变形断裂江苏大学陈康敏

1、第一章 应力应变曲线及弹性变形用静拉伸应力应变曲线，可得出许多重要性能指标:1、弹性模量 E ：主要用于零件的刚度设计。2、屈服强度s (ReL)和抗拉强度b (Rm) ：主要用于零件的强度设计。3、抗拉强度b (Rm)和弯曲疲劳强度有一定比例关系，进一步为零件在交变载荷下使用提供参考。4、材料的塑性，断裂前的应变量：主要是为材料在冷热变形时的工艺性能作参考。工程应力应变曲线：不能真实反映试件拉伸过程中应力和应变的变化关系。实际拉伸中，随载荷F 增加，长度 L0 伸长，截面积 A0 相应减少。真应力S真应变e 曲线：（流变曲线）真实反映变形过程中，随应变量增大，材料性质的变化。真应力 S ：试

2、件在某一瞬时承受的拉伸应力。真应变 e ：试件瞬时伸长量 / 瞬时长度。真实应力总是大于大于工程应力，真实应变总是小于工程应变真应力 S 和真应变 e 的定义：承认了在变形过程中试件长度和直径间相互变化的事实。即长度L 伸长了，其实际截面积 A 就会相应减少第种类型：完全弹性 特点：具有可逆应力应变曲线和不出现塑性变形的特征。粘弹性：是指材料在外力作用下，弹性和粘性两种变形机理同时存在的力学行为。特征：是应变对应力的响应不是瞬时完成的（应变落后于应力），需要通过一个弛豫过程，但卸裁后，应变恢复到初始值，不留下残余变形。第种类型：弹性均匀塑性若材料具有不可逆的塑性变形能力，在弹性变形后，接着有一

3、个均匀变形阶段，应力-应变曲线呈现为第类型。应力很小时，仍有弹性变形区，接着一段光滑的抛物线，其相应于均匀塑性变形过程。均匀塑性变形：表明塑性变形需要不断增加外力才能继续进行，即材料有阻止继续塑变的能力（应变硬化性能）。第种类型：弹性不均匀塑性变形在正常弹性后，有一系列锯齿叠加在抛物线型曲线上。此类材料特性：是由于材料内部不均匀变形所致。第种类型：弹性不均匀塑性均匀塑性变形许多体心立方铁基合金和有色合金，应力应变曲线在弹性与均匀塑性变形间有一狭窄一段属不均匀塑变区。即从弹性向塑性变形的过渡明显。主要表现：在试验中，外力不增加（保持恒定）试样仍继续伸长；ABC或外力增加到一定数值时突然下降，随后

4、，在外力不增加或上下波动下，试样继续伸长变形。这便是“屈服现象”。第种类型：弹性不均匀塑性均匀塑性变形其中：OA弹性；有一个上屈服点A，接着载荷下降。 AB不均匀塑变；BC均匀塑变。以B点为界，整个塑性变形出现两种不同趋势。AB应力随应变增大而下降，BC应力随应变增大而上升。到达 B 点后，试件出现“缩颈”，但并很快失效。典型的结晶高聚合物材料具有此特征，这与其结构有关。第2章 材料弹性变形弹性变形定义：当外力去除后，能恢复到原形状或尺寸的变形弹性变形。弹性变形具有可逆性的特点。无论变形量大小、应力应变是否呈线性关系，凡弹性形变都是可逆变形。弹性变形本质：都是构成材料的原子(离子)或分子从平衡

5、位置产生可逆位移的反映。双原子模型解释弹性变形的微观过程：1）在无外加载荷下，晶格中原子在其平衡位置仅作微小热振动，这是受原子间相互作用力控制的结果。（原子间相互作用力是原子间距的函数。在原子平衡位置处合力为零。）2）当受外力作用时，原子间相互平衡力受到破坏，原子的位置产生位移，达到新的平衡。原子位移的总和：在宏观上就表现为变形。3）当外力去除后，原子依靠彼此间作用力又回到原来平衡位置，宏观变形也随之消失，表现出弹性变形的可逆性。上述模型导出的原子间相互作用力与其弹性位移关系并非虎克定律所描述的直线关系，而是抛物线关系。合力曲线有最大值 Fmax，若外力略大于Fmax ，就意味着可克服原子间引

6、力而使它们分离。Fmax 即为材料在弹性状态下的理论断裂抗力，实际断裂抗力远远小于Fmax时，材料就发生断裂或产生塑性变形。弹性模量E ：在数值上等于当应变为一个单位时的 弹性应力。是表征材料对弹性变形的抗力，工程称材料的刚度.E值越大，在相同应力下产生的弹性变形就越小。弹性模数：是构成材料原子、离子间键合强度的主要标志，因此，凡影响键合强度的因素均能影响材料的弹性模数E 。弹性模量 E 与切变模量 G 关系：其中： 泊松比。泊松比：弹性变形时，试件纵向伸长和横向缩短保持一定比例关系。横向应变与纵向应变之比的绝对值称为泊松比 表示材料在受外力作用时侧向收缩能力。比例极限p 是材料弹性变形按正比

7、关系变化的最大应力，即拉伸应力一应变曲线上开始偏离直线时的应力值。弹性极限：材料由弹性变形过渡到弹塑性变形时的应力，当应力超过弹性极限e 后，便开始产生塑性变形。弹性比功：（弹性比能、应变比能），用ae 表示，表示材料在弹性变形过程中吸收弹性变形功的能力。用材料开始塑性变形前单位体积吸收的最大弹性变形功表示。物理意义：吸收弹性变形功的能力。弹性可分为：理想弹性(完全弹性)和非理想弹性(弹性不完整性)两类。理想弹性材料：在外载荷作用下，应力-应变服从虎克定律，即E，并同时满足3个条件，即： 应变对于应力的响应是线性的； 应力和应变同相位； 应变是应力的单值函数。纯弹性体的弹性变形：只与载荷大小有

