强化和增韧强化和增韧一一. .问题的提出问题的提出二二. .材料的强化材料的强化三三. .陶瓷材料的增韧陶瓷材料的增韧一、问题的提出一、问题的提出人们在利用材料的力学性质时，总是希望所使用的材料既有足人们在利用材料的力学性质时，总是希望所使用的材料既有足够的强度，又有较好的韧性。但通常的材料往往二者只能居其够的强度，又有较好的韧性。但通常的材料往往二者只能居其一，要么是一，要么是强度高强度高，韧性差韧性差；要么是韧性好，但强度却达不到；要么是韧性好，但强度却达不到要求。寻找办法来弥补材料各自的缺点，这就是材料强化和增要求。寻找办法来弥补材料各自的缺点，这就是材料强化和增韧所要解决的问题。韧所要解决的问题。一、问题的提出一、问题的提出例例金金属属材材料料有有较较好好的的韧韧性性，可可以以拉拉伸伸得得很很长长，但但是是强强度度不不高高，所所以以对对金金属属材材料料而而言言，需需要要增增加加的的是是强强度度，强强化化成成为为关关键键的的问问题题；而而陶陶瓷瓷材材料料本本身身的的强强度度很很高高，其其弹弹性性模模量量比比金金属属高高得得多多，但但缺缺乏乏韧韧性性，会会脆脆断断，所所以以陶陶瓷瓷材材料料要要解解决决的的是是增增韧韧的的问问题题。如如果果能能成成功功地地实实现现材材料料的的强强化化或或增增韧韧，就就可可以以弥弥补补上上述述两两种种材材料料各各自自所所缺缺的性能。的性能。二、材料的强化二、材料的强化从理论上来看，提高材料强度有两条途径：从理论上来看，提高材料强度有两条途径：完全消除内部的位错和其它缺陷，使材料的强度接近理论强度。完全消除内部的位错和其它缺陷，使材料的强度接近理论强度。在材料中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动。在材料中引入大量的缺陷，以阻碍位错的运动。第一种方法目前已制出无位错高强度的晶须，但实际应用还存在困难。因第一种方法目前已制出无位错高强度的晶须，但实际应用还存在困难。因为这样获得的高强度是不稳定的，对于操作效应和表面情况非常敏感，而为这样获得的高强度是不稳定的，对于操作效应和表面情况非常敏感，而且一旦位错产生后，强度就大大下降。在实际生产中，强化材料走的是第且一旦位错产生后，强度就大大下降。在实际生产中，强化材料走的是第二种途径。二种途径。 第第二二种种引引入入大大量量缺缺陷陷的的方方法法又又细细分分为为：加加工工硬硬化化、合合金金强强化化、细细晶晶强强化化、化化学强化、沉淀强化等。学强化、沉淀强化等。对对陶陶瓷瓷来来说说，为为了了消消除除缺缺陷陷，提提高高晶晶体体的的完完整整性性，细细、密密、匀匀、纯纯是是发发展展的的一个重要方向。一个重要方向。例如：例如：用热压工艺制造的用热压工艺制造的Si3N4陶瓷，当密度接近理论值陶瓷，当密度接近理论值时几乎没有气孔。时几乎没有气孔。（1）加工硬化）加工硬化金属材料大量形变以后强度会提高。金属材料大量形变以后强度会提高。例如：一根铜丝经过适当弯折后会变硬，这是因为发生的塑例如：一根铜丝经过适当弯折后会变硬，这是因为发生的塑性形变产生了大量的位错，位错密度的提高使得金属强度提性形变产生了大量的位错，位错密度的提高使得金属强度提高。高。是是指指通通过过晶晶粒粒粒粒度度的的细细化化来来提提高高金金属属的的强强度度。这这种种提提高高金金属属强强度度的的方方法法内内在在的的原原因因是是晶晶界界对位错滑移的阻滞效应。对位错滑移的阻滞效应。（2）细晶强化）细晶强化（3）合金强化）合金强化实际使用的金属材料多半是合金。合金元素的作实际使用的金属材料多半是合金。