工程材料力学性能作业答案12908.docx

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1、Evaluation Warning: The document was created with Spire.Doc for .NET.第一章包申格效效应：指指原先经经过少量量塑性变变形，卸卸载后同同向加载载，弹性性极限（P）或屈服强度（S）增加；反向加载时弹性极限（P）或屈服强度（S）降低的现象。解理断裂裂：沿一一定的晶晶体学平平面产生生的快速速穿晶断断裂。晶晶体学平平面解理面面，一般般是低指指数，表表面能低低的晶面面。解理面：在解理理断裂中中具有低低指数，表表面能低低的晶体体学平面面。韧脆转变变：材料料力学性性能从韧韧性状态态转变到到脆性状状态的现现象（冲冲击吸收收功明显显下降，断断裂机

2、理理由微孔孔聚集型型转变微微穿晶断断裂，断断口特征征由纤维维状转变变为结晶晶状）。静力韧度度：材料在在静拉伸伸时单位位体积材材料从变变形到断断裂所消消耗的功功叫做静静力韧度度。是一一个强度度与塑性性的综合合指标，是是表示静静载下材材料强度度与塑性性的最佳佳配合。 可以从河河流花样样的反“河流”方向去去寻找裂裂纹源。解理断裂裂是典型的的脆性断断裂的代代表，微微孔聚集集断裂是是典型的的塑性断断裂。5.影响响屈服强强度的因因素与以下三三个方面面相联系系的因素素都会影影响到屈屈服强度度位错增值值和运动动晶粒、晶晶界、第第二相等等外界影响响位错运运动的因因素主要从内内因和外外因两个个方面考考虑（一） 影

3、响响屈服强强度的内内因素1金属属本性和和晶格类类型（结结合键、晶晶体结构构）单晶的屈屈服强度度从理论论上说是是使位错错开始运运动的临临界切应应力，其其值与位位错运动动所受到到的阻力力（晶格格阻力派拉拉力、位位错运动动交互作作用产生生的阻力力）决定定。派拉力：位错交互互作用力力（a是与与晶体本本性、位位错结构构分布相相关的比比例系数数，L是位错错间距。）2晶粒粒大小和和亚结构构晶粒小晶界多多（阻碍碍位错运运动）位错塞塞积提供应应力位错开开动产生宏宏观塑性性变形。晶粒减小小将增加加位错运运动阻碍碍的数目目，减小小晶粒内内位错塞塞积群的的长度，使使屈服强强度提高高（细晶晶强化）。屈服强度度与晶粒粒大

4、小的的关系：霍尔派派奇（HHalll-Peetchh)s= i+kkyd-1/223溶质质元素加入溶质质原子（间隙隙或置换换型）固固溶体（溶质质原子与与溶剂原原子半径径不一样样）产生生晶格畸畸变产生畸畸变应力力场与位错错应力场场交互运运动使位错错受阻提高屈屈服强度度（固溶溶强化）。4第二二相（弥弥散强化化，沉淀淀强化）不可变形形第二相相提高位错错线张力力绕过第第二相留下位位错环两质点点间距变变小流变应应力增大大。可变形第第二相位错切过过（产生生界面能能），使使之与机机体一起起产生变变形，提提高了屈屈服强度度。弥散强化化：第二相质质点弥散散分布在在基体中中起到的的强化作作用。沉淀强化化：第二相质

5、质点经过过固溶后后沉淀析析出起到到的强化化作用。（二） 影响响屈服强强度的外外因素1.温度度一般的规规律是温温度升高高，屈服服强度降降低。原因：派派拉力属属于短程程力，对对温度十十分敏感感。2.应变变速率应变速率率大，强强度增加加。,tt= CC1()m3应力力状态切应力分分量越大大，越有有利于塑塑性变形形，屈服服强度越越低。缺口效应应：试样中中“缺口”的存在在，使得得试样的的应力状状态发生生变化，从从而影响响材料的的力学性性能的现现象。9.细晶强化化能强化化金属又又不降低低塑性。10.韧韧性断裂裂与脆性性断裂的的区别。为为什么脆脆性断裂裂更加危危险？韧性断裂裂：是断裂前前产生明明显宏观观塑性