8、关，而与加载方向和加载时间无关。材料的非理想弹性行为：可分为滞弹性、粘弹性、伪弹性及包申格效应等几种类型滞弹性(弹性后效)：是指材料在弹性范围内快速加载或卸载后，随时间的延长而产生的附加弹性应变的现象。加载时，应变落后于应力，而与时间有关的滞弹性，称为正弹性后效（或弹性蠕变）卸载时，应变落后于应力的现象，称为反弹性后效。在弹性区内单向快速加载、卸载时，加载线与卸载线会不重合（应力和应变不同步），形成一封闭回线，称为弹性滞后环。交变载荷时，若最大应力宏观弹性极限，加载速率比较大，则也得到弹性滞后环交变载荷时，若最大应力宏观弹性极限，则得到塑性滞后环材料存在弹性滞后环的现象说明：材料加载时吸收的变

9、形功 > 卸载时释放的变形功，有一部分加载变形功被材料所吸收。这部分在变形过程中被吸收的功，称为材料的内耗。内耗的大小：可用滞后环面积度量。滞后环中所包围的面积：代表应力一应变循环一个周期所产生的能量损耗。滞后环面积越大，能量损耗也越大。循环韧性：指材料在塑性区内加载时吸收不可逆变形功的能力。内耗：指材料在弹性区内加载时吸收不可逆变形功的能力。包申格(Bauschinger)效应：金属材料经预加载产生少量塑变 (残余应变约14)，卸载后再同向加载，规定残余伸长应力(弹性极限或屈服强度)增加；反向加载，规定残余伸长应力降低(特别是弹件极限在反向加载时几乎降低到零)的现象，称为包申格效应。包

10、申格效应是多晶体金属具有的普遍现象。消除包申格效应方法：（1）对材料预先进行较大的塑性变形；（2）在第二次反向受力前，对材料进行回复再结晶退火。第3章 位错理论根据几何形态特征，可把晶体缺陷分为三类：(1)点缺陷：如空位、间隙原子等。 (2)线缺陷：如晶体中的各类位错。(3)面缺陷：如晶界、相界、层错、晶体表面等。点缺陷：包括空位、间隙原子和置换原子三种基本类型，以及由它们组成的尺寸很小的复合体（如空位对或空位片等）。在某瞬间，有些原子能量大到足以克服周围原子的束缚，就可能脱离其原平衡位置而迁移到别处。结果，在原位置上出现空结点，称为空位。间隙原子：进入点阵间隙中的原子。可为晶体本身固有的原子

11、（自间隙原子）；也可为尺寸较小的外来异类原子(溶质原子或杂质原子)。那些占据原基体原子平衡位置的异类原子称为置换原子。置换原子半径常与原基体原子不同，故会造成晶格畸变。晶体在一定温度下，有一定的热力学平衡浓度，这是点缺陷区别于其它类型晶体缺陷的重要特点。位错线与滑移矢量b 平行，为螺位错位错线与滑移矢量b 垂直，为刃位错滑移矢量既不平行也不垂直于位错线，而与位错线相交成任意角度，此位错称为混合位错。位错线不能中断于晶体的内部，而只能终止在晶体表面或晶界上，即位错线的连续性。晶体的宏观滑移变形，是通过位错的运动实现的。位错可在晶体中运动是其最重要的性质。位错线在晶体中的移动位错运动。位错运动方式

12、：滑移和攀移。1）滑移：位错线沿着滑移面的移动。2）攀移：位错线垂直于滑移面的移动。刃位错的运动：可有滑移和攀移两种方式。螺位错的运动：只作滑移、而不存在攀移。 位错滑移机理：位错的滑移：是通过位错线及附近原子逐个移动很小距离完成的，故只需加很小切应力就可实现。刃位错滑移方向：与外应力及伯氏矢量b 平行，正、负刃位错滑移方向相反。螺型位错的移动方向：与外应力及柏氏矢量b 垂直，也与晶体滑移方向相垂直，左、右螺位错滑移方向相反。混合位错滑移：混合位错可分解为刃型和螺型两部分。在切应力作用下，沿其各线段的法线方向滑移，并同样使晶体产生与其柏氏矢量相等的滑移量。 螺位错因其位错线与柏氏矢量b 平行，

13、故无确定滑移面，通过位错线并包含b 的所有晶面都可能成为它的滑移面。若螺位错在某一滑移面滑移后受阻，可转移到与之相交的另一个滑移面上去，此过程叫交叉滑移，简称交滑移。只有螺位错才能交滑移。位错的攀移：指在热缺陷或外力作用下，位错线在垂直其滑移面方向上的运动，结果导致晶体中空位或间隙质点的增殖或减少。攀移的实质：是多余半原子面的伸长或缩短。刃位错：可在滑移面上滑移，还可在垂直滑移面方向攀移。正攀移：多余半原子面向上移动，向下移动称负攀移。螺位错：没有多余半原子面，故无攀移。攀移与滑移不同：1）攀移伴随物质的迁移，需要空位的扩散，需要热激话，比滑移需更大能量。2）低温攀移较困难，高温时易攀移。在许

14、多高温过程如蠕变、回复、单晶拉制中，攀移却起着重要作用。3）攀移通常会引起体积的变化，故属非保守运动。4）作用于攀移面的正应力有助于位错的攀移。压应力将促进正攀移，拉应力可促进负攀移。5）晶体中过饱和空位也有利于攀移。 位错周围弹性应力场的存在增加了晶体的能量，这部分能量称为位错的应变能。位错的应变能：可根据造成这个位错所作的功求得。刃位错弹性应变能比螺位错弹性应变能约大50%混合位错：位错线与其柏氏矢量b 成角的，可认为由柏氏矢量分别为bsin的刃位错和bcos的螺位错。 分别算出两位错分量应变能，其和即为混合位错应变能。即使在无任何缺陷情况下，位错运动也需克服滑移面两侧原子间相互作用力（最

