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第二章第二相顆粒強化增韌 陶瓷材料強韌化方法主要有纖維法 晶須法 顆粒法 熱處理法 表面改性法等 其中顆粒增韌補強法最為簡單 并且具有同時提高強度和韌性等許多優(yōu)點 表2 1列出了一些學者的研究成果 根據(jù)第二相顆粒的性質(zhì) 大小 來源等情況 可以將第二相顆粒強韌化分為相變第二相顆粒 非相變第二相顆粒 表面改性第二相顆粒 納米第二相顆粒 原位合成第二相顆粒等增韌補強 1 2 2 1相變第二相顆粒增韌材料的斷裂過程要經(jīng)歷彈性變形 塑性變形 裂紋的形成與擴展 整個斷裂過程要消耗一定的斷裂能 因此 為了提高材料的強度和韌性 應盡可能地提高其斷裂能 對金屬來說 塑性功 達103J m2或更高 是其斷裂能的主要組成部分 由于陶瓷材料主要以共價鍵和離子鍵鍵合 多為復雜的晶體結構 室溫下的可動位錯的密度幾乎為零 塑性功往往僅有十幾個J m2或更低 所以需要尋找其他的強韌化途徑 相變第二相顆粒增韌補強即是途徑之一 3 傳統(tǒng)的觀念認為 相變在陶瓷體中引起的內(nèi)應變終將導致材料的開裂 因此 陶瓷工藝學往往將相變看做不利的因素 然而 部分穩(wěn)定化ZrO2 PSZ 具有比全穩(wěn)定化好得多的力學性能這一事實使人們得到了啟發(fā) PSZ的相變韌化得以受到重視 從而把相變作為陶瓷材料的強韌化手段 并已取得了顯著效果 4 2 1 1ZrO2的晶型與結構 單斜m ZrO2 四方t ZrO2 立方c ZrO2 1170 2370 950 2370 5 單斜ZrO2為低溫穩(wěn)定晶型 加熱到約1200 時轉變成四方ZrO2 單斜相轉變成四方相時有7 7 的體積收縮 冷卻過程中 溫度低于1000 時 四方相又逆向地轉變成單斜相 在這一轉變時體積增大 密度下降 其密度分別為 m ZrO2為5 56g cm3 t ZrO2為6 10g cm3 c ZrO2為6 27g cm3 6 單斜相和四方相之間相互轉化 在低溫下鋯離子趨向于形成配位數(shù)小于8的結構 即單斜相 純ZrO2燒結冷卻時 相變?yōu)闊o擴散相變 伴隨產(chǎn)生約 的體積膨脹和相當大的剪切應變 約 相反 在加熱時 由 相變 體積收縮 7 氧化鋯的穩(wěn)定化處理 常見的ZrO2穩(wěn)定劑是稀土或堿土氧化物 比如Y2O3MgOCeO2 CaO 機理 穩(wěn)定劑的陽離子在ZrO2中具有一定的溶解度 可以置換其中的鋯離子 而形成置換型固溶體 阻礙四方晶型 t 向單斜晶型 m 的轉變 從而降低氧化鋯陶瓷t m相變的溫度 使t ZrO2亞穩(wěn)至室溫 8 Y2O32YZr 3Oo VO 9 部分穩(wěn)定氧化鋯陶瓷 partiallystabilizedzirconia PSZ 四方氧化鋯多晶體陶瓷 tetragonalzirconiapolycrystal TZP 氧化鋯增韌陶瓷 ZirconiaToughenedCeramics ZTC 根據(jù)穩(wěn)定程度不同 氧化鋯相變增韌陶瓷有三種類型 分別為 10 Gaivie于1975年首次對Ca PSZ的研究發(fā)現(xiàn) 31 