6、变变形的断断裂特征：断裂面一一般平行行于最大大切应力力与主应应力成445度角角。断口成纤纤维状（塑塑变中微微裂纹扩扩展和连连接），灰灰暗色（反反光能力力弱）。断口三要要素：纤维区、放放射区、剪剪切唇这三个区区域的比比例关系系与材料料韧断性性能有关关。塑性好，放放射线粗粗大塑性差，放放射线变变细乃至至消失。脆性断裂裂：断裂前基基本不发发生塑性性变形的的，突发发的断裂裂。特征：断裂面与与正应力力垂直，断断口平齐齐而光滑滑，呈放放射状或或结晶状状。注意：脆脆性断裂裂也产生生微量塑塑性变形形。断面收缩缩率小于于5为脆脆性断裂裂，大于于5为韧韧性断裂裂。23.断断裂发生生的必要要和充分分条件之之间的联联

7、系和区区别。格雷菲斯斯裂纹理理论是根根据热力力学原理理，用能能量平衡衡（弹性性能的降降低与表表面能的的增加相相平衡）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。该断裂判判据为：裂纹扩展展的充分分条件是是其尖端端应力要要大于等等于理论论断裂强强度。（是是通过力力学方法法推到的的断裂判判据）该应力断断裂判据据为：对比这两两个判据据可知：当33a0时，必要条条件和充充分条件件相当 33a0时，满满足充分分条件就就可行（同同时也满满足必要要条件）25.材料成分分：rs有有效表面面能，主主要是塑塑性变形形功，与与有效滑滑移系数数目和可可动位错错有关具有fc

8、cc结构构的金属属有效滑滑移系和和可动位位错的数数目都比比较多，易易于塑性性变形，不不易脆断断。凡加入合合金元素素引起滑滑移系减减少、孪孪生、位位错钉扎扎的都增增加脆性性；若合合金中形形成粗大大第二相相也使脆脆性增加加。杂质：聚集在晶晶界上的的杂质会会降低材材料的塑塑性，发发生脆断断。温度：i-位错错运动摩摩擦阻力力。其值值高，材材料易于于脆断。Bcc金金属具有有低温脆脆断现象象，因为为i随着着温度的的减低而而急剧增增加，同同时在低低温下，塑塑性变形形一孪生生为主，也也易于产产生裂纹纹。故低低温脆性性大。晶粒大小小：d值小位位错塞积积的数目目少，而而且晶界界多。故故裂纹不不易产生生，也不不易扩

9、展展。所以以细晶组组织有抗抗脆断性性能。应力状态态：减小切应应力与正正应力比比值的应应力状态态都将增增加金属属的脆性性加载速度度加载速度度大，金金属会发发生韧脆脆转变。第二章应力状态态软化系系数：为为了表示示应力状状态对材材料塑性性变形的的影响，引引入了应应力状态态柔度系系数a，它的的定义为为：应力状态态柔度系系数a，表征征应力状状态的软软硬。表示材料料塑性变变形的难难易程度度。缺口效应应：试样样中“缺口”的存在在，使得得试样的的应力状状态发生生变化，从从而影响响材料的的力学性性能的现现象。缺口敏感感度： 为 是是有缺口口试样的的抗拉强强度与无无缺口试试样的抗抗拉强度度的比值值。表示示缺口的的

10、存在对对试样抗抗拉强度度的影响响程度或或材料对对缺口的的敏感程程度。 布氏硬度度：洛氏硬度度：维氏硬度度：努氏硬度度：肖氏硬度度：里氏硬度度：7.说明明布氏硬硬度、洛洛氏硬度度与维氏氏硬度的的实验原原理和优优缺点。1、氏硬硬度试验验的基本本原理 在直径DD的钢珠珠（淬火火钢或硬硬质合金金球）上上，加一一定负荷荷F，压压入被试试金属的的表面，保保持规定定时间卸卸除压力力，根据据金属表表面压痕痕的陷凹凹面积计计算出应应力值，以以此值作作为硬度度值大小小的计量量指标。优点： 代表性性全面，因因为其压压痕面积积较大，能能反映金金属表面面较大体体积范围围内各组组成相综综合平均均的性能能数据，故故特别适适