15、基本阻力），称为点阵阻力（派-纳力）。滑移面间距 a 值越大，位错强度b值越小，则派-纳力越小，故越容易滑移。晶体中，原子最密排面，间距a 最大，最密排方向，原子间距b最小，故位于密排面上，且柏氏矢量b方向与密排方向一致的位错最易滑移。晶体滑移面和滑移方向一般为晶体原子密排面与密排方向。因位错的能量与其长度成正比，因此它有尽量缩短其长度的趋势。位错为缩短其长度会产生线张力。以单位长度位错线的能量来表示。线张力是位错的一种弹性性质。因位错能量与长度成正比，当位错受力弯曲，位错线增长，其能量相应增高，而线张力则会使位错线尽量缩短和变直。两平行螺型位错相互作用特点：同号相斥，异号相吸。在同一滑移面上

16、，同号刃型位错总是相互排斥，距离越小，排斥力越大。同号刃位错在平行滑移面上，将力图沿与其 b 垂直的方向排列。此位错组态称位错墙。异号刃位错力图排在和滑移面成45°的平面上，且异号刃位错间相互吸引。 当一个纯螺型位错与另一个纯刃型位错互相平行时，两位错间无相互作用。晶体塑性形变，往往会在一个滑移面上有许多位错在某种障碍物前被迫堆积，形成位错群的塞积。晶界易成为位错运动的障碍物，位错间的相互作用力也可产生障碍。位错塞积群的重要效应：使在它前端引起应力集中。当n 个位错被切应力 推向障碍物时，在塞积群前端将产生n 倍于外力的应力集中。晶界前位错塞积：引起应力集中，能使相邻晶粒屈服；当数量

17、n 足够大，也可在晶界处引起裂缝，出现微裂纹。位错在滑移面上运动，必与穿过此滑移面上的其它位错（称为“位错林”）相交截，该过程即为“位错交截”。位错相互切割后，将使位错产生弯折，生成位错折线，这种折线有两种：1）割阶：位错折线垂直（或不在）其所属滑移面上。 2）扭折：位错折线在其所属滑移面上。柏氏矢量b 相互平行的两刃位错的交割：形成扭折。初始状态为螺位错，均在原位错滑移面上，在原位错向前运动中，都因位错线伸直而消失，故为扭折（在其滑移面上）。柏氏矢量b 相互垂直的两刃位错交割，不位于滑移面上的位错台阶成为割阶，产生割价需供给能量，故交割过程对位错运动是一种阻碍。1）运动位错交割后，各位错线都

18、可产生一扭折或割阶，其大小和方向取决于另一位错的柏氏矢量。2）所有割阶都是刃位错，而扭折可刃型、也可螺型。3）扭折：与原位错线在同一滑移面上，可随主位错线一道运动，几乎不产生阻力，且扭折在线张力下易于消失。4）割阶：则与原位错线不在同一滑移面上，除非割阶产生攀移，否则，割阶就不能随主位错线一道运动，成为位错运动的障碍，常称此为割阶硬化。带割阶位错的运动，按割阶高度不同，又可分为三种情况：1） 割阶高度只有12个原子间距，若外力足够大，螺位错可把割阶拖着走，在割阶后留下一排点缺陷。2） 割阶高度很大，约在20nm以上，此时割阶两端位错相隔太远，相互间作用小，均可独立在各自滑移面上滑移，并以割阶为

19、轴，在滑移面上旋转。3） 割阶高度在上述两种之间，位错不能拖着割阶运动。在外力作用下，割阶间位错线弯曲，位错前进就会在其身后留下一对拉长了的异号刃位错线段（位错偶）。为降低应变能，此位错偶常会断开而留下一个长位错环，而位错线仍回复原来带割阶的状态，而长的位错环又常会再进一步分裂成小的位错环，这是形成位错环的机理之一。能使位错增值的地方称为位错源。弗兰克-瑞德(Frank-Rend）源：（a）设晶体中某滑移面上有一段刃型位错AB，其两端被位错网节点钉住。（b）当外切应力满足条件时，位错DD'受力作用发生滑移。位错线本应平行向前滑移，但因其两端被固定住，势必发生弯曲，位错变成曲线形状。（c

20、）位错受力总是与位错线垂直，即使位错弯曲也如此，在应力作用下，位错每一线段都沿其法线向外运动，（d）当位错向前走出一段距离，到p、q两点就碰到一起了。（e）因p、q为·一对左、右旋螺位错，相遇便互相抵消，则原位错线被分成两部分。（f）外面位错环：在力作用下不断扩大，直到晶体表面，而内部另一段位错：在线张力和外力作用下回到原状态。上述F-R源，实质上是一段两端被钉扎的可滑动位错，所以称之为双边(或双轴) F-R源，又称为U型平面源。双交滑移增殖机制：螺位错由原滑移面转至相交的滑移面，后又转到与原始滑移面平行的滑移面上的运动，称为双交滑移运动。双交滑移是一种更有效的增殖机制。 位错反应(

21、dislocation reaction)位错在一定条件下发生分解或合并的过程。已知，位错的能量与其伯格斯(Burgers)矢量(简称伯氏矢量)的平方成比例。因此具有高能量的位错，无论在力学上或者热力学上都是不稳定的，在一定的条件下，将自动地分解为两个或更多的伯氏矢量较小的位错，以不断地降低其本身的能量。同样，两个或两个以上的位错，也可以合并成一个位错。这种反应不是任意的，它必须满足一定的条件。例如，全位错分解为两个不全位错的充分和必要的条件是：(1)几何条件。反应前位错的伯氏矢量b和反应后诸位错的伯氏矢量b之和应相等，即b=b(2)能量条件。按热力学的一般要求，作为一个自动进行的位错反应过程

22、，必须是一个伴随着能量降低的过程，即要求反应之后整个系统的能量低于反应前整个系统的能量。一个位错反应能否进行的能量判据是b2 >b2。第4章 塑性变形单晶体受力后，外力在任何晶面上都可分解为正应力和切应力。正应力：只能引起弹性变形及解理断裂。只有在切应力的作用下，金属晶体才能产生塑性变形。金属材料常见的塑性变形方式：滑移和孪生两种滑移：指晶体的一部分沿一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）相对于另一部分发生滑动的现象。滑移面：面间距最大原子最密排晶面。滑移方向：原子最密排的方向。一个滑移面与其上的一个滑移方向组成一个滑移系。1） 面心立方（fcc）金属：滑移面为111，共有 4 组；滑移

