热处理应力及其影响
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热处理应力及其影响
热处理应力及其影响 　　　　热处理残余力是指工件经热处理后最终残存下来的应力,对工件的形状,&127;尺寸和性能都有极为重要的影响。当它超过材料的屈服强度时;便引起工件的变形,超过材料的强度极限时就会使工件开裂,这是它有害的一面,应当减少和消除。但在一定条件下控制应力使之合理分布,就可以提高零件的机械性能和使用寿命,变有害为有利。分析钢在热处理过程中应力的分布和变化规律,使之合理分布对提高产品质量有着深远的实际意义。例如关于表层残余压应力的合理分布对零件使用寿命的影响问题已经引起了人们的广泛重视。一、钢的热处理应力　　工件在加热和冷却过程中,由于表层和心部的冷却速度和时间的不一致,形成温差，就会导致体积膨胀和收缩不均而产生应力,即热应力。在热应力的作用下,由于表层开始温度低于心部,收缩也大于心部而使心部受拉,当冷却结束时，由于心部最后冷却体积收缩不能自由进行而使表层受压心部受拉。即在热应力的作用下最终使工件表层受压而心部受拉。这种现象受到冷却速度,材料成分和热处理工艺等因素的影响。当冷却速度愈快,含碳量和合金成分愈高,冷却过程中在热应力作用下产生的不均匀塑性变形愈大,最后形成的残余应力就愈大。另一方面钢在热处理过程中由于组织的变化即奥氏体向马氏体转变时,因比容的增大会伴随工件体积的膨胀,;工件各部位先后相变，造成体积长大不一致而产生组织应力。组织应力变化的最终结果是表层受拉应力,心部受压应力,恰好与热应力相反。组织应力的大小与工件在马氏体相变区的冷却速度,形状，材料的化学成分等因素有关。　　实践证明,任何工件在热处理过程中,只要有相变,热应力和组织应力都会发生。只不过热应力在组织转变以前就已经产生了，而组织应力则是在组织转变过程中产生的,在整个冷却过程中,热应力与组织应力综合作用的结果,就是工件中实际存在的应力。这两种应力综合作用的结果是十分复杂的,受着许多因素的影响,如成分、形状、热处理工艺等。就其发展过程来说只有两种类型,即热应力和组织应力,作用方向相反时二者抵消,作用方向相同时二者相互迭加。不管是相互抵消还是相互迭加,两个应力应有一个占主导因素,热应力占主导地位时的作用结果是工件心部受拉,表面受压。组织应力占主导地位时的作用结果是工件心部受压表面受拉。二、热处理应力对淬火裂纹的影响　　存在于淬火件不同部位上能引起应力集中的因素(包括冶金缺陷在内),对淬火裂纹的产生都有促进作用,但只有在拉应力场内(尤其是在最大拉应力下)才会表现出来,若在压应力场内并无促裂作用。　　淬火冷却速度是一个能影响淬火质量并决定残余应力的重要因素,也是一个能对淬火裂纹赋于重要乃至决定性影响的因素。为了达到淬火的目的，通常必须加速零件在高温段内的冷却速度,并使之超过钢的临界淬火冷却速度才能得到马氏体组织。就残余应力而论,这样做由于能增加抵消组织应力作用的热应力值,故能减少工件表面上的拉应力而达到抑制纵裂的目的。其效果将随高温冷却速度的加快而增大。而且,在能淬透的情况下,截面尺寸越大的工件,虽然实际冷却速度更缓,开裂的危险性却反而愈大。这一切都是由于这类钢的热应力随尺寸的增大实际冷却速度减慢,热应力减小，组织应力随尺寸的增大而增加,最后形成以组织应力为主的拉应力作用在工件表面的作用特点造成的。并与冷却愈慢应力愈小的传统观念大相径庭。对这类钢件而言,在正常条件下淬火的高淬透性钢件中只能形成纵裂。避免淬裂的可靠原则是设法尽量减小截面内外马氏体转变的不等时性。仅仅实行马氏体转变区内的缓冷却不足以预防纵裂的形成。一般情况下只能产生在非淬透性件中的弧裂,虽以整体快速冷却为必要的形成条件，可是它的真正形成原因,却不在快速冷却(包括马氏体转变区内)本身,而是淬火件局部位置(由几何结构决定),在高温临界温度区内的冷却速度显著减缓,因而没有淬硬所致。产生在大型非淬透性件中的横断和纵劈,是由以热应力为主要成份的残余拉应力作用在淬火件中心,而在淬火件末淬硬的截面中心处,首先形成裂纹并由内往外扩展而造成的。为了避免这类裂纹产生，往往使用水--油双液淬火工艺。