11、宜于测测定灰铸铸铁、轴轴承合金金等具有有粗大晶晶粒或粗粗大组成成相 的的金属材材料。 试验数数据稳定定。试验验数据从从小到大大都可以以统一起起来。缺点： 钢球本本身变形形问题。对对HB4500以上的的太硬材材料，因因钢球变变形已很很显著，影影响所测测数据的的正确性性，因此此不能使使用。 由于压压痕较大大，不宜宜于某些些表面不不允许有有较大压压痕的成成品检验验，也不不宜于薄薄件试验验。 不同材材料需更更换压头头直径和和改变试试验力，压压痕直径径的测量量也较麻麻烦。2、洛氏氏硬度的的测量原原理洛氏硬度度是以压压痕陷凹凹深度作作为计量量硬度值值的指标标。洛氏硬度度试验的的优缺点点洛氏硬度度试验避避免

12、了布布氏硬度度试验所所存在的的缺点。它它的优点点是： 1)因因有硬质质、软质质两种压压头，故故适于各各种不同同硬质材材料的检检验，不不存在压压头变形形问题； 2)压痕小小，不伤伤工件，适适用于成成品检验验； 3)操作迅迅速，立立即得出出数据，测测试效率率高。 缺点是是：代表表性差，用用不同硬硬度级测测得的硬硬度值无无法统一一起来，无无法进行行比较。3、维氏氏硬度的的测定原原理维氏硬度度的测定定原理和和布氏硬硬度相同同,也是是根据单单位压痕痕陷凹面面积上承承受的负负荷，即即应力值值作为硬硬度值的的计量指指标。维氏硬度度的优缺缺点1、不存存在布氏氏那种负负荷F和和压头直直径D的的规定条条件的约约束

13、，以以及压头头变形问问题；2、也不不存在洛洛氏那种种硬度值值无法统统一的问问题；3、它和和洛氏一一样可以以试验任任何软硬硬的材料料，并且且比洛氏氏能更好好地测试试极薄件件(或薄薄层)的的硬度，压压痕测量量的精确确度高，硬硬度值较较为精确确。4、负荷荷大小可可任意选选择。（维维氏显微微硬度）唯一缺点点是硬度度值需通通过测量量对角线线后才能能计算(或查表表)出来来，因此此生产效效率没有有洛氏硬硬度高。8.今有有如下零零件和材材料需要要测定硬硬度，试试说明选选择何种种硬度实实验方法法为宜。（1）渗渗碳层的的硬度分分布；（22）淬火火钢；（33）灰铸铸铁；（44）鉴别别钢中的的隐晶马马氏体和和残余奥奥

14、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）渗渗碳层的的硬度分分布-HHK或-显微HHV（2）淬淬火钢-HRRC（3）灰灰铸铁-HBB（4）鉴鉴别钢中中的隐晶晶马氏体体和残余余奥氏体体-显显微HVV或者HHK（5）仪仪表小黄黄铜齿轮轮-HHV（6）龙龙门刨床床导轨-HSS（肖氏氏硬度）或或HL(里氏硬硬度)（7）渗渗氮层-HVV（8）高高速钢刀刀具-HRAA（9）退退火态低低碳钢-HRB（10）硬质合金-HRA第三章冲击韧度度：材料料在冲击击载荷作作用下吸吸收塑性性变形功功和断裂裂功的大大小，也即冲击击吸收功功Ak

15、。低温脆性性：在试试验温度度低于某某一温度度tk时，会会由韧性性状态转转变未脆脆性状态态，冲击击吸收功功明显下下降，断断裂机理理由微孔孔聚集型型转变微微穿晶断断裂，断断口特征征由纤维维状转变变为结晶晶状，这这就是低低温脆性性。韧脆转变变温度：材料在在低于某某一温度度tk时，会会由韧性性状态转转变未脆脆性状态态，tk称为为韧脆转转变温度度。什么是低低温脆性性、韧脆转转变温度度tk？产生生低温脆脆性的原原因是什什么？体体心立方方和面心心立方金金属的低低温脆性性有和差差异？为为什么？答：在试试验温度度低于某某一温度度tk时，会会由韧性性状态转转变未脆脆性状态态，冲击击吸收功功明显下下降，断断裂机理理