合金元素的作用主要是改善金属的力学性质，即提高强度或改用主要是改善金属的力学性质，即提高强度或改善塑性。善塑性。 是利用点缺陷对金属基体进行的强化。具体的是利用点缺陷对金属基体进行的强化。具体的方式是通过溶入某种溶质元素形成固溶体而使方式是通过溶入某种溶质元素形成固溶体而使金属强度、硬度升高。金属强度、硬度升高。 是指沉淀颗粒的引入，使得材料强度在时效温是指沉淀颗粒的引入，使得材料强度在时效温度下随时间而变化的现象。该方法是铝合金和度下随时间而变化的现象。该方法是铝合金和高温合金的主要强化手段。高温合金的主要强化手段。 （4）固溶强化）固溶强化（5）沉淀强化）沉淀强化高温下金属材料的强化开始是通过使用高熔点或高温下金属材料的强化开始是通过使用高熔点或扩散激活能大的金属和合金来实现的。扩散激活能大的金属和合金来实现的。 （6）高温强化）高温强化镍基高温合金材料的使用就是一个成功的例子镍基高温合金材料的使用就是一个成功的例子 （7）化学强化）化学强化是采用离子交换的办法（通常用一种大的是采用离子交换的办法（通常用一种大的离子置换小的离子）。离子置换小的离子）。 这种技术是通过改变表面化学的组成，使表面的摩尔体积这种技术是通过改变表面化学的组成，使表面的摩尔体积比内部大。表面体积膨大受到内部材料的限制，就产生两比内部大。表面体积膨大受到内部材料的限制，就产生两相状态的压应力。相状态的压应力。 若：若： 则：则： 此外，此外， 将表面抛光及化学处理以消除表面缺陷也能提高将表面抛光及化学处理以消除表面缺陷也能提高强度。强度。（2.19）三三.陶瓷材料的增韧陶瓷材料的增韧 相变增韧相变增韧 微裂纹增韧微裂纹增韧 裂纹偏折和弯曲增韧裂纹偏折和弯曲增韧 裂纹分支增韧裂纹分支增韧 桥联与拔出增韧桥联与拔出增韧 延性颗粒增韧延性颗粒增韧 残余热应力增韧残余热应力增韧 压电效应损耗能量增韧压电效应损耗能量增韧 电畴翻转增韧电畴翻转增韧 复合韧化机制复合韧化机制 三三.陶瓷材料的增韧陶瓷材料的增韧1.1.相变增韧相变增韧第第二二相相颗颗粒粒相相变变韧韧化化（transformation toughening）是是指指将将亚亚稳稳的的四四方方ZrO2颗颗粒粒引引入入到到陶陶瓷瓷基基体体中中，当当裂裂纹纹扩扩展展进进入入含含有有t-ZrO2晶晶粒粒的的区区域域时时，在在裂裂纹纹尖尖端端应应力力场场的的作作用用下下，将将会会导导致致t-ZrO2发发生生tm相相变变，因因而而除除了了产产生生新新的的断断裂裂表表面面而而吸吸收收能能量量外外，还还因因相相变变时时的的体体积积效效应应（膨膨胀胀）而而吸吸收收能能量量，可可见见，应应力力诱诱发发的的这这种种组组织织转转变变消消耗耗了了外外加加应应力力。同同时时由由于于相相变变粒粒子子的的体体积积膨膨胀胀而而对对裂裂纹纹产产生生压压应应力力，阻阻碍碍裂裂纹纹扩扩展展。结结果果这这种种相相变变韧韧化化作作用用使使在在该该应应力力水水平平下下在在无无相相变变粒粒子子的的基基体体中中可可以以扩扩展展的的裂裂纹纹在在含含有有氧氧化化锆锆 tm相相变变粒粒子子的的复复合合材材料料中中停停止止扩扩展展，如如要要使使其其继继续续扩扩展展，必必须须提提高高外外加加应应力力水水平平，具体体现在提高了材料的断裂韧性。具体体现在提高了材料的断裂韧性。三三.陶瓷材料的增韧陶瓷材料的增韧必要条件必要条件有亚稳的四方氧化锆颗粒存在有亚稳的四方氧化锆颗粒存在t t相相的的晶晶粒粒尺尺寸寸是是影影响响t t- -m m相相变变的的一一个个重重要要因因素素，M Ms s点点随随晶晶粒粒尺尺寸寸的的减减少少而而降降低低。