23、方向为<110>，每个滑移面上包含 3 个滑移方向。共有4×3=12个滑移系2）体心立方（bcc）金属：滑移面：为110晶面族，共有 6 个面；滑移方向：为<111>晶向族（立方体对角线）；每个滑移面上有2个滑移方向，共有6×2=12个滑移系。bcc金属的滑移系：除110晶面族外，也可为112和123晶面族，此三种滑移面及其共同的滑移方向<111>的组合，总共有48个可能的滑移系。bcc金属滑移系虽较多（为fcc 4 倍多），但其滑移面原子密排程度不如 fcc ，滑移方向数目也较少，故其塑性不如fcc金属好。此外，fcc晶体派-纳力要低的

24、多，从而其内位错较易滑移。3） 密排六方（hcp）金属：情况较为复杂 通常，只有一个滑移面（0001）和三个滑移方向，共有1×3 = 3个滑移系，密排六方金属滑移系少，滑移过程中，可能采取的空间位向少，故塑性差。滑移只能在切应力的作用下发生。产生滑移的最小切应力称临界切应力。滑移常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生。因原子密度最大的晶面和晶向之间原子间距最大，结合力最弱，产生滑移所需切应力最小。滑移时，晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍。滑移结果在晶体表面形成台阶，称滑移线，若干条滑移线组成一个滑移带当滑移面、滑移方向与外力都呈45°角时（= 45°），滑

25、移方向上分切应力最大（软位向），最容易发生滑移。滑移的同时伴随着晶体的转动转动原因：晶体滑移后使正应力和切应力分量组成了力偶。转动结果：使滑移面法线与外力轴夹角增大，使外力与滑移方向夹角变小。实际上，滑移是通过滑移面上位错的运动来实现的。当位错移动到晶体表面时，便产生大小为 b 的滑移台阶，若有大量位错沿滑移面上运动到表面，宏观上，晶体的一部分相对另一部份沿滑移面发生了相对位移，这便是滑移。单滑移：对有多组滑移系的晶体，当其与外力轴取向不同时，处于软位向的一组滑移系首先开动，这便是单滑移。多滑移：若两组或几组滑移系处在同等有利的位向，在滑移时，各滑移系同时开动，或因滑移中晶体的转动使两个或多个

26、滑移系交替滑移称为多滑移。若发生双滑移或多系滑移，在表面上所见到的滑移线就不再是一组平行线，会出现二组或多组的交叉形的滑移带。交滑移：是指两个或多个滑移面沿同一个滑移方向滑移。交滑移实质：是螺位错在不改变滑移方向的情况下，从一个滑移面滑到交线处，转到另一个滑移面的过程。交滑移：表面滑移线是弯曲的折线，而不再是平直的。金属晶体在发生滑移时，1）单滑移：金属晶体先发生单滑移，因只有一个滑移系起作用，加工硬化效果很小。2）多滑移：随着晶体发生转动，会使数个滑移系同时处于有利位向，而发生多滑移，这时因不同滑移系间的位错相互交割，加工硬化效果上升。3）交滑移：随后又可能转变为交滑移，这时加工硬化效果下降

27、，在表面出现曲折或波纹状的滑移带。 滑移的表面痕迹 ：单滑移：单一方向的滑移带；多滑移：相互交叉的滑移带；交滑移：波纹状的滑移带。孪生：在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面和晶向相对于另一部分所发生的均匀切变。孪生变形：发生切变的部分称孪生带或孪晶，均匀切变区与未切变区的分界面称为孪晶界。发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面；孪生面的移动方向称为孪生方向。孪生使晶体变形与未变形部分以孪晶面为界构成了镜面对称关系。1孪生也是在切应力作用下发生的，常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，其临界分切应力要比滑移大得多。孪生变形速度极快, 接近声速。2孪生使一部分晶体发生均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上

28、进行（不均匀变形）。3孪生使晶体变形部分位向发生改变，孪晶面两侧晶体位向呈镜面对称，而滑移后晶体各部分位向均未改变。4孪生时相邻原子面的相对位移量小于一个原子间距5孪生对塑变的直接贡献比滑移小很多6孪生变形的拉伸应力-应变曲线呈锯齿状。光滑阶段是与滑移塑变对应；锯齿状阶段即孪生变形所致。孪晶形核所需应力远高于扩展所需要应力，故孪晶形成后载荷就会急剧下降。7孪生变形与晶体结构：一些密排六方金属（如Cd，Zn，Mg 等）常发生孪生变形。体心及面心立方金属：在形变温度很低，形变速率极快时，也会通过孪生方式进行塑变。在面心立方金属中常发现有孪晶，这是因相变过程中原子重新排列时发生错排而产生的，称退火孪

29、晶。8孪生使表面出现浮凸，因孪晶与基体的取向不同，表面重新抛光后并浸蚀后仍能看到。多晶双晶在室温下拉伸变形后，呈现竹节状。晶界处晶体变形较小，而晶内变形量则大得多，整个晶粒的变形不均匀。这表明：晶界强度高于晶内。晶界对塑性变形的影响：晶体在外力作用下变形，当滑移的位错运动到晶界附近时，受到阻碍而堆积，称位错塞积。要使变形继续进行, 须增加外力, 而使金属变形抗力提高。各晶粒变形不同时性：当多晶体受外力作用时，因各晶粒取向不同，软取向晶粒先滑移变形，而硬取向晶粒可能仍处于弹性变形状态。只有外力继续增大，才能使滑移从某些晶粒传播到相邻晶粒，并不断传播下去，从而产生宏观可见的塑性变形。各晶粒的变形不