16、由微孔孔聚集型型转变微微穿晶断断裂，断断口特征征由纤维维状转变变为结晶晶状，这这就是低低温脆性性。 ttk称为为韧脆转转变温度度。低温脆性性的原因因：低温脆性性是材料料屈服强强度随温温度降低低而急剧剧增加，而而解理断断裂强度度随温度度变化很很小的结结果。如如图所示示：当温温度高于于韧脆转转变温度度时，断断裂强度度大于屈屈服强度度，材料料先屈服服再断裂裂（表现现为塑韧韧性）；当温度度低于韧韧脆转变变温度时时，断裂裂强度小小于屈服服强度，材材料无屈服直接接断裂（表表现为脆脆性）。心立方和和面心立立方金属属低温脆脆性的差差异：体心立方方金属的的低温脆脆性比面心立立方金属属的低温温脆性显显著。原因：这

17、是因为为派拉力力对其屈屈服强度度的影响响占有很很大比重重，而派派拉力是是短程力力，对温温度很敏敏感，温温度降低低时，派派拉力大大幅增加加，则其其强度急急剧增加加而变脆脆。6.拉伸冲击弯曲曲缺口试样样拉伸第四章KI称为为I型裂纹纹的应力力场强度度因子，它它是衡量量裂纹顶顶端应力力场强烈烈程度的的函数，决决定于应应力水平平、裂纹纹尺寸和和形状。塑性区尺尺寸较裂裂纹尺寸寸a及静静截面尺尺寸为小小时（小小一个数数量级以以上），即即在所谓谓的小范范围屈服服裂纹的应应力场强强度因子子与其断断裂韧度度相比较较，若裂裂纹要失失稳扩展展脆断，则则应有：这就是断断裂K判判据。应力强度度因子KK1是描描写裂纹纹尖端

18、应应力场强强弱程度度的复合合力学参参量，可可将它看看作推动动裂纹扩扩展的动动力。对对于受载载的裂纹纹体，当当K1增增大到某某一临界界值时，裂裂纹尖端端足够大大的范围围内应力力达到了了材料的的断裂强强度，裂裂纹便失失稳扩展展而导致致断裂。这这一临界界值便称称为断裂裂韧度KKc或KK1c。意义：KC平面面应力断断裂韧度度（薄板板受力状状态）KIC平平面应变变断裂韧韧度（厚厚板受力力状态）16.有有一大型型板件，材材料的0.22=12200MMPa，KKIc=1115MMPa*m1/2，探探伤发现现有200mm长长的横向向穿透裂裂纹，若若在平均均轴向拉拉应力9900MMPa下下工作，试试计算KKI及

19、塑塑性区宽宽度R00，并判判断该件件是否安安全？解：由题题意知穿穿透裂纹纹受到的的应力为为=9000MPPa根据/0.2的值值，确定定裂纹断断裂韧度度KIC是否否休要修修正因为/0.2=9900/12000=00.7550.7，所所以裂纹纹断裂韧韧度KI需要修修正对于无限限板的中中心穿透透裂纹，修修正后的的KI为： = （MPPa*mm1/22）塑性区宽宽度为： =0.000444179937(m)=2.221(mmm)比较K11与KIIc：因为K11=1668.113（MMPa*m1/2）KIc=1155（MPPa*mm1/22）所以：KK1KKIc ，裂纹纹会失稳稳扩展 , 所所以该件件不

20、安全全。17.有有一轴件平行轴轴向工作作应力1150MMPa，使用中发现横向疲劳脆性正断，断口分析表明有25mm深度的表面半椭圆疲劳区，根据裂纹a/c可以确定=1，测试材料的0.2=720MPa，试估算材料的断裂韧度KIC为多少？解：因为/0.2=150/7200=0.208811.4，表表现为循循环硬化化；b / s11.2，表表现为循循环软化化；1.2b / s11.4，材材料比较较稳定，无无明显循循环硬化化和软化化现象。也可用应应变硬化化指数nn来判断断循环应应变对材材料的影影响，nn1硬硬化。退火状态态的塑性性材料往往往表现现为循环环硬化，加加工硬化化的材料料表现为为循环软软化。循环硬