亞穩(wěn)的四方相氧化鋯相變成穩(wěn)定的單斜相氧化鋯 材料樣品強度得到明顯提高 并提出相變增韌氧化鋯陶瓷的概念 后來的實驗發(fā)現(xiàn)含t ZrO2相氧化鋯材料的韌性 比其它陶瓷的韌性要高 通過透射電鏡 X衍射和電子探針等分析測試 發(fā)現(xiàn)含t ZrO2相氧化鋯陶瓷的斷口單斜相含量增加 這些發(fā)現(xiàn)說明四方相ZrO2在與裂紋擴展的應力作用下 發(fā)生了由t ZrO2 m ZrO2的馬氏體相變 由于t ZrO2晶粒相變吸收能量而阻礙裂紋的繼續(xù)擴展從而提高了材料的強度和韌性 即應力誘導相變增韌 1應力誘導相變增韌 11 圖2 1應力誘導相變增韌示意圖 12 經(jīng)過Lange Marshall McMeeking等許多學者的完善 逐步形成了比較完整的應力誘導相變增韌機理 該理論認為 如果t ZrO2相晶粒足夠小 或者基體對其束縛力足夠大 冷卻過程中t ZrO2 m ZrO2的相變將受到抑制 四方相可穩(wěn)定保留到室溫 當裂紋受到外應力作用擴展時 基體對t ZrO2相的約束力得到松弛 可誘發(fā)相變使之轉化為單斜晶型 此時伴隨著3 5 的體積膨脹和1 7 的剪切應變 并對基體產(chǎn)生壓應力 使裂紋擴展受阻 主裂紋延深需要外力做功以增加能量 即在裂紋尖端應力場的作用下 形成晶粒相變 吸收能量 阻礙裂紋擴展的屏蔽區(qū) 提高了斷裂能 使材料的斷裂韌性提高 13 圖2 1示意了應力誘導相變韌化的機理 特點是增韌幅度大 一般可提高基體的韌性2 4倍 相變對增韌貢獻的計算 涉及到復雜的燒結動力學 熱力學 斷裂力學等理論 相變增韌理論闡述了當相變沒發(fā)生時 裂紋尖端附近的應力由施加應力強度因子K1決定 如果在裂紋尖端區(qū)附近發(fā)生包含剪切應變和體膨脹的相變 會引起裂紋尖端附近的應力場發(fā)生變化 假設材料是線彈性體 相變后 裂紋尖端產(chǎn)生部應力可用局部應力強度因子K2表示 當K2 K1時 相變會降低裂紋近尖端應力 由于外加應力造成的裂紋 在當前外加應力下無法繼續(xù)擴展 即裂紋尖端被屏蔽 從而形成一個屏蔽區(qū) 如圖1所示 14 Lange 29 列出增韌陶瓷的斷裂韌性表達式為 2 1 其中K0表示無相變增韌時的斷裂韌性 Gc 為驅(qū)動相變的化學自由能變量 Uf為接近斷裂表面處相變后的剩余應變能 Ec為彈性模量 c為泊松比 Vi為四方 t 相的體積分數(shù) R為相變區(qū)的深度 自斷裂表面起至整個相變區(qū) 公式中反映出應力誘導相變增韌的主要途徑是增加材料的彈性模量 提高裂紋擴展時能夠相變的四方相體積分數(shù) 增大相變區(qū) 提高相變化學驅(qū)動力等 15 2 微裂紋增韌 陶瓷材料的晶體結構是離子鍵和共價鍵組成 具有明顯的脆性特征 在燒結體中由于存在局部殘余應力 造成一定數(shù)量的微裂紋 單相材料的熱膨脹異性 復相材料熱膨脹系數(shù)和彈性模量的失配 及氧化鋯材料的馬氏體相變產(chǎn)生的殘余應力 往往在晶界等結合較弱的部位產(chǎn)生微裂紋 這些微裂紋降低了作用區(qū)的彈性模量 當外力作用時微裂紋以亞臨界裂紋緩慢擴展并釋放主裂紋尖端的部分應變能 使主裂微擴展阻力增加 有效地抑制了裂紋擴展 從而使斷裂韌性提高 