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表征材料力学性能的各种参量同材料的化学组成、晶体点阵、晶粒大小、外力特性（静力、动力、冲击力等）、温度、加工方式等一系列内、外因素有关。
无机材料的热学性能包括熔点、比热容热膨胀系数和热导率等，抗热震性是指材料承受温度骤变而不至于被破坏的能力。
热学性能是许多工程应用，如耐火材料和保温材
料、高导热集成电路基片、高温结构件和航天防热构件等需要首先考虑的因素，因此具有重要的工程应用的价值。
一.力学性能
1.力一伸长曲线
材料的单向经拉伸实验通常是在温室下按常规的实验标准，采用光滑圆柱试样在缓慢加载和低的变形速率下进行的。
试验方法和试样尺寸在试验标准中有明确规定。
在拉伸过程中，随着载荷的不断增加，可由试验机上安装的自动绘图机构连续描绘出拉伸力F和绝对伸长
量厶L的关系曲线，直至试样断裂。
图1就是典型的低碳钢拉伸时的力一伸长曲线。
图1中，曲线的纵坐标为拉力F,横坐标为绝对伸长△L.图中表明，拉伸后，试样的伸长随里的增加而增大。
在P点以下拉伸力F
和伸长量厶L呈直线关系。
当拉伸力超过Fp后，力一伸长曲线开始偏离直线。
拉伸力小于Fe时，试样的形变在卸除拉伸力后可以完全恢复，因此e点以内的形变为弹性形变。
当拉伸力达到FA后，试样便产生不可恢复的永久性形变。
在这一阶段的形变过程中，最初试样局部区域产生不均匀的屈服塑性形变，力—伸长曲线上出现平台式锯齿，直至g点结束。
接着进入均匀塑性形变。
达到最大拉伸力Fb时,试样再次出现不均匀的塑性形变，并在局部区域产生缩颈，最后在Fk处，试样断裂。
因此，在整个拉伸过程中的形变可分为弹性形变、屈服形变、均匀塑性形变及不均匀集中塑性形变4个阶段。
2.应力—应变曲线
将图1所示的力—伸长曲线的纵、横坐标分别用拉伸试样的标距处的原始截面积A0和原始标距长度L0相除，则得到与力—伸长曲线形状相似的应力（（T二F/A）—应变（£
=L/Lo）曲线（图2）。
这样的应力一应变曲线称为工程应力一应变曲线，作为坐标轴的应力。
和应变£
称为工程应力和工程应变。
工程应力一应变曲线对材料在工程中的应用是非常重要的，根据该曲线可获得材料拉伸条件下的力学性能指标，如图2中的比例极限邙、弹性极限oe、屈服点任、抗拉强度e等，可提供给工程设计或选材应用时参考。
图1低碳钢的应力一应变曲线
实际上，在拉伸过程中，试棒的截面积和长度随着拉伸力的增大是不断变化的，工程应力一应变曲线并不能反映试验过程中的真实情况。
如果以瞬时截面积A除其相应的拉伸力F,则可得到瞬时的真应力S（S=F/A）。
同样，当拉伸力F有一增量dF时，试样在瞬时长度L的基础上变为L+dL，于是应变的微分增量应是de=dL/L，则试棒自Lo伸长至L后，总的应变量为e=de=j：
半=|n£
式中的e即为真应变。
于是，工程应变和真应变之间的关系为e=ln右=|n（1+9显然，真应变总是小于工程应变，且变形量越大，二者的差距越大。
假定材料的拉伸变形是等体积变化过程，则真应力和工程应力之间就有如下关系：
S=*+9这说明真应力S大于工程应力（To
3.硬度硬度：
表示材料表面在承受局部静载压力条件下抵抗变形的能力，它
与材料的耐磨性有直接关系，是许多工程应用，如块规、密封环和轴承滚珠等需要考虑的因素，因此它也是材料的重要力学性能参数之一。