21、化化和软化化与位错错的运动动有关：退火软金金属中，位位错产生生交互作作用，运运动阻力力增大而而硬化。冷加工后后的金属属中，有有位错缠缠结，在在循环应应力下破破坏，阻阻力变小小而软化化。14.试试述低周周疲劳的的规律及及曼森-柯芬关关系。低周疲劳劳的应变变-寿命命曲线如如图5-34，曼曼森-柯柯芬等分分析了低低周疲劳劳的实验验结果，提提出了低低周疲劳劳寿命的的公式：请结合该该公式，分分析图55-344的变化化规律，指指出低周周疲劳和和高周疲疲劳的什么起起主导作作用，选选材时应应分别以以什么性性能为主主？答：低周周疲劳寿寿命的公公式由弹弹性应变变和塑性性应变两两部分对对应的寿寿命公式式组成，其对应

22、应的公式式分别为为：将以上两两公式两两边分别别取对数数，在对对数坐标标上，上上两公式式就变成成了两条条直线，分分别代表表弹性应应变幅-寿命线线和塑性性应变幅幅-寿命命线。两两条直线线斜率不不同，其其交点对对应的寿寿命称为为过渡寿寿命。在在交点左左侧，即即低周疲疲劳范围围内，塑塑性应变变幅起主主导作用用，材料料的疲劳劳寿命由由塑性控控制；在在高周疲疲劳区，弹弹性应变变幅起主主导作用用，材料料的疲劳劳寿命由由强度控控制。选选材时，高周疲劳主要考虑强度，低周疲劳考虑塑性。第六章名词解释释：应力腐蚀蚀：金属属在拉应应力和化化学介质质的共同同作用下下引起的的脆性断断裂叫应应力腐蚀蚀。氢蚀：氢氢与金属属中

23、的第第二相作作用生成成高压气气体，使使机体金金属晶界界结合力力减小而而最终断断裂的现现象。白点：在在熔炼时时，若钢钢中含有有过量的的氢，且且未能扩扩散逸出出，这在在冷却时时聚集到到缺陷处处，形成成氢气。在在该处内内压力很很大，足足以将金金属局部部撕裂，形形成微裂裂纹。这这种微裂裂纹的断断面呈银银白色圆圆或椭圆圆，故称称为白点点。氢化物致致脆：第第四、五五副族金金属易与与氢形成成脆性氢氢化物，使使金属脆脆化的现现象。氢致延滞滞断裂：高强度度钢中固固溶一定定量的氢氢，在低低于屈服服强度的的应力持持续作用用下，经经过一段段孕育期期后，金金属内部部形成裂裂纹，发发生断裂裂。Isccc：材料不不发生应应

24、力腐蚀蚀的临界界应力。KIsccc：不发生生应力腐腐蚀断裂裂的最大大应力场场强度因因子称为为应力腐腐蚀临界界应力场场强度因因子KIIsccc。KIsscc表表示含有有宏观裂裂纹的材材料，在在应力腐腐蚀条件件下的断断裂韧度度。6.何谓谓氢致延延滞断裂裂？为什什么高强强度钢的的氢致延延滞断裂裂是在一一定的应应变速率率下和一一定的温温度范围围内出现现？答：高强强度钢中中固溶一一定量的的氢，在在低于屈屈服强度度的应力力持续作作用下，经经过一段段孕育期期后，金金属内部部形成裂裂纹，发发生断裂裂。-氢氢致延滞滞断裂。因为氢致致延滞断断裂的机机理主要要是氢固固溶于金金属晶格格中，产产生晶格格膨胀畸畸变，与与

25、刃位错错交互作作用，氢氢易迁移移到位错错拉应力力处，形形成氢气气团。当应变速速率较低低而温度度较高时时，氢气气团能跟跟得上位位错运动动，但滞滞后位错错一定距距离。因因此，气气团对位位错起“钉扎”作用，产产生局部部硬化。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。若应变速速率过高高以及温温度低的的情况下下，氢气气团不能能跟上位位错运动动，便不不能产生生“钉扎”作用，也也不可能能在位错错塞积处处聚集，产产生应力力集中，导导致微裂裂纹。所以氢致致延滞断断裂是在在一定的的应变速速率下和和一定的的温度范范围内出出现的。第七章磨损：机机件表面面相互接接触并产产生相对对运