這種機理稱微裂紋增韌 Microcracksmechanism 見圖2 2 16 其韌化形式主要可分為兩種 一種是ZrO2相變誘發(fā)微裂紋 即利用ZrO2能在應力誘導下發(fā)生相變造成部分體積膨脹而阻礙裂紋擴展達到增韌效果 二是增韌相的加入引起基體與第二相之間熱性能失配 微裂紋增韌在增韌的同時伴隨著強度的降低 關鍵是控制裂紋的尺寸 使之不超過材料允許的臨界裂紋尺寸 否則將成為宏觀裂紋 嚴重損害材料的強度 17 圖2 2微裂紋增韌示意圖 18 微裂紋對增韌的貢獻 文獻推導出 K 2E mp 1 2式中 E為材料的彈性模量 裂紋表面的比表面積 p裂紋區(qū)的大小 m表示微裂紋面積密度 微裂紋增韌對溫度的敏感性與應力誘導相變增韌不同 前者主要靠殘余應力產(chǎn)生的原因 如果由于熱膨脹失配而產(chǎn)生微裂紋 韌性會受到溫度升高而降低 但相變產(chǎn)生的微裂紋 如果發(fā)生在相變可逆的溫度區(qū) 溫度才會影響到增韌效果 19 對含有氧化鋯材料的馬氏體相變誘發(fā)微裂紋 一般有三種途徑 1 單斜相的ZrO2在較高的燒結溫度下為四方相 冷卻過程中發(fā)生t ZrO2 m ZrO2的馬氏體相變 在顆粒周圍產(chǎn)生微裂紋 2 四方相ZrO2晶粒由于燒結溫度過高而造成晶粒尺寸r大于臨界相變尺寸rc 冷卻過程自發(fā)相變?yōu)閙 ZrO2 產(chǎn)生微裂紋 3 t ZrO2在外力載荷作用下 發(fā)生應力誘導相變m ZrO2 20 3表面強化增韌 表面強化增韌陶瓷材料的斷裂往往是從表面拉應力超過斷裂應力開始的 由于ZrO2陶瓷燒結體表面存在基體的約束較少 t ZrO2容易轉變?yōu)閙 ZrO2 而內(nèi)部t ZrO2由于受基體各方向的壓力保持亞穩(wěn)定狀態(tài) 因此表面的m ZrO2比內(nèi)部的多 而轉變產(chǎn)生的體積膨脹使材料表面產(chǎn)生殘余的壓應力 可以抵消一部分外加的拉應力 從而造成表面強化增韌 21 氧化鋯增韌陶瓷可以通過誘導相變方法如 研磨 噴砂 低溫處理 表面涂層 及化學處理等工藝 在增韌陶瓷表面誘發(fā)四方相至單斜相的馬氏體相變 形成表面壓應力層 材料的強度可獲得提高 文獻對Ce TZP材料報道 經(jīng)過還原氣氛的處理 使CeO2還原為Ce2O3而誘發(fā)相變 在其表面形成壓應力層 這些都驗證了表面強化工藝處理后 具有壓應力層的陶瓷材料對表面小缺陷不敏感 能提高抵抗接觸損傷能力 22 4氧化鋯陶瓷的晶粒尺寸與增韌機制 彌散增韌主要是在陶瓷基質(zhì)中加入第二相ZrO2粒子 這種顆粒在基質(zhì)材料受拉伸時阻止橫向截面收縮 而要達到和基體相同的橫向收縮 就必須增加縱向拉應力 這樣就使材料消耗了更多能量 起到增韌作用 只有ZrO2彌散粒子的直徑小于室溫相變臨界顆粒直徑 一般 1 m 時 才能使陶瓷基體內(nèi)儲存著相變彈性應變能 導致其韌性和強度均有不同程度提高 23 在氧化鋯陶瓷的t m中存在著尺寸效應 即在四方多晶氧化鋯中 母相的晶粒大小或在復合型陶瓷中ZrO2的顆粒大小影響Ms溫度 馬氏體轉變的起始溫度 尺寸效應對增韌陶瓷具有重要的實際意義 在研究報道中Garvie首先以尺寸效應闡明這個亞穩(wěn)現(xiàn)象 