Керамика, Гончарное ремесло
Мониторинг микроструктурных и прочностных свойств керамики.

Мониторинг микроструктурных и прочностных свойств керамики.

Проблема проектирования новых керамических материалов с наперед заданными свойствами и оптимизации технологии изготовления существующих, выдвигает на первый план создание мониторинга свойств керамик. Эта задача включает: 1) наблюдение и моделирование процессов, определяющих формирование (при спекании) и потерю (при разрушении) прочности материала; 2) оценку изменения микроструктурных и прочностных характеристик; 3) прогнозирование свойств готового изделия в зависимости от основных структурных параметров и технологических особенностей процесса изготовления. Развиваемый в последние годы подход, основанный на методе вычислительного эксперимента и охватывающий широкий класс материалов, позволяет перейти к осуществлению мониторинга свойств керамики с учетом существующих структурных превращений и механизмов разрушения. Решение этой задачи особенно актуально для хрупких материалов типа керамик, плохо, в отличие, например, от металлов, поддающихся корректировке физико-механических свойств после изготовления. Указанный подход позволяет объяснить противоречивые экспериментальные данные. Например, почему в керамике Al2O3 при комнатной температуре вязкость границы зерна » 2Дж/м2 , вязкость, связанная с плоскостями трансзеренного разрушения » 8Дж/м2 , а вязкость макроразрушения поликристаллической керамики » 20-50 Дж/м2.

Цель работы: выделить ряд ключевых параметров для оценки и предсказания микроструктурных и прочностных свойств керамических материалов, обладающих анизотропией коэффициента теплового расширения (КТР) зерен, с учетом процессов, происходящих при изготовлении и разрушении материала. В качестве примера рассматривается керамика Al2O3, спеченная методом горячего прессования, для которой проводится исследование некоторых прочностных характеристик.

Проблема мониторинга свойств хрупких материалов чрезвычайно сложна и многогранна. Поэтому необходимо введение упрощающих допущений для реализации предложенной схемы исследования:
    - считаем, что хотя материал и содержит поры, всегда существующие в тройных точках даже в сверхплотных материалах, однако доля пористости пренебрежимо мала по сравнению с зернистой фазой и должна учитываться только на стадии рекристаллизации пресспорошка;
    - рассматриваем керамику, полученную методом горячего прессования, подразумевающего, что при установлении максимального давления и линейном характере изменения температуры возникает аномальный рост зерен, обусловленный примесями, вытесняемыми в процессе первичной рекристаллизации на межзеренные границы, и текстурой материала;
    - вследствие необходимости понимания процессов разрушения в данном материале для решения проблемы мониторинга, а следовательно оптимизации микроструктуры, исследуем образование и разрушение зерен-мостиков за фронтом трещины - наиболее эффективный механизм сопротивления разрушению керамики Al2O3, определяемый анизотропией КТР;
    - в качестве основных параметров, по которым производятся расчеты микроструктурных и прочностных характеристик, выбираем следующие: параметр торможения (стагнации) роста зерен, , определяемый объемной долей fv и средним радиусом r частиц второй фазы; длину пролета мостика d, полагаемую равной характерному размеру зерна в структуре керамики (D).
        Решение задачи предусматривает последовательное моделирование при спекании, остывании, и разрушении керамики следующих явлений:
1) распространения теплового фронта в заготовке образца;
2) рекристаллизации пресспорошка;
3) вторичной рекристаллизации или аномального роста зерен при существовании процессов стагнации;
4) растрескивания межзеренных границ при остывании;
5) процессов мостикообразования за фронтом трещины, изменяющих присущие прочностные характеристики керамики.