在此工艺中实施高温段内的快速冷却,目的仅仅在于确保外层金属得到马氏体组织,而从内应力的角度来看,这时快冷有害无益。其次,冷却后期缓冷的目的,主要不是为了降低马氏体相变的膨胀速度和组织应力值,而在于尽量减小截面温差和截面中心部位金属的收缩速度,从而达到减小应力值和最终抑制淬裂的目的。三、残余压应力对工件的影响　　渗碳表面强化作为提高工件的疲劳强度的方法应用得很广泛的原因。一方面是由于它能有效的增加工件表面的强度和硬度，提高工件的耐磨性，另一方面是渗碳能有效的改善工件的应力分布,在工件表面层获得较大的残余压应力,提高工件的疲劳强度。如果在渗碳后再进行等温淬火将会增加表层残余压应力,使疲劳强度得到进一步的提高。有人对35SiMn2MoV钢渗碳后进行等温淬火与渗碳后淬火低温回火的残余应力进行过测试其残余应力值（kg/mm2)渗碳后880-900度盐浴加热，260度等温40分钟-65渗碳后880-900度盐浴加热淬火，260度等温90分钟-18渗碳后880-900度盐浴加热，260度等温40分钟，260度回火90分钟-38　　从以上测试结果可以看出等温淬火比通常的淬火低温回火工艺具有更高的表面残余压应力。等温淬火后即使进行低温回火,其表面残余压应力，也比淬火后低温回火高。因此可以得出这样一个结论,即渗碳后等温淬火比通常的渗碳淬火低温回火获得的表面残余压应力更高,从表面层残余压应力对疲劳抗力的有利影响的观点来看，渗碳等温淬火工艺是提高渗碳件疲劳强度的有效方法。渗碳淬火工艺为什么能获得表层残余压应力?渗碳等温淬火为什么能获得更大的表层残余压应力?其主要原因有两个：一个原因是表层高碳马氏体比容比心部低碳马氏体的比容大,淬火后表层体积膨胀大,而心部低碳马氏体体积膨胀小,制约了表层的自由膨胀,造成表层受压心部受拉的应力状态。而另一个更重要的原因是高碳过冷奥氏体向马氏体转变的开始转变温度（Ms）,比心部含碳量低的过冷奥氏体向马氏体转变的开始温度（Ms）低。这就是说在淬火过程中往往是心部首先产生马氏体转变引起心部体积膨胀,并获得强化,而表面还末冷却到其对应的马氏体开始转变点（Ms）,故仍处于过冷奥氏体状态,具有良好的塑性,不会对心部马氏体转变的体积膨胀起严重的压制作用。随着淬火冷却温度的不断下降使表层温度降到该处的（Ms）点以下,表层产生马氏体转变,引起表层体积的膨胀。但心部此时早已转变为马氏体而强化,所以心部对表层的体积膨胀将会起很大的压制作用,使表层获得残余压应力。而在渗碳后进行等温淬火时，当等温温度在渗碳层的马氏体开始转变温度（Ms）以上,心部的马氏体开始转变温度（Ms）点以下的适当温度等温淬火,比连续冷却淬火更能保证这种转变的先后顺序的特点(即保证表层马氏体转变仅仅产生于等温后的冷却过程中)。当然渗碳后等温淬火的等温温度和等温时间对表层残余应力的大小有很大的影响。有人对35SiMn2MoV钢试样渗碳后在260℃和320℃等温40分钟后的表面残余应力进行过测试,其结果如表2。 由表2可知在260℃行动等温比在320℃等温的表面残余应力要高出一倍多 　　可见表面残余应力状态对渗碳等温淬火的等温温度是很敏感的。不仅等温温度对表面残余压应力状态有影响,而且等温时间也有一定的影响。有人对35SiMn2V钢在310℃等温2分钟,10分钟,90分钟的残余应力进行过测试。2分钟后残余压应力为-20kg/mm,10分钟后为-60kg/mm,60分钟后为-80kg/mm,60分钟后再延长等温时间残余应力变化不大。　　从上面的讨论表明,渗碳层与心部马氏体转变的先后顺序对表层残余应力的大小有重要影响。渗碳后的等温淬火对进一步提高零件的疲劳寿命具有普遍意义。此外能降低表层马氏体开始转变温度（Ms）点的表面化学热处理如渗碳、氮化、氰化等都为造成表层残余压应力提供了条件,如高碳钢的氮化--淬火工艺,由于表层,氮含量的提高而降低了表层马氏体开始转变点（Ms）,淬火后获得了较高的表层残余压应力使疲劳寿命得到提高。又如氰化工艺往往比渗碳具有更高的疲劳强度和使用寿命,也是因氮含量的增加可获得比渗碳更高的表面残余压应力之故。此外,从获得表层残余压应力的合理分布的观点来看,单一的表面强化工艺不容易获得理想的表层残余压应力分布,而复合的表面强化工艺则可以有效的改善表层残余应力的分布。