30、均匀：多晶体各晶粒变形不同时性，也反映了各晶粒变形不均匀。变形不均匀性：不仅存在于各晶粒间、基体与第二相间，也存在于同一晶粒内部。因晶界对滑移的阻碍作用，使得靠近晶界区域的滑移变形量明显小于晶粒中心区域。晶粒大小对塑性变形（强度）的影响：实验表明：多晶体的强度随其晶粒的细化而增加。晶粒越细，单位体积所包含晶界越多，位错障碍越多，需要协调的不同位向的晶粒越多，使金属塑性变形的抗力越高。晶粒大小对金属的塑性和韧性的影响。因晶粒越细，单位体积内晶粒数及参与变形晶粒数目越多，变形越均匀，断裂前塑性变形越大，塑性越好。强度和塑性均增加, 断裂前消耗功也大，故韧性也越高细晶化是唯一的在增加材料强度的同时也

31、增加材料塑性的强化方式。通过细化晶粒来同时提高金属的强度、塑性和韧性的方法称细晶强韧化。 细晶强化前提条件：是晶界阻碍位错滑移，这在温度较低的情况下是存在的。晶界本质是缺陷，当温度升高时，随原子活动加强，晶界也变得不稳定，其强化效果减弱，甚至出现晶界弱化现象。屈服现象：金属材料在拉伸时，当应力超过弹性极限，即使外力不再增加，甚至下降情况下，而变形继续进行的现象，称为屈服。在屈服伸长变形是不均匀的，当应力达到上屈服点下降到下屈服点时，在试样局部开始塑性变形，表面形成与拉伸轴成45°的应变痕迹，称为吕德斯（Lüders）带。若将低碳钢经少量预变形，去载后立即加载，则暂不出现屈服

32、现象。但若预变形后，将试样放置一段时间或稍微加热（200）后再加载拉伸，则又出现屈服现象，且屈服强度会有所提高，这即应变时效现象。屈服强度的提升：位错强化、细晶强化、弥散强化、固溶强化位错间交互产生阻力包括：a）平行位错间交互作用产生的阻力；b）运动位错与林位错交互作用产生的阻力。位错密度增加，也增加，屈服强度也提高剧烈冷变形位错密度增加4-5个数量级-形变强化单相固溶体合金中随溶质含量增加，固溶体强度、硬度提高，塑性、韧性下降，称固溶强化。当第二相在晶内呈颗粒状弥散分布时，颗粒越细，分布越均匀，合金的强度、硬度越高，塑性、韧性略有下降，这种强化方法称弥散强化。晶粒越细，单位体积所包含晶界越多

33、，位错障碍越多，需要协调的不同位向的晶粒越多，使金属塑性变形的抗力越高，通过细化晶粒来同时提高金属的强度、塑性和韧性的方法称细晶强韧化。 第5章 材料的断裂金属的断裂机件的三种主要失效形式：磨损、腐蚀、断裂。断裂：又可分为完全断裂和不完全断裂。完全断裂：在应力（或兼有热或介质）作用下，金属材料被分成两个或几个部分。不完全断裂：只是内部存在裂纹。光滑拉伸试样断面收缩率 <5%为脆断；> 5%为韧断。韧性与脆性随条件改变，韧性与脆性行为也将随之变化。1）韧性断裂：材料断裂前及断裂过程中产生明显宏观塑性变形的断裂。特点：1）断裂有一个缓慢撕裂过程，且消耗大量塑性变形能。 2）断裂面一般平

34、行于最大切应力并与主应力成45°角。 3）断口呈纤维状，灰暗色。 4）典型宏观断口特征呈杯锥状。杯锥状断口：有纤维区、放射区、剪切唇（断口三要素）。影响这三个区比例的主要因素是材料强度和试验温度。一般地，材料强度提高，塑性降低，则放射区增大；1）纤维区：拉伸断口的裂纹源区，裂纹扩展速率很慢，当裂纹达到临界尺寸后就快速扩展面形成放射区。2）放射区：裂纹快速、低能撕裂形成，有放射线花样特征。放射线平行于裂纹扩展方向，并收敛于裂纹源。撕裂时塑性变形量越大，则放射线越粗。3）剪切唇：拉伸断裂的最后阶段形成锥杯状的剪切唇剪切唇表面光滑，与拉伸轴呈45度，是典型的切断型断裂2）脆性断裂：材料断裂

35、前基本无明显宏观塑性变形，无明显预兆，表现为突然发生的快速断裂，故危险性很大。特点：脆性断裂断裂面一般与正应力垂直，断口平齐而光亮，常呈放射状或结晶状。放射状条纹的收敛于裂纹源。矩形截面板状试样脆性断口：可见“人字纹花样”。人字纹尖顶指向裂纹源。（二）穿晶断裂与沿晶断裂：穿晶断裂：裂纹穿过晶内，可韧性断裂、也可脆性断裂。沿晶断裂：裂纹沿晶界扩展，多为脆断，断口呈冰糖状。沿晶断裂原因：晶界上一薄层连续或断续脆性第二相、夹杂物，破坏了晶界的连续性；或杂质元素向晶界偏聚等引起。沿晶断口形貌：当晶粒粗大时呈冰糖状；当晶粒细小时，断口呈细小颗粒状，断口颜色较灰暗。（三）正断与切断（按断裂面取向或作用力方

36、式）正断：断裂面垂直于最大正应力max ；切断：沿最大切应力max 方向断开、与正应力约呈450。（四）纯剪切与微孔聚集型断裂、解理断裂：1）剪切断裂：金属材料在切应力作用下，沿滑移面滑移分离而造成断裂。分为纯剪切断裂和微孔聚集型断裂。纯剪切断裂：(滑断)完全由滑移流变造成断裂，某些纯金属尤其是单晶体金属可产生。断口呈锋利的楔形（单晶体）或刀尖型（多晶体）。2)微孔聚集型断裂：（纯剪切断裂另一种形式）通过微孔形核、长大聚合而导致材料分离，是韧性断裂的普遍方式。宏观断口：常呈现暗灰色、纤维状，微观断口特征：则是断口上分布大量“韧窝”。（1）微孔形核和长大微孔聚集断裂过程：微孔成核、长大、聚合、断