26、动，表表面逐渐渐有微小小颗粒分分离出来来形成磨磨屑，使使表面材材料逐渐渐损失、造造成表面面损伤的的现象。接触疲劳劳：两接触触面做滚滚动或滚滚动加滑滑动摩擦擦时，在在交变接接触压应应力长期期作用下下，材料料表面因因疲劳损损伤，导导致局部部区域产产生小片片金属剥剥落而使使材料损损失的现现象。3.粘着着磨损产产生的条条件、机机理及其其防止措措施 - 又又称为咬咬合磨损损，在滑滑动摩擦擦条件下下，摩擦擦副相对对滑动速速度较小小，因缺缺乏润滑滑油，摩摩擦副表表面无氧氧化膜，且且单位法法向载荷荷很大，以以致接触触应力超超过实际际接触点点处屈服服强度而而产生的的一种磨磨损。磨损机理理：实际接触触点局部部应力

27、引引起塑性性变形，使使两接触触面的原原子产生生粘着。粘着点从从软的一一方被剪剪断转移移到硬的的一方金金属表面面，随后后脱落形形成磨屑屑旧的粘着着点剪断断后，新新的粘着着点产生生，随后后也被剪剪断、转转移。如如此重复复，形成成磨损过过程。改善粘着着磨损耐耐磨性的的措施1.选择择合适的的摩擦副副配对材材料选择原则则：配对对材料的的粘着倾倾向小互溶性小小表面易形形成化合合物的材材料金属与非非金属配配对2.采用用表面化化学热处处理改变变材料表表面状态态进行渗硫硫、磷化化、碳氮氮共渗等等在表面面形成一一层化合合物或非非金属层层，即避避免摩擦擦副直接接接触又又减小摩摩擦因素素。3.控制制摩擦滑滑动速度度和

28、接触触压力减小滑动动速度和和接触压压力能有有效降低低粘着磨磨损。4.其他他途径改善润滑滑条件，降降低表面面粗糙度度，提高高氧化膜膜与机体体结合力力都能降降低粘着着磨损。影响接触触疲劳寿寿命的因因素？内因1.非金金属夹杂杂物脆性非金金属夹杂杂物对疲疲劳强度度有害适量的塑塑性非金金属夹杂杂物（硫硫化物）能能提高接接触疲劳劳强度塑性硫化化物随基基体一起起塑性变变形，当当硫化物物把脆性性夹杂物物包住形形成共生生夹杂物物时，可可以降低低脆性夹夹杂物的的不良影影响。生产上尽尽可能减减少钢中中非金属属夹杂物物。2.热处处理组织织状态接触疲劳劳强度主主要取决决于材料料的抗剪剪切强度度，并有有一定的的韧性相相配

29、合。当马氏体体含碳量量在0.400.5ww%时，接接触疲劳劳寿命最最高。马氏体和和残余奥奥氏体的的级别残余奥氏氏体越多多，马氏氏体针越越粗大，越越容易产产生微裂裂纹，疲疲劳强度度低。未溶碳化化物和带带状碳化化物越多多，接触触疲劳寿寿命越低低。3.表面面硬度和和心部硬硬度在一定硬硬度范围围内，接接触疲劳劳强度随随硬度的的升高而而增加，但但并不保保持正比比线性关关系。表面形成成一层极极薄的残残余奥氏氏体层，因因表面产产生微量量塑性变变形和磨磨损，增增加了接接触面积积，减小小了应力力集中，反反而增加加了接触触疲劳寿寿命。渗碳件心心部硬度度太低，表表层硬度度梯度过过大，易易在过渡渡区内形形成裂纹纹而产

30、生生深层剥剥落。表面硬化化层深度度和残余余内应力力硬化深度度要适中中，残余余压应力力有利于于提高疲疲劳寿命命。外因1.表面面粗糙度度减少加工工缺陷，降降低表面面粗糙度度，提高高接触精精度，可可以有效效增加接接触疲劳劳寿命。接触应力力低，表表面粗糙糙度对疲疲劳寿命命影响较较大接触应力力高，表表面粗糙糙度对疲疲劳寿命命影响较较小2.硬度度匹配两个接触触滚动体体的硬度度和装配配质量等等都应匹匹配适当当。第八章蠕变：在在长时间间的恒温温、恒载载荷作用用下缓慢慢地产生生塑性变变形的现现象。等强温度度（TEE）：晶晶粒强度度与晶界界强度相相等的温温度。蠕变极限限：在高温温长时间间载荷作作用下不不致产生生过

