工程材料力学性能作业答案.doc

第一章
包申格效应：指原先通过少量塑性变形，卸载后同向加载，弹性极限（σP）或屈服强度（σS）增长；反向加载时弹性极限（σP）或屈服强度（σS）减少的现象。

解理断裂：沿一定的晶体学平面产生的快速穿晶断裂。晶体学平面－－解理面，一般是低指数，表面能低的晶面。
解理面：在解理断裂中具有低指数，表面能低的晶体学平面。

韧脆转变：材料力学性能从韧性状态转变到脆性状态的现象（冲击吸取功明显下降，断裂机理由微孔聚集型转变微穿晶断裂，断口特性由纤维状转变为结晶状）。

静力韧度：材料在静拉伸时单位体积材料从变形到断裂所消耗的功叫做静力韧度。是一个强度与塑性的综合指标，是表达静载下材料强度与塑性的最佳配合。

可以从河流把戏的反“河流”方向去寻找裂纹源。
解理断裂是典型的脆性断裂的代表，微孔聚集断裂是典型的塑性断裂。

5.影响屈服强度的因素
与以下三个方面相联系的因素都会影响到屈服强度
位错增值和运动
晶粒、晶界、第二相等
外界影响位错运动的因素
重要从内因和外因两个方面考虑

（一）  影响屈服强度的内因素
1．金属本性和晶格类型（结合键、晶体结构）
单晶的屈服强度从理论上说是使位错开始运动的临界切应力，其值与位错运动所受到的阻力（晶格阻力－－派拉力、位错运动交互作用产生的阻力）决定。
派拉力：

位错交互作用力

（a是与晶体本性、位错结构分布相关的比例系数，L是位错间距。）
2．晶粒大小和亚结构
晶粒小→晶界多（阻碍位错运动）→位错塞积→提供应力→位错开动 →产生宏观塑性变形 。
晶粒减小将增长位错运动阻碍的数目，减小晶粒内位错塞积群的长度，使屈服强度提高（细晶强化）。
屈服强度与晶粒大小的关系：
霍尔－派奇（Hall-Petch)
σs= σi+kyd-1/2
3．溶质元素
加入溶质原子→（间隙或置换型）固溶体→（溶质原子与溶剂原子半径不同样）产生晶格畸变→产生畸变应力场→与位错应力场交互运动 →使位错受阻→提高屈服强度 （固溶强化） 。
4．第二相（弥散强化，沉淀强化）
不可变形第二相
提高位错线张力→绕过第二相→留下位错环 →两质点间距变小 → 流变应力增大。
可变形第二相
位错切过（产生界面能），使之与机体一起产生变形，提高了屈服强度。
弥散强化：
第二相质点弥散分布在基体中起到的强化作用。
沉淀强化：
第二相质点通过固溶后沉淀析出起到的强化作用。

（二）  影响屈服强度的外因素
1.温度
一般的规律是温度升高，屈服强度减少。
因素：派拉力属于短程力，对温度十分敏感。
2.应变速率
应变速率大，强度增长。
σε,t= C1(ε)m
3．应力状态
切应力分量越大，越有助于塑性变形，屈服强度越低。

缺口效应：试样中“缺口”的存在，使得试样的应力状态发生变化，从而影响材料的力学性能的现象。

9.
细晶强化能强化金属又不减少塑性。

10.韧性断裂与脆性断裂的区别。为什么脆性断裂更加危险？
韧性断裂：
是断裂前产生明显宏观塑性变形的断裂
特性：
断裂面一般平行于最大切应力与主应力成45度角。
断口成纤维状（塑变中微裂纹扩展和连接），灰暗色（反光能力弱）。
断口三要素：
纤维区、放射区、剪切唇
这三个区域的比例关系与材料韧断性能有关。
塑性好，放射线粗大
塑性差，放射线变细乃至消失。
脆性断裂：
断裂前基本不发生塑性变形的，突发的断裂。
特性：
断裂面与正应力垂直，断口平齐而光滑，呈放射状或结晶状。
注意：脆性断裂也产生微量塑性变形。
断面收缩率小于5％为脆性断裂，大于5％为韧性断裂。

