无机陶瓷脆性断裂的两种形式

不太明白你的意思，一般沿晶界断裂会有更好的强度，具体原理三言两语说不明白，所以不知道你为何要减少这种倾向。
实际陶瓷不可避免都存在内部欠陷，或是气孔，或是不纯物，或是异相等等，有这些缺陷存在当然与理论断裂方式差异很大。
要减少沿晶界断裂，一般是提高原料纯度，减少物质在晶界上的析出，或是控制好烧成条件，具体何种烧成条件要因陶瓷类型而异。

氧化铝陶瓷的加工硬度：AL203主要有α、β、γ三种结晶形态，其中α-AL203结晶形态中最稳定，1300℃时I3和γ结晶几乎完全转变为α结晶。在α-AL203结晶形态中铝离子与氧离子形成的原子键多为共价键、离子键或是它们的混合键，因此原子间的结合能很高且具有很强的方向性，其具体表现为材料脆性大、塑性变形小、易产生裂纹；其硬度相当于碳化物硬质合金的硬度，比钢高好几倍，通常高纯度氧化铝陶瓷密度可达3980（Kg-m4），抗拉强度达260（MPa)，弹性模量在350-400（GPa）之间，抗压强度为2930（MPa），特别是其硬度可达99HRA。99氧化铝陶瓷强度、硬度有所降低，根据我们对实验样件的测定，其常温下硬度也达到70HRA。
氧化铝陶瓷的加工脆性：通常情况下氧化铝陶瓷的显微组织为等轴晶粒，是由离子键或共价键所组成的多晶结构，因此断裂韧性较低，在外部载荷的作用下，应力就会使陶瓷表面产生细微的裂纹，而裂纹则会快速扩展而出现脆性断裂，因此在氧化铝陶瓷切削过程中，经常会出现崩豁现象，即在陶瓷表面出现崩裂的小豁口。出现崩豁现象的原因是：(1)材料被切除部分和已加工表面最终分离是通过拉伸破坏引起，这不是正常切削的结果。（2）崩碎切削变形带来的龟裂一般是顺着工件表面一直往下开裂的，此时，由于切削拉应力将切削和相粘结的工件基体一起剥落而形成崩豁现象。需注意的是拉应力越大，造成的崩豁现象就越严重，可能会导致整个工件的浪费。
氧化铝陶瓷含量 ≥92%
密度 ≥36 g/cm3
洛氏硬度 ≥80 HRA
抗压强度 ≥850 Mpa
断裂韧性KΙC ≥48MPa·m1/2
抗弯强度 ≥290MPa
导热系数 20W/mK

疲劳断裂实质上还是裂纹的扩展,最终导致的断裂。由于陶瓷比金属脆性大,对应力集中产生的疲劳裂纹扩展更敏感,在裂纹产生到最终断裂的时间短,在宏观上就表现为对疲劳的敏感。如果要更深一步了解,可以参考疲劳断裂相关书籍资料,有很多公式和参数从微观角度深层次进行分析。

众所周知，陶瓷材料具有高熔点、高硬度、高耐磨性、重量轻等优点，因此在工业领域中得到广泛的应用。但是陶瓷材料有一个致命弱点！那就是太脆了！这限制了陶瓷优良性能的发挥，也限制了其实际的应用，因此陶瓷的增韧技术。

一直是陶瓷行业研究的热点。1相变增韧关于相变增韧的研究主要是围绕ZrO2的相变特性展开的，是通过控制烧结工艺使内部的微观组织产生增韧相，消耗裂纹扩展所需能量的同时造成相变体积膨胀促使其它裂纹闭合，是一种自增韧过程。

以ZrO2和HfO2为例，随温度变化会发生以下同素异构转变：在实际材料中究竟何种增韧机制起主导作用，在很大程度上取决于四方相向单斜相马氏体相变的程度高低及相变在材料中发生的部位。至今为止,利用部分稳定氧化锆的相变增韧是最为成功的增韧方法之一。

但是由于许多脆性材料并不一定具备这种有利于增韧的相变，并且还受温度的影响较大，所以这种增韧方法还不能得到普遍应用。2微裂纹增韧单斜相ZrO2增韧Al2O3陶瓷和TiB2增韧SiC陶瓷是典型的微裂纹增韧。

微裂纹的形成将起到分散裂纹尖端能量的作用，增加了扩展过程中的表面能，从而使裂纹快速扩展受到阻碍，增加材料韧性。这就是微裂纹增韧，其原理。诱发微裂纹增韧主要有三种方法。

1、完成烧结后，温度降低过程中，自然产生。

2、烧结温度过高，晶粒异常长大，产生微裂纹。

3、材料受到外界应力作用。然而微裂纹增韧只增加了陶瓷集体的韧性，而对其强度是有很大的影响的，因此实际操作中，应适当控制微裂纹的产生。