37、裂。微孔成核：大多通过第二相或夹杂物质点破裂，或第二相或夹杂物与基体界面脱离。是在断裂前塑性变形到一定程度时产生的。第二相质点处微孔成核原因：位错引起的应力集中；在高应变条件下，第二相与基体塑性变形不协调而产生分离（2）微孔成核的位错模型：位错在外加应力作用下运动遇到第二相，将绕过形成位错环，并在第二相质点处堆积。位错环移向质点与基体界面，即沿滑移面分离而成微孔。微孔成核，后面位错所受排斥力下降，陆续被推向微孔，并使位错源重新被激活，不断放出新位错，连续进入微孔，使微孔长大。位错也可在多个滑移面上运动，堆积而形成微孔，并借位错不断向微孔运动而长大。微孔长大同时，相邻微孔间基体横截面积减小，产生

38、缩颈（内缩颈)而断裂，微孔连接(聚合)形成微裂纹。裂纹不断扩展，直至最终断裂。微孔聚集韧性断裂裂纹形成所需拉应力：与第二相质点尺寸d 的平方根呈反比关系。抗拉强度新概念：相当于微孔开始形成时的应力。韧窝形状：有等轴韧窝、拉长韧窝和撕裂韧窝，因应力状态不同而异。1）等轴韧窝：微孔在垂直于正应力的平面上各方向长大倾向相同。2）拉长韧窝：在扭转载荷或双向不等拉伸条件下，因切应力作用而形成。在匹配断口上韧窝拉长方向相反；（如拉伸断口剪切唇部）3） 撕裂韧窝：在拉、弯应力作用下，微孔在拉长、长大时同时被弯曲，形成两匹配断口上方向相同的撕裂韧窝。（三点弯曲、冲击）韧窝的大小(直径和深度)决定于：1）第二相

39、质点的大小和密度。第二相密度增大或其间距减小，则韧窝尺寸减小。2）基体材料塑变能力和应变硬化指数。应变硬化指数越大，越难于发生内缩颈，故韧窝尺寸变小。3）外加应力的大小和状态。通过影响材料塑性变形能力，而间接影响韧窝深度。微孔聚集断裂一定有韧窝存在，但微观上出现韧窝，其宏观上不一定就是韧性断裂。因脆性断裂在局部区域内也能有塑性变形，也存在韧窝。只有微观断口存在大量韧窝时，宏观上才表现为韧性断裂。 3）解理断裂：金属材料在一定条件（如低温、高应变速率，或有三向拉应力状态）下，当外加正应力达到一定数值后，以极快速率沿一定晶体学平面（解理面）产生的穿晶断裂。解理常见于:体心立方（bcc）和密排六方（

40、hcp)金属中。解理面：一般是低指数面或表面能最低的晶面。一）解理裂纹的形成和扩展：在滑移面上切应力作用下，刃位错互相靠近，当切应力达到某一临界值时，塞积处的位错互相挤紧、聚合而成为高nb、长为 r 的楔形裂纹（或空洞形位错）。若塞积处应力集中不能为塑性变形所松弛，则塞积处最大拉应力fmax能达到理论断裂强度m，而形成裂纹。以上所述解理裂纹形成，但并不意味会迅速扩展而断裂。解理断裂过程三阶段：1） 塑性变形形成裂纹；2）裂纹在同一晶粒内长大，3）裂纹越过晶界向相邻晶粒扩展。1）位错塞积理论晶粒大小对断裂应力影响已为许多试验结果所证实。细化晶粒（d 越小），断裂应力提高，材料脆性降低。当晶粒尺寸

41、d 小于某临界值时，屈服应力低于断裂应力，先屈服后产生断裂；但当d 大于临界值时，先发生脆性断裂。裂纹成核：位错反应形成不动位错位错群塞积产生裂纹在bcc晶体中，有两相交滑移面（10-1）和（101），与解理面（001）相交，三面之交线为010。则（10-1）面上刃位错b1和沿（101）面的刃位错b2，于010轴相遇，并产生下列反应：新形成位错在（001）面上，而不在bcc晶体固有滑移面族110，故为不动位错。结果两相交滑移面上的位错群就在该不动位错附近产生塞积。当塞积位错较多时，产生裂纹nb。何垂耳位错反应理论是降低能量过程，故裂纹成核是自动进行的。位错反应形成解理裂纹扩展力学条件：与位错塞

42、积形成裂纹相同。即：上述位错塞积和位错反应两种解理裂纹形成模型的共同点：1）裂纹形核前均需有塑性变形；2）位借运动受阻，在一定条件下便会形成裂纹。实验证实：裂纹常在晶界、亚晶界、孪晶交叉处出现。通过孪生形成解理裂纹只有在晶粒较大时才产生 （二）解理断裂的微观断口特征1、 解理断裂：基本微观特征：解理台阶、河流花样、舌状花样。解理断裂：是沿晶体特定界面发生的脆性穿晶断裂。微观断口：由许多大致相当于晶粒大小的解理（刻）面集合而成的。1） 解理台阶和河流花样：在解理刻面内部，解理裂纹一般要跨越若干相互平行且位于不同高度的解理面，而出现解理台阶和河流花样。河流花样：实际上是解理台阶的一种标志。解理台阶

43、、河流花样、舌状花样是解理断裂基本微观特征。解理台阶形成方式（1）解理裂纹与螺型位错相交：当解理裂纹（设想为一刃位错）与晶体内一螺位错CD相遇时，便形成一个高度为b 的台阶。台阶向前滑动而相互汇合，同号台阶相互汇合长大。当汇合台阶高度足够大时，便成为河流花样。（2） 由解理裂纹与次生解理 （二次解理）或撕裂形成。河流花样：是判断是否为解理断裂的重要微观依据。“河流”的流向：与裂纹扩展方向一致，根据“河流”流向确定在微观范围内解理裂纹扩展方向；而按“河流”反方向去寻找断裂源。2）舌状花样解理断裂的另一微观特征。舌状花样：因在电镜下类似于“人舌”而得名。它是因解理裂纹沿孪晶界扩展留下的舌头状凹坑或

