氧化锆/镍铬 功能梯度材料的断裂行为研究

氧化锆/镍铬 功能梯度材料的断裂行为研究 ====================
摘要
功能梯度材料作为一种典型的非均匀材料在航空航天领域有着重要的应用价值。由于功能梯度材料具有连续的组分变化形式，因此它克服了传统多层结构层间易破坏的弱点。另外，功能梯度材料还具有可设计性，人们可以根据外部环境的不同来设计功能梯度材料以满足工程实际的要求。功能梯度材料的材料结构梯度变化使其具有许多与均匀材料不同的力学特性，因此对功能梯度材料的断裂行为进行实验研究具有重要的学术意义和工程应用背景。
第一章回顾和评述了功能梯度材料断裂问题的研究现状。主要评述了功能梯度材料断裂问题的理论研究、数值模拟研究以及实验研究现状。
第二章研究了粉末冶金方法制备 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料的制备工艺，并对其工艺参数进行了优化。在相同的工艺条件下，又制备出不同组分比例的 ZrO2-NiCr 均匀复合材料。在此基础上，对功能梯度材料和均匀复合材料的微结构的变化和各种力学性能的变化进行了测量与分析。
第三章研究了 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料的微结构变化对其力学性能变化的影响。通过分析显微照片和断口形貌，发现基体相材料的改变（由金属变化陶瓷）、陶瓷颗粒的团聚体和陶瓷/金属间的弱界面是影响 ZrO2/NiCr 功能梯度材料力学性能变化的主要因素。把考虑弱颗粒/基体界面情况的修正 MoriTanaka 方法引入到陶瓷/金属体系功能梯度材料中，并对其有效弹性模量的梯度变化进行了准确的预报。
第四章研究了 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料的 I 型静态断裂问题，其中裂纹方向平行于材料梯度方向，断裂实验在标准的三点弯曲载荷下进行。采用数字图像相关方法和有限元方法分析了弹性模量梯度和断裂韧性梯度对 I 型裂纹启裂和扩展的影响。从能量释放率角度讨论了功能梯度材料中裂纹扩展的稳定性问题，并分析了弹性模量梯度和断裂韧性梯度的变化方式对 I 型裂纹稳定扩展的影响。分析结果表明，当功能梯度材料的力学性能变化方式为沿裂纹扩展方向弹性模量递减而断裂韧性递增时，该材料性能变化方式可以显著地提高功能梯度材料的裂纹扩展阻力，并使裂纹发生稳定扩展；而当材料性能变化方式相反时，裂纹易发生失稳扩展。
在第五章中，对 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料的 I-II 混合型静态断裂问题进行了实验研究，其中裂纹方向平行于材料梯度方向，断裂实验在非对称三点弯曲载荷条件下进行。应用数字图像相关方法测得了裂纹在启裂时的位移场和应力强度因子。实验结果表明，沿裂纹扩展方向递增的弹性模量会使裂尖产生更大的剪切变形，进而使裂尖的混合度增加， 并最终导致裂纹以较大的偏转角度启裂。实验发现 I-II 混合型裂纹的启裂只与裂纹处材料的断裂韧性有关。在此基础上，根据最大周向应力准则并通过扩展有限元方法对裂纹的扩展路径进行了模拟，分析了弹性模量梯度和断裂韧性梯度对裂纹扩展路径和扩展行为的影响。此外，还分析了材料结构的局部非均匀性和各均匀层间的界面对功能梯度材料的裂纹扩展路径的影响。
关键词：功能梯度材料；断裂韧性；裂纹扩展；数字图像相关方法；有限元
在金属和陶瓷两相层合材料中，两相材料的热失配会在陶瓷/金属界面处形成较为严重的应力集中，进而导致界面的剥离或表面的开裂。如果在金属和陶瓷两相材料间引入组分连续变化的功能梯度层，那么材料内部的热应力就可以得到很大的缓解，进而提高材料抵抗破坏的能力。按照上述思想设计的功能梯度材料具有以下优点：