31、量塑塑性变形形的抗力力指标。 该指标标与常温温下的屈屈服强度度相似。持久强度度极限：在高温温长时载载荷作用用下的断断裂强度度-持久强强度极限限。蠕变极限限的两种种表达方方式：1. 在在规定温温度(tt)下，使使试样在在规定时时间内产产生的稳稳态蠕变变速率()不超超过规定定值的最最大应力力（t）。60001X110-55=600MPaa表示温温度为6600，稳定定蠕变速速率为11X100-5%/h的蠕蠕变极限限为600MPaa。2.在规规定温度度(t)下和实实验时间间()内，是是试样产产生的蠕蠕变总伸伸长率()不超超过规定定的最大大值 t/。50001/1105=1000MPPa，表表示材料料在

32、5000，1005h后总总的生产产率位11%的蠕蠕变极限限为1000MPPa。持久强度度极限的的表达式式在规定温温度(tt)下，达达到规定定的持续续时间()而不不发生断断裂的最最大应力力（t）。70001X1103=300MPaa表示温温度为7700、10000hh的持续续强度极极限为330MPPa。四、影响响金属高高温力学学性能的的主要因因素由蠕变断断裂机理理可知要要降低蠕蠕变速度度提高蠕蠕变极限限，必须须控制位位错攀移移的速度度；要提高断断裂抗力力，即提提高持久久强度，必必须抑制制晶界的的滑动，也也就是说说要控制制晶内和和晶界的的扩散过过程。（一）合合金化学学成分的的影响耐热钢及及合金的的

33、基体材材料一般般选用熔熔点高、自扩扩散激活活能大或层错错能低的金属属及合金金。熔点愈高高的金属属自扩散散愈慢层错能降降低易形形成扩展展位错弥散相能能强烈阻阻碍位错错的滑移移与攀移移在基体金金属中加加入（高高熔点、半半径差距距大）的的铬、钼钼、钨、铌铌等元素素形成固固溶体固溶强化化降低层错错能，易易形成扩扩展位错错。加入能形形成弥散散相的合合金元素素弥散强化化阻碍位位错的滑滑移加入增加加晶界扩扩散激活活能的元元素（硼硼、稀土土等）阻碍晶界界滑动增大晶界界裂纹面面的表面面能二）冶炼炼工艺的的影响减少钢中中的夹杂杂物和某某些缺陷陷合金定向向生长（减减少横向向晶界）（三）热热处理工工艺的影影响对于珠光

34、光体耐热热钢，一一般用正正火加回回火。正火温度度较高，促促使碳化化物较充充分而均均匀地溶溶入奥氏氏体回火温度度应高于于使用温温度10001150以上，以以提高其其在使用用温度下下的组织织稳定性性。对于奥氏氏体耐热热钢，一一般进行行固溶处处理和时时效获得适当当的晶粒粒度改善强化化相的分分布状态态（四）晶晶粒度的的影响当使用温温度低于于等强温温度时，细细晶钢有有较高的的强度；当使用用温度高高于等强强温度时时，粗晶晶钢有较较高的蠕蠕变极限限和持久久强度极极限。但晶粒太太大会降降低材料料的塑性性和韧度度晶粒度要要均匀，否否则在大大小晶粒粒交界处处易产生生应力集集中而形形成裂纹纹。（高温下下金属材材料的

35、韧韧脆变化化有和特特征？断断裂路径径变化有有何变化化？结合合等强温温度分析析晶粒大大小对金金属材料料高温力力学性能能的影响响。）结合等强强温度分分析晶粒粒大小对对金属材材料高温温力学性性能（韧韧脆变化化、断裂路路径、蠕变极极限和持持久强度度极限）的的影响。韧脆变化化：高温短时时加载时时，金属属的塑性性增加。高温长时时加载时时，塑性性降低，缺缺口敏感感度增加加，呈现现脆断现现象。断裂路径径变化：常温下的的穿晶断断裂转变变为沿晶晶断裂。原因：温温度升高高时晶粒粒强度和和晶界强强度都降降低，但但晶界强强度降低低较快。等强温度度（TEE）：晶晶粒强度度与晶界界强度相相等的温温度。（四）晶晶粒度的的影响

