读书报告第一章无机材料的受力形变一、基础知识(参考《材料物理性能》关振铎、张中太等编著。

清华大学出版社）1、应力σ下标的含义（第五页）单位面积上所受的内力称为应力σ＝F/Aσ下标：第一个字母表示应力作用面的法线方向；第二个字母表示应力作用的方向。

应力分量2、弹性形变：在外力作用下，物体发生形变，当外力撤消后，物体能恢复原状，则这样的形变叫做弹性形变。

例如弹簧。

3、滞弹性：无机固体和金属这种与时间有关的弹性。

4、粘弹性：一些非晶体，有时甚至多晶体在比较小的应力时可以同时表现出弹性和粘性。

5、应变与蠕变：应变是用来描述物体内部各质点之间的相对位移的。

一根长度为Lo的杆，在单向拉应力作用下被拉长到L1，则应变的定义为：ε＝（L1－Lo）/Lo＝ΔL/Lo。

当对粘性体施加一恒定力时，其应变随时间而增加，此现象叫蠕变。

6、应力弛豫：施加一恒定应变，则应力将随时间而减少，此现象叫弛豫。

7、塑性行变：指一种在外力移去后不能恢复的形变。

8、超塑性：指在一应力作用下产生异常大的拉伸形变而不发生破坏的能力。

9、滑移系统：在切应力作用下，晶体的一部分沿一定的结晶学平面上的一定结晶学方向相对于晶体的另一部分进行移动，使晶面上的原子从一个稳定平衡位置移至另一个平衡位置的过程晶体的滑移过程如图1所示滑移是金属晶体塑性变形的主要方式在滑移过程中，晶体的位向不发生改变，已滑移和未滑移部分仍保持位向的一致；每次滑移量均为晶体在滑移方向上原子间距的整倍数，这个滑移量在应力去除后不能恢复。

大量滑移的累积，构成晶体宏观的塑性变形晶体的滑移分单晶体滑移与多晶体滑移。

滑移面和滑动方向组成晶体的滑移系统。

晶体滑移示意图二、对弹性模量的理解与应用材料在弹性变形阶段，其应力和应变成正比例关系（即符合胡克定律），其比例系数称为弹性模量。

弹性模量的单位是达因每平方厘米。

“弹性模量”是描述物质弹性的一个物理量，是一个总称。

弹性模量E是原子间结合强度的一个标志，是一常数。

弹性模量E与原子结合力线上任一点受力点的曲线斜率有关。

弹性模量越大，原子结合力越强；原子间距越小。

弹性模量越大。

弹性模量可视为衡量材料产生弹性变形难易程度的指标，其值越大，使材料发生一定弹性变形的应力也越大，即材料刚度越大，亦即在一定应力作用下，发生弹性变形越小。

弹性模量E是指材料在外力作用下产生单位弹性变形所需要的应力。

三、为什么常温下陶瓷材料易碎而金属材料摔不碎(参考《材料物理性能》关振铎、张中太等编著。

清华大学出版社)与金属材料相比，陶瓷材料有极高的强度，其弹性模量比金属大很多。

但大多数陶瓷材料缺乏塑性变形能力和韧性，极限应变小于0.1％~0.2％，在外力的作用下呈现脆性，并且抗冲击、抗热冲击能力也很差.脆件断裂往往导致了材料被破坏。

一般的陶瓷材料在室温下塑性为零，这是因为大多数陶瓷材料晶体结构复杂、滑移系统少，位错生成能高,而且位错的可动性差。

金属材料一般具有五个以上滑移系统，错位容易运动，塑性变形容易，无论单晶还是多晶都是延性的；陶瓷材料在常温下几乎是完全脆性的，只有高温时才表现出一定塑性形变，它的滑移系统少，滑移系统之间相互作用以及存在大量的晶界。