23.断裂发生的必要和充足条件之间的联系和区别。
格雷菲斯裂纹理论是根据热力学原理，用能量平衡（弹性能的减少与表面能的增长相平衡）的方法推到出了裂纹失稳扩展的临界条件。该条件是是断裂发生的必要条件，但并不意味着一定会断裂。
该断裂判据为：

裂纹扩展的充足条件是其尖端应力要大于等于理论断裂强度。（是通过力学方法推到的断裂判据）
该应力断裂判据为：
对比这两个判据可知：
当ρ＝3a0时，必要条件和充足条件相称
ρ<3a0时，满足必要条件就可行（同时也满足充足条件）
ρ> 3a0时，满足充足条件就可行（同时也满足必要条件）

25.
材料成分：
rs—有效表面能，重要是塑性变形功，与有效滑移系数目和可动位错有关
具有fcc结构的金属有效滑移系和可动位错的数目都比较多，易于塑性变形，不易脆断。
凡加入合金元素引起滑移系减少、孪生、位错钉扎的都增长脆性；若合金中形成粗大第二相也使脆性增长。
杂质：
聚集在晶界上的杂质会减少材料的塑性，发生脆断。
温度：
σi---位错运动摩擦阻力。其值高，材料易于脆断。
Bcc金属具有低温脆断现象，由于σi随着温度的减低而急剧增长，同时在低温下，塑性变形一孪生为主，也易于产生裂纹。故低温脆性大。
晶粒大小：
d值小位错塞积的数目少，并且晶界多。故裂纹不易产生，也不易扩展。所以细晶组织有抗脆断性能。
应力状态：
减小切应力与正应力比值的应力状态都将增长金属的脆性
加载速度
加载速度大，金属会发生韧脆转变。

第二章

应力状态软化系数：为了表达应力状态对材料塑性变形的影响，引入了应力状态柔度系数a，它的定义为：

应力状态柔度系数a，表征应力状态的软硬。
表达材料塑性变形的难易限度。

缺口效应：试样中“缺口”的存在，使得试样的应力状态发生变化，从而影响材料的力学性能的现象。

缺口敏感度： 为 是有缺口试样的抗拉强度与无缺口试样的抗拉强度的比值。表达缺口的存在对试样抗拉强度的影响限度或材料对缺口的敏感限度。
布氏硬度：
洛氏硬度：
维氏硬度：
努氏硬度：
肖氏硬度：
里氏硬度：

7.说明布氏硬度、洛氏硬度与维氏硬度的实验原理和优缺陷。
1、氏硬度实验的基本原理
在直径D的钢珠（淬火钢或硬质合金球）上，加一定负荷F，压入被试金属的表面，保持规定期间卸除压力，根据金属表面压痕的陷凹面积计算出应力值，以此值作为硬度值大小的计量指标。
优点：
代表性全面，由于其压痕面积较大，能反映金属表面较大体积范围内各组成相综合平均的性能数据，故特别适宜于测定灰铸铁、轴承合金等具有粗大晶粒或粗大组成相 的金属材料。
实验数据稳定。实验数据从小到大都可以统一起来。
缺陷：
钢球自身变形问题。对HB>450以上的太硬材料，因钢球变形已很显著，影响所测数据的对的性，因此不能使用。
由于压痕较大，不宜于某些表面不允许有较大压痕的成品检查，也不宜于薄件实验。
不同材料需更换压头直径和改变实验力，压痕直径的测量也较麻烦。