金属材料的硬度主要反映其抵抗塑性变形及形变硬化的能力。
而质脆的无机材料在静载压痕硬度测试时，压头压入区域多数会发生压缩剪断等形式的复合破坏，即伪塑性变形。
所以。
脆性无机材料的硬度能反映材料抵抗破坏的能力。
硬度的种类及其测试方法：
材料硬度的种类和测试方法有很多种，如莫氏硬度、维氏硬度、努氏硬度、洛氏硬度和布氏硬度等。
除莫氏硬度采用划痕法来判断材料的软硬外，其他的均采用静载压入法进行测试，即在静压下将一硬物压入被测物体表面，用压痕单位面积上承受的载荷大小表示被测物体的硬度。
下面对其分别予以介绍。
3.1莫氏硬度
莫氏硬度也称划痕硬度，莫氏硬度法对于陶瓷和矿物材料较为常用。
莫氏硬度只表示材料软硬的排序，说明排序靠后的材料可以在排序靠前的材料表面划出痕迹来。
最初，莫氏硬度分为10级，最软的
为滑石（1级），最硬的为金刚石（10级）；
后来由于补充了一些人工合成的硬度较大的材料，又将莫氏硬度分为15级，即新莫氏硬度。
表3为莫氏硬度的两种分级排序情况。
材料
1
滑石（talc）
2
石膏（gypsum）
3
方解石（calcite）
方解石（calcite
4
萤石（fluorite）
5
磷灰石（即atite）
6
正长石（orthoclase
7
石英（quartz）
熔融石英（fusedsilica）
8
黄玉（topaz）
石英（quartz）
9
冈玉（corundum）
10
金刚石（diamond）
石榴石（gamet）
11
熔融氧化锆（fusedzironia）
碳化钽（tantalumcarbide）
12
冈玉（corundum）
碳化钨（tungstencarbide
13
碳化硅（siliconcarbide）
14
碳化硼（boroncarbide）
15
表3莫氏硬度的两种分级排序
3.2维氏硬度
维氏硬度法适用于较硬的材料，对陶瓷材料特别尤为常用。
它采用对面角为136°
的金刚石死棱椎体作压头，在1~100kg的载荷作用下，压入经过抛光的材料表面，保持一定时间后卸掉载荷，材料表面便留下一个正方形的压痕（图4所示）。
测量压痕对角线的长度并计算压痕的表面积，求出单位面积上的载荷一应力，即维氏硬度值HV
p2Psin71P2
HV=£
=―A=1.8544p,P为载荷（N）;
S为压痕面积（mm2）;
B为金刚石
Sdd
压头对面角（136°
）;
d为压痕对角线长度的平均值（mm）。
硬度的国际制单位为GPa和MPa。
图4几种常用的静载压入法测试硬度的原理及计算方法
⑻布氏硬度HB；
（b）维氏硬度HV；
（c）洛氏硬度HRA，HRC；
（d）努氏硬度HK
3.3努氏硬度（努普硬度或克氏硬度）
努氏硬度法是一种显微硬度的实验方法，它所采用的金刚石压头四棱椎体对棱角分别为172°
30’和130°
所以得到的压痕为菱形
（图4（d）所示）。
与维氏硬度计算的是的是压痕表面上承受的应力不同，努氏硬度值对应的是压痕投影面积上的应力，其计算式为HK=P=-PT=14.229鸟,P为载荷（N）;
A为压痕投影面积（mm2）;
d
ACdd
为压痕对角线长度（mm）;
C为压头常数（无量纲）。
努氏硬度的单位与维氏硬度相同，为GPa或MPa。
努氏硬度法试用于测定较硬的材料，如金属表面的淬硬层或渗层、镀层等薄层区域的硬度测定，但在陶瓷材料发面的应用不如维氏硬度法普遍。