如渗碳淬火的残余应力一般在表面压应力较低,最大压应力则出现在离表面一定深度处,而且残余压力层较厚。氮化后的表面残余压应力很高,但残余压应力层很溥,往里急剧下降。如果采用渗碳--氮化复合强化工艺,则可获得更合理的应力分布状态。因此表面复合强化工艺,如渗碳--氮化,渗碳--高频淬火等,都是值得重视的方向。根据上述讨论可得出以下结论;　　1、热处理过程中产生的应力是不可避免的,而且往往是有害的。但我们可以控制热处理工艺尽量使应力分布合理,就可将其有害程度降低到最低限度,甚至变有害为有利。　　2、当热应力占主导地位时应力分布为心部受拉表面受压,当组织应力占主导地时应力分布为心部受压表面受拉。 　　3、在高淬透性钢件中易形成纵裂,在非淬透性工件中往往形成弧裂,在大型非淬透工件中容易形成横断和纵劈。　　4、渗碳使表层马氏体开始转变温度（Ms）点下降,可导至淬火时马氏体转变顺序颠倒,心部首先发生马氏体转变而后才波及到表面,可获得表层残余压应力而提高抗疲劳强度。　　5、渗碳后进行等温淬火可保证心部马氏体转变充分进行以后,表层组织转变才进行。使工件获得比直接淬火更大的表层残余压应力,可进一步提高渗碳件的疲劳强度。　　6、复合表面强化工艺可使表层残余压应力分布更合理,可明显提高工件的疲劳强度。感谢读者推荐！　　
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/show_hdr.php?xname=PPDDMV0&dname=6B87B41&xpos=6 ( 15:30:44)盐城工学院材料物理性能教学网站
第五节　材料的热稳定性
热稳定性的表示方法
热稳定性（thermal
stability）是指材料承受温度的急剧变化而不致破坏的能力，故又称为抗热震性（thermal
shock resistance）。热稳定性是无机非金属材料的一个重要的工程物理性能。
一般无机材料热稳定性较差。其热冲击损坏有两种类型：一种是材料发生瞬时断裂，抵抗这类破坏的性能称为抗热冲击断裂性；另一种是材料在热冲击循环作用下，材料表面开裂、剥落，并不断发展，最终碎裂或变质，抵抗这类破坏的性能称为抗热冲击损伤性。对于脆性或低延性材料抗热冲击断裂性尤其重要。对于一些高延性材料，热疲劳是主要的问题，此时，虽然温度的变化不如热冲击时剧烈，但是其热应力水平也可能接近于材料的屈服强度，且这种温度变化反复地发生，最终导致疲劳破坏。
因应用场合的不同，对材料的热稳定性的要求各异。目前，还不能建立实际材料或器件在各种场合下热稳定性的数学模型，实际上对材料或制品的热稳定性评定，一般还是采用比较直观的测定方法。如：
（1）日用瓷热稳定性表示：以一定规格的试样，加热到一定温度，然后立即置于室温的流动水中急冷，并逐次提高温度和重复急冷，直至观测到试样发生龟裂，则以产生龟裂的前一次加热温度来表征其热稳定性。
（2）普通耐火材料热稳定性表示：将试样一端加热到850
℃并保温40 min，然后置于10~20
℃的流动水中3 min或在空气中5~10
min。重复操作，直至试样失重20%为止，以这样操作的次数来表征材料的热稳定性。
（3）某些高温陶瓷材料是以加热到一定温度后，在水中急冷，然后测其抗折强度的损失率来评定它的热稳定性。
（4）用于红外窗口的热压ZnS，要求样品具有经受从165
℃保温1 h后立即取出投入19
℃水中，保持10 min，在150倍显微镜下观察不能有裂纹，同时其红外透过率不应有变化。
如果制品具有复杂的形状，如高压电瓷的悬式绝缘子等，则在可能的情况下，可直接用制品来进行测定，这样可避免形状和尺寸带来的影响。测试条件应参照使用条件并更严格一些，以保证使用过程中的可靠性。总之，对于无机材料尤其是制品的热稳定性，尚需提出一些评定因子。因此，从理论上得到一些评定热稳定性的因子，显然是有意义的。
2.5.2& 热应力（thermal
由于温度变化而引起的应力称为热应力。热应力可能导致材料热冲击破坏或热疲劳破坏。对于光学材料将影响光学性能。因此，了解热应力的产生及性质，对于尽可能地防止和消除热应力的负面作用具有重要意义。
（1）热应力的产生
以下三个方面是产生热应力的主要原因。