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ПРИ СПЕКАНИИ И ОСТЫВАНИИ

 Моделирование теплового фронта в порошковом компакте и рекристаллизация пресспорошка в области спекания уже были достаточно подробно рассмотрены при исследовании родственных материалов, опираясь на теорию спекания пористых гетерогенных систем, с учетом молекулярной и лучистой составляющих теплопереноса. В данной статье лишь отметим, что задача решалась конечно-разностным методом. Для этого рассматриваемый прямоугольный образец моделировался в виде двухмерной квадратной сетки, содержащей 2000 ячеек с характерным размером d , каждой из которых соответствовала частица порошка. Ячейки с одинаковыми номерами образовывали соответствующее зерно. Более подробно остановимся на модели аномального роста зерен, обусловленного условиями спекания (давлением и температурой, а также наличием примесных добавок (например, MgO) в пресспорошке. Ранее для различных керамических материалов была использована динамическая модель Вагнера - Слезова - Хиллерта. При этом не учитывалось влияние текстуры на аномальный рост зерен, который контролировался критическим радиусом зерна и параметром торможения, зависящим от объемной доли и радиуса частиц второй фазы.
        Однако, как показывают эксперименты, первичная рекристаллизация практически всегда вызывает возникновение текстуры. Поэтому далее при моделировании вторичной рекристаллизации будем учитывать зависимость энергии межзеренной границы и ее подвижности от разориентации зерен с помощью введения соответствующей текстурной компоненты для каждого из зерен. Для простоты ограничимся привлечением только двух текстурных компонент (A и B), что оказывается достаточным при описании значительного числа экспериментальных примеров. Процесс массопереноса между кристаллитами основывается на следующих допущениях:

   1. скорость миграции границы между двумя зернами i и j определяется в виде:

      , где pij - движущая сила, mij, g ij - подвижность и энергия границы между зернами i, j; (1/Ri - 1/Rj) - средняя кривизна этой границы зерна, Mij=2mijg ij - параметр диффузии при росте зерен;
   2. все зерна одного размера и ориентации обладают одинаковой скоростью роста (условие однородности);
   3. зерна, окружающие данное зерно, могут иметь произвольные размер и ориентацию в пространстве.

Тогда скорость роста зерен размерного класса i с текстурной компонентой А (или В) при отсутствии сдерживания имеет вид:

                                              (2.1)

здесь и - соответственно, интегральные параметры диффузии и критический радиус, контролирующий рост зерен компоненты A (или В). Причем значение разделяет все размеры зерен компоненты A (или В) на те, которые растут и те, которые уменьшаются, при этом определяет скорость этих процессов:

 ;

 ;                      (2.2)

 где МНК (Н, К = А или В) - параметр диффузии для границы между зернами ориентационных классов Н и К. Доля зерен размерного класса i c ориентацией А (или В) определяется соотношениями:

 ; ;                (2.3)

 где NS и NG - общее число размерных классов и зерен, соответственно; - число зерен размерного класса i с ориентацией А (или В); и - средние радиусы зерен, соответственно, во всей системе и с ориентацией А (или В):

 

                                  (2.4)

 здесь s и s А(В) - стандартные отклонения в соответствующих распределениях зерен. Принадлежность рассматриваемого зерна к определенному размерному классу определяется числом элементарных ячеек, составляющих это зерно. Условие аномального роста в i - том размерном классе зерен с ориентацией А (или В) в пространстве (R, t) c учетом представления (2.1) определяется в виде:

 

где - параметр торможения роста зерен. По существу он обусловливается температурным режимом спекания керамики, а также размером и распределением примесной фазы в пресспорошковом компакте. Предполагается, что параметр торможения не зависит от ориентации зерен и при вычислении определяется, как и раньше. Этот параметр вместе с критическими радиусами текстурных компонент А и В управляет аномальным ростом зерен, что позволяет выразить микроструктурные и прочностные параметры в зависимости от характеристик второстепенных фаз.
        Размерные параметры, необходимые для вычислений находятся в процессе моделирования первичной рекристаллизации. Ориентации А и В распределялись между зернами с помощью обычной процедуры метода Монте-Карло и не менялись в процессе роста зерен. Кроме того, предполагалось отсутствие массопереноса между зернами различных ориентаций. В качестве примера были рассмотрены следующие параметры диффузии для ориентационных классов: MAB = MBA = 2MAA = 2MBB. Такой достаточно произвольный выбор объясняется отсутствием подходящих экспериментальных данных для керамики Al2O3. Массоперенос между зернами моделировался в соответствии с механизмом роста кристаллитов на не сингулярных поверхностях.
        Вычислительный алгоритм для аномального роста зерен включает следующие стадии:

   1. распределение ориентаций Н (где Н = А или В) между зернами, сформировавшимися в процессе первичной рекристаллизации,
   2. определение всех соседей для каждого зерна обоих ориентационных классов,
   3. определение пары соседних зерен в каждом ориентационном классе (iH, jH) с ,
   4. рост большего из зерен в каждом размерном классе (iH, jH) за счет меньшего,
   5. проверка условий: , где iH = 1…NS,
   6. окончание роста зерен в соответствующем классе Н при выполнении условия (5) или соответствующее изменение параметров в соотношениях (2.2) - (2.4), с последующим повторением пп. (2)-(6). Фрагмент микроструктуры до и после аномального роста зерен приведен на Рис. 2 (а), (б).

