金属力学性能复习提纲

1金属力学性能钱锦文湘潭大学机械工程学院

TelQ：6657936E-mail：qianjinwen@Add：焊接楼204复习提纲21金属拉伸力学性能1.1金属力学性能基本概念1.2单向拉伸试验特点1.3拉伸曲线1.4拉伸力学性能指标332金属的弹性变形2.1弹性变形的特点和意义2.2弹性变形的物理本质2.3虎克定律2.4影响弹性模量的因素2.5弹性比功与弹性不完整性443金属的塑性变形3.1塑性变形概述3.2塑性变形的方式和特点3.3物理屈服现象3.4应变时效现象及其控制3.5应力状态对塑性变形的影响554金属的硬度4.1硬度及其意义4.2布氏硬度4.3维氏硬度4.4洛氏硬度4.5金属的硬度与强度的关系665金属及合金的强化方法5.1强化的概念和途径5.2晶粒细化强化5.3固溶强化5.4第二相强化5.5加工硬化76金属的断裂过程6.1断裂的分类6.2金属的延性断裂6.3解理断裂6.4准解理断裂6.5沿晶断裂6.6断裂韧度87金属的疲劳7.1金属的疲劳现象7.2金属疲劳断口7.3S-N曲线和疲劳极限7.4影响疲劳强度的因素98金属的应力腐蚀和氢脆断裂8.1应力腐蚀现象及产生条件8.2应力腐蚀断裂机理及端口形貌8.3提高应力腐蚀抗力的措施8.4氢脆类型及特征8.5防止氢脆的措施109金属的磨损9.1磨损现象和耐磨性9.2金属的磨损类型及特征9.3接触疲劳1110金属的高温力学性能10.1金属材料在高温下力学性能的特点10.2金属的蠕变现象10.3金属的蠕变变形机制10.4金属高温力学性能指标10.5影响金属高温性能的因素121.3拉伸曲线13具体内容141金属拉伸力学性能1.1金属力学性能基本概念1.2单向拉伸试验特点1.3拉伸曲线1.4拉伸力学性能指标151617退火低碳钢在拉伸力作用下的变形过程可分为弹性变形、不均匀屈服塑性变形（屈服阶段）、均匀塑性变形阶段、不均匀集中塑性变形和断裂几个阶段。18脆性与韧性断裂前不发生明显塑性变形——脆性玻璃、陶瓷、硬塑料高强度钢断裂前发生明显塑性变形——韧性低强度钢、铜、铝、铅…19192金属的弹性变形2.1弹性变形的特点和意义2.2弹性变形的物理本质2.3虎克定律2.4影响弹性模量的因素2.5弹性比功与弹性不完整性20202.2弹性变形的物理本质考虑右图的双原子模型 平衡时，引力＝斥力引力来源于静电引力斥力来源于正离子和电子间的斥力，及电子离心力引力：r0引斥rrm2121斥力：其中A，B为常数，且r＝r0时，引力＝斥力。A，B决定于原子类型和晶体结构。总的作用力：见图中红色曲线，r<r0,r>r0,r=rm时σ＝σmr0引斥rrm2222在r=r0附近，根据虎克定律，那么在r=r0附近，

E＝r0引斥rrm2323与原子间结合能U0关系：因此把（2）代入（1）得：r0引斥rrm2424讨论：

E表征了原子间结合能的大小。原子间结合能与什么因素有关？原子结构、晶体结构——键的强度——键的强度与显微组织关系不大——E是一个对组织不敏感的量E本质上不是常数（原子间距只能在平衡位置小范围变动）r0引斥rrm2525求弹性变形极限应变总的作用力：通过对上面的式子求导数可以得到：rm＝1.414r0因此金属最大弹性变形量是41.4％实际能够产生的弹性变形量远远小于41.4％，原因？弹性变形量增大——金属内应力上升——达到弹性极限后：对塑性材料，产生塑性变形；对脆性材料，产生断裂r0引斥rrm26262.3虎克定律受到单向拉伸应力时：X方向伸长的同时，在y和z方向产生收缩，变形量是：其中是泊松比，小于1补充：负泊松比材料！！σxσzσy2727受到x和y方向作用力时：受到x，y，z三向应力时：σxσzσy2828剪切虎克定律剪切应变虎克定律E和G关系：τΔL0Lτ29292.4影响弹性模量的因素晶体取向面心立方Al：[100]方向原子间距a，E＝63GPa；[110]方向原子间距0.747a，E＝75Ga成分影响一般小于10％冷热加工1）冷加工：冷加工——点阵畸变——减小原子间结合力——E减小；冷加工形成晶粒取向排列（织构）——该方向E增大；2）热处理：淬火——点阵畸变上升——E减小；淬火后回火——点阵畸变减小——E增大；或析出第二相——E增大；