（1）削弱界面交界处的应力集中和奇异性；
（2）与突变的界面相比，可以通过在成分中引入连续的或逐级变化的梯度来提高不同固体（如金属和陶瓷）之间的界面结合强度；
（3）具有良好的耐热性能，使热应力峰值降至最小；
（4）在给定的热机械载荷下，延缓塑性屈服及失效的发生；
（5）可以通过调整界面力学性能的梯度变化来降低裂纹沿着或穿过界面继续扩展的驱动力。
热应力缓和型功能梯度材料，用于日本 HOPE 卫星的小推力火箭引擎和热遮蔽材料上。功能梯度材料用作太阳能、宇宙射线能、核能、半导体以及其它所有能量转换中的介质材料，从而大幅度地提高了既有的热---电、光---电转换材料的转换效率。
2.2.1 混料工序
按 ZrO2 与 NiCr 的体积分数比为 10:0、 9:1、 8:2、 7:3、 6:4、 5:5、 4:6、3:7、 2:8、 1:9 和 0:10，将陶瓷粉末和金属粉末进行混合，根据两种粉末的密度将体积分数比换算成质量分数比， 在称料时按质量分数比分别称取 ZrO2 粉末和 NiCr 粉末。将称量好的两种粉末放入球磨罐中，加入适量的分析纯乙醇和氧化锆小球，球料比大约为 1:1，在混料机上湿混 4h，转速为 300rpm；然后，将湿混后的混合粉末放入研钵中，在电阻炉（DC-B-23）加温至 300℃，将乙醇蒸发。在烘干过程中，要用玻璃棒不断搅拌混合粉末，以防止粉末发生团聚。
2.2.2 冷压工序
在冷压均匀材料时，首先在混合粉末中加入适量的分析纯乙醇，这样可以增加粉末的流动性，便于成型。然后将混合粉末填入冷压模具中，并在适当的压力下压制。不同组分比的混合粉末的最佳成型压力各有不 同，压力范围在 18MPa 至 120MPa，压力选择原则为：金属含量高的混合粉末的最佳成型压力较高；陶瓷含量高的混合粉末的最佳成型压力较低。
在冷压功能梯度材料试件时，将不同组分比的混合粉末以层层堆垛的方式放入冷压模具中，并在最佳成型压力下压制成素坯。经过多次实验，最佳的成型压力为~30MPa。在层层堆垛过程中，为了保持不同组分比粉末层的表面平整，可先用刮板刮平已铺好的粉末层并用手工方式压实该层，然后再铺放下一组分比的粉末层。
热压工艺为：在 700℃ 时 保 温 0.5h ， 使 分 析 纯 乙 醇 蒸 发 ； 然 后 ， 以10℃/min 的升温速度升温至 1300℃，在温度升至 900℃时开始加压，加压速度为 0.1MPa/min，约在 1200℃时压力加至 5MPa；温度升至 1300℃，保温1.5h，保持压力 5MPa。在烧结过程结束后，烧结炉内的温度开始下降。在温度从 1300℃下降至 1000℃期间，降温速度为 10℃/min。在温度从 1000℃下降至 800℃期间，降温速度要适当调低。这是由于在 1000℃至 800℃间 ZrO2 要发生相变，并产生相变应力。如果降温速度过快，试件内的相变应力不能得到及时缓解，会导致试件开裂。多次烧结实验结果证明： 5℃/min 的降温速度可 以有效地缓解相变应力，使材料在降温过程中不发生开裂。当温度降至 800℃后，卸掉热压机的压力，降温速度调整为随炉冷却。在烧结过程中，不断地抽真空，保持炉内的高真空度，防止试件氧化。
2.7 本章小结
本章主要介绍了粉末冶金法制备 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料的具体过程和工序，并对材料制备工艺进行了优化设计， 总结了关键技术问题。在制备功能梯度材料时应注意一下几点：

