对耐火材料的抗热冲击破坏性具体认识
发布日期： 2016-11-07 00:00:00 阅读量（780） 作者：一般认为，耐火材料受到温度急剧变化时所产生的热冲击断裂存在两种形态：
1.类似在高温结构用致密质陶瓷中所看到的破坏性瞬时断裂；
2.类似耐火材料内部裂纹的扩展所产生的剥落损毁，而裂纹扩展速度乃是其问题所在。
目前，对耐火材料这两种形态的破坏都可以用受到热冲击材料的物理特性值在一定的程度上评价它的抗热冲击性能(抗热震性）。尽管如此,还需要满足一定的假设条件，才能推导出有关能够定量地评价耐火材料抗热震性的数学关系式。此外，精确地测定能够评价耐火材料抗热震性所选用的物理特性值，有时也是很困难的。
耐火材料，如耐火砖，本来就含有大量的气孔，并且颗粒(基体)和结合相(基质)之间还存在着比较大的裂隙，虽然大的应力梯度和短的应力持续时间意味着这种材料的断裂自表面开始，但却能在造成全部破坏之前被气孔或者基体和基质之间接触界面的裂隙所阻止。例如，主要作为高温条件下抗热震性的一类耐火材料，表面裂纹并不造成问题，但最好能避免热剥落一由于热应力引起的耐火块裂散脱落。当增加这类耐火材料的气孔率（因为增加气孔率会使热导率下降，并使强度降低的程度比弹性更大)时，能导致提高耐火材料的抗热剥落性。最忧气孔率为10%〜20%。
对于耐火材料来说，使裂纹扩展的驱动力是由于在断裂瞬间存储的弹性能所供给的，当考虑到在热应力条件下的裂纹扩展，通常是在没有外力的情况下发生的，即是在固定的形变或者应变(固定的夹持)的条件下进行扩展的。据此，用整个耐火材料承受最大热应力值的最坏情况的模型，估算了裂纹不稳定性所需要的临界温度差ΔTc为：
ΔTc＝【πr（1-2μ）2/2E0a2（1-μ2）】X【1+16（1-μ2）NL3/9（1-2μ）】L-1/2 (2-35)
式中E0无裂纹材料的杨氏模量；
μ——材料的泊松比；
r——断裂表面能；
L一一裂纹长度。
式(2-35)假定裂纹扩展是在单位体积内有N条裂纹扩展，不难推断裂纹的扩展量与初期裂纹长度L0有关。
如取μ=0.25,按式(2-35)计算出ΔTc与L的关系，如图2-8的实线所示。此外，图2-8示出的裂纹不稳定区，通常是以两种裂纹长度值为界限。
对于初期具有微小裂纹（例如La）的材料（图2-8中实线极小点左侧)来说，当温度差达到ΔTc时，裂纹开始扩展。因为初期裂纹尺寸很小，能量释放速率超过了断裂表面能，所以积蓄的弹性能不能全部转化成破坏能，多余的能量则转化为运动着裂纹的动能，因而裂纹具有运动能并急速扩展，直到释放的应变能等于总断裂表面能为止。也就是说，当这种裂纹达到式(2-35)给出的长度时,它仍然有动能，并继续扩展，直到释放的应变能等于总的断裂表面能为止，此时L即达到虚线所示的最终裂纹长度Lc。可以预期，该裂纹长度必将随着温度急变（如淬冷）的剧烈程度而变化，它可由图2-8所示的情况来说明。
由图2-8可以推测，试样急冷后的抗折强度σf对温度差ΔTc的依赖关系，像高温结构用精密陶瓷那样，潜在的裂纹极小（在图2-8中极小点左侧）时，当在温度差比ΔTc更大的条件下，裂纹在非稳定区内将迅速扩展到长度达到Lc，结果使抗折强度不连续地锐减，如图2-9所示。在不同晶粒尺寸的多晶AL2O3试样中已观察到了这种情况，这说明在初期短裂纹急速扩展的情况下，其破坏是突发式的。通常，材料的这种破坏方式称为动态(动力)破坏。由图2-9和图2-11看出，在断裂的临界应力下，裂纹动力的扩展，它的长度则突然变为新的数值，如图2-11所示，同时强度也突然降低。对于多晶AL2O3来说，当粒径尺寸约在85μm以下时，裂纹则以动态方式扩展。
在这种条件下，假定热冲击引起裂纹扩展的程度是由破坏开始时材料本身所积蓄的弹性能量和由于裂纹扩展而被消耗的断裂能平衡所决定的话，那么，当在断裂时用于裂纹扩展的弹性能量量小时，按下式计算：
R'''＝E/σ2f(1-μ)(2-36)
当出现热应力破坏时，裂纹扩展的距离最小，按下式计算：
R''''＝Er/σ2f（1-μ）(2-37)
R'''和R''''表示消除应力而使材料具有最小结构破坏的能力，被称为抗热冲击损坏系数。
当裂纹达到图2-8中虚线(Lc)之后，裂纹呈亚临界状态，在裂纹重新扩展之前，必须增加温度差值即由ΔTc增加到ΔT'c。但在ΔTc和ΔT'c之间，强度并不改变，所以裂纹也不会进一步扩展。