36、当使用温温度低于于等强温温度时，细细晶钢有有较高的的强度；当使用用温度高高于等强强温度时时，粗晶晶钢有较较高的蠕蠕变极限限和持久久强度极极限。但晶粒太太大会降降低材料料的塑性性和韧度度晶粒度要要均匀，否否则在大大小晶粒粒交界处处易产生生应力集集中而形形成裂纹纹。第九章银纹：非非晶态聚聚合物的的某些薄薄弱区，因因拉应力力塑性变变形，在在其表面面和内部部出现闪闪亮的、细细长形的的“类裂纹纹”-银纹纹。玻璃态：温度低低于玻璃璃化温度度时，聚聚合物所所处于的状状态即为为玻璃态态。3.线型型非晶态态聚合物物力学性性能的三三态是什什么？各各有何特特点？答：一、玻玻璃态下下的变形形硬玻璃态态温度低于于脆化温

37、温度tbb，聚合合物处于于硬玻璃璃态。其其应力应应变曲线线只有弹弹性变形形阶段，且且伸长很很小、断断口与与与拉力方方向垂直直。弹性性模量比比其他状状态的大大，无弹弹性滞后后。为普普弹性变变形。软玻璃态态当温度处处于tbb-tgg之间时时，聚合合物处于于玻璃态态。（普普弹变形形、受迫迫高弹变变形、沿沿外力再再取向）二、高弹弹态下的的变形温度处于于tg-tf间间时，聚聚合物处处于高弹弹态。室室温下处处于高弹弹态的聚聚合物称称为橡胶胶。其力学性性能特点点是具有有高弹性性。在外力作作用下，长长链通过过链段调调整构象象是原卷卷曲的链链沿拉应应力方向向伸长，宏宏观上表表现为很很大的弹弹性。在外力去去除时，

38、接接点及扭扭结的趋趋势使得得聚合物物链又回回复到卷卷曲状态态，宏观观变形消消失。高弹性与与交联度度有关交联少-产生塑塑性变形形交联多-弹性下下降，弹弹性模量量和硬度度增加。三、粘流流态下的的变形温度高于于tf时时，聚合合物分子子链在外外力作用用下可进进行整体体相对滑滑动，呈呈粘性滑滑动，导导致不可可逆永久久变形。通常把这这种无屈屈服应力力出现的的流动变变形称为为粘性。第十章热震断裂裂：陶瓷瓷材料承承受温度度骤变产产生瞬时时断裂，称称之为热热震断裂裂。热震损伤伤：陶瓷瓷材料在热热冲击循循环作用用下，材材料先出出现开裂裂、剥落落，然后后碎裂和和变质，终终至整体体破坏，称称之为热热震损伤伤。简述陶瓷

39、瓷材料的的增韧措措施。1.改善善陶瓷显显微结构构使材料达达到细密密、均、纯纯，是陶陶瓷材料料增韧增增强的有有效途径径之一。晶粒形状状也影响响陶瓷的的韧性。晶粒长宽宽比增加加，断裂裂韧度增增加。2.相变变增韧在外力作作用下，陶陶瓷从亚亚稳定相相转变为为稳定相相，消耗耗一部分分外加能能量，使使材料增增韧。相变增韧韧受使用用温度限限制。3.微裂裂纹增韧韧当主裂纹纹扩展遇遇到微裂裂纹时，发发生分叉叉转变扩扩展方向向，增加加扩展过过程的表表面能；同时，主主裂纹尖尖端应力力集中被被松弛，致致使扩展展速度减减慢。简述陶瓷瓷材料的的耐磨性性的特点点。陶瓷材料料的耐磨磨性与材材料种类类和性能能、摩擦擦条件、环环境，以以及陶瓷瓷材料自自身的性性能和表表面状态态等因素素有关。陶瓷材料料的磨损损机理主主要是以以微断裂裂方式导导致的磨磨粒磨损损。