3.4洛氏硬度
洛氏硬度法所采用的金刚石压头为圆锥体，圆锥角为120°
椎体尖端曲率半径为0.2mm（图4（c）所示）。
与前两种硬度测试方法中通过测定压痕对角线的长度来计算硬度不同，洛氏硬度是首先加上
基准载荷，再加实验载荷，然后回到基准载荷测出两次载荷下压头的压入深度差h（^m）,再根据定义式求出硬度值。
3.5布氏硬度
布氏硬度法主要用于测定金属材料中较软及中等硬度的材料，很
少用与陶瓷材料。
它采用球形的淬火钢球或硬质合金球（直径为D）
作压头，获得的压痕（直径为d）为圆形凹坑（图4（a）所示）。
布氏硬度值是用单位压痕表面积所承受的实验力来表示，其计算公式为
由以上介绍可知，各种硬度法之间没有统一的物理意义，即使对
于后面4种均采用静载压入实验评判材料硬度的方法，由于压头结构形式和计算方法等的差异，所得结果也各不相同，彼此之间没有固定
的换算关系。
二.热学性能
1.熔点
与金属和高分子材料相比，耐高温是陶瓷材料的优异特性之一。
材料的耐热性一般用高温强度、抗氧化及耐烧蚀性等因子来判断。
要
成为耐热材料，首先熔点Tm（meltingpoint）必须高。
熔点是维持晶
体结构的院子间结合力大小的反映，原子间结合力越大，原子的热震动越稳定，越能将晶体结构维持到更高温度，熔点就越高；
否则熔点就越低。
单质材料中，碳素材料的熔点最高；
陶瓷中具有NaCl型晶体结构的碳化物熔点一般都很高；
氧化物、硼化物也不乏高熔点的物质，氧化物中具有NaCl型晶体结构的、硼化物中具有NaCl型晶体结构和六方型A1B2晶体结构的材料大多熔点很高；
对于氧化物熔点高的物质则多具有萤石结构和NaCl型晶体结构。
Tm与材料的很多性质相关。
金属材料存在如下关系：
△Hf〜RTm,R为普适气体常数。
对大多数陶瓷材料则有厶Hf-（3〜4）RTm。
2.比热容比热容（旧称比热）是材料热学性能中最基本的物性之一，它是指单位质量的材料要升高（降低）1K所需吸收（或放出）的热量。
单位质量的材料以克或千克计算时，对应的比热容的单位为J/（g-K）或J//kg•K）o单位质量的材料以摩尔计算时，对应的比热容为“摩尔热容”其单位为J//mol-K）。
摩尔热容有定压摩尔热容Cpm和定容摩尔热容Cvm之分。
前者是指在恒定外界压力条件下的摩尔热容，适用于实际生产情况；
后者是指材料体积不变情况下的摩尔热容。
可从理论上推导出定容摩尔热容Cvm与温度的关系。
绝对零度时Cvm=0；
在低温区域，随着温度的升高，Cvm和/T/0）3成正比例增大（◎为特征温度或德拜温度，©
=hv/k，其中h为普朗克常数，k为波尔兹曼常量，v为原子绕其晶格阵点震动的频率）；
但在高温下
（大多数陶瓷材料在1000c左右），Cvm趋于一定值。
Cvm=3R=24.9J/
（mol•K）在温度超过特征温度&
（以绝对温度计算，特征温度约
为熔点的1/5~1/2）时，摩尔热容以适中的速率继续增长。
Cvm=3R=24.9
J/（mol•K）所给出的常数值相应于振动对摩尔热容的贡献，这种贡献在低温时是主要因素。
在较高温度时，定压摩尔热容Cpm也增加较
快从而定容摩尔热容Cvm发生较大的偏离。
3.热膨胀系数
4.
在任一特定温度下，我们可以定义线热膨胀系数al和aV为
足够了，即「=「专
绝大多数物质的热膨胀系数为正，只有3D-C/C、
Li?