氧氧化化锆锆的的室室温温组组织织存存在在一一个个临临界界粒粒径径d dc c，d d d dc c的的晶晶粒粒室室温温下下已已经经转转变变成成m m相相；d d d dc c的的晶晶粒粒冷冷却却到到室室温温仍仍保保留留为为t t相相。所所以以只只有有d d d dc c的的晶晶粒粒才才有可能（但不一定）产生相变韧化作用。有可能（但不一定）产生相变韧化作用。当当裂裂纹纹尖尖端端应应力力场场最最高高值值一一定定的的情情况况下下，应应力力诱诱发发t t- -m m相相变变存存在在一一个个临临界界晶晶粒粒直直径径d d1 1。只只有有d d1 1 d d d dc c的的晶晶粒粒才才会会应应 力力 诱诱 发发 相相 变变 （ stress stress induced induced phase phase transformationtransformation），），即这部分晶粒才对相变韧化有贡献。即这部分晶粒才对相变韧化有贡献。 (a)裂纹尖端应力场引起的转变区，裂纹尖端应力场引起的转变区，(b)典型马氏体相变应力应变行为，典型马氏体相变应力应变行为，(c)裂裂纹尖端应力场变化，纹尖端应力场变化，(d)裂纹扩展进入转变区受到残余应力作用裂纹扩展进入转变区受到残余应力作用 aW裂纹裂纹原始裂纹位置原始裂纹位置转变区表面转变区表面应变应变 A应力应力pA应力应力 与裂纹尖端距离与裂纹尖端距离rP/ =ETP/ =EU临界转变临界转变应力应力(PAii)c粒粒子子尺尺寸寸温温度等度等 裂纹裂纹W受约束时受约束时作用区作用区不受约束不受约束时作用区时作用区裂纹裂纹(d)(a)(b)(c)三三.陶瓷材料的增韧陶瓷材料的增韧应力诱发应力诱发t-m相变的增韧公式相变的增韧公式 式中式中为无相变基体材料的断裂韧性，为无相变基体材料的断裂韧性，为化学驱动力，为化学驱动力，为残留相应变能。为残留相应变能。R R 为相变区宽度，为相变区宽度，E E 为弹性模量，为弹性模量， 为波松比，为波松比，V Vi i 为可转变为可转变t t相的体积分数，相的体积分数，相变增韧的贡献相变增韧的贡献 微微裂裂纹纹增增韧韧（microcrack toughening）是是指指因因热热膨膨胀胀失失配配或或相相变变诱诱发发出出显显微微裂裂纹纹，这这些些尺尺寸寸很很小小的的微微裂裂纹纹在在主主裂裂纹纹尖尖端端过过程程区区内内张张开开而而分分散散和和吸吸收收能能量量，使使主主裂裂纹纹扩扩展展阻阻力力增增大，从而使断裂韧性提高。大，从而使断裂韧性提高。 2.2.微裂纹增韧微裂纹增韧过程区内微裂纹吸收能量与微裂纹的表面积即裂纹密度呈正过程区内微裂纹吸收能量与微裂纹的表面积即裂纹密度呈正比，所以由微裂纹韧化所产生的韧性增量在微裂纹不相互连比，所以由微裂纹韧化所产生的韧性增量在微裂纹不相互连接的情况下，随微裂纹的密度增加而增大。显微裂纹的密度接的情况下，随微裂纹的密度增加而增大。显微裂纹的密度与两相的膨胀系数之差引起的残余应力的大小及第二相粒子与两相的膨胀系数之差引起的残余应力的大小及第二相粒子的尺寸和含量有关。的尺寸和含量有关。 微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为式中式中E1为主裂纹尖端含有微裂纹材料的弹性模量，为主裂纹尖端含有微裂纹材料的弹性模量，fs为显微裂纹密度，为显微裂纹密度，W为过程区宽度的一半，为过程区宽度的一半， 为显微裂纹引起的膨胀应变。为显微裂纹引起的膨胀应变。 微微裂裂纹纹增增韧韧同同样样对对温温度度和和粒粒子子尺尺寸寸很很敏敏感感，合合适适的的颗颗粒粒尺尺寸寸是是大大于于应应力力诱诱发发相相变变的的临临界界尺尺寸寸而而小小于于自自发发产产生生危危险险裂裂纹纹的的临临界界尺尺寸寸，并且应减小基质与粒子间的热失配，使其产生最大的相变张应力。