1. 在冷压过程中，对于金属含量高的混合粉末可以使用较高的成型压力，而在压制陶瓷含量高的混合粉末时，应适当降低成型压力。
2. 热压烧结功能梯度材料时，素坯的陶瓷层应与模具的下垫片接触，素坯的金属层与模具的压头接触。
3. 烧结功能梯度材料和陶瓷含量高的均匀材料时，压力应缓慢施加，压力施加过快会使试件开裂。
4. 在 ZrO2 相变温度区内，要适当降低降温速度，使其相变应力得到充分缓解。
   采用上述工艺又制备了 11 种材料组分比的 ZrO2-NiCr 均匀材料，并通过实验对功能梯度材料和均匀材料的显微结构、 致密度、维氏硬度、弯曲强度、弹性模量和断裂韧性进行了分析与测试。
   3.5 本章小结
   本章通过实验研究了 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料的微结构对其宏观力学性能的影响，测试了功能梯度材料试件和不同组分比均匀复合材料试件的力学性能，并对功能梯度材料的微结构和不同组分比均匀复合材料的断口形貌进行了观测。实验结果显示，材料微结构的变化会引起材料力学性能的变化。主要表现为以下几个方面：
5. 在富金属侧，陶瓷颗粒以夹杂相的形式分布在金属基体中；随着陶瓷含量的增加，逐渐出现了陶瓷颗粒的团聚并最终形成网状结构；与此同时，金属相的网状结构渐渐消失，直至金属相以夹杂相的形式分布于陶瓷基体中。
6. 随着陶瓷含量的增加，材料的硬度增加，而延性降低，这可归因于基体相的改变。随着陶瓷含量的增加，基体相由金属转变为陶瓷，陶瓷基体不仅可以为材料提供较硬的框架，而且会抑制金属的塑性变形。
7. 弯曲强度和弹性模量的变化规律都呈"V"形。当陶瓷体积分数从 0%增至40%时，弯曲强度和弹性模量都随之降低，而当陶瓷体积分数从 50%增至100%时，弯曲强度和弹性模量均逐渐增加。这种变化规律主要是由于陶瓷/金属间存在较弱的界面。通过断口照片可以观察到由界面脱黏造成的陶瓷/金属间的空洞、脱黏的金属颗粒和其在陶瓷基体上留下的痕迹。
8. 随着陶瓷含量的增加，断裂韧性逐渐降低。其主要原因是基体相由韧性的金属材料转变成脆性的陶瓷材料。另一方面，陶瓷/金属间弱界面的脱黏会对材料产生一定的增韧效果。
9. 当陶瓷含量较低时，陶瓷颗粒的团聚体会使材料的延性、弯曲强度和断裂韧性进一步降低。而在 ZrO2/NiCr 功能梯度材料中， FF 试件和 NF 试件的相对密度都大于 94.9%，空隙率没有对力学性能的变化产生较大的影响。
10. 通过修正 Mori-Tanaka 方法预报了 HF 试件中弹性模量的变化规律，其理论结果与实验结果吻合的很好。这说明修正 Mori-Tanaka 方法可以有效地对陶瓷/金属体系功能梯度材料的弹性模量变化规律进行预报。
11. 通过该方法进一步分析了弱界面性能和颗粒尺寸对材料弹性模量的影响。理论分析结果显示，当颗粒含量较少时，弱界面和颗粒尺寸不会对材料的弹性模量产生较大的影响。而当颗粒含量较高时，提高界面性能和增加颗粒尺寸都会使弹性模量显著地增加。
    4.6 本章小结
    通过实验研究了材料梯度对功能梯度材料 I 型准静态断裂行为的影响。本文制备出两组 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料断裂试件： (1) HF-A 试件，裂纹位于 70%ZrO2 层内，沿着裂纹扩展方向材料的弹性模量逐渐减小，而断裂韧性逐渐增加； (2) HF-B 试件，裂尖位于 70%ZrO2 层内，沿着裂纹扩展方向材料的弹性模量逐渐增加，而断裂韧性逐渐减小。 这里，裂纹的方向平行于材料的梯度方向。另外，用 70%ZrO2 均匀材料（NF-C）作对比试验。每组试件在三点弯曲载荷作用下进行准静态断裂实验。在实验中使用数字图像相关方法对裂纹启裂前的位移场和应力强度因子进行了测量，通过有限元方法对功能梯度材料 I 型断裂行为进行了分析，并从能量释放率角度讨论了功能梯度材料中 I 型裂纹扩展的稳定性问题。 根据实验结果和有限元模拟结果，可以得出材料梯度对功能梯度材料的 I 型准静态断裂行为的影响主要表现为以下几点：