因此，耐火材料在受到热震时，发生间断还是连续的断裂则取决于L0及Lm的相对大小。后者主要依赖裂纹密度N，而N又随热震类型或热应力分布方式而变化。所以，大多数材料随热震条件的不同，这两种断裂都有可能发生。
关于临界裂纹长度Lm，可由式(2-35)中ΔTc为最小时求出：
Lm=[80(1-μ2)N/9(1-2μ)]-1/3 (2-40)
但它与材料的形状有关，例如薄平板的Lm则等于：
Lm=(6πN)-1/2 (2-41)
由式(2-40)及式(2-41)可以看出，对于特定的材料而言，Lm,只随材料内的裂纹密度N的增加而减小。
初期裂纹长度L0与材料的临界应力扩大系数Kic和抗折强度σf存在如下关系：
σf=Kic/(πL0)1/2 (2-42)
也就是
L0=K2ic/πσ2f (2-43)
式中Kic一一临界应力强度因子(断裂韧性）。
Kic=（根号）2rE
式中r—一断裂能。
当测定了材料的Kic和σf值之后，就可以运用式（2-43）很方便地计算出各试件的L0值。
所以可以推断出一个十分重要的结论:耐火材料抗温度急变能力随着临界裂纹长度Lm的减少而提高。
为了获得相对较小的Lm值,N应当很大，见式（2-41）;要获得较大的N值就要求配料的颗粒较小。因为较细的颗粒可以为获得较大的N值提供必要的条件，从而为提高耐火材料的抗热震性能打下良好的基础。这就是当代耐火材料工艺向细陶工艺发展的原因。
显然，这与初期裂纹较大时要求颗粒足够大相矛盾。为此，需要作出两者之间的妥协。
用含AL2O390%的耐火砖在水中急冷得到了酷似图2-8的结果，其中初期的裂纹长度为780μm〜2.54mm。根据已测得的Kic和σf值按式（2-43）计算的锆质耐火砖的初期裂纹长度为400〜600μm。同时按式(2-40)计算了同一类锆质耐火砖的ΔTc与L的关系。
在较小时，L也在比较小的区域范围之内，其裂纹的稳定曲线与实验很一致，裂纹显示了哈塞尔曼（Has-selman)理论所预想的扩展方式。但随后，ΔTc及L变大时，发现裂纹密度N小的曲线有偏离实验值的倾向。这是因为在急冷温度差ΔTc较大时，材料内扩展的裂纹与邻接的裂纹结合起来而使内在裂纹的绝对数减少了。由于裂纹结合而成长为大裂纹，在稳定破坏过程中很容易地连结起来，结果使裂纹产生。因而裂纹继续扩展就需要更大的能量。
在式(2-37)和式(2-39)中，杨氏模量E与系数R''''和Rst的关系，看起来它们似乎是完全相反的，但是，E服从下式：
E0≈σf/ε (2-44)
式中σf——抗拉强度(破坏强度);
ε——相对伸长。
所以E与R''''和Rst并不是完全排斥的。通过精确地测量得出，在上述情况下，R''''和Rst同残余强度之间有良好的相关性，上面列出的错质耐火砖急冷后的抗折强度的残余率与及都存在相关的关系。
此外，R''''和Rst值都随断裂能(r)的增加而增大。断裂能主要依赖于材料的组织结构特征，而且随气孔的增加，颗粒尺寸的加大以及一个适宜的破坏系统的存在而增大，一个适宜的破坏系统是由于在多相系统中各相间热配合不当所产生的。例如，在方镁石耐火材料中引人MgO•AL2O3时所组成的MgO/MgO-MgO•AL2O3系耐火材料能提高其抗热震性。因为MgO•AL2O3在MgO晶粒边界沉积(主要的)和MgO晶粒内析出（次要的），产生了应力消除和能量的吸收作用，并限制了由温度急剧变化所造成的破坏。同样的原理：由立方和单斜晶形ZrO2组成的耐火材料也能提高它的抗热震性，因为在稳定的氧化锆的结晶边界上，析出了单斜晶系氧化锆晶粒。此原理也适用于致密的部分稳定的ZrO2材料。
这就是说，在允许的情况下，通过引人尺寸足够大、数量足够多的裂纹，以使裂纹以准静态方式扩展（裂纹尺寸接近图2-8中的最低点较为理想），或者更通用的办法:通过引人任意形式的显微组织杂质，如第二相晶粒在主晶相内或晶间沉析作为应力集中的地方，也都能提高材料对灾难性裂纹扩展的抵抗能力，从而有可能使断裂在材料中的局部地方发生，但却避免了灾难性的破坏。因为,此时材料中仅有较小的平均应力。
现在已经发现，耐火材料配料中基体和基质的热膨胀系数不一致时（即热配合不当时），由于相互收缩引起的裂隙，对于抵抗灾难性破坏有显著的作用。此外，在对抗张强度关系不大的用途之中，利用各向异性的热膨胀，例如，在MgO中引入少量的2MgO.Si02时，有意使材料产生裂纹，也是一种避免灾难性热震破坏的有希望的技术措施。
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