构件因热胀或冷缩收到限制时产生应力
假如有一长为L的各向同性的均质杆件，当它的温度升高（或冷却）后，若杆件可自由膨胀（或收缩），则杆件内不会因膨胀（或收缩）而产生内应力。若杆件的两端是完全刚性约束的，则膨胀（或收缩）不能实现，杆内就会产生很大的热应力（压应力或张应力）。杆件所受的压应力（或张应力），相当于把样品自由膨胀（或收缩）后的长度仍压缩（或拉长）为原长时所需的压应力（或张应力）。因此，杆件所承受的压应力（或张应力），正比于材料的弹性模量和相应的弹性应变。即，杆件的温度由T0到时，杆件中的热应力（压应力或张应力）为
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
式中：E为材料的弹性模量；αl为线膨胀系数。
显然，冷却过程的热应力为张应力，当热应力大于材料的抗拉强度时材料将断裂。
材料中因存在温度梯度而产生热应力
固体材料受热或冷却时，内部的温度分布与样品的大小和形状以及材料的热导率和温度变化速率有关。当物体中存在温度梯度时，就会产生热应力。因为物体在迅速加热或冷却时，外表的温度变化比内部快。外表的尺寸变化比内部大，因而邻近体积单元的自由膨胀或自由压缩便受到限制，于是产生热应力。例如，一块玻璃平板从373
K的沸水中掉入273 K的冰水浴中，假设表面层在瞬间降到273
K，则表面层趋于α△T=100α的收缩，然而，此时，内层还保留在373
K，并无收缩，这样，在表面层就产生了一个张应力。而内层有一相应的压应力。
多相复合材料因各相膨胀系数不同面产生的热应力
具有不同膨胀系数的多相复合材料，可以由于结构中各相膨胀收缩的相互牵制而产生热应力。例如上釉陶瓷制品由于坯体和釉层的热膨胀系数不同而在坯体和釉层间的产生的热应力。
（2）热应力的计算
（不允许x方向涨缩）&&&&&&&&&&&&
（不允许z方向涨缩）&&&&&&&&&&&&&
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
式中：μ为泊松比。
在t=0的瞬间，σx=σz=σmax，如果恰好达到材料的极限抗拉强度σf，则前后两表面将开裂破坏，代入上式得材料所能承受的最大温度差为
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
对于其它非平面薄板状材料制品，引入形状因子S，则有
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
据此可限制骤冷时的最大温差。注意式（2-58）与式（2-59）中仅包含材料的几个本征性能参数，并不包括形状尺寸数据，因而可以推广用于一般形态的陶瓷材料及制品。
抗热冲击断裂性能
（1）第一热应力断裂抵抗因子R
根据上述的分析，只要材料中最大热应力值σmax（一般在表面或中心部位）不超过材料的强度极限σf，材料就不会损坏。显然，△Tmax值愈大，说明材料能承受的温度变化愈大，即热稳定性愈好，所以定义表征材料热稳定性的第一热应力断裂抵抗因子或第一热应力因子为
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&（2-60）
表2-9列出了一些材料的R的经验值。
（2）第二热应力断裂抵抗因子
实际上材料是否出现热应力断裂，除了与最大热应力σmax密切相关外，还与材料中应力的分布情况、应力产生的速率和应力持续时间；材料的特性（例如塑性、均匀性、驰豫性）以及原先存在的裂纹、缺陷等有关。因此第一热应力因子R虽然在一定程度上反映了材料抗热冲击性的优劣，但并不能简单地认为就是材料允许承受的最大温度差，R只是与△Tmax有一定的关系。
热应力引起的材料断裂破坏，还涉及到材料的散热问题，散热使热应力得以缓解。与此有关的因素包括：
a) 材料的热导率λ。λ愈大，传热愈快，热应力持续一定时间后很快缓解，所以对热稳定有利。
传热的途径。这与材料或制品的厚薄程度有关，薄的制品传热通道短，很快使温度均匀。
材料表面散热速率。如果材料表面向外散热快（例如吹风），材料内、外温差变大，热应力也大。如窑内进风会使降温的制品炸裂。