2、洛氏硬度的测量原理
洛氏硬度是以压痕陷凹深度作为计量硬度值的指标。
洛氏硬度实验的优缺陷
洛氏硬度实验避免了布氏硬度实验所存在的缺陷。它的优点是：
    1)因有硬质、软质两种压头，故适于各种不同硬质材料的检查，不存在压头变形问题；
    2)压痕小，不伤工件，合用于成品检查 ；
    3)操作迅速，立即得出数据，测试效率高。
    缺陷是：代表性差，用不同硬度级测得的硬度值无法统一起来，无法进行比较。
3、维氏硬度的测定原理
维氏硬度的测定原理和布氏硬度相同,也是根据单位压痕陷凹面积上承受的负荷，即应力值作为硬度值的计量指标。
维氏硬度的优缺陷
1、不存在布氏那种负荷F和压头直径D的规定条件的约束，以及压头变形问题；
2、也不存在洛氏那种硬度值无法统一的问题；
3、它和洛氏同样可以实验任何软硬的材料，并且比洛氏能更好地测试极薄件(或薄层)的硬度，压痕测量的精确度高，硬度值较为精确。
4、负荷大小可任意选择。（维氏显微硬度）
唯一缺陷是硬度值需通过测量对角线后才干计算(或查表)出来，因此生产效率没有洛氏硬度高。

8.今有如下零件和材料需要测定硬度，试说明选择何种硬度实验方法为宜。
（1）渗碳层的硬度分布；（2）淬火钢；（3）灰铸铁；（4）鉴别钢中的隐晶马氏体和残余奥氏体；（5）仪表小黄铜齿轮；（6）龙门刨床导轨；（7）渗氮层；（8）高速钢刀具；（9）退火态低碳钢；（10）硬质合金。
（1）渗碳层的硬度分布---- HK或-显微HV
（2）淬火钢-----HRC
（3）灰铸铁-----HB
（4）鉴别钢中的隐晶马氏体和残余奥氏体-----显微HV或者HK
（5）仪表小黄铜齿轮-----HV
（6）龙门刨床导轨-----HS（肖氏硬度）或HL(里氏硬度)
（7）渗氮层-----HV
（8）高速钢刀具-----HRA
（9）退火态低碳钢-----HRB
（10）硬质合金----- HRA

第三章
冲击韧度：材料在冲击载荷作用下吸取塑性变形功和断裂功的大小，也即冲击吸取功Ak。

低温脆性：在实验温度低于某一温度tk时，会由韧性状态转变未脆性状态，冲击吸取功明显下降，断裂机理由微孔聚集型转变微穿晶断裂，断口特性由纤维状转变为结晶状，这就是低温脆性。

韧脆转变温度：材料在低于某一温度tk时，会由韧性状态转变未脆性状态，tk称为韧脆转变温度。

什么是低温脆性、韧脆转变温度tk？产生低温脆性的因素是什么？体心立方和面心立方金属的低温脆性有和差异？为什么？
答：在实验温度低于某一温度tk时，会由韧性状态转变未脆性状态，冲击吸取功明显下降，断裂机理由微孔聚集型转变微穿晶断裂，断口特性由纤维状转变为结晶状，这就是低温脆性。 tk称为韧脆转变温度。
低温脆性的因素：
低温脆性是材料屈服强度随温度减少而急剧增长，而解理断裂强度随温度变化很小的结果。如图所示：当温度高于韧脆转变温度时，断裂强度大于屈服强度，材料先屈服再断裂（表现为塑韧性）；当温度低于韧脆转变温度时，断裂强度小于屈服强度，材料无屈服直接断裂（表现为脆性）。

心立方和面心立方金属低温脆性的差异：
体心立方金属的低温脆性比面心立方金属的低温脆性显著。
因素：
这是由于派拉力对其屈服强度的影响占有很大比重，而派拉力是短程力，对温度很敏感，温度减少时，派拉力大幅增长，则其强度急剧增长而变脆。

6.
拉伸
冲击弯曲
缺口试样拉伸

第四章
KI称为I型裂纹的应力场强度因子，它是衡量裂纹顶端应力场强烈限度的函数，决定于应力水平、裂纹尺寸和形状。

塑性区尺寸较裂纹尺寸a及静截面尺寸为小时（小一个数量级以上），即在所谓的小范围屈服

裂纹的应力场强度因子与其断裂韧度相比较，若裂纹要失稳扩展脆断，则应有：
这就是断裂K判据。

应力强度因子K1是描写裂纹尖端应力场强弱限度的复合力学参量，可将它看作推动裂纹扩展的动力。对于受载的裂纹体，当K1增大到某一临界值时，裂纹尖端足够大的范围内应力达成了材料的断裂强度，裂纹便失稳扩展而导致断裂。这一临界值便称为断裂韧度Kc或K1c。