Затем моделировалось растрескивание межзеренных границ при остывании керамики. Известно [17-20], что в керамиках некубической симметрией (например, Al2O3) микрорастрескивание при остывании в значительной мере определяется анизотропией термического расширения зерен, а анизотропия упругих свойств создает эффекты второго порядка [20]. Тогда критический размер растресканной границы, , может быть найден из соотношения:

                                                      (2.5)

где ggb - энергия разрушения границы зерна, Е - модуль Юнга, e = Da DT - температурная деформация на межзеренной границе, Da = (amax - amin)/2 - полуразность КТР зерен, DT - приращение температуры при остывании. Критерий образования микротрещины на границе l учитывает разориентацию соседних зерен: , где Qi (i=1, 2) - угол между осью максимального сжатия в зерне i и плоскостью межзеренной границы. При вычислении использовалась процедура метода Монте-Карло. Вычислительный алгоритм формирования зернограничных микротрещин при остывании также представлен в.

УПРОЧНЕНИЕ КЕРАМИКИ ПРИ РАСПРОСТРАНЕНИИ МАКРОТРЕЩИНЫ

        При развитии макротрещины в хрупких материалах возникают процессы, обусловленные структурными свойствами самого материала, которые способствуют его упрочнению. Эффекты микрорастрескивания, ветвления макротрещины, мостикообразования за ее фронтом и т. д., оказывают значительное и, вместе с тем, неоднозначное влияние на изменение прочностных характеристик и сопротивление разрушению. Существенная корректировка действия того или иного механизма упрочнения может произойти при учете их совместного влияния. Доминирование одного из процессов определяется распределением микротрещин, а их плотность обусловливает величину упрочнения. Эффект экранирования оценивали на основе модели развития макротрещины под действием монотонно увеличивающейся нагрузки. Уменьшение коэффициента интенсивности напряжений (КИН) при вершине трещины, взаимодействующей с изотропно-ориентированным массивом микротрещин, по сравнению с кажущим определяется в виде:

где изменение упругих модулей при наличии микротрещин задается соотношениями:

индекс m соответствует параметрам растресканного материала; bm - плотность микротрещин с характерным размером am.
        Влияние коалесценции, приводящей к уменьшению сопротивления росту трещины, оценивали с помощью модели слияния полубесконечной трещины (с вершиной x = 0) с коллинеарной микротрещиной (с вершинами x = a, x = b, a < b). Последняя эквивалентна массиву микротрещин, распределенных в слое толщиной h = N-1/3, измеряемой по нормали к плоскости разрушения (N - среднее число микротрещин в единичном объеме). При этом a/b = 1-A, где - доля площади микротрещин на плоскости разрушения, а - средняя площадь растрескивания, спроектированная на плоскость разрушения. Тогда для условия квазистатического роста трещины имеем:

 

 где Kc - КИН, определяющий коалесценцию трещин; K0 - присущая трещиностойкость керамики без микротрещин; C=K(k)/E(k); K(k), E(k) - соответственно, эллиптические интегралы 1-го и 2-го рода; k = (1 - a/b)1/2.
        Кроме того, оценивали общий эффект микрорастрескивания, обусловленного анизотропией КТР, при остывании образца и в окрестности развивающейся трещины. Как известно [24], спонтанное микрорастрескивание приводит к уменьшению вязкости образца, в то же время, предполагается, что микротрещины в зоне процесса вызывают ее увеличение. Изменение трещиностойкости вследствие существования противоположных тенденций определяли в приближении стационарной макротрещины:

 
здесь - соответственно, трещиностойкость керамики при наличии и отсутствии микротрещин; ct,, cҐ - доля растресканных межзеренных границ в зоне процесса микрорастрескивания и в спеченной керамике. Определение траектории развивающейся макротрещины и сопровождающего микрорастрескивания проводили с помощью моделирования на графах, развитого ранее. Тогда численный алгоритм формирования микротрещин в зоне процесса включает на каждом этапе развития трещины нахождение размера зоны процесса, участков межзеренной границы, располагающихся в ней, углов разориентации соседних зерен и удовлетворение условию растрескивания.
        Другим механизмом упрочнения является ветвление макротрещины. При этом анизотропия КТР снова является определяющим фактором в поведении материалов с некубической симметрией по сравнению с упругой анизотропией. В отличие от коалесценции микротрещин, уменьшающей энергию разрушения, ветвление трещины приводит к обратному эффекту. Это обусловливается фрактальной геометрией нерегулярности фронта трещины. В зависимости от силовых и геометрических условий последняя часто возникает при хрупком разрушении и высоких скоростях вершины трещины.В процессе нагружения материала,зона микрорастрескивания (шириной 2hm ), окружающая вершину трещины, формирует зону процесса шириной 2p (p < hm ), где происходит коалесценция с микротрещинами и ветвление развивающейся макротрещины.Тогда кажущая энергия разрушения может быть определена в виде:

ggb /g0 = {1 - (p /2)[b m/(3-p b m)]}-1{ [2cos(j /2)][log2/log(2cos(j /2))-1] -           (2p/am)b m/(1-p b m/2)1/2}                                                               (4.1)

где ggb , g0 - энергия разрушения границы при наличии и отсутствии ветвления макротрещины; j - угол ветвления. Отметим, что представление (4.1) включает теоретически возможный предельный случай отсутствия микрорастрескивания (bm=0), возникающий на практике при создании мелкозернистой структуры, благодаря соответствующему подбору технологии изготовления керамики:

 ggb /g0 = [2cos(j /2)][log2/log(2cos(j /2))-1]

Кроме того, может быть оценено изменение трещиностойкости при наличии ветвления:

 Kc / K0 = (ggb /g0)1/2

где Kc - КИН, обусловленный ветвлением трещины; K0 - трещиностойкость керамики без учета ветвления.
        Наконец, рассмотрим наиболее эффективный механизм упрочнения керамик, обладающих анизотропией КТР зерен: мостикообразование за фронтом трещины, включающий расцепление зерен и их выталкивание берегами трещины. В данном случае анизотропия КТР создает области сжатия вокруг зерен, играющих роль мостиков. Такие материалы не разрушаются спонтанно, демонстрируя увеличение сопротивления разрушению при распространении трещины (поведение R - или T -кривой), которая может устойчиво расти на заметные расстояния порядка 100 и более диаметров зерен до возникновения основных разрушений. При этом зерна, сковывающие развитие трещины,способны сохраняться целыми, несмотря на достаточно высокие уровни интенсивности напряжений.
        Изменение вязкости в зависимости от длины трещины c (T - кривую) исследовали в случае межзеренного разрушения с учетом допущения об унимодальности и однородности структуры керамики, построения решения в приближении "слабого экранирования" и использования концепции "геометрического подобия":

 T(c) = T0 - y s R c1/2 ;                        c Ј d

 T(c) = T0 - y s R c1/2 { 1 - (2pD / 3s R)(c/c* )1/4(1 - d2/c2)3/4} ;            d Ј c Ј c°

 T(c) = T0 - y s R c1/2 { 1 - (1 - d2/c2)1/2 + (c° /c)1/2 (1 - d2/c° 2)1/2 [1 - (2pD / 3s R) (c° /c* )1/4(1 - d2/c° 2)1/4] } + y pM c1/2{ (1 - d2/c2)1/2-(c° /c)1/2 (1 - d2/c° 2)1/2}{ 1 - 0.5 [(c/c* )1/2 r5(1 - d2/c2)1/2 + (c° /c* )1/2(1 - d2/c° 2)1/2]};             c° Ј c Ј c*

 T(c) = T0 + 0.5 y pM c* 1/2 ;                                c і c*

 Где pD = 2(ОLmsREm)1/2 - сдвиговые напряжения, возникающие при расцеплении зерен; c° - размер трещины, соответствующий пересечению областей расцепления и выталкивания из матрицы зерен, сковывающих трещину. Величина c° находится из уравнения:

 c° 2 - c* (pD / 2pM)4 ((1 + 4pM(pM + s R) / pD2)1/2 - 1)4c° - d2 = 0

Cуществуют два параметра Т -кривой, которые необходимо максимизировать для достижения требуемой терпимости керамики к росту трещины. Это величины: TҐ /T0 и c* /d, где TҐ = T0 + 0.5y pM c* 1/2 - вязкость в устойчивом состоянии роста трещины; T0 = (2g0 Em)1/2 - присущая вязкость СК; c* = (ОLEmd/(2yT0))2 - размер трещины, при котором начинают разрушаться наиболее удаленные от вершины связи; d - пролет мостика, равный характерному размеру зерна в структуре керамики; pM = 2ОLmsR - напряжения вследствие трения скольжения; y - параметр, зависящий от геометрии зерен; g0 = gS - ggb(1 - fm)/2 - удельная поверхностная энергия; gS - поверхностная энергия при транскристаллитном разрушении; ggb - энергия разрушения границы зерна; fm - суммарная доля растресканных граней при остывании керамики и в зоне процесса микрорастрескивания; ОL - деформация при разрушении связей; m - коэффициент трения скольжения
        Далее, из рассмотрения условия неограниченного разрушения керамики под действием нагрузки P при индентировании пирамидой Виккерса, можно оценить прочность материала sm(P) в отсутствие кинетических эффектов.Тогда зависимость приложенного растягивающего напряжения sa(c) от длины трещины c определяли с помощью величины вязкости T в виде: где c - коэффициент интенсивности остаточных упруго - пластических контактных деформаций. В общем случае, s a(c) имеет два максимума, разделяемые значением c = d. Первый, при c < d определяется внутренними напряжениями в области контакта, а второй, при c > d - микроструктурными эффектами взаимодействия. Соответствующие высоты двух барьеров обусловливаются внешней нагрузкой P. Преодолев первый барьер, (при c < d), трещина становится неустойчивой. Однако она развивается спонтанно до полного разрушения в случае, если второй барьер (при c > d) оказывается ниже первого. Иначе макроразрушение возможно только, если нагрузка достаточна для преодоления трещиной второго барьера. Отсюда прочность керамики, s m, определяется большим из двух максимумов.