以表面传热系数h来表征材料的表面散热能力。h定义为：如果材料表面温度比周围环境温度高1
K，在单位表面积上，单位时间带走的热量，其量纲为J?m-2?S-1?K-1。
若令rm为材料样品的半厚，则令为毕奥（Biot）模数。显然β大对热稳定不利。表2-10是实测的h值。
在材料的实际应用中，不会像理想骤冷那样，瞬时产生最大应力σmax，而是由于散热等因素，使σmax滞后发生，且数值也折减。设折减后实测应力为σ，令为无因次表面应力，其随时间的变化规律如图2-33所示。可从图中可以看出：最大应力σmax的折减程度与β值有关，
，即&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
由图2-33还可看出，骤冷时的最大温差只适用于βR20的情况。例如水淬玻璃的λ=0.017
J?cm-1?S-1?K-1，h=1.67
J?cm-2?S-1?K-1，则根据βR20，算得必须rmR0.2
cm，才能用式（2-58）。也就是说，玻璃厚度小于4
mm时，最大热应力会下降。这也是薄玻璃杯不易因冲开水而炸裂的原因。
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&（2-63）
为第二热应力断裂抵抗因子，单位为J?m-1?S-1。则
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
式中：S―形状因子，对于无限平板S=1；其它形状的S，参见Kingery等的《陶瓷导论》的第16章（中国建筑工业出版社出版）。
图2-34表示了一些材料在673
K时△Tmax~rm h的计算曲线。从图中可以看出，一般材料，在rm
h值较小时，△Tmax与rm
h成反比；当rm h值较大时，△Tmax趋于恒值。但另外几种材料的曲线规律不同，如BeO，当rm
h值较小时，具有很大的△Tmax，即热稳定性很好，仅次于石英玻璃和TiC金属陶瓷，而在rm
h值很大时（如&1），抗热震性很差，仅优于MgO。因此，不能简单地排列出各种材料抗热冲击性能的顺序。
可见，仅就材料而言，具有高热导率λ、高的断裂强度σf且膨胀系数αl和弹性模量E低的材料，则具有高热冲击断裂性能。如普通钠钙玻璃的αl约为9×10-6
K-1，对热冲击特敏感，而减少了CaO和Na2O的含量并加入足够的B2O3的硼磷酸玻璃，因。αl降到3×10-6
K-1，就能适合于厨房烘箱内的加热和冷却条件。另外在陶瓷样品中加入大的孔和韧性好的第二相，也可能提高材料的抗热冲击能力。
（3）第三热应力断裂抵抗因子
在一些实际场合中往往关心材料所允许的最大冷却或加热速率dT/dt。
对于厚度为2rm的无限平板，在降温过程中，内、外温度分布呈抛物线形，如图2-35所示。
在平板的表面，得
，则有&&&&&&&&&&
将式（2-68）代入式（2-38）&&
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
&&&&&&&&&&&&&
式中：T0是指由于降温速率不同，导致无限平板上中心与表面的温差。其它形状的材料，只是系数不是0.5而已。
表面温度Ts低于中心温度Tc引起表面张应力，其大小正比于表面温度与平均温度Tav之差。由图2-35可看出
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
在临界温差时&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
将式（2-68）和式（2-69）代入式（2-66），得允许的最大冷却速率为
&&&&&&&&&&&&&&&&&&
前面已述及，导温系数
表征材料在温度变化时，内部各部分温度趋于均匀的能力。a愈大愈有利于热稳定性。故，定义
为第三热应力因子。则有
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
这是材料所能经受的最大降温速率。陶瓷在烧成冷却时，不得超过此值，否则会出现制品炸裂。
抗热冲击损伤性能