30303金属的塑性变形3.1塑性变形概述3.2塑性变形的方式和特点3.3物理屈服现象3.4应变时效现象及其控制3.5应力状态对塑性变形的影响31313.1塑性变形概述定义：外载荷卸去后，不能恢复的变形塑性变形是材料基本力学行为之一脆性材料，甚至陶瓷材料，在裂纹尖端都能发现塑性变形痕迹塑性变形是成形方式之一。易拉罐的成形塑性变形是零件失效前的基本过程，是影响材料断裂行为的关键之一塑性变形可以引起材料内组织和材料性能的变化，如加工硬化；纳米材料制备。3232塑性变形的方式包括：位错滑移：最主要的变形机制；孪生：重要的变形机制，一般发生在低温形变或快速形变时；晶界滑动和扩散性蠕变：只在高温时才起作用；扭折（形变带）：滑移和孪生都不能进行的情况下才起作用。3.2塑性变形的方式和特点3333(1)位错滑移宏观现象1）单晶材料（右图）2）多晶材料，如光滑低碳钢样品，拉伸后产生45度平行线结论塑性变形是一个切变过程；原子层之间发生相对位移，作用力是切应力3434按照该模型计算出的位错运动阻力是：派－纳力3535滑移面：原子最密排面；滑移方向：原子最密排方向。滑移系：滑移面和滑移向的组合。滑移系越多，材料的塑性越好。晶体结构的影响较大，

fcc＞bcc＞hcp3636常见的金属滑移面与滑移滑移方向晶体结构滑移面 滑移方向滑移系数目面心立方{111}<110>12体心立方{110}{112}{123}<111>12密排六方{0001}<1120>33737（2）孪生孪晶：外形对称，好象由两个相同晶体对接起来的晶体；内部原子排列呈镜面对称于结合面。孪晶可分为自然孪晶和形变孪晶。

举例：纳米铜中的生长孪晶3838孪生的特点：比滑移困难；时间很短；变形量很小；孪晶层在试样中仅为狭窄的一层，不一定贯穿整个试样。孪生与滑移的交互作用，可促进金属塑性变形的发展。孪生靠不全位错的运动来实现3939孪生与滑移的比较滑移变形的分布是不均匀的，集中分布在滑移带内，滑移带内的金属变形很大，而滑移带之间的金属变形很小；而孪生变形区域材料发生整体的切变变形，是均匀的，如图.孪生变形临界应力比滑移大， 如：Mg，孪生变形临界分切应力5MPa，而滑移变形临界分切应力0.5MPa金属滑移系较少情况下，如hcp结构金属，往往通过孪生方式进行变形4040（3）扭折（形变带）位错滑移和孪生难以进行的情况下由晶体点阵畸变而使晶体表面出现的弯曲区域，由于该区域贯穿整个试样截面并成带状，所以称为形变带。相邻滑移带的交互作用。多个滑移系同时动作，正常的滑移不能进行，所以产生点阵弯曲，形成形变带。