При проведении вычислительных экспериментов использовали следующие экспериментальные данные: n =0.20; E=393 ГПа; H=19.1 ГПа; D a =5.7*10-7K-1; D T=1800 K; y =1.24; c =4.0* 10-3(E/H)1/2; g S » 2ggb =6Дж/м2; ОL =0.1; m =1.8; sR=100 МПа. По формуле (2.5) определялась величина . Далее выбирали: и оценивали влияние параметра сдерживания роста зерен IR на различные прочностные параметры. Численные результаты были найдены для значений: и 2.0 (где - размер зерна до начала роста зерен) и представлены на Рис.3-7. Для получения статистически достоверных результатов использовали стереологический подход. В качестве стереологической характеристики, используемой для определения необходимого числа реализаций статистического процесса рассматривали средний радиус зерна. Отметим, что текстура керамики оказывает влияние на процессы разрушения, однако в данном исследовании ограничились учетом текстурных компонент только на стадии аномального роста зерен.
        Как показывают численные результаты, более низкие значения параметра сдерживания роста зерен обусловливают большие размеры зерен, что приводит к увеличению растрескивания межзеренных границ при остывании керамики. Экранирование трещины распределенными микротрещинами по величине близко противоположному эффекту уменьшения сопротивления разрушению вследствие процессов коалесценции трещин. Учет противоположных тенденций, вызванных микрорастрескиванием дает оценки упрочнения керамики, качественно совпадающие с известными экспериментальными данными. При возрастании угла ветвления увеличивается энергия разрушения и трещиностойкость керамики. Однако численные результаты приводят к выводу, что положительный эффект ветвления трещины может быть значительно уменьшен и даже сведен к нулю при увеличении доли микрорастрескивания в зоне процесса выше некоторого критического значения, определяющего возникновение коалесценции микротрещин. Такое увеличение микрорастрескивания, в первую очередь, определяется соответствующим увеличением размера зерна. Данный эффект приводит к тому, что энергия разрушения (трещиностойкость) в Al2O3 сначала увеличивается, затем проходит через максимум и, наконец, уменьшается с увеличением размера зерна. Это поведение энергии разрушения (трещиностойкости) согласуется как с экспериментальными наблюдениями, так и с выполненным ранее моделированнием эффектов микрорастрескивания в различных керамиках. Таким образом, увеличение ветвления, обусловленное ростом размера зерна, в случае мелкозернистой структуры будет увеличивать энергию разрушения (трещиностойкость). С другой стороны, уменьшение ветвления и увеличение процессов разрушения, вызванных коалесценцией микротрещин, ранее сформировавшихся на границах более крупных зерен, будет уменьшать энергию разрушения (трещиностойкость) в случае крупнозернистой керамики Al2O3.
        Исследования эффектов мостикообразования за фронтом развивающейся трещины показывают неоднозначность зависимости вязкости T и приложенного напряжения s a от размера зерна (см. Рис. 4, 5). Это объясняется дополнительным влиянием микротрещин, расположенных на межзеренных границах. Далее, в области c < d увеличение значения d будет приводить к соответствующему понижению левой части кривой T(c) и при некоторой величине параметра d, T(c) пересечет ось c до выполнения условия c = d. Тогда предварительно существующие микротрещины, и внутренние напряжения, сформировавшиеся в процессе изготовления керамики, будут вызывать неустойчивое развитие макротрещины вне зависимости от приложенной нагрузки. В этом случае спонтанное микрорастрескивание превалирует над эффектами упрочнения, обусловленными образованием мостиков за фронтом трещины и определяет прочность керамики. Критическое значение d находится из условия: T=0 при c=d. То есть, при размерах зерен - мостиков положительное влияние процесса мостикообразования перекрывается эффектами "вредного" микрорастрескивания.
        Другое условие для определения критического значения d может быть найдено из соотношения (2.5). Предполагая, что размеры зерен и граней в одном зерне подчиняются нормальному распределению, получим: (где - критический размер зерна при спонтанном растрескивании).Тогда для пролета мостика d, совпадающего с характерным размером зерна, имеем: d < 48 ggb / (Ee2).
        Выбор условия для параметра d, как и назначение зерен-мостиков в микроструктуре керамики должны осуществляться на основе экспериментальных исследований. Например, рассмотрение в качестве таких мостиков 10% наибольших зерен, в соответствии с данными, уже привело к приемлемым результатам при моделировании процессов разрушения в сверхпроводящей керамике из иттрий - бариевого купрата YBa2Cu3O7-x, также обладающей анизотропией КТР зерен. Далее, отметим, что область расцепления зерен (d Ј c Ј с° ) очень мала (c° / d Ј 1.01) и практически не определима на Рис.4. Таким образом, с учетом важности действия внутренних термических напряжений основной вклад в увеличение сопротивления разрушению вносит процесс выталкивания зерен берегами растущей трещины. Это подтверждается теоретическим анализом и численными результатами.
        Значения параметров, характеризующих терпимость керамики к развивающейся трещине TҐ / T0 и c* / d, увеличиваются с ростом размера зерна, что соответствует экспериментальным наблюдениям. На Рис.7, где даны зависимости прочности s m от приложенной нагрузки P для двух случаев размера зерна: и 2.0, кроме того, представлены предельные случаи: 1) отсутствия зерен-мостиков при существовании внутренних напряжений (pD = pM = 0, d = Ґ , s № 0) и
2) исключения из рассмотрения как напряженного состояния, вызванного сцеплением зерен, так и остаточных напряжений (pD = pM = s R = 0, d = Ґ ). Эти кривые (1', 2' и 1", 2"), соответственно представляют прочность керамики при наличии растягивающих напряжений в матрице, но отсутствии притяжения берегов трещины, обусловленного мостикообразованием, и прочность материала без учета эффекта мостикообразования и внутренних напряжений. Наконец, предлагаемый подход позволяет оценить зависимость прочности от вязкости межзеренной границы (T0), уровня внутренних напряжений (s R) и коэффициента трения скольжения (m ) при выталкивании зерен. Эти эффекты также могут использоваться при создании материалов с проектируемыми прочностными характеристиками.
        Кратко остановимся на обоснованности предложенных модельных представлений. Отметим, что все рассмотренные процессы и соответствующие вычислительные модели опираются на вполне определенные экспериментально-теоретические данные, в том числе, и других авторов. В каждом случае численные результаты, по крайней мере, качественно, подтверждаются имеющимися литературными данными. Однако модели, естественно, ограничены недостатком или неоднозначностью используемых параметров, а также необходимостью выбора ключевых характеристик из всего многообразия существующих. Тем не менее, полученное согласие результатов позволяет говорить о достоверности и перспективности предложенного вычислительного подхода.