上面讨论的抗热冲击断裂是从弹性力学的观点出发，以强度-应力为判据，认为材料中热应力达到抗张强度极限后，材料就产生开裂，一旦有裂纹成核就会导致材料的完全破坏。这样导出的结果对于一般的玻璃、陶瓷和电子陶瓷等都能适用。但是对于一些含有微孔的材料和非均质的金属陶瓷等却不适用。这些材料在热冲击下产生裂纹时，即使裂纹是从表面开始，在裂纹的瞬时扩张过程中，也可能被微孔、晶界或金属相所阻止，而不致引起材料的完全断裂。明显的例子是在一些筑炉用的耐火砖中，往往含有10~20%气孔率时反而具有最好的抗热冲击损伤性，而气孔的存在是会降低材料的强度和热导率的。因此R、值都要减小。这一现象按强度-应力理论就不能解释。实际上，凡是以热冲击损伤为主的热冲击破坏都是如此。因此，对抗热震性问题就发展了第二种处理方式，即从断裂力学观点出发，以应变能-断裂能为判据的理论。
通常在实际材料中都存在一定大小、数量的微裂纹，在热冲击情况下，这些裂纹产生、扩展以及蔓延的程度与材料积存的弹性应变能和裂纹扩展的断裂表面能有关。当材料中可能积存的弹性应变能较小，则原先裂纹的扩展可能性就小；裂纹蔓延时断裂表面能需要大，则裂纹蔓延的程度小，材料热稳定性就好。因此，抗热应力损伤性正比于断裂表面能，反比于应变能释放率。这样就提出了两个抗热应力损伤因子和，分别为
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
式中：σ为材料的断裂强度；E为材料的弹性模量；μ为材料的泊松比；为断裂表面能，J?m-2（形成两个断裂表面）。
实际上是材料的弹性应变能释放率的倒数，用于比较具有相同断裂表面能的材料；而用于比较具有不同断裂表面能的材料。和值高，材料抗热应力损伤性好。
根据和，具有低的σ和高的E的材料的热稳定性好，这与R和的情况正好相反，原因就在于两者的判据不同。从抗热冲击损伤性出发，强度高的材料，原有裂纹在热应力作用下容易扩展蔓延，热稳定性不好。一些晶粒较大的样品中经常会遇到这样的情况。
海塞曼（D.P.H.Hasselman）试图统一上述2种理论。他将第二断裂抵抗因子中的σ用弹性应变能释放率G来表示，得到
&&&&&&&&&&&&&&&&&&
表示裂纹抵抗破坏的能力。Hasselman提出了热应力裂纹安定性因子Rst，定义为
&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&&
式中：E0是材料无裂纹时的弹性模量。Rst大，裂纹不易扩展，热稳定性好。
提高抗热震性的措施
根据上述抗热冲击断裂因子所涉及的各个性能参数对热稳定性的影响，有如下提高材料抗热冲击断裂性能的措施：
（1）提高材料强度、减小弹性模量，使σ/E提高。
（2）提高材料的热导率，使提高。热导率大的材料传递热量快，使材料内外温差较快地得到缓解、平衡，因而降低了短时期热应力的聚集。
（3）减小材料的热膨胀系数。热膨胀系数小的材料，在同样的温差下，产生的热应力小。
（4）减小表面热传递系数。为了降低材料的表面散热速率，周围环境的散热条件特别重要。
（5）减小产品厚度。
以上所列，是针对密实性陶瓷材料、玻璃等脆性材料，目的是提高抗热冲击断裂性能。但对多孔、粗粒、干压和部分烧结的制品，要从抗热冲击损伤性来考虑。如耐火砖的热稳定性不够，表现为层层剥落。这是表面裂纹、微裂纹扩展所致。根据和，应减小G，这就要求材料具有高的E及低的σf，使材料在胀缩时，所储存的用以开裂的弹性应变能小；另一方面，则要选择断裂表面能大的材料，裂纹一旦开裂就会吸收较多的能量使裂纹很快止裂。
这样，降低裂纹扩展的材料特性（高E和，低σf），刚好与避免断裂发生的要求（R、高）相反。因此，对于具有较多表面孔隙的耐火砖类材料，主要还是避免既有裂纹的长程扩展所引起的深度损伤。
近期的研究工作证实了显微组织对抗热震损伤的重要性。发现微裂纹，例如晶粒间相互收缩引起的裂纹，对抵抗灾难性破坏有显著的作用。由表面撞击引起的比较尖锐的初始裂纹，在不太严重的热应力作用下就会导致破坏。Al2O3-TiO2陶瓷内晶粒间的收缩孔隙可使初始裂纹变钝，从而阻止裂纹扩展。利用各向异性热膨胀，有意引入裂纹，是避免灾难性热震破坏的有效途径。
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