提出30nm為臨界尺寸 小于30nm的四方晶體能在室溫存在 而不至相變成為單斜結構 主要將馬氏體 m 形成時的臨界大小作為 t 相的臨界尺寸 并發(fā)現(xiàn)CaO部分穩(wěn)定ZrO2和ZrO2韌化Al2O3 ZrO2 Al2O3復合材料 ZTA 中發(fā)現(xiàn)t m馬氏體相變的尺寸效應 t相平均晶粒大小的倒數(shù)與Ms之間呈線性關系 即母相晶粒愈大 其Ms溫度愈高 24 對于PSZ TZP 和含ZrO2的復合陶瓷由于受約束條件不同具有不同的尺寸效應機制 當材料周圍受陶瓷基體約束的t ZrO2粒子較難進行馬氏體相變 可能主要是由粒子和基體間界面的局部應變能起阻力作用緣故 所以在對ZrO2相變增韌陶瓷的研究中普遍發(fā)現(xiàn) 四方ZrO2晶粒的保留與否關鍵取決于ZrO2顆粒尺寸大小 25 表2 1 26 由表2 1可以知道ZrO2顆粒有三個臨界尺寸D1 D2 D3 不同大小的ZrO2晶粒各有不同的主要增韌機制 包括沒有增韌作用 同時還要區(qū)別擴散形成的平衡相t ZrO2及無擴散型相變產(chǎn)物的過飽和非平衡四方相t ZrO2 亞穩(wěn)四方相 ZrO2陶瓷t m相變的晶粒尺寸效應主要分為三種形式 1 冷卻過程t m相變的臨界晶粒尺寸 2 應力誘導下t m相變的臨界晶粒尺寸 3 t m相變誘發(fā)微裂紋的臨界晶粒直徑 27 1 冷卻過程t m相變的臨界晶粒尺寸 當穩(wěn)定劑含量相同時 t相的晶粒尺寸是影響t m相變的一個主要因素 相變點隨著晶粒尺寸的減少而降低 并且在制備材料中晶粒尺寸存在一個尺寸分布范圍 對于室溫組織存在一個臨界粒徑D2 d D2的晶粒室溫下已經(jīng)轉變成m相 d D3的晶粒冷卻到室溫仍保留為t相 所以只有d D2的晶粒才有可能 但不一定 產(chǎn)生相變韌化作用 因此室溫時t相含量多少對提高韌性有直接影響 TZP材料應是對相變韌化效果最顯著的組織 但只有可相變的t相粒子才能對相變韌化做貢獻 而并不是所有t相在受載荷時都能發(fā)生相變 28 2 應力誘導下t m相變的臨界粒徑 t相粒子的穩(wěn)定性隨著尺寸的減小而增大 在室溫下得到的亞穩(wěn)t相由于其晶粒尺寸不同穩(wěn)定性也不同 在外力作用下裂紋的尖端應力場形成一個最高值 應力誘導t m相變則存在著臨界晶粒直徑D1 只有在D1 d D2的晶粒才能發(fā)生應力誘導相變 stressinducedphasetransformation 即這部分晶粒才會對相變增韌做貢獻 29 3 t m相變誘發(fā)微裂紋的臨界直徑 如前述 d D2的晶粒室溫下已經(jīng)轉變成m相 研究表明 在較大的m相晶粒周圍 由于體積效應而誘發(fā)微裂紋 對較小的m相晶粒周圍并沒有微裂紋存在 這是由于大晶粒相變時產(chǎn)生的累積變形大 時基體周圍產(chǎn)生的拉應力超過了其斷裂強度所致 小晶粒相變時的累積變形不足以產(chǎn)生此效應 所以存在一個臨界晶粒直徑D3 當d D3時 發(fā)生相變時誘發(fā)微裂紋 而D2 d D3的晶粒雖然產(chǎn)生相變 但不足以誘發(fā)微裂紋 但在晶粒相變后的周圍存在著殘余應力 這種微裂紋和殘余應力均會產(chǎn)生增韌效果 30 