。
•AI2O3•2SiO2和ZrWqOs例外。
5.热导率
热导率是指热量流过材料的速率，它可以用一下方程来定义：
dQ=—入A式中，dQ是在时间dt内，在与热流方向垂直的面积A
dtdx
内流过的热量，热流正比于温度梯度一dT/dx，比例系数入是一种材料常数，即热导率，单位为W/（cm•K）
另外，可从热导率计算出热扩散系数a:
，式中，Cp为恒
Cn
压比热容；
p为密度；
a表征物体内部温度趋于均衡的能力；
故又称导温系数，它的大小将直接影响物体中的温度梯度分布，其单位为m2/s。
4.热抗震性概念：
无机非金属材料中热应力大小取决于其力学和热学性能，并且还受构件几何形状和环境介质等因素的影响。
所以，作为表征无机材料抵抗温度变化而不至于破坏能力的抗热震性，其优劣也必将是其力学和热学性能的综合体现。
无机脆性材料抗热震性的研究始于20世界50年代，迄今为止已近提出了多种抗热震性的平价理论，但都不同程度地存在着局限性。
4.1抗热震性评价理论无机材料的热震破坏可分为两大类：
一是热震（或热冲击）作用下的瞬时断裂；
二是热震循环作用下的开裂、剥落，终至整体损坏（亦称热疲劳）。
据此，脆性无机材料抗热震性的评价理论也相应分为两种观点。
一种是基于热弹性理论，以热应力（7H和材料固有强度（7f
之间的平衡条件作为热震破坏的判据，当7h>
7f即材料固有强度不足以抵抗热震温差△T所引起的热应力时，就导致材料“热震断裂”。
其中以Kingery的“临界应力断裂理论”最具代表性。
另一种是基于断裂力学的概念，以热弹性应变能W和材料的断裂能U之间的平衡条件作为热震破坏的判据，当W>
U,即材料中的热弹性应变能足以支付裂纹成核和扩展产生新表面所需的能量U时，裂纹就成核和扩展，从而导致材料热震损伤。
基于此观点的理论以Hasselman的“热
震损伤理论”与“断裂开始和裂纹扩展的统一理论”最成功
4.2热震剩余强度的预测
脆性无机材料热震裂纹扩展和强度下降的理论，对于将处于热震环境中的陶瓷构件的选择和设计起着一定的作用。
但要进一步了解热
应力引起强度下降的本质，并对严重热震情况下无机材料的强度下降进行准确预测，必须对热震断裂机制开展深入研究，将其从定性提高到半定量、定量的高度上。
Hasselman从陶瓷棒热震裂纹成核后的弹性应变能和表面能之间的平衡出发，求出热震前（（T0）和热震后（（T「）的强度关系式
可见，材料的原始强度越高，其热震强度剩余率越低。
多晶Al2O3的
热震强度剩余率与原始强度的关系符合二二拧2所示的线性规律。
该
%
公式只适用于脆性陶瓷材料，对加载过程中表现出伪塑性变形行为的
连续纤维增强的高韧性复合材料则无效。
结束语：
无机非金属新材料是发展现代工业、农业、国防和科学技术不可缺少的基础材料，随全球经济复苏及进一步发展，无机非金属新材料进入了一个重要发展规划机遇期。
在无机非金属材料行业的发展趋势来看,新型的无机非金属材料有着不可替代的地位，它对我国的、对世界各国来说都是一个新型的产业，更应抓住这个机遇去研发、去运用到更行各业中，提高国家的更项水平，当然困难也是与此存在的，所以
要克服困难,迎难而进,创造出新的佳绩参考文献
[1]关振铎,焦金生.无机材料物理性能[D],北京：
清华大学出版社，1992,5-12.
[2]周玉等.陶瓷材料学[D],哈尔滨：
哈尔滨工业大学出版社，1995,1-3.
[3]贾成厂.陶瓷基复合材料导论[D],北京：
冶金工业出版社，2002,78-81.
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