错位滑移困难。

许多陶瓷材料，晶体结构复杂，对称性低，点阵常数大，不易形成位错，且能满足滑移小距离后复原的条件晶面很少。

四、显微结构对蠕变的影响1）气孔：随着气孔率增加，蠕变也增大。

因为气孔减少了抵抗蠕变的有效截面积。

2）晶粒尺寸：晶粒越小，蠕变率越大。

因为晶粒越小，晶界的比例大大增加，晶界扩散及晶界流动对蠕变的贡献也就增大。

3）玻璃相：当温度升高，玻璃相的粘度降低，因而变形速率增大，亦即蠕变率增大，非晶态玻璃的蠕变率比结晶态要大得多。

玻璃相对蠕变的影响还取决于玻璃相对晶相的湿润程度。

不湿润晶相，在晶界处为晶粒与晶粒结合，抵抗蠕变性能好；完全湿润，形成抗蠕变弱结构。

第二章材料脆性断裂与强度一、理解记忆σth 、σc 、Kic公式，硬度的表示法σth:为理论结合强度。

σth＝2πγ／λ＝(Εγ／a) ½σc:临界应力。

σc＝(2Εγ／πc) ½ＫIc :裂纹有三种扩展方式或类型：ＫIc:裂纹有三种扩展方式或类型：掰开性（I ）、错开性（Ⅱ）、及撕开型（Ⅲ），ＫⅠc 名为平面应变断裂韧性。

γE K C 2=I 平面应力状态 212μγ-=I E K C 平面应变状态 硬度表示法：金属材料常用的硬度测量方法是再静负载下将一个硬的物体压入材料，这样测量的硬度主要仅反映材料抵抗破坏的能力。

陶瓷及矿物材料常用的划痕硬度叫做莫氏硬度，它只表示硬度由大到小的顺序。

不表示软硬的程度。

布氏硬度法主要用来测量金属材料中较软及中等硬度的材料，很少用于陶瓷；维氏硬度法及努普硬度法都适应于较硬的材料也用于测量陶瓷的硬度；洛氏硬度法测量的范围较广，采用不同的压头和负载可以得到15种标准洛氏硬度。

A 、布氏硬度（HB ）用一定直径的钢球或硬质合金球，以规定的试验力（F ）压入式样表面，经规定保持时间后卸除试验力，测量试样表面的压痕直径（L ）。

布氏硬度值是以试验力除以压痕球形表面积所得的商。

以HBS （钢球）表示，单位为N/mm2(MPa)。

B 、洛氏硬度（HR ）洛氏硬度试验同布氏硬度试验一样，都是压痕试验方法。

不同的是，它是测量压痕的深度。

即，在初邕试验力（Fo ）及总试验力（F ）的先后作用下，将压头压入试样表面，经规定保持时间后，卸除主试验力，用测量的残余压痕深度增量（e ）计算硬度值。

C 、维氏硬度（HV ）维氏硬度试验也是一种压痕试验方法，是将一个相对面夹角为136度的正四棱锥体金刚石压头以选定的试验力（F ）压入试验表面，经规定保持时间后卸除试验力，测量压痕两对角线长度。

二、高强度材料的特征，实际强度与理论强有什么差异，强度的尺寸效应，强度的分散性1.E和γ要大，而裂纹尺寸要小。

2.对于实际结合强度，只有克服原子间结合力，材料才能断裂。

如果知道原子间结合力的细节，即知道应力-应变曲线的精确方式，就可算出理论结合强度。

3．由于试件长，含有危险裂纹的机会就多，对于大试件来说，强度偏低。

4.韦伯模数m越大，材料越均匀，材料的强度分散性越小。

强度的尺寸效应强度的尺寸效应：由于同种材料中大尺寸材料比小尺寸材料包含的裂纹数目更多，似的大尺寸材料的断裂强度较低，这就是强度的尺寸效应。

强度的分散型：由于裂纹的长度在材料内的分布是随机的有大有小，所以临界应力也是有大有小的，具有分散的统计性三、显微结构对强度的影响1）晶粒尺寸的影响对于大多数多晶材料，晶粒越小，强度越高。

一方面因为致密多晶材料内部的缺陷尺寸与晶粒尺寸有着直接或间接的关系；另一方面断裂能是显微结构的敏感参数。

2）气孔的影响随气孔率的增加，材料强度将呈指数规律降低。

因为气孔的存在不但使材料的实际受力面积减小，而且还会在周围引起应力集中。

四、断裂韧性在设计选材方面的应用当裂纹尖端应力强度因子达到某一临界值Kic 时，裂纹及失稳扩散而导致断裂，此时的临界应力强度因子即称为平面应变断裂韧性，简称断裂韧性。