并且应减小基质与粒子间的热失配，使其产生最大的相变张应力。微微裂裂纹纹的的密密度度大大到到一一定定程程度度后后，就就会会使使裂裂纹纹相相互互连连接接，形形成成大大裂裂纹，反而使韧性下降。纹，反而使韧性下降。 裂纹尖端过程区的应力分布及第二相粒子诱发微裂纹示意图裂纹尖端过程区的应力分布及第二相粒子诱发微裂纹示意图DZrO2Al2O312显微裂纹显微裂纹裂纹裂纹过程区过程区 y yac C/2Y mcX f裂裂纹纹偏偏折折和和弯弯曲曲增增韧韧机机制制是是指指基基体体中中第第二二弥弥散散相相的的存存在在会会扰扰动动裂裂纹纹尖尖端端附附近近应应力力场场，使使裂裂纹纹产产生生偏偏折折和和弯弯曲曲，从从而而减减小小了驱动力，增加了新生表面区域，提高了韧性。了驱动力，增加了新生表面区域，提高了韧性。3.3.裂纹偏折和弯曲增韧裂纹偏折和弯曲增韧裂纹偏折和弯曲不受温度和粒子尺寸的影响裂纹偏折和弯曲不受温度和粒子尺寸的影响优点优点当当裂裂纹纹扩扩展展遇遇到到不不可可穿穿越越障障碍碍物物（impenetrable）时时，有有两两种并存的主要扰动作用，即裂纹偏折和裂纹弯曲。种并存的主要扰动作用，即裂纹偏折和裂纹弯曲。裂纹偏折产生裂纹偏折产生非平面裂纹非平面裂纹，而裂纹弯曲产生，而裂纹弯曲产生非线形裂纹前沿。非线形裂纹前沿。 裂纹偏折裂纹偏折 裂纹偏折过程可以看作分两步进行裂纹偏折过程可以看作分两步进行（1 1）首先是裂纹尖端的倾斜（）首先是裂纹尖端的倾斜（tilttilt），产生裂纹偏转（图），产生裂纹偏转（图(a)(a)）；）；（2 2）随随后后由由于于裂裂纹纹前前沿沿的的不不同同部部分分向向不不同同方方向向倾倾斜斜，进进一一步步的的裂裂纹纹扩扩展展将导致裂纹面的扭曲（将导致裂纹面的扭曲（twisttwist），产生非平面裂纹（图），产生非平面裂纹（图(b)(b)）。）。裂纹偏折示意图裂纹偏折示意图 (a)裂纹倾斜，裂纹倾斜，(b)裂纹扭转裂纹扭转yzx A A A A 1 (a)(b)裂裂纹纹偏偏折折增增韧韧的的效效果果依依赖赖于于第第二二相相粒粒子子的的体体积积分分数数和和形形状状，特特别别是是第第二二相相粒粒子子的的纵纵横横比比（R R）。纵纵横横比比为为1212 1 1时时棒棒状状粒粒子的增韧效果为佳，并在子的增韧效果为佳，并在10%10%体积分数时达到饱和。体积分数时达到饱和。 裂纹弯曲裂纹弯曲 裂纹端与细分散第二相粒子间的相互作用，弥散分裂纹端与细分散第二相粒子间的相互作用，弥散分布的第二相有钉扎裂纹端的作用，使裂纹前端在两布的第二相有钉扎裂纹端的作用，使裂纹前端在两粒子间向外突出弯曲。裂纹前端形状的改变、长度粒子间向外突出弯曲。裂纹前端形状的改变、长度的增加以及新裂纹表面的形成都消耗了能量。的增加以及新裂纹表面的形成都消耗了能量。弥弥散散颗颗粒粒含含量量大大、平平均均间间距距小小且且颗颗粒粒半半径径较较大大时时，微微裂裂纹纹弯弯曲增韧作用较大。曲增韧作用较大。裂纹弯曲示意图裂纹弯曲示意图2R c裂纹被第二相粒子钉扎和脱开过程裂纹被第二相粒子钉扎和脱开过程Approaching, encountering and pinning,protruding, combining, divorcingdD (a)(b)(c)(d)200MPa冷等静压成型然后冷等静压成型然后1300无压烧结无压烧结LTA陶瓷复合材料的裂纹扩展路径陶瓷复合材料的裂纹扩展路径SEM照片照片LiTaO3颗粒内裂纹发生大角度偏转的颗粒内裂纹发生大角度偏转的TEM照片照片A0.2mLiTaO3Al2O3CrackDomainLiTaO3 Particle4.4.