意义：
KC平面应力断裂韧度（薄板受力状态）
KIC平面应变断裂韧度（厚板受力状态）

16.有一大型板件，材料的σ0.2=1200MPa，KIc=115MPa*m1/2，探伤发现有20mm长的横向穿透裂纹，若在平均轴向拉应力900MPa下工作，试计算KI及塑性区宽度R0，并判断该件是否安全？
解：由题意知穿透裂纹受到的应力为σ=900MPa
根据σ/σ0.2的值，拟定裂纹断裂韧度KIC是否休要修正
由于σ/σ0.2=900/1200=0.75>0.7，所以裂纹断裂韧度KI需要修正
对于无限板的中心穿透裂纹，修正后的KI为：

=
（MPa*m1/2）
塑性区宽度为： =0.(m)= 2.21(mm)

比较K1与KIc：
由于K1=168.13（MPa*m1/2）
KIc=115（MPa*m1/2）
所以：K1>KIc ，裂纹会失稳扩展 , 所以该件不安全。

17.有一轴件平行轴向工作应力150MPa，使用中发现横向疲劳脆性正断，断口分析表白有25mm深度的表面半椭圆疲劳区，根据裂纹a/c可以拟定φ=1，测试材料的σ0.2=720MPa ，试估算材料的断裂韧度KIC为多少？
解：
由于σ/σ0.2=150/720=0.208<0.7，所以裂纹断裂韧度KIC不需要修正
则此时该裂纹的断裂韧度KIC为：
KIC=Yσcac1/2
对于表面半椭圆裂纹，Y=1.1/φ=1.1
所以，KIC=Yσcac1/2=1.1=46.229（MPa*m1/2）

第五章
应力比r=σmin /σmax
材料所受循环应力中最小应力与最大应力的比值。
fgsdfg
疲劳贝纹线：疲劳断口上具有类似贝壳纹路的宏观特性形貌。
疲劳条带：在疲劳断口的显微形貌上，呈现弯曲并互相平行的沟槽把戏，称为疲劳条带。
疲劳寿命：在疲劳（断裂）过程中，由疲劳裂纹萌生期和裂纹亚稳定扩展期的时间段（或循环周次）组成时间段（或循环周次）即是疲劳寿命。

热疲劳： 机件在由温度循环变化时产生的循环热应力及热应力变形作用下发生的疲劳就叫热疲劳。
由于温度周期变化引起零件或构件的自由膨胀和收缩，而又因这种膨胀和收缩受到约束，产生了交变热应力，由这种交变热应力引起的破坏就叫热疲劳。

过载损伤：金属在高于疲劳极限的应力水平下运转一定周次后，其疲劳极限的应力水平下降，这种现象就是过载损伤。

金属的疲劳：金属在变动应力和应变长期作用下，由于积累损伤而引起的断裂现象 （即使所受的应力低于屈服强度，也会发生断裂）。

二．意义
σ-1：疲劳强度。对称循环应力作用下的弯曲疲劳极限（强度）。（是在循环应力周次增长到一定临界值后，材料应力基本不再减少时的应力值；或是应力循环107周次材料不断裂所相应的应力值。）
σ-1p：对称拉压疲劳极限。
τ-1：对称扭转疲劳极限。
σ-1N；缺口试样在对称应力循环作用下的疲劳极限。

疲劳缺口敏感度：
金属材料在交变载荷作用下的缺口敏感性用疲劳缺口敏感度qf来评估
qf=（Kf-1)/(kt-1)
Kt为理论应力集中系数，kf为疲劳缺口系数。
kf为光滑试样与缺口试样疲劳极限之比kf =σ-1/σ-1N

