一、引言

随着科技的迅速发展，机械、电子、航空航天、能源等工业部门对材料的性能提出了更高的要求，现有的金属材料或高分子材料往往难以胜任，因此具有高硬度、耐磨损、耐腐蚀、热化学稳定性等优异性能的陶瓷材料日益受到关注^[1]。陶瓷材料虽然具有耐高温、耐磨损、耐腐蚀、质量轻等一系列优异的特性，但由于其具有脆性这一致命的弱点，限制了其优良性能的发挥，从而影响了它的实际应用。为此，陶瓷韧化便成了近年来陶瓷材料研究的核心课题^[2]。特别是在高强度、高韧性陶瓷领域各国学者都进行了大量的研究，主要包括两个方面，即提高其断裂韧性和塑性滑移系统。到目前为止已经探索出若干种韧化陶瓷的途径，其中效果比较好的是利用碳化硅来对陶瓷材料进行增韧，包括使用颗粒（SiCp)、晶须（SiCw）和晶片（SiCpl），与此同时，对各自的韧化机理也进行了较深入的研究^[3]。

二、断裂、增韧机理

（一）断裂机理

陶瓷晶体之所以脆，是因为陶瓷晶体中缺少五个独立的滑移系，在受力作用下难于发生滑移引起的塑性变形以松弛应力，在显微方面其胎陛根源在于存在微裂纹，且易于导致高度应力集中，这源于陶瓷晶体的价键结构。

1、陶瓷显微结构

陶瓷的显微结构也和金属一样，是由许多小晶粒组成的，晶粒与晶粒之间有晶界，在晶粒内部或晶界上存在有一些缺陷和微裂纹，晶界上还或多或少存在有气孔，还会有第二相颗粒或晶粒，其最常见是非晶玻璃相。陶瓷材料的微观结构是由晶体（主相）、晶界、非晶体（玻璃相）和显微缺陷（气孔、微裂纹和杂质）组成的。

2、微裂纹理论

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，尤其在那些高度应力集中的特征点（例如内部和表面的缺陷和裂纹）附近的单元上，所受到的局部拉应力为平均应力的数倍时，此过分集中的拉应力如果超过材料的临界拉应力值时，将会产生裂纹或缺陷的扩展，导致脆性断裂。因此断裂源往往出现在材料中应力集中度很高的地方，并选择这种地方的某一个缺陷（或裂纹、伤痕）而开裂。

Griffith认为实际材料中总是存在许多细小的裂纹或是缺陷，在外力作用下，这些裂纹和缺陷附近产生应力集中现象。当应力达到一定程度时，裂纹开始扩展而导致断裂。所以断裂并不是两部分晶体同时沿整个界面拉断，而是裂纹扩展的结果^[4]。

（二）增韧机理

根据陶瓷材料的裂纹扩展行为及其断裂机理认为，借助于对裂纹扩展条件的控制，可在一定程度上达到提高陶瓷韧性的目的。

从断裂力学的观点来看，克服陶瓷的脆性和提高其强度的关键是：①提高陶瓷材料抵抗裂纹扩展的能力；②减弱裂纹尖端的应力集中效应。前者是提高材料的断裂能，后者的关键在于减小材料内部所含裂纹缺陷的尺度^[5,6]。

三、增韧方式

陶瓷中的非均相体，在单相材料中尺寸、形状各异的晶粒和掺入第二相后，形成复杂破坏，改善陶瓷的破坏韧性。从陶瓷复合体的高韧化结构中可以看出，由于裂纹前端和非均相体或者第二相的相互作用，发生了“裂纹前端的停止”、“裂纹前端的弯曲”及“裂纹前端的偏转”。陶瓷增韧可分为两类：一是自增韧；二是在试样制备时用机械混合的方法加入起增韧作用的第二相。

（一）自增韧

如果在陶瓷基体中引入第二相材料，该相不是事先单独制备的，而是在原料中加入可以生成第二相的原料，控制生成条件和反应过程，直接通过高温化学反应或者相变过程，在主晶相基体中生长出均匀分布的晶须、高长径比的晶粒或者晶片的增强体，形成陶瓷复合材料，则称为自增韧。这样可以进一步避免两相不相容、分布不均匀，强度和韧性都比外来第二相增韧的同种材料高，利用这一点，可以进一步提高材料的力学性能^[7]。

目前，自增韧在陶瓷复合材料中的应用很广泛，包括Si3N4、Sialon、A1-Zr-C、Ti-B-C、SiC、A12O3、ZrB2／ZrC0．6／Zr材料和玻璃陶瓷等。目前研究最多的是Si3N4和Sialon（Si—A1一O—N）。