12. 在裂尖弹性模量相同的情况下（裂纹位于同一组分层中），沿裂纹扩展方向递减的弹性模量可以使裂尖区域产生较大的变形梯度，而沿裂纹扩展方向递增的弹性模量可以使裂尖区域产生较小的变形梯度。
13. 在功能梯度材料中，裂尖处材料的断裂韧性是影响裂纹启裂与裂纹扩展的主要因素。
14. I 型裂纹在 HF-A 试件中的扩展方式为，裂纹在经过一段快速扩展后发展成缓慢的稳定扩展，而在 HF-B 试件中的扩展方式为失稳扩展。这是由于断裂韧性沿裂纹扩展方向的梯度变化不同造成的。
15. 有利于 I 型裂纹发生稳定扩展的功能梯度材料的材料性能变化方式是沿裂纹扩展方向弹性模量递减且断裂韧性递增，这种材料性能变化方式可以显著地提高功能梯度材料的裂纹扩展阻力。而当功能梯度材料的材料性能变化方式为沿裂纹扩展方向弹性模量递增且断裂韧性递减时，这种材料性能变化方式会明显地降低功能梯度材料的裂纹扩展阻力。在这种情况下的 I型裂纹易发生失稳扩展。
    5.6 本章小结
    通过实验研究了材料梯度对功能梯度材料混合型准静态断裂行为的影响。制备出两组 ZrO2/NiCr 体系功能梯度材料断裂试件： (1) DHF-A 试件，裂纹位于 100%ZrO2 层内，沿裂纹扩展方向材料的弹性模量递减且断裂韧性递增； (2)DHF-B 试件，裂尖位于 60%ZrO2 层内，沿裂纹扩展方向材料的弹性模量递增且断裂韧性递减。其中裂纹的方向平行于材料的梯度方向。另外，用 NF-5 试件（DNF-C）做对比实验。每组试件在非对称三点弯曲载荷作用下进行准静态断裂实验。为突出材料梯度对混合型断裂行为的影响，实验排除了试件的几何尺寸和载荷情况的影响，即每组试件的几何尺寸和载荷情况均保持一致。在实验中使用数字图像相关方法对裂纹启裂前的位移场和应力强度因子进行了测量，并通过扩展有限元方法对功能梯度材料混合型裂纹的扩展路径进行了模拟。 根据实验结果和有限元分析结果，可以得出材料梯度对功能梯度材料的 I-II 混合型准静态断裂的影响主要表现为：
16. 在载荷情况和试件几何条件一致的情况下， DHF-A 试件的裂纹开裂角度小于 DHF-B 试件的裂纹开裂角度。
17. 在裂纹启裂前， DHF-B 的 KI 和 KII 始终大于 DHF-A 的 KI 和 KII，这表明材料的弹性梯度对 DHF-A 的 I-II 混合型静态裂纹有保护作用。
18. 在裂纹启裂前， DHF-B 的混合度始终大于 DHF-A 的混合度，这说明沿裂纹扩展方向递增的弹性模量会提高裂尖的混合度，而沿裂纹扩展方向递减的弹性模量会降低裂尖的混合度。
19. 沿裂纹扩展方向递增的断裂韧性会使裂纹在梯度层中发生稳定扩展，而沿裂纹扩展方向递减的断裂韧性会使裂纹在梯度层中发生失稳扩展。
20. 弹性模量的梯度变化和断裂韧性的梯度变化是影响功能梯度材料的混合型裂纹启裂和扩展的重要因素。
21. 数字图像相关方法的结果和扩展有限元方法的结果证明最大周向应力准则可以有效地用于研究功能梯度材料混合型断裂问题。
22. 微结构的局部非均匀性会使裂纹在扩展中发生扰动，但这些扰动不会影响裂纹的整体扩展路径。各组分层间界面对裂纹的扩展路径影响不大，这是因为各组分层间界面的结合强度较高。