Lange驗證了Gaivie所計算的臨界晶粒尺寸 并提出在ZTA中t ZrO2的臨界尺寸為15 30nm 所以對一些小于臨界尺寸 穩(wěn)定劑含量高的t ZrO2晶粒 即使外界抑制全部消除后還是不會發(fā)生相變 這部分t ZrO2晶粒就不可能起任何相變增韌作用 不僅要有適當?shù)腪rO2晶粒尺寸和穩(wěn)定劑含量 更重要的是使ZrO2晶粒尺寸和穩(wěn)定劑含量分布這兩者都盡量均勻 提高制備工藝對ZrO2晶粒尺寸和穩(wěn)定劑含量分布的均勻性的控制 是ZrO2增韌陶瓷的關鍵 31 眾多研究比較一致的看法是在ZrO2增韌陶瓷中起作用的有相變增韌 微裂紋增韌和裂紋彎曲增韌三種機制 其中應力誘導下的相變增韌是最主要的 三種增韌機制中 相變增韌和裂紋彎曲增韌是嚴格疊加 而在相變增韌和微裂紋增韌同時起作用時 由微裂紋存在的相變增韌作用要小于無微裂紋增韌時的相變增韌 因此不能認為總的增韌是單獨起作用時的相變增韌和單獨起作用時的微裂紋增韌之和 32 5 裂紋的彎曲和偏轉增韌 裂紋彎曲和偏轉增韌機理 主要是在裂紋的擴展路徑上 以第二相粒子及第二相產(chǎn)生的應力集中或殘余應力等作為障礙 來阻礙裂紋的運動 使裂紋擴展時改變方向 使裂紋彎曲 繞過障礙在同一平面擴展時裂紋還可能會偏轉 試圖完全避開障礙 在氧化鋯增韌陶瓷中會同時發(fā)生這兩種情況 裂紋彎曲過程釘扎裂紋障礙物的強度和韌性 對整個材料的增韌起著重要作用 裂紋偏轉可分為以裂紋前進方向為軸的翹曲和以垂直于裂紋前進方向為軸的扭曲 裂紋的偏轉情況可由試樣斷裂面的粗糙程度反應 對隨機分布的障礙物 韌性的增加與障礙物的體積分數(shù)及形狀有關 軸狀的障礙物使裂紋的扭轉角增加而增加韌性 33 在材料制備過程中從高溫狀態(tài)向室溫冷卻時產(chǎn)生殘余張應力而在材料內(nèi)部誘發(fā)形成微裂紋 這些微裂紋的存在不僅能夠緩解局部殘余應力 而且導致裂紋擴展時擴展途徑的轉向或分支 圖2 3 即改變主裂紋的擴展路徑 增大了斷裂表面 形成能量耗散機構 起到增韌的作用 34 a 裂紋偏轉 b 裂紋彎曲圖2 3裂紋偏轉與彎曲示意圖 35 裂紋彎曲 偏轉增韌機理認為增韌效果與溫度無關 但是如果殘余應力來自于材料的熱脹系數(shù)失配 那也許要受到溫度的影響 對ZrO2增韌陶瓷 裂紋的的偏轉常常發(fā)生在相變后的m ZrO2氧化鋯顆粒周圍 36 2 5納米復相陶瓷的增韌 傳統(tǒng)工程陶瓷優(yōu)點 硬度高 耐高溫 耐磨損 耐腐蝕以及質(zhì)量輕 導熱性能好等缺點 脆性 裂紋 均勻性差 可靠性低 韌性 強度較差 納米陶瓷材料顯微結構中 晶粒 晶界以及它們之間的結合都處在納米水平 1 100nm 使得材料的強度 韌性和超塑性大幅度提高 克服了工程陶瓷的許多不足 并對材料的力學 電學 熱學 磁學 光學等性能產(chǎn)生重要影響 37 優(yōu)良性能 極小的粒徑 大的比表面積和高的化學性能 顯著降低材料的燒結致密化程度使陶瓷材料的組成結構均勻化可以從納米層次 l 100nm 上控制材料的成分和結構可能出現(xiàn)一些大顆粒材料所不具備的獨特性能 38 2 5 1納米復相陶瓷的強韌化機理納米級彌散相的存在使陶瓷基復合材料產(chǎn)生了優(yōu)異的強韌化效果 尤其是強度和高溫性能 這是微米 