（二）第二相增韧

在试样制备时用机械混合的方法加入起增韧作用的第二相。主要包括颗粒增韧、纤维增韧和晶片增韧。

1、颗粒增韧

SiCp增韧陶瓷复合基材料属于一种弥散颗粒增强复合材料，这种复合材料各向同性，制备加工方法简单。SiCp增韧机制有残余应力场增韧、微裂纹增韧、裂纹偏转、裂纹分岔、裂纹桥连和裂纹钉扎等^[8]。

SiCp的增韧机理主要是在复合材料内部形成了内晶型结构。内晶型结构纳米复合陶瓷晶粒细化同时产生了次晶界，致使晶界数量大幅度增加，材料的强度和韧性也大幅提高，某些陶瓷甚至还表现出了超韧性^[9]。内晶型结构纳米复合陶瓷材料主要通过以下几个效应使陶瓷材料得以增强：①弥散相引入有效地抑制了基质晶粒生长和减轻了晶粒的异常长大；②弥散相或弥散相周围存在局部应力，这种应力是由基体与弥散相之间热膨胀失配而产生，并在冷却阶段产生了位错，纳米粒子钉扎或进入位错区使基本晶粒内产生潜晶界，使晶粒细化而减弱主晶界的作用；③纳米粒子周围的局部拉伸应力诱发穿晶断裂，并由于硬粒子对裂纹尖端的反射作用而产生韧化；④纳米粒子高温牵制位错运动，使高温力学性能如硬度、强度及抗蠕变性得到改善^[10]。

2、晶须增韧

SiC晶须（SiCw）是一种直径为纳米级至微米级的具有高度取向性的单晶纤维，晶体结构与金刚石相类似，晶体内化学杂质少，无晶粒边界，晶体结构缺陷少，结晶相成分均一，具有高熔点（>2 700℃）、低密度（3.21g/cm³）、高强度（抗拉强度为16GPa）、高弹性模量（弹性模量为440GPa）、低热膨胀率以及耐磨、耐腐蚀、抗高温氧化能力强等特性。作为一种优良的补强增韧剂，碳化硅晶须已经被用于增强多种陶瓷基复合材料。SiCw有α型（六方和菱方结构）和β型（面心立方结构）两种晶型，β型各方面性能优于α型，见下表^[11] 。目前只有β一SiCw实现了工业化规模生产，因此研究和使用的主要是β一SiCw。

晶须增韧陶瓷复合材料主要有两种方法：①加晶须法：即通过晶须分散、晶须与基体混合、成型、再经锻烧制得增韧陶瓷。如：加入到氧化物、碳化物、氮化物等基体中得到增韧陶瓷复合材料，此法目前较为普遍；②原位生长晶须法：将陶瓷基体粉末和晶须生长助剂等直接混合成型，在一定的条件下原位合成晶须，同时制备出含有该晶须的陶瓷复合材料，该种方法尚未成熟，有待进一步探索。目前大部分晶须／陶瓷基复合材料尚处于研究探索中，成为高技术陶瓷材料研究开发的前沿课题。

晶须增韧陶瓷复合材料的机理一般包括：裂纹偏转效应、微裂纹效应、晶须拔出效应、裂纹桥联效应和晶须的加入引起基体相变增韧。

（1）裂纹偏转效应：裂纹偏转增韧是裂纹非平面断裂效应的一种增韧方式。裂纹扩展到达晶须时，被迫沿晶须偏转，这意味着裂纹的前行路径更长，裂纹尖端的应力强度减少，裂纹偏转的角度越大，能量释放率就越低，增韧效果就越好，断裂韧性就提高。

（2）微裂纹效应：微裂纹增韧是较早提出的在多种材料中都存在的一种增韧机理：即在裂纹尖端的应力场和残余应力作用下，晶须成为微裂纹源，而在裂纹前方形成散布的（不连通的）微裂纹区。

（3）晶须拔出效应（如图1）：拔出效应是指当裂纹扩展遇到高强度晶须时，在裂纹尖端附近晶须与基体界面上存在较大的剪切应力，该应力极易造成晶须与界面的分离开裂，晶须可以从基体中拔出，因界面摩擦而消耗外界载荷的能量而达到增韧的目的。同时晶须从基体中拔出会产生微裂纹来吸收更多的能量。

（4）裂纹桥联效应（如图2）：裂纹桥联是一种裂纹尖端尾部效应。即裂纹扩展过程中遇上晶须时，裂纹有可能发生穿晶破坏，也有可能出现互锁现象（Interlocking）即裂纹绕过晶须并形成摩擦桥。研究表明：晶须增强陶瓷材料、微晶A1₂O₃陶瓷中均发现了裂纹桥的存在。