过载损伤界；抗疲劳过载损伤的能力用过载损伤界表达。

疲劳门槛值：
△Kth是疲劳裂纹不扩展的△ K（应力强度因子范围）临界值，称为疲劳裂纹扩展门槛值。表达材料阻止疲劳裂纹开始扩展的性能。

9.试述疲劳微观断口的特性及其形成过程。
微观形貌有疲劳条带。
滑移系多的面心立方金属，其疲劳条带明显
滑移系少或组织复杂的金属，其疲劳条带短窄而紊乱。
疲劳裂纹扩展的塑性钝化模型(Laird模型)：
图中(a),在交变应力为零时裂纹闭合。
图(b)，裂纹张开，在裂纹尖端沿最大切应力方向产生滑移。
图(c),裂纹张开至最大，塑性变形区扩大，裂纹尖端张开呈半圆形，裂纹停止扩展。由于塑性变形裂纹尖端的应力集中减小，裂纹停止扩展的过程称为“塑性钝化”。
图(d)，当应力变为压缩应力时，滑移方向也改变了，裂纹尖端被压弯成“耳状”切口。
图(e)，到压缩应力为最大值时，裂纹完全闭合，裂纹尖端又由钝便锐。

13.试述金属的硬化与软化现象及产生条件。
金属材料在恒定应变范围循环作用下，随循环周次增长其应力不断增长，即为循环硬化。
金属材料在恒定应变范围循环作用下，随循环周次增长其应力逐渐减小，即为循环软化。
金属材料产生循环硬化与软化取决于材料的初始状态、结构特性以及应变幅和温度等。
循环硬化和软化与σb / σs有关：
σb / σs>1.4，表现为循环硬化；
σb / σs<1.2，表现为循环软化；
1.2<σb / σs<1.4，材料比较稳定，无明显循环硬化和软化现象。
也可用应变硬化指数n来判断循环应变对材料的影响，n<1软化，n>1硬化。
退火状态的塑性材料往往表现为循环硬化，加工硬化的材料表现为循环软化。
循环硬化和软化与位错的运动有关：
退火软金属中，位错产生交互作用，运动阻力增大而硬化。
冷加工后的金属中，有位错缠结，在循环应力下破坏，阻力变小而软化。

14.试述低周疲劳的规律及曼森-柯芬关系。
低周疲劳的应变-寿命曲线如图5-34，曼森-柯芬等分析了低周疲劳的实验结果，提出了低周疲劳寿命的公式：

请结合该公式，分析图5-34的变化规律，指出低周疲劳和高周疲劳的什么起主导作用，选材时应分别以什么性能为主？

答：低周疲劳寿命的公式由弹性应变和塑性应变两部分相应的寿命公式组成，其相应的公式分别为：

将以上两公式两边分别取对数，在对数坐标上，上两公式就变成了两条直线，分别代表弹性应变幅-寿命线和塑性应变幅-寿命线。两条直线斜率不同，其交点相应的寿命称为过渡寿命。在交点左侧，即低周疲劳范围内，塑性应变幅起主导作用，材料的疲劳寿命由塑性控制；在高周疲劳区，弹性应变幅起主导作用，材料的疲劳寿命由强度控制。选材时，高周疲劳重要考虑强度，低周疲劳考虑塑性。

第六章
名词解释：
应力腐蚀：金属在拉应力和化学介质的共同作用下引起的脆性断裂叫应力腐蚀。

氢蚀：氢与金属中的第二相作用生成高压气体，使机体金属晶界结合力减小而最终断裂的现象。

白点：在熔炼时，若钢中具有过量的氢，且未能扩散逸出，这在冷却时聚集到缺陷处，形成氢气。在该处内压力很大，足以将金属局部撕裂，形成微裂纹。这种微裂纹的断面呈银白色圆或椭圆，故称为白点。