44、凸台。在匹配断口上“舌头”为黑白对应的。2、准解理断裂：因弥散细小碳化物质点影响了裂纹形成与扩展，当裂纹在晶粒内扩展时，难于严格沿一定晶体学平面扩展。断裂路径：不再与晶粒位向有关，而主要与细小碳化物有关。微观特征：似解理河流但又非真正解理，故称准解理。准解理与解理的共同点：都是穿晶断裂，有小解理刻面；台阶或撕裂棱及河流花样。不同点：准解理小刻面非晶体学特征。裂纹常源于晶内硬质点，形成从晶内某点发源的放射状河流花样。而解理裂纹常源于晶界，准解理：不是一种独立的断裂机理，而是解理断裂的变种。二、断裂强度的裂纹理论(格雷菲斯裂纹理论)实际材料中已存在裂纹，当平均应力还很低时，局部应力集中可达到很高值

45、m，从而使裂纹快速扩展并导致脆断。能量平衡原理指出：由于存在裂纹，系统弹性能降低，势必与因存在裂纹而增加的表面能相平衡。若弹性能降低足以满足表面能增加之需要时，裂纹就会失稳扩展，引起脆性破坏。系统总能量变化及各项能量均与裂纹半长 a 有关。脆断判据-1：可得裂纹失稳扩展的临界应力为：当外加应力c 时，裂纹就失稳扩展。脆断判据-2：当外加应力不变，裂纹在服役时不断扩展长大，则当长到临界尺寸（aac） 时，就失稳扩展。ac为在一定应力水平下的裂纹失稳扩展临界尺寸。格雷菲斯裂纹具有临界尺寸ac的裂纹。格雷菲斯理论：由热力学原理得出断裂发生的必要条件，但这并不意味着事实上一定要断裂。裂纹自动扩展的充分

46、条件是：裂纹尖端应力要等于或大于理论断裂强度m 。满足了格雷菲斯能量条件，同时也就满足了应力判据规定的充分条件。格雷菲斯公式：只适用于脆性固体，如玻璃、金刚石、超高强度钢等，即那些裂纹尖端无塑性变形情况。第6章 疲劳断裂1、变动载荷变动载荷：是引起疲劳破坏的外力，其载荷大小或方向均随时间变化，其单位面积上平均值称变动应力。变动应力类型：规则周期变动应力(也称循环应力)和无规则随机变动应力两种。可用应力时间曲线表示。2、循环应力：波形有正弦波、矩形波和三角形波等，常见者为正弦波。可用下列几个参量来表示：最大应力：max、最小应力：min；平均应力m ；应力幅a ；应力比r 金属机件或构件在变动应

47、力和应变长期作用下由于累积损伤而引起的断裂现象称为疲劳。1、疲劳的分类疲劳分类：1）按应力状态：弯曲疲劳、扭转疲劳、拉压疲劳及复合疲劳；2）按环境和接触：大气疲劳、腐蚀疲劳、高温疲劳、热疲劳、接触疲劳等；3）按断裂寿命和应力高低：高周疲劳和低周疲劳，这是最基本的分类方法。高周疲劳：断裂应力水平较低，s ，断裂寿命较长，Nf 105周次。也称低应力疲劳，一般疲劳多属这类。低周疲劳：断裂应力水平较高，s，断裂寿命较短，Nf (102105)用次，往往有塑性应变，也称高应力疲劳或应变疲劳。断裂寿命随应力不同而变化：应力高寿命短，应力低寿命长。当应力低于某临界值（疲劳极限）时，寿命可无限长。（2）疲劳

48、是脆性断裂疲劳应力比屈服强度低，故不论韧性材料还是脆性材料，在疲劳断裂前均不会发生塑性变形及有形变预兆，它是在长期累积损伤过程中，经裂纹萌生和缓慢亚稳扩展到临界尺寸ac 时才突然发生的。（3）疲劳对缺陷(缺口、裂纹及组织缺陷)十分敏感 疲劳破坏是从局部开始的，故对缺陷具有高度的选择性。缺口和裂纹因应力集中，增大对材料的损伤作用，组织缺陷(夹杂、疏松、白点、脱碳等)降低材料的局部强度，都加快疲劳破坏的产生和发展。 3、 疲劳宏观断口特征疲劳断口：保留了断裂过程的很多信息，有明显形貌特征。并受材料性质、应力状态、大小及环境等因素的影响，疲劳断口分析是研究疲劳断裂过程和原因的重要方法之一。典型疲劳断

49、口：有三个不同区域疲劳源、疲劳区及瞬断区（1） 疲劳源： 是疲劳裂纹萌生的策源地。一般在机件表面，表面缺口、裂纹、刀痕、蚀坑等缺陷等，常因应力集中，而引发的疲劳裂纹。材料内部存在严重冶金缺陷（夹杂、缩孔、偏析、白点等）时，因局部强度降低，也会产生疲劳源。疲劳源区的最为光亮；（2）疲劳区：疲劳裂纹亚稳扩展区，是判断疲劳断裂的重要证据。宏观特征：断口较光滑，并有贝纹线(或海滩花样)。（3） 瞬断区：裂纹最后失稳快速扩展区。瞬断区：断口粗糙，同静载断裂断口，随材料性质而变。脆性材料：为解理或结晶状断口；韧性材料：在中间平面应变区为放射状或人字纹断口；在边缘平面应力区为剪切唇。扭转循环载荷：因最大正应