ВЫВОДЫ

        В данной теме реализована схема мониторинга микроструктурных и прочностных свойств хрупких материалов, обладающих анизотропией КТР зерен, на примере керамики Al2O3, спеченной методом горячего прессования. Представленное исследование оценивает эффекты, обусловленные спонтанным микрорастрескиванием при остывании и в окрестности макротрещины, взаимодействием макро- и микротрещин, ветвлением трещины и формированием мостиков за ее фронтом, которые повышают или понижают присущие прочностные свойства керамики. Последний из перечисленных механизмов упрочнения вносит основной вклад в изменение вязкости и прочности керамик с некубической симметрией. Изученные совместные эффекты (ветвление трещины и микрорастрескивание, формирование мостиков и микрорастрескивание) дают возможность в зависимости от структурных параметров предсказать переходы от повышения трещиностойкости материала к ее понижению, и наоборот.
        В качестве параметров, на основе которых предлагается производить расчеты и оптимизацию микроструктурных и прочностных свойств некубической керамики, получаемой методом горячего прессования, выбраны: параметр торможения роста зерен (IR) и длина пролета мостика (d). Первый определяется всей историей изготовления керамики и ее композицией (т.е. температурными режимами, примесными добавками в пресспорошках и т.д.). Второй является ключевым параметром механизма формирования и разрушения мостиков-зерен за фронтом макротрещины, обусловливающим переход от эффектов упрочнения к уменьшению сопротивления разрушению материала. Однако выбор данных параметров вовсе не отвергает, а, наоборот, предполагает использование в расчетах других характеристик, в
частности: вязкости межзеренных границ (T0), внутренних напряжений (sR) и коэффициента трения скольжения при выталкивании зерен берегами растущей трещины (m ). Таким образом, проектирование оптимальной микроструктуры керамики связано с введением зерен-мостиков на пути вероятного развития макротрещины при соответствующем подавлении "вредного" микрорастрескивания в этой зоне. Последнее определяется эффектами роста зерен, т.е. может регулироваться примесными фазами, вытесняемыми в процессе спекания на межзеренные границы. В результате возможно предсказание свойств спеченной керамики уже на ранних стадиях изготовления, в зависимости, например, от технологии спекания, температурных режимов и параметров примесных фаз.


просмотров: 2728
Search All Amazon* UK* DE* FR* JP* CA* CN* IT* ES* IN* BR* MX
Search All Ebay* AU* AT* BE* CA* FR* DE* IN* IE* IT* MY* NL* PL* SG* ES* CH* UK*
Умные часы кровяное давление пульсометр браслет-повязка на запястье для IOS Android

329,23 руб.
End Date: 26.08 09:47
Buy It Now for only: US 329,23 руб.
Buy it now |
Bluetooth умный браслет-повязка на запястье, спортивные часы пульса монитор артериального давления

531,43 руб.
End Date: 03.09 21:15
Buy It Now for only: US 531,43 руб.
Buy it now |
Водонепроницаемые спортивные умные часы сердечного ритма кровяного давления монитор для IOS Android

1 575,66 руб.
End Date: 11.09 13:25
Buy It Now for only: US 1 575,66 руб.
Buy it now |
Xiaomi Mi Band 3 смарт-браслет, браслет пульсометр спортивные часы лот АС

99,16 руб.
End Date: 07.09 10:16
Buy It Now for only: US 99,16 руб.
Buy it now |
Умные часы артериального давления пульсометр браслет для IOS Android

278,68 руб.
End Date: 25.08 06:42
Buy It Now for only: US 278,68 руб.
Buy it now |
Водонепроницаемые умные часы пульсометр браслет-повязка на запястье для IOS Android

1 495,84 руб.
End Date: 31.08 13:15
Buy It Now for only: US 1 495,84 руб.
Buy it now |
Умные часы спорт артериального давления пульса монитор для IOS Android

821,42 руб.
End Date: 20.08 14:41
Buy It Now for only: US 821,42 руб.
Buy it now |
Bluetooth Smart спортивные часы браслет-повязка на запястье, характеризующий частоту ударов сердца кровяное давление монитор

284,67 руб.
End Date: 25.08 12:39
Buy It Now for only: US 284,67 руб.
Buy it now |
Search Results from «Озон» Столовая посуда


2003 Copyright © «Keramika.Peterlife.ru» Мобильная Версия v.2015 | PeterLife и компания
Энциклопедия керамики, продажа керамики, фарфора, фаянса, хрусталь. Производители. Посуда. Аукцион.
Пользовательское соглашение использование материалов сайта разрешено с активной ссылкой на сайт. Партнёрская программа.
  Яндекс цитирования Яндекс.Метрика