裂纹分支增韧裂纹分支增韧裂裂纹纹分分支支增增韧韧机机制制是是指指材材料料中中主主裂裂纹纹端端产产生生微微裂裂纹纹后后，使使某某些些晶晶界界变变弱弱和和分分离离，并并与与主主裂裂纹纹交交互互作作用用促促使使裂裂纹纹分分支支、晶晶界界启启裂裂和和伸伸展展。在在拉拉伸伸应应力力的的作作用用下下，弱弱晶晶界界裂裂开开，增增加加了了表表面面积积，并并且且晶晶界界上上存存在在的的细细小小粒粒子子使使裂裂纹纹产产生生弯弯曲曲，随随后后如如果果裂裂纹纹发发展展到到切切开开或或剥剥离离粒粒子子时时，需需要要消消耗耗更更多多的的能能量量，从从而而提提高高了了韧韧性性。裂裂纹纹分分支支的的最最大大贡贡献献在在于于与与其其它它机机制制的的相相互互复复合合作作用用，这这在在两两相相或或多多相材料中更为有效。相材料中更为有效。 LiTaO3 ParticleDomainCrack动态拉伸后动态拉伸后15LTA陶瓷复合材料试样中陶瓷复合材料试样中LiTaO3颗粒内裂纹扩展的颗粒内裂纹扩展的TEM观察观察BAAAAB(a)(b)(c)(d)0.1m0.1m0.2m0.1mC 裂纹偏转和分支裂纹偏转和分支5.5.桥联与拔出增韧桥联与拔出增韧 裂裂纹纹尖尖端端后后部部区区域域的的第第二二增增强强相相或或（和和）大大的的晶晶粒粒会会桥桥联联裂裂纹纹面面，对对裂裂纹纹产产生生一一个个闭闭合合力力，在在裂裂纹纹扩扩展展使使桥桥联联遭遭到到破破坏坏时时，桥桥联联相相一一般般还还会会进进一一步步产产生生拔拔出出作作用用。桥桥联联和和拔拔出消耗了额外的能量，从而提高了材料的断裂韧性。出消耗了额外的能量，从而提高了材料的断裂韧性。 微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为微裂纹韧化导致断裂韧性的增量为式式中中 为为复复合合陶陶瓷瓷断断裂裂韧韧性性， 为为复复合合陶陶瓷瓷弹弹性性模模量量， 为为基基体体材材料料断断裂裂能能， 和和 分分别别为为桥桥联联和和拔拔出出引引起起的的断断裂裂能能变变化。化。桥联与拔出增韧机理示意图桥联与拔出增韧机理示意图 TDB B桥联相与基体界面间分离长度以及拔出相长度的大小直接影桥联相与基体界面间分离长度以及拔出相长度的大小直接影响到桥联和拔出作用的增韧效果，因此桥联相与基体在物理响到桥联和拔出作用的增韧效果，因此桥联相与基体在物理和化学性质上的相互匹配十分重要，合理的两相界面设计是和化学性质上的相互匹配十分重要，合理的两相界面设计是提高桥联和拔出增韧作用的关键。提高桥联和拔出增韧作用的关键。 6.6.延性颗粒增韧延性颗粒增韧 延性颗粒增韧机制是指在脆性陶瓷基体中加入第二相延性延性颗粒增韧机制是指在脆性陶瓷基体中加入第二相延性颗粒，利用其塑性变形来缓解裂纹尖端高度的应力集中，颗粒，利用其塑性变形来缓解裂纹尖端高度的应力集中，可以明显提高材料的断裂韧性。可以明显提高材料的断裂韧性。金属陶瓷是这一增韧方法的典型代表。金属陶瓷是这一增韧方法的典型代表。金属能否对陶瓷润湿良好，从而形成彼此交错的均匀网络金属能否对陶瓷润湿良好，从而形成彼此交错的均匀网络结构对增韧效果起决定性作用。在适当的条件下，如果形结构对增韧效果起决定性作用。在适当的条件下，如果形成延性裂纹桥联会进一步提高增韧效果。成延性裂纹桥联会进一步提高增韧效果。 