（5）晶须的加入引起基体相变增韧：增韧技术从单一的晶须增韧又发展到多重增韧，宋桂明等^[12]在研究SiCW-ZrO₂（2％Y2O摩尔分数）—A1₂O₃断裂韧性时发现，相变增韧和晶须桥联增韧、裂纹偏转增韧存在相干性，能够产生多重韧化效果，进一步提高陶瓷材料的断裂韧性，比Si3N4和莫来石陶瓷材料的断裂韧性分别提高了4.7和7.0倍。

3、晶片增韧

SiCpl具有增韧效果好、制备工艺简单等优点，目前得到了众多研究者的关注[^13]。顾建成等^[14]采用热压烧结法制备了SiCpl/BAS（BaO—A1₂O₃—SiO₂）玻璃陶瓷复合材料，并对其组织结构和力学性能进行了研究。研究结果表明：当SiCpl体积分数达到30％时，SiCpl—BAS复合材料的抗弯强度和断裂韧性分别从纯基体的100.3MPa和1.49MPa·m^1/2。提高到181.0MPa和3.20MPa·m^1/2。Kaya等^[15,16]对SiCpl/A1₂O₃/Y—TZP陶瓷复合材料进行了研究，并探讨了SiCpl的增韧机理，研究表明：SiCpl的增韧机理为裂纹的桥连，偏转和晶片的拔出，材料的断裂韧性为11.2MPa·m^1/2。Rezaie等^[17]对SiCpl／莫来石复合材料进行了研究，研究表明其断裂韧性可达3.9MPa·m^1/2。Sarrafi—Nou等^[18]研究了SiCpl／A1₂O₃材料的R—曲线，结果表明：裂纹桥连是SiCpl的主要增韧机理。Wei Tao等^[19]对SiCpl／Si₃N4复合材料的微观结构和机械性能进行了研究，结果表明：SiCpl的加入使得材料的维氏硬度、弹性系数、断裂韧性和高温强度  都有很大的提高。

四、纳米材料的强韧化

（一）纳米材料的性质

近年来，纳米技术的研究已引起材料界密切关注。其中纳米技术与信息、环境、能源、生物、空间等高技术相结合形成以纳米技术为主旋律的纳米产业及产业链，成为21世纪新的经济增长点。

纳米材料的特殊性能基于其四个效应，即小尺寸效应、表面与界面效应、量子尺寸效应和宏观量子隧道效应。这四个基本效应赋予了纳米材料许多超常的特性，它的出现将有助于解决陶瓷的强化和增韧问题。具体地说纳米粉体材料具有以下优秀性能：①粒径小、比表面积大和高的化学性能，可显著降低材料的烧结致密化温度，节约能源；②使材料的组成结构  致密化、均匀化，改善陶瓷材料的性能，提高使用的可靠性；③可以从纳米数量级上控制材料的成分和结构，有利于充分发挥陶瓷材料的潜在性能，使纳米材料的组织结构和性能的定向设计成为可能。

（二）纳米添加陶瓷改性

晶粒的超细化导致结构内有序区域范围缩小，界面原子增多，界面积／体积比增大，缺陷密度增大，引起材料性能的变化。研究表明，将纳米A12O3加入粗晶粉体中可提高氧化物陶瓷的致密度和耐热疲劳性；英国把纳米A1₂O₃与ZrO₂进行混合，在实验室已获得高韧性陶瓷材料，烧结温度可降低100℃；日本正在试验用纳米A1₂O₃与亚微米的SiO₂合成莫来石，提高致密度、韧性和热导性，是一种非常好的电子封装材料；法国将纳米SiC（小于20％）掺入粗晶α-SiC粉体中，断裂韧性提高了25％；日本用纳米SiC复合A1₂O₃，材料的强度可达到1GPa以上^[20]。

另外改性后的陶瓷具备有自润滑的性能，自润滑产生的原因不同于石墨、氮化硼、滑石等存在于材料组织的鳞片层状结构。它是在压力作用下，摩擦表面微量分解形成薄薄的气膜，从而使摩擦面之间的阻力减小，摩擦面的光洁度增加，这样越摩擦阻力越小，磨损量也特别小。

五、结语

随着纳米材料制备技术的日趋成熟，陶瓷复合材料的研究正从微米复合向纳米复合发展。复合增韧陶瓷由于具有多种优异的性能，该种复合材料将成为材料领域的一个重要研究方向。

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