氢化物致脆：第四、五副族金属易与氢形成脆性氢化物，使金属脆化的现象。

氢致延滞断裂：高强度钢中固溶一定量的氢，在低于屈服强度的应力连续作用下，通过一段孕育期后，金属内部形成裂纹，发生断裂。

σIscc ：材料不发生应力腐蚀的临界应力。
KIscc：不发生应力腐蚀断裂的最大应力场强度因子称为应力腐蚀临界应力场强度因子KIscc。KIscc表达具有宏观裂纹的材料，在应力腐蚀条件下的断裂韧度。

6.何谓氢致延滞断裂？为什么高强度钢的氢致延滞断裂是在一定的应变速率下和一定的温度范围内出现？
答：高强度钢中固溶一定量的氢，在低于屈服强度的应力连续作用下，通过一段孕育期后，金属内部形成裂纹，发生断裂。----氢致延滞断裂。
由于氢致延滞断裂的机理重要是氢固溶于金属晶格中，产生晶格膨胀畸变，与刃位错交互作用，氢易迁移到位错拉应力处，形成氢气团。
当应变速率较低而温度较高时，氢气团能跟得上位错运动，但滞后位错一定距离。因此，气团对位错起“钉扎”作用，产生局部硬化。当位错运动受阻，产生位错塞积，氢气团易于在塞积处聚集，产生应力集中，导致微裂纹。
若应变速率过高以及温度低的情况下，氢气团不能跟上位错运动，便不能产生“钉扎”作用，也不也许在位错塞积处聚集，产生应力集中，导致微裂纹。
所以氢致延滞断裂是在一定的应变速率下和一定的温度范围内出现的。

第七章

磨损：机件表面互相接触并产生相对运动，表面逐渐有微小颗粒分离出来形成磨屑，使表面材料逐渐损失、导致表面损伤的现象。

接触疲劳：两接触面做滚动或滚动加滑动摩擦时，在交变接触压应力长期作用下，材料表面因疲劳损伤，导致局部区域产生小片金属剥落而使材料损失的现象。

3.粘着磨损产生的条件、机理及其防止措施
----- 又称为咬合磨损，在滑动摩擦条件下，摩擦副相对滑动速度较小，因缺少润滑油，摩擦副表面无氧化膜，且单位法向载荷很大，以致接触应力超过实际接触点处屈服强度而产生的一种磨损。
磨损机理：
实际接触点局部应力引起塑性变形，使两接触面的原子产生粘着。
粘着点从软的一方被剪断转移到硬的一方金属表面，随后脱落形成磨屑
旧的粘着点剪断后，新的粘着点产生，随后也被剪断、转移。如此反复，形成磨损过程。
改善粘着磨损耐磨性的措施
1.选择合适的摩擦副配对材料
选择原则：配对材料的粘着倾向小
互溶性小
表面易形成化合物的材料
金属与非金属配对
2.采用表面化学热解决改变材料表面状态
进行渗硫、磷化、碳氮共渗等在表面形成一层化合物或非金属层，即避免摩擦副直接接触又减小摩擦因素。
3.控制摩擦滑动速度和接触压力
减小滑动速度和接触压力能有效减少粘着磨损。
4.其他途径
改善润滑条件，减少表面粗糙度，提高氧化膜与机体结合力都能减少粘着磨损。

影响接触疲劳寿命的因素？
内因
1.非金属夹杂物
脆性非金属夹杂物对疲劳强度有害
适量的塑性非金属夹杂物（硫化物）能提高接触疲劳强度
塑性硫化物随基体一起塑性变形，当硫化物把脆性夹杂物包住形成共生夹杂物时，可以减少脆性夹杂物的不良影响。
生产上尽也许减少钢中非金属夹杂物。
2.热解决组织状态
接触疲劳强度重要取决于材料的抗剪切强度，并有一定的韧性相配合。