微米復相陶瓷所難以比擬的 這也說明納米復相陶瓷應存在著獨特的增強增韌機制 39 圖2 4納米陶瓷復合材料的分類 40 1 晶內(nèi)型韌化機理圖2 5為 晶內(nèi)型 結構韌化示意圖 Niihara等首先提出了 晶內(nèi)型 納米相是韌化主因 納米復相陶瓷強韌性的提高是通過 晶內(nèi)型 結構的以下效應發(fā)揮作用 晶內(nèi)型結構導致 納米化效應 納米粒子進入微米級基質(zhì)顆粒之后 在基體晶粒內(nèi)部產(chǎn)生大量次界面和微裂紋 引起基體顆粒的潛在分化 使得主晶界的作用被削弱 誘發(fā)穿晶斷裂 由于納米化效應使晶粒內(nèi)部產(chǎn)生微裂紋 當納米粒子與基質(zhì)晶粒的熱膨脹失配和彈性失配造成納米相周圍產(chǎn)生局部拉應力時 就會引起穿晶斷裂 納米粒子使裂紋二次偏折 沿晶內(nèi)微裂紋或次界面擴展的主裂紋前端遇到納米粒子后 無法穿過而發(fā)生偏折 耗散了斷裂能量 41 圖2 5 內(nèi)晶型 結構增韌機理示意圖 42 2 晶界型韌化機理圖2 6為 晶間型 結構韌化示意圖 陶瓷材料由純基體的沿晶斷裂轉化為納米復合后以穿晶斷裂為主 斷裂模式的改變是增韌補強的主要原因 晶界型 結構強韌化機理認為 主晶界被納米粒子局部強化 納米相與基質(zhì)產(chǎn)生良好的結合 納米粒子有固定晶界 強化晶界的作用 晶界納米粒子對裂紋有 釘扎 和偏折作用 由于熱膨脹系數(shù)和彈性模量不同 基體對晶界上的納米粒子的徑向壓應力產(chǎn)生 虎鉗 作用 使沿主晶界擴展的裂紋遇到納米粒子后發(fā)生 釘扎 然后在更大的外力下使裂紋偏折進入晶內(nèi) 形成穿晶斷裂 43 晶界納米粒子形成有利的分布 當納米相的彈性模量大于基質(zhì)時 納米粒子周圍形成切向壓應力 使得朝向納米粒子擴展的主裂紋尖端遠離該粒子所在晶界而向晶內(nèi)挺進 并增加了裂紋擴展路徑 44 圖2 6 晶界型 結構增韌機理示意圖 45 納米陶瓷粉體 46 納米陶瓷的制備 納米粉體的制備 成型 燒結 氣相合成 凝聚相合成 方法 47 氣相合成 氣相高溫裂解法 噴霧轉化法 化學氣相合成法 48 化學氣相合成法 惰性氣體凝聚法的一種變型可制備納米非氧化物粉體和納米氧化物粉體增強了低溫下的可燒結性相對高的純凈性和高的表面及晶粒邊界純度粒徑可小至3 4nm 49 凝聚相合成 溶膠一凝膠法 水溶液中加入有機配體與金屬離子形成配合物 水解 聚合 溶膠 凝膠 脫水焙燒 在制備復合氧化物納米陶瓷材料時具有很大的優(yōu)越性 50 納米陶瓷粉體的分散 優(yōu)異性能的背后 納米粒子粒徑小 表面能高 具有自發(fā)團聚的趨勢 而團聚的存在又將大大影響納米粉體優(yōu)勢的發(fā) 納米陶瓷粉體的分散一般發(fā)生在液相之中 51 顆粒在液體中分散過程 顆粒在液體中的潤濕 顆粒團聚體在機械力作用下被分開成獨立的原生粒子或較小的團聚體 將原生粒子或較小團聚體穩(wěn)定 阻止再發(fā)生團聚 52 納米陶瓷或納米微米復相陶瓷材料在制作過程中主要采用水性體系進行分散 是以水為分散介質(zhì)的一種分散方法 分散方法 物理分散法 化學分散法 機械分散法 超聲波分散法 分散劑的選擇 53 納米陶瓷特性 90年代初 