具有延性颗粒裂纹桥联的复合材料的断裂韧性为具有延性颗粒裂纹桥联的复合材料的断裂韧性为式中式中 为基体的临界应力强度因子，为基体的临界应力强度因子，D为裂纹桥长度，为裂纹桥长度， 为延为延性颗粒的屈服强度，性颗粒的屈服强度， 为第二相体积分数，为第二相体积分数， 为常数。为常数。 当基体与延性颗粒的当基体与延性颗粒的 、E E相等时，延性裂纹桥联的增韧效果相等时，延性裂纹桥联的增韧效果最佳，而当最佳，而当 、E E相差足够大时，裂纹将绕过金属颗粒扩展，相差足够大时，裂纹将绕过金属颗粒扩展，不能充分发挥金属的延性性能，增韧效果较差不能充分发挥金属的延性性能，增韧效果较差。考虑到裂纹考虑到裂纹尖端形成的塑性变形过程区，延性裂纹桥联增韧效果比上式尖端形成的塑性变形过程区，延性裂纹桥联增韧效果比上式所预测的更大。所预测的更大。 延性颗粒裂纹桥联示意图延性颗粒裂纹桥联示意图CC D c7.7.残余热应力增韧残余热应力增韧当当裂裂纹纹扩扩展展进进入入残残余余热热应应力力区区时时，残残余余热热应应力力释释放放，同同时时有闭合阻碍裂纹扩展的作用，从而提高了材料的断裂韧性。有闭合阻碍裂纹扩展的作用，从而提高了材料的断裂韧性。 平均残余热应力平均残余热应力q q引起的断裂韧性变化量为引起的断裂韧性变化量为式中式中d为第二相颗粒平均直径，为第二相颗粒平均直径， 为第二相颗粒体积分数，为第二相颗粒体积分数，q可根可根据材料常数和求出。据材料常数和求出。 第第二二相相颗颗粒粒越越粗粗，平平均均残残余余热热应应力力对对材材料料断断裂裂韧韧性性的的影影响响越越大大。另另外外，当当q为负值时，平均残余热应力对材料的断裂韧性不利。为负值时，平均残余热应力对材料的断裂韧性不利。 残余热应力引起的裂纹偏折示意图残余热应力引起的裂纹偏折示意图Crack path m Tensile m Compressive8.8.压电效应损耗能量增韧压电效应损耗能量增韧 压压电电效效应应损损耗耗能能量量增增韧韧是是由由Chen和和Yang新新近近提提出出的的一一种种陶陶瓷瓷增增韧韧机机制制，他他们们把把具具有有压压电电效效应应的的第第二二相相粒粒子子引引入入陶陶瓷瓷基基体体，当当裂裂纹纹扩扩展展遇遇到到压压电电相相粒粒子子时时，会会引引起起压压电电效效应应，这这样样一一部部分分引引起起裂裂纹纹扩扩展展的的机机械械能能转转化化成成电电能能，从从而而提提高高了陶瓷材料的断裂抗力。了陶瓷材料的断裂抗力。 平均残余热应力平均残余热应力q q引起的断裂韧性变化量为引起的断裂韧性变化量为式中式中 为复合陶瓷的总体断裂韧性，为复合陶瓷的总体断裂韧性， 为复合陶瓷的弹性模量，为复合陶瓷的弹性模量， 为为基基体体中中与与裂裂纹纹扩扩展展相相关关的的能能量量， 为为由由于于第第二二相相存存在在引引起起的的能能量变化，量变化， 为由于压电效应引起的能量损耗。为由于压电效应引起的能量损耗。 9.9.电畴翻转增韧电畴翻转增韧 对对铁铁电电陶陶瓷瓷的的研研究究表表明明，外外加加电电场场和和机机械械应应力力均均可可使使电电畴畴发发生生翻翻转转，电电畴畴翻翻转转在在铁铁电电陶陶瓷瓷的的断断裂裂行行为为中中具具有有非非常常重重要要的的作作用用。根根据据文文献献，外外加加电电场场既既能能引引起起电电畴畴的的90 翻翻转转，也也能能引引起起电电畴畴的的180 翻翻转转。但但电电畴畴的的180 翻翻转转和和应应力力无无关关，也也就是说，机械应力只能引起电畴的就是说，机械应力只能引起电畴的90 翻转。翻转。电畴翻转同样需要消耗能量，而且电畴翻转存在一个临界能电畴翻转同样需要消耗能量，而且电畴翻转存在一个临界能量值。量值。裂纹尖端应力集中引起的裂纹尖端应力集中引起的90 电电畴转换示意图畴转换示意图谢谢！谢谢！