4141（4）三种变形机制的比较滑移相邻部分滑动，变形前后晶体内部原子的排列不发生变化。孪生变形部分相对未变形部分发生了取向变化。扭折（形变带）晶体点阵畸变。42423.3物理屈服现象金属的物理屈服：在金属塑性变形的开始阶段，外力不增加、甚至下降的情况下，而变形继续进行的现象，称为物理屈服。现象：上屈服点，下屈服点，平台，锯齿4343物理屈服过程：A－B点：肩部开始产生滑移线，产生吕德斯带；B－C点：变形开始后，吕德斯带扩大直到贯通整个样品；C点：屈服平台结束；C－B点：均匀塑性变形；B点：开始颈缩；B－K点：颈缩阶段；K点：断裂BK4444物理屈服中需要解释的三个问题：1）屈服平台，2）上屈服点，下屈服点，3）平台上的锯齿1）屈服平台形成原因。屈服区在样品内的扩大对应于恒定的屈服应力，是平台形成的根本原因屈服平台形成过程中是否存在加工硬化现象？45452）上/下屈服点的形成弹性变形承担应力 在右图中，不论在弹性变形阶段，还是塑性变形阶段，材料内的应力都可以表示成成：

σ＝E×ε弹

该表达式就是拉伸应力应变曲线函数关系。 其导数就表示曲线的斜率。ε1ε2σ1σ2εσ4646应变速率恒定！产生物理屈服的条件之一4747321Aεσ4848物理屈服情况下，应力应变曲线到A点后曲线下降，那么要求此时4949哪些材料具有物理屈服现象：1）溶有C、N原子的体心立方金属（如Fe、Mo、Nb、Ta）2）溶有间隙原子的hcp金属，如嫡和Zn3）溶有高浓度置换原子的fcc固溶体，如Cu－Zn，Cu－Sn为什么上述金属具有物理屈服现象？研究发现上述金属都具有下面特点：在塑性变形开始时可动位错密度很低，塑性变形开始后位错密度增加很快5050一个模型：体心立方金属，位错受间隙 原子钉扎（形成柯氏气团） 柯氏气团：位错与溶质原子交互作用，位错被钉扎。溶质原子聚集在位错线的周围，形成气团。初始状态下可动位错密度很低；当塑性变形开始后，位错移动几个原子间距后，摆脱柯氏气团钉扎，变成可动位错；位错密度提高，材料塑性变形速率快速提高，形成上、下屈服点。51515252形成上屈服点的条件：1）初始可动位错密度低；2）比如，bcc结构金属m‘<20；

fcc结构金属m’>100～200产生下屈服点条件除了上面两个因素外，还需要：3）位错增殖速度快2，3对大多数金属都适应，因此1就成为关键因素53533）平台上的锯齿位错滑移从试样肩部开始后，在晶粒内部运动，1－2位错在晶界受到阻碍，

2－3外力提高克服晶界阻碍作用后，位错在相邻晶粒内开动，3－4如此反复，形成锯齿123455454物理屈服的问题与克服低碳钢轧制：变形不均匀，引起褶皱 例：冲压过程消除物理屈服现象的方法：对低碳钢进行轧制，从而消除C、N原子对位错的钉扎55553.4应变时效现象及其控制现象：低碳钢发生物理屈服后，停止变形，此时放置数天，或在100℃4h、150℃10min，引起材料屈服点升高、同时塑性、韧性下降的现象。低碳钢发生物理屈服后，卸载，如果立刻重新变形，屈服点不增大5656应变时效形成原因：1）发生了物理屈服后，C、N原子钉扎作用消除；紧接着变形时，C、N原子来不及钉扎，因此物理屈服现象消除。2）放置数天或100℃4h、150℃10min后，C、N原子重新钉扎，因此再次形成物理屈服；3）此时位错密度提高，引起应变强化，因此屈服点升高位错密度提高；时效引起C、N重新钉扎！5757应变时效现象的应用低碳钢的零件，变形后经过长时间后，低碳钢发生强度升高，但塑性、韧性降低，从而容易萌生裂纹、产生断裂低碳钢冲孔的例子。低碳钢零件受到撞击后变脆的例子。5858零部件在使用过程中将承受不同类型的外应力；零件内部存在不同的应力状态。材料的塑性或脆性并非绝对，为了表示外应力状态对材料塑性变形的影响，特引入应力状态系数α的概念。以方便选择检测方法。例如：铸铁：压→韧，拉→脆3.5应力状态对塑性变形的影响5959应力状态系数α

