陶瓷的这种特性可知．断裂力学性能是评价陶瓷材料力学性能朝重要指标，同时也是由于这种特性．其断裂行为非常适合于用线弹性断裂力学来描述。最普遍用来评价陶瓷材料韧性的断裂力学参数就是断裂韧性(KIC)。
表11.7给出一些陶瓷材料的J断裂韧性值，并附几种常用金属村料的断裂韧性以作对比．可见金属材料的值比陶瓷高一个数量级。要考虑使陶瓷材料的特长得到充分发挥．扩大在实际中的应用，就必须想办法大幅度提高和改善陶瓷的)。断裂韧性K1c是描述材料瞬间断裂时的裂纹尖端临界应力场强度因子。在工程上即使在很低的应力下经长时间作用也会使陶瓷材制发生断裂、特别是在长时间的同期循环载荷作用下，会产生低应力疲劳断裂。因此说．陶瓷材料具有延迟断裂的特征。为了描述这种具有时间效应的断裂现象．必须知道裂纹的扩展速率V与其裂纹尖端应力场强度因子用之间的关系。图11.15给出二者之间关系的示意图(KI-v图).(end)