当马氏体含碳量在0.4~0.5w%时，接触疲劳寿命最高。
马氏体和残余奥氏体的级别
残余奥氏体越多，马氏体针越粗大，越容易产生微裂纹，疲劳强度低。
未溶碳化物和带状碳化物越多，接触疲劳寿命越低。
3.表面硬度和心部硬度
在一定硬度范围内，接触疲劳强度随硬度的升高而增长，但并不保持正比线性关系。
表面形成一层极薄的残余奥氏体层，因表面产生微量塑性变形和磨损，增长了接触面积，减小了应力集中，反而增长了接触疲劳寿命。
渗碳件心部硬度太低，表层硬度梯度过大，易在过渡区内形成裂纹而产生深层剥落。
表面硬化层深度和残余内应力
硬化深度要适中，残余压应力有助于提高疲劳寿命。
外因
1.表面粗糙度
减少加工缺陷，减少表面粗糙度，提高接触精度，可以有效增长接触疲劳寿命。
接触应力低，表面粗糙度对疲劳寿命影响较大
接触应力高，表面粗糙度对疲劳寿命影响较小
2.硬度匹配
两个接触滚动体的硬度和装配质量等都应匹配适当。

第八章
蠕变：在长时间的恒温、恒载荷作用下缓慢地产生塑性变形的现象。
等强温度（TE）：晶粒强度与晶界强度相等的温度。
蠕变极限：在高温长时间载荷作用下不致产生过量塑性变形的抗力指标。 该指标与常温下的屈服强度相似。
持久强度极限：在高温长时载荷作用下的断裂强度---持久强度极限。

蠕变极限的两种表达方式：
1. 在规定温度(t)下，使试样在规定期间内产生的稳态蠕变速率(έ)不超过规定值的最大应力（σtέ）。
σ6001X10-5=60MPa表达温度为600℃，稳定蠕变速率为1X10-5%/h的蠕变极限为60MPa。
2.在规定温度(t)下和实验时间(τ)内，是试样产生的蠕变总伸长率(δ)不超过规定的最大值 σtδ/τ。
σ5001/105=100MPa，表达材料在500℃，105h后总的生产率位1%的蠕变极限为100MPa。
℃
持久强度极限的表达式
在规定温度(t)下，达成规定的连续时间(τ)而不发生断裂的最大应力（σtτ ）。
σ7001X103=30MPa表达温度为700℃、1000h的连续强度极限为30MPa。

四、影响金属高温力学性能的重要因素
由蠕变断裂机理可知要减少蠕变速度提高蠕变极限，必须控制位错攀移的速度；
要提高断裂抗力，即提高持久强度，必须克制晶界的滑动，也就是说要控制晶内和晶界的扩散过程。
（一）合金化学成分的影响
耐热钢及合金的基体材料一般选用熔点高、自扩散激活能大或层错能低的金属及合金。
熔点愈高的金属自扩散愈慢
层错能减少易形成扩展位错
弥散相能强烈阻碍位错的滑移与攀移
在基体金属中加入（高熔点、半径差距大）的铬、钼、钨、铌等元素形成固溶体
固溶强化
减少层错能，易形成扩展位错。
加入能形成弥散相的合金元素
弥散强化阻碍位错的滑移
加入增长晶界扩散激活能的元素（硼、稀土等）
阻碍晶界滑动
增大晶界裂纹面的表面能
二）冶炼工艺的影响
减少钢中的夹杂物和某些缺陷
合金定向生长（减少横向晶界）

（三）热解决工艺的影响
对于珠光体耐热钢，一般用正火加回火。
正火温度较高，促使碳化物较充足而均匀地溶入奥氏体
回火温度应高于使用温度100~150℃以上，以提高其在使用温度下的组织稳定性。
对于奥氏体耐热钢，一般进行固溶解决和时效
获得适当的晶粒度
改善强化相的分布状态
（四）晶粒度的影响
当使用温度低于等强温度时，细晶钢有较高的强度；当使用温度高于等强温度时，粗晶钢有较高的蠕变极限和持久强度极限。
但晶粒太大会减少材料的塑性和韧度
晶粒度要均匀，否则在大小晶粒交界处易产生应力集中而形成裂纹。