应力状态系数α定义为：

式中最大切应力τmax按第三强度理论计算，即τmax=1/2(σ1-σ3)，

σ1，σ3分别为最大和最小主应力。最大正应力Smax按第二强度理论计算，即,

ν——泊松系数。6060σ1σ2σ3α单向拉伸σ000.5扭转σ0-σ0.8单向压缩00-σ2二向不等压缩0-σσ1三向不等压缩-σ-1/3σ-7/3σ4应力状态系数α表示材料塑性变形的难易程度。α越大表示在该应力状态下切应力分量越大，材料就越易塑性变形。把α值较大的称做软的应力状态，α值较小的称做硬的应力状态。超硬、超脆材料也可以通过三向不等压缩产生塑性变形。6161宏观强度理论第1强度理论：断裂的最大正应力判据。金属承受的最大正应力大于单向拉伸时的断裂强度σf，由于第一主应力就是最大正应力，因此断裂条件为：σ1＝σf。该理论也适用于脆性断裂。第2强度理论：断裂的最大正应变理论。认为材料断裂的条件是材料的最大正应变超过了材料单向拉伸断裂时材料的极限正应变εf。由于第一主应变就是最大正应变，因此断裂条件为：ε1＝εf第2强度理论适用于脆性断裂。因此如果认为材料在断裂前都处于弹性变形状态，就可以采用虎克定律将ε1换算成应力表达式：ε1＝[σ1-μ(σ2+σ3)]/E，那么

σ1-μ(σ2+σ3)]＝Eεf第1，第2强度理论都是关于断裂条件。6262第3强度理论：复杂应力状态下的塑性变形条件。认为材料受到的最大切应力达到单向拉伸时的剪切屈服强度时，材料就发生屈服，6363以第二强度理论和第三强度理论两者的联合为基础，纵坐标为按第三强度理论计算最大切应力，横坐标为按第二强度理论计算最大正应力。

自原点作不同斜率的直线，可代表应力状态系数α，这些直线的位置反映了应力状态对断裂的影响。力学状态图切断区塑性变形区弹性变形区正断区σc64644金属的硬度4.1硬度及其意义4.2布氏硬度4.3维氏硬度4.4洛氏硬度4.5金属的硬度与强度的关系65651、硬度表征材料软硬程度的一种性能,随试验方法的不同，物理意义不同。

2、硬度的种类

压入法：布氏硬度、洛氏、维氏、普氏等。表征材料的塑性变形抗力及应变硬化能力。应力状态软性系数最大，α>2，几乎所有的材料都能产生塑性变形。

刻划法：莫氏硬度。表征材料对切断的抗力。

回跳法：肖氏硬度。表征金属弹性变形功的大小。

同一类方式的硬度可以换算；不同类方式则只能采用同一材料进行标定。4.1硬度及其意义6666硬度测试过程中压痕区域材料发生弹性变形、塑性变形甚至断裂；压痕区域材料的力学行为复杂，反映了材料弹塑性变形以及加工硬化能力；硬度试验较简便，工程上多作为经验数据使用，如鉴别材料和工艺好坏；硬度数据与其它力学性能指标存在一定关系，如与抗拉强度。原因在于硬度和抗拉强度都与大塑性变形抗拉有关。6767原理

用一定直径D的淬火钢球或硬质合金球为压头，施以一定的试验力，将其压入试样表面，经规定保持时间后，卸除试验力。试样表面留下压痕。力除以压痕球形表面积的商就是布氏硬度。压头：淬火钢球；或硬质合金钢球

4.2布氏硬度6868其中P为施加的压力；D为钢球直径；d为球冠直径HB的单位是Kgf/mm2上面的式子中，，当确定时，张角也就唯一确定，从而HB也唯一确定。为了保证对同一材料，测量的HB相同，那么必须满足：此时，也就是两次测量在几何上是相似的，这就是布氏硬度测量的相似性原理。6969问题：选择多大的？大，那么压痕深；否则，压痕浅。对于布氏硬度测量，希望硬度不要太深，也不要太浅。因此对硬的材料，大一些，对软的材料，小一些。试验表明，压痕太深、太浅测量结果稳定性都不好，大量试验表明，在下面的试验条件下，测量结果最为稳定：当70704.3维氏硬度7171α=136o的金刚石四棱锥体取α=136o