材料的断裂韧性、断裂应力（或临界应力）与特定受拉应力区中最长的一条裂纹的裂纹长度有如下关系c Y K K c c c σ==I I )(材料的断裂韧性Ic K 是材料的本征参数，几何形状因子Y 在给定实验方法后也是常数。

由上式可知，材料的临界应力σc 只随材料中最大裂纹长度c 变化。

由于裂纹的长度在材料内的分布是随机的，有大有小，所以临界应力也是有大有小，具有分散的统计性，因此在材料抽样试验时，有的试样σc 大，有的小。

当ＫⅠ≤ＫⅠc 时，材料是安全的，当ＫⅠ>ＫⅠc 时，材料就要发生断裂。

这就是说应力强度因子应小于或等于材料的平面应变断裂韧性，所设计的构件是安全的。

五、提高陶瓷材料强度的案例（SEM,TEM ）（《无机非金属材料性能》 贾德昌、宋桂明等编著。

科学出版社）影响陶瓷材料强度的因素是多方面的,材料强度的本质是内部质点(原子、离子、分子）间的结合力，为了使材料实际强度提高到理论强度的数值，长期以来进行了大量研究。

从对材料的形变及断裂的分析可知，在晶体结构既定的情况下，控制强度的主要因素有三个，即弹性模量E ，断裂功和裂纹尺寸 。

其中E 是非结构敏感的， 与微观结构有关，但对单相材料，微观结构对强度的影响不大，唯一可以控制的是材料中的微裂纹，可以把微裂纹理解为各种缺陷的总和。

表面残余压应力增韧：陶瓷材料可以通过引入残余压应力达到增强韧化的目的。

控制含弥散四方 颗粒的陶瓷在表层发生四方相向单斜相相变,引起表面体积膨胀而获得表面残余压应力。

由于陶瓷断裂往往起始于表面裂纹,表面残余压应力有利于阻止表面裂纹的扩展,从而起到了增强增韧的作用。

一种提高陶瓷／金属钎焊界面焊后强度、抗震抗力的方法。

在陶瓷与金属的焊接界面之间加入一层金属Mo 网，通过对钎料的网状分割作用，使得钎料在结合界面上的大尺寸凝固收缩，变成了许多小熔区的独立凝固收缩，在相邻小网孔之间产生了反向应力互消的作用，从而使得整个结合面上的残余应力大幅度降低，通过对两种不同的钎料的实验，加金属Mo 网后，其焊后强度均提高了50％以上，经700℃抗震处理（淬水），剩余强度也分别提高180％和130％。

六、提高陶瓷断裂韧性的案例相变增韧：利用多晶多相陶瓷中某些相成分在不同温度的相变,从而增韧的效果,统称为相变增韧。

例如,利用ZrO2的马氏体相变来改善陶瓷材料的力学性能,是目前引人注目的研究领域。

研究了多种?的相变增韧,由四方相转变成单斜相,体积增大3%~5%,如部分稳定ZrO2(psz),四方多晶ZrO2陶瓷(TZP), ZrO2增韧Al2O3陶瓷(ZTA), ZrO2增韧莫来石陶瓷(ZTM), ZrO2增韧尖晶石陶瓷ZrO2,增韧钛酸铝陶瓷ZrO2,增韧Si3N4陶瓷,增韧SiC以及增韧SiAION等。

其中PSZ陶瓷较为成熟,TZP,ZTA,ZTM研究得也较多,PSZ,TZP,ZTA等的新裂韧性Kic已达1/2,有的高达1/211~15MPa m,但温度升高时,相变增韧失效。

当部分稳定20MPa mZrO2陶瓷烧结致密后,四方相ZrO2颗粒弥散分布于其他陶瓷基体中(包括ZrO2本身),冷却时亚稳四方相颗粒受到基体的抑制而处于压应力状态,这时基体沿颗粒连线方向也处于压应力状态。

材料在外力作用下所产生的裂纹尖端附近由于应力集中的作用,存在张应力场,从而减轻了对四方相颗粒的束缚,在应力的诱发作用下会发生向单斜相的转变并发生体积膨胀,相变和体积膨胀的过程除消耗能量外,还将在主裂纹作用区产生压应力,二者均阻止裂纹的扩展,只有增加外力做功才能使裂纹继续扩展,于是材料强度和新裂韧性大幅度提高。