（高温下金属材料的韧脆变化有和特性？断裂途径变化有何变化？结合等强温度分析晶粒大小对金属材料高温力学性能的影响。）
结合等强温度分析晶粒大小对金属材料高温力学性能（韧脆变化、断裂途径、蠕变极限和持久强度极限）的影响。
韧脆变化：
高温短时加载时，金属的塑性增长。
高温长时加载时，塑性减少，缺口敏感度增长，呈现脆断现象。

断裂途径变化：
常温下的穿晶断裂转变为沿晶断裂。
因素：温度升高时晶粒强度和晶界强度都减少，但晶界强度减少较快。
等强温度（TE）：晶粒强度与晶界强度相等的温度。

（四）晶粒度的影响
当使用温度低于等强温度时，细晶钢有较高的强度；当使用温度高于等强温度时，粗晶钢有较高的蠕变极限和持久强度极限。
但晶粒太大会减少材料的塑性和韧度
晶粒度要均匀，否则在大小晶粒交界处易产生应力集中而形成裂纹。

第九章
银纹：非晶态聚合物的某些薄弱区，因拉应力塑性变形，在其表面和内部出现闪亮的、细长形的“类裂纹”----银纹。
玻璃态：温度低于玻璃化温度时，聚合物所处在的状态即为玻璃态。

3.线型非晶态聚合物力学性能的三态是什么？各有何特点？
答：一、玻璃态下的变形
硬玻璃态
温度低于脆化温度tb，聚合物处在硬玻璃态。其应力应变曲线只有弹性变形阶段，且伸长很小、断口与与拉力方向垂直。弹性模量比其他状态的大，无弹性滞后。为普弹性变形。
软玻璃态
当温度处在tb-tg之间时，聚合物处在玻璃态。（普弹变形、受迫高弹变形、沿外力再取向）

二、高弹态下的变形
温度处在tg-tf间时，聚合物处在高弹态。室温下处在高弹态的聚合物称为橡胶。
其力学性能特点是具有高弹性。
在外力作用下，长链通过链段调整构象是原卷曲的链沿拉应力方向伸长，宏观上表现为很大的弹性。
在外力去除时，接点及扭结的趋势使得聚合物链又回复到卷曲状态，宏观变形消失。
高弹性与交联度有关
交联少----产生塑性变形
交联多----弹性下降，弹性模量和硬度增长。
三、粘流态下的变形
温度高于tf时，聚合物分子链在外力作用下可进行整体相对滑动，呈粘性滑动，导致不可逆永久变形。
通常把这种无屈服应力出现的流动变形称为粘性。

第十章
热震断裂：陶瓷材料承受温度骤变产生瞬时断裂，称之为热震断裂。
热震损伤：陶瓷材料在热冲击循环作用下，材料先出现开裂、剥落，然后碎裂和变质，终至整体破坏，称之为热震损伤。

简述陶瓷材料的增韧措施。
1.改善陶瓷显微结构
使材料达成细密、均、纯，是陶瓷材料增韧增强的有效途径之一。
晶粒形状也影响陶瓷的韧性。
晶粒长宽比增长，断裂韧度增长。
2.相变增韧
在外力作用下，陶瓷从亚稳定相转变为稳定相，消耗一部分外加能量，使材料增韧。
相变增韧受使用温度限制。
3.微裂纹增韧
当主裂纹扩展碰到微裂纹时，发生分叉转变扩展方向，增长扩展过程的表面能；同时，主裂纹尖端应力集中被松弛，致使扩展速度减慢。

简述陶瓷材料的耐磨性的特点。
陶瓷材料的耐磨性与材料种类和性能、摩擦条件、环境，以及陶瓷材料自身的性能和表面状态等因素有关。
陶瓷材料的磨损机理重要是以微断裂方式导致的磨粒磨损。
陶瓷材料与陶瓷材料的配对的摩擦副，其粘着倾向很小；金属与陶瓷的摩擦副比金属配对的摩擦副粘着作用也小。这使得其耐磨性优良。
陶瓷材料对环境介质和气氛极为敏感，在特定条件下也许会形成摩擦化学磨损。这是陶瓷材料特有的磨损机理。