与布氏硬度的计算方法相同。

维氏硬度可分为宏观和微观两种：

宏观：F=49.03～980.7N六级大载荷

F=1.961～49.03N七级小载荷

显微：F=98.07×10-3～1.961N五级

7272为什么选择136o？布氏硬度中，要求：当为44o时，其对角为136o。为什么维氏硬度测试不同的材料不需要更换压头？维氏硬度测量时，压痕总接近于满足几何形状的相似性7373维氏硬度特点只需要测试压痕对角线长度d，根据公式可以计算出硬度可以用于测量从软到硬的材料维氏硬度测试的数值可以直接比较理论上可以选择任意载荷但是具体测试时，希望压痕不要太浅，也不要太深，一般在5，10，20，30，50，100，120Kg选择合适的载荷，选择的依据是该材料的硬度。7474显微硬度载荷很小的维氏硬度，载荷大小从5g到200g可以用于分析材料中某一个相的硬度，或者单个晶粒内的硬度可以用于分析渗层中的硬度变化可以用于鉴别不同的相，例如：7575压头：圆锥角等于120O的金刚石圆锥体，或直径D＝1.588mm的淬火钢球P0＝10Kgf＝98N————h0P0＋P1（140Kgf）——————h1P0————e4.4洛氏硬度7676使用金刚石压头时，k＝0.2mm使用淬火钢球时，k＝0.2mm，此时可能出现测试的结果为负值的情况，此时在上面公式中加30，得到：7777上面的测量中，初始载荷10Kgf，主载荷140Kgf，得到的洛氏硬度称为HRC其它载荷组合可以扩展硬度测量范围，从而得到HRA，HRB，见下表：7878表面洛氏硬度洛氏硬度载荷较大，不能用来测量较薄渗层如渗碳层，或表面镀层的硬度，为此发展了表面洛氏硬度。表面洛氏硬度初始载荷为3Kgf，主载荷有12，27，42Kgf等，7979洛氏硬度特点优点：操作简便迅速，硬度值可以在设备上直接读出；压痕较小，可在工件表面测量；可测量软硬不同的材料硬度缺点：压痕较小，代表性差材料中有偏析或组织不均匀时，数据重复性差，分散度大不同等级的洛氏硬度数据不具有可比性。如HRA，HRB，HRC数据不具有可比性。80804.5硬度与材料抗拉强度的关系金属的压入硬度与抗拉强度成正比例关系：其中k为比例系数，不同金属材料的k值不同，同一种类的金属经过热处理后，硬度和强度发生变化，但k值基本保持不变；经过冷变形后，金属材料的k值不再是常数；钢铁材料的k大约是3.3精确的强度数据要靠直接测量得到。81815金属及合金的强化方法5.1强化的概念和途径5.2晶粒细化强化5.3固溶强化5.4第二相强化5.5加工硬化82825.1强化的概念和途径金属失效方式——过量弹性变形；过量塑性变形；断裂金属塑性变形方式——位错滑移提高位错运动阻力——强化金属金属的强化仅仅是指提高金属的屈服强度。为什么不去提高金属的断裂强度？8383材料的构成1）基体相2）界面：包括相界面和晶界3）第二相举例：1）Al－4.5Cu合金，基体Al，第二相CuAl2，2）SiC/Al复合材料，基体Al，SiC为外加的第二相8484金属强化途径： 内因：界面（晶界）——细晶强化 溶质原子——固溶强化 第二相——第二相强化 提高位错密度——加工硬化 外因：温度提高，位错运动容易，σs↓

应变速率提高，σs↑

应力状态:切应力分量τ↑，σs↓

特殊应力状态：平面应力和平面应变状态85855.2晶粒细化强化晶粒：正常晶粒和亚晶粒亚晶粒的形成原因？晶界：大角晶界（位向差大于10度）和小角晶界（位向差小于10度）晶界两侧晶体存在位向差：造成晶界强化的主要原因。晶界是位错运动的障碍。要使相邻晶粒中的位错源开动，必须加大外应力。（但高温下晶界为材料中的弱化区域，不起强化作用）晶界是位错运动的障碍原因？8686室温下位错在晶体内的运动过程：