日本Niihara首次報道了以納米尺寸的碳化硅顆粒為第二相的納米復相陶瓷 具有很高的力學性能 54 納米陶瓷特性 主要表現(xiàn) 力學性能 硬度 斷裂韌度和低溫延展性等 高溫下使硬度 強度得以較大的提高在較低溫度下燒結就能達到致密化硬化和韌化由孔隙的消除來形成 脆性的陶瓷可變成延展性的發(fā)展 電學 熱學 磁學 光學等性能 55 納米陶瓷的應用 56 陶瓷刀具 57 傳統(tǒng)陶瓷刀具 納米陶瓷刀具 特點 高硬度 高耐磨性 耐高溫性局限 抗彎強度低 脆性大 即斷裂韌性低 陶瓷材料的抗彎強度和斷裂韌性顯著提高 58 分類 納米復合陶瓷刀具材料 納米涂層陶瓷刀具材料 TiC基 Al2O3基 Si3N4基 單元涂層 多元復合涂層 TiC TiN Ti C N TiAlN系列 TH涂層 CS涂層 TiC TiN復合涂層 59 關鍵問題 納米材料與基體的相容性 添加納米材料的分散性 納米復合陶瓷刀具材料的晶型結構控制 制備過程中的工藝設計 60 納米陶瓷軸承 61 特點 納米級氧化鋯粉搭配特殊的納米級粒子潤滑劑 大幅降低燒結溫度 高硬度 高強度 熱膨脹系數(shù) 摩擦系數(shù) 密度 硬度等方面的參數(shù)要遠遠高于油封軸承及滾珠軸承所使用的青銅以及軸承鋼 有些參數(shù)已達到可與鉆石系數(shù)相媲美的程度 62 優(yōu)勢 采用納米陶瓷軸承的風扇具有非常強的耐高溫能力 納米級的粒子潤滑劑具有不易揮發(fā)的特點 使風扇壽命成倍延長 平均使用壽命都在15萬h以上噪聲也得到了很好的控制 所產(chǎn)生的噪聲比雙滾珠軸承低2 3dB組裝過程中 工序簡單 無形中使品質(zhì)得到了提高 成本得以降低納米陶瓷軸承體積較小 在風扇的設計中便可加長電機的繞線 從而增大功率提高轉速 63 納米陶瓷隔熱膜 64 琥珀光學納米陶瓷隔熱膜 導電性物質(zhì)氮氧化物 琥珀光學納米陶瓷隔熱膜不含有金屬和染料成分 不會影響GPS的接收 具有不氧化 不褪色的優(yōu)點 高效隔絕紫外線 阻隔率超過99 無刺眼金屬及眩光 不會造成光污染 不影響路人或其他司機 卓越的清晰度可緩解駕駛疲勞感 增加駕駛舒適度 由于使用是納米陶瓷技術壽命長達10年 是金屬膜的2倍 選擇性光譜濾光 使車內(nèi)熱度大幅度降低 減少了空調(diào)負荷及燃料的消耗 防止玻璃爆裂飛散 具超低內(nèi)反光 可大量減低鏡面效應 增加行車安全 施工比較簡單 施工方法容易掌握 一段廣告詞 65 壓電陶瓷 傳統(tǒng)的壓電陶瓷 PZT PMNT和PZNT等 氧化鉛的含量高達 以上 新型壓電陶瓷 無鉛壓電陶瓷鈮酸鋰鈉鉀納米粉體 66 光功能透明玻璃 67 傳統(tǒng)光固體光功能材料 晶體 玻璃 光譜性較優(yōu) 制備難度大 周期長 成本高 容易制備 成本低廉 光譜線較寬 發(fā)射和吸收截面小 發(fā)光效率低 共同特點 對光吸收和散射弱 光透明度高 68 30年前 法國學者Auzel等率先研制出光功能氟氧化物玻璃陶瓷 透明玻璃陶瓷制備技術 熔融急凍法 溶膠 凝膠法 激光誘導激化法 幾種重要的光功能透明玻璃陶瓷 氟氧化物玻璃陶瓷 氧化物玻璃陶瓷 半導體量子點玻璃陶瓷 局限 存在一定程度光散射 透明度往往不如均相的單晶和玻璃 69 納米生物陶瓷 納米陶瓷材料用于人工骨關節(jié) 