50、力和轴向呈45°角，最大切应力垂直轴向或平行轴向分布。正断型扭转疲劳断口：与轴向呈45°角，且易出现锯齿状或星形状花样，如花键轴的断口。切应力引起的切断型扭转疲劳断口:断面垂直或平行于轴线，在疲劳断口上一般看不到贝纹线。扭转疲劳裂纹：还可沿最大剪应力方向扩展。疲劳过程：包括疲劳裂纹萌生、裂纹亚稳扩展及最后失稳扩展三个阶段。疲劳寿命Nf ：包括疲劳裂纹萌生期 N0 和裂纹亚稳扩展期 Np 所组成。一、疲劳裂纹萌生过程及机理宏观疲劳裂纹是由微观裂纹的形成、长大从连接而成的。疲劳裂纹萌生期：目前尚无统的尺度标准，常将长约0.050.1mm的裂纹定为疲劳裂纹核，并由此确定疲劳裂纹萌

51、生期。主要方式：（1）表面滑移带开裂；（2）第二相、夹杂物或其界面开裂；（3）晶界或亚晶界开裂等。（1） 滑移带开裂产生裂纹 驻留滑移带：大量试验表明金属在循环应力（-1）长期作用下，即使其应力低于屈服应力，也会发生循环滑移，表面并形成循环滑移带。（与静载荷的均匀滑移带不同）循环滑移：是极不均匀，集中分布于某些局部薄弱区域。驻留滑移带：一般只在材料表面某些薄弱地区产生，具有持久驻留性。其深度较浅，随着加载循环次数增加，会不断地加宽，加宽至一定程度，因位错塞积和交割作用，便在驻留滑移带处形成微裂纹。 挤出脊和侵入沟：随着加载循环次数增加，驻留滑移带会不断地加宽，在加宽过程中，还会出现挤出脊和侵入

52、沟，于是此处就产生应力集中和空洞，经过一定循环后也会产生微裂纹。挤出和侵入的现象：在很多实验中曾经观察到，而且看到了由它所形成的裂纹。 挤出脊和侵入沟形成机理：柯垂尔(A.H.Cottrell)和赫尔（D.Hu11）提出了交叉滑移模型。1）在拉应力作用下，在取向最有利的滑移面上位错源S1被激活，不断增殖，滑移到表面便在P处留下一台阶。随拉应力增大，另一滑移面上位错源S2也被激活，不断增殖，滑移到表面，在 Q 处留下一台阶；与此同时，后一个滑移面上位错运动使第一个滑移面错开，造成位借源S1与台阶P不再处于同一个平面内2）进入压应力的半周期，位错源S1又被激活，向反方向滑动，在表面留下一反向滑移台

53、阶P，P处形成一个侵入沟；同时，也造成位错源 S2 与台阶 Q 不处于一个平面。随压应力增加，位错源S2又被激活，沿反方向运动，滑出表面留下一反向台阶Q，便在此处形成一挤出脊；同时又将位错源 S1带回原位置。与台阶P处于一个平面内。如此不断循环，挤出脊高度和浸人沟深度将不断增加，而宽度不变。 （二）相界面开裂产生裂纹在疲劳失效分析中，常发现很多疲劳源都由材料中第二相或夹杂物引起的，因此提出了第二相、夹杂物和基体界面开裂，或第二相、夹杂物本身开裂的疲劳裂纹萌生机理。（三）晶界开裂产生裂纹多晶材料：晶界作用，且相邻晶粒不同取向性，位错在某一晶粒内运动会受晶界阻碍，产生位错塞积和应力集中。在应力循环

54、作用下，晶界处应力集中不能松弛，应力越来越大，当超过晶界强度时会在晶界处产生裂纹二、疲劳裂纹扩展过程及机理疲劳微裂纹萌生后即进入扩展阶段，分为两个阶段1） 从表面个别侵入沟（挤出脊）先形成微裂纹，随后，主要沿主滑移系方向（最大切应力），以纯剪切方式向内扩展第一阶段：裂纹扩展速率很低，且扩展总量也很小，在断口常看不到什么形貌特征，只有一些擦伤的痕迹。2） 第二阶段：第一阶段裂纹扩展，因晶界不断阻碍作用，会逐渐转向垂直于拉应力的方向，进入第二阶段扩展。电镜断口分析表明：第二阶段断口特征是具有略呈弯曲并相互平行的沟槽花样，称为疲劳条带（条纹）。它是裂纹扩展时留下的微观痕迹，每一条带可视作一次应力循环

55、的扩展痕迹，裂纹扩展方向与条带垂直，疲劳条带是疲劳断口最典型微观特征。疲劳条带是疲劳断口微观特征，贝纹线是断口的宏观特征。疲劳裂纹扩展的塑性钝化模型为说明第二阶段疲劳裂纹扩展的物理过程，解释疲劳条带的形成原因，曾提出不少裂纹扩展模型，其中比较公认的是塑性钝化模型。 在交变循环应力作用下，因裂纹尖端的塑性张开钝化和闭合锐化，会使裂纹向前延续扩展。这种因塑性变形使裂纹尖端的应力集中减小，滑移停止，裂纹不再扩展的过程称为“塑件钝化”。每一应力循环，裂纹张开、钝化、锐化、扩展，在断口上留下一条疲劳条带，裂纹向前扩展一条带距离。如此反复，不断形成新条带，裂纹也不断向前扩展。因此，疲劳裂纹扩展第二阶段是在

56、应力循环下，裂纹尖端钝锐反复交替变化的过程。第三节 影响疲劳强度的主要因素一、表面状态的影响（一）应力集中 机件表面缺口应力集中，常是引起疲劳破坏的主要原因。（二）表面粗糙度在循环载荷作用下，金属不均匀滑移集中在表面，疲劳裂纹也常在表面产生，故机件表面粗糙度对疲劳强度影响很大。材料强度越高，表面粗糙度对疲劳极限影响越显著。二、残余应力及表面强化的影响残余应力状态对疲劳强度（高周疲劳）有显著影响：残余压应力提高疲劳强度；残余拉应力则降低疲劳强度。残余压应力：可有效降低缺口根部的拉应力峰值，显著提高机件的疲劳强度。三、材料成分及组织的影响 疲劳强度也是对材料组织结构敏感的力学性能。（一）合金成分：是决定材料组织结构的基本要