牙齒修復 耳骨修復等 其強度 韌性 硬度以及超塑性都有顯著提高 在醫(yī)療保健領域 用摻入多種微量礦物質(zhì)元素的微元化纖維及陶瓷纖維等納米材料 可制成衣物 墊料等 有助于關節(jié)炎等病癥的治療 屏蔽電磁波能量 保障人體不受侵害 70 納米生物陶瓷人工聽骨 具有納米結構的新型人工聽骨支架材料 納米羥基磷灰石 hydroxyapatite HA 復合多孔陶瓷 該材料多孔 大的孔隙中具有納米級的微孔以及較大的體表面積 體外試驗發(fā)現(xiàn)可明顯吸附組織液中的鈣磷離子 在模擬生理溶液中于37攝氏度恒溫下浸泡數(shù)小時后可形成類似天然骨中無機礦物的碳酸羥基磷灰石層 71 圖1大體觀察形態(tài)學良好 植入腔無感染 滲出 粘連 纖維化 黏膜光滑 完整 植入體無排斥脫出 形態(tài)良好 邊界清晰 色澤良好 結構完整 圖2 4掃描電鏡下所見 圖2示植入體內(nèi)部結構完整 邊界清晰 HA顆粒及表面微孔孔徑形態(tài)良好 無異物巨細胞等吞噬細胞存在 圖3示新生骨組織明顯增多 并伸入陶瓷材料內(nèi)部 成島嶼狀逐漸替代植入材料 圖4可見新生的骨小梁 72 2 4第二相顆粒強韌化復合材料的設計1 第二相顆粒的選擇 1 與基體間的化學相容性與共存性相容性主要是指所選擇的第二相顆粒與基體間要有良好的潤濕性 混合性 比較弱的擴散互溶和界面反應 這樣才能保證復合材料具有適中的相界面結合強度 共存性主要指所選擇的第二相顆粒與基體必須具有相對的化學穩(wěn)定性 相互間不能發(fā)生激烈的化學反應和完全溶解現(xiàn)象 這樣才能保持各自的優(yōu)勢 提高復合材料的性能 73 2 與基體間的物理匹配與強化不同相間的物理匹配對復合材料的性能產(chǎn)生很大影響 其中線膨脹系數(shù)及彈性模量的匹配程度影響最大 如果第二相顆粒與基體的線膨脹系數(shù)和彈性模量失配或易造成基體產(chǎn)生裂紋降低材料的強度 或易造成裂紋避開增韌顆粒而僅僅在基體中擴展 失去增韌作用 當?shù)诙囝w粒與基體的彈性模量相當時 若第二相顆粒的線膨脹系數(shù)小于基體的線膨脹系數(shù) 裂紋有可能沿兩相界面偏轉 也有可能穿過第二相 這取決于顆粒的表面能 粒徑 形狀 取向及兩相界面結合狀況 即便發(fā)生偏轉 因偏轉的程度較小 兩相界面斷裂能低于基體斷裂能 增韌幅度較小 74 若第二相顆粒的線膨脹系數(shù)大于基體的線膨脹系數(shù) 只要第二相顆粒粒徑小于引發(fā)周向微開裂的臨界粒徑 殘余應力場的作用將使裂紋在基體內(nèi)產(chǎn)生偏轉 帶來增韌效果 3 與晶界相間的匹配性晶界相的組成 結構 性質(zhì)形狀 分布狀態(tài)對復合材料的性能影響較大 總的原則是保證兩者間的化學與物理匹配性 4 第二相顆粒的尺寸與數(shù)量須滿足顆粒尺寸效應 75 2 其他成分的選擇為了順利制備材料 有時須添加一些助燒劑 晶化劑 生長劑 稀土元素等 總的原則是改善組織提高性能 除了要考慮添加劑與基體和第二相顆粒間的關系外 應重點研究界面和界相的問題 因為這些添加劑在很大程度上決定了生成的界相的性質(zhì) 大小 形狀 分布及界面性質(zhì) 對復合材料的性能及性能的穩(wěn)定性具有重要作用 76