——位错运动到晶界后消失于晶界，或受到晶界阻碍形成位错塞积

——晶体再继续变形需要相邻晶粒内位错开动

——相邻晶粒内位错开动需要更大的应力

——需要外加应力提高，即屈服强度提高87872）还包括位错交互作用产生的阻力P-N力：fcc位错宽度大，位错易运动。bcc反之。交互产生的阻力：平行位错间交互作用产生的阻力；运动位错与林位错交互作用产生的阻力。88888989Hall－Petch公式发现过程发现于上世纪50年代，发现人Hall和Petch都是英国剑桥大学研究生，Hall在论文中对钢的屈服强度与晶粒尺寸关系进行了试验研究；Petch采用位错塞积群理论进行了理论分析。材料科学中为数不多的定量描述公式之一纳米材料中的Hall－Petch关系9090Hall－Petch公式本质1）晶界两侧晶体存在取向差——位错滑移从晶粒A传递到晶粒B需要额外的应力——该应力由晶粒A中形成的位错塞积群提供2）位错塞积群提供的附加应力与塞积群中位错个数有关——塞积群中能够容纳的位错个数又决定于晶粒尺寸D3）晶粒尺寸越小，塞积群中位错个数越少——需要更大的外加应力——造成屈服强度提高91915.3固溶强化固溶：外来原子溶入金属种类：间隙固溶；置换固溶9292间隙式固溶：固溶原子都大于间隙尺寸，即使最小的C、N作为固溶原子也是如此

——间隙固溶都导致固溶原子周围出现压应力区域置换式固溶： 固溶原子大于溶剂金属原子

——造成压应力区； 固溶原子小于溶剂金属原子

——造成拉应力区；9393金属中固溶后产生以下几种作用：1）固溶原子与位错应力区之间的交互作用（间隙原子都处于位错拉应力区；大固溶原子处于位错拉应力区；小固溶原子处于压应力区）——位错运动阻力增大，导致强化2）电子相互作用：溶质原子 与附近溶剂原子之间的电子 相互作用，导致位错穿越该 区域需要更大的能量

——导致强化94943）化学相互作用：如fcc中的层错是一种hcp结构，溶质原子在fcc和hcp中的溶解度不同，在hcp结构的层错中溶解度高——层错难以运动，导致强化4）增加扩展位错宽度——层错扩展宽度受到溶解在层错中的溶质原子的影响——层错宽度影响层错的可动性（越宽，层错越难以运动）95955）短程有序强化A-A3低B-B4低A-B4高A-A2低B-B3低A-B6高AB低高9696丛聚状态A－B能量>A－A/B－B丛聚越紧密，能量越小（6）；紧密丛聚状态破坏后，能量升高（8）；AB低高9797固溶强化的应用：提高金属材料强度的主要途径受到溶解度限制：1）一种元素有特定的最大溶解量，受到相图控制2）一种元素的溶解不影响其它元素的溶解量可以采用多加入几种合金元素，从而提高金属的强度，比如低合金高强度钢提高金属材料的淬透性，如40钢中加入Ni、Cr提高钢的热处理特性，如抗回火特性LSiαAlSi98985.4第二相强化第二相相：特定成分、特定晶体结构组织：几种相构成如珠光体组织形成途径：凝固；共析转变；时效；复合材料AlSiLSiααFe3C珠光体组织9999第二相分类1）弥散分布和大块聚集2）不可变形和可变形

不可变形的第二相，位错只能绕过它运动。“硬相” 可变形的第二相，位错可以切过。“软相”

第二相的作用，还与其尺寸、形状、数量及分布有关；同时，第二相与基体的晶体学匹配程度也有关。100100弥散质点强化1）切过型第二相－基体界面增大；第二相有序结构破坏；第二相变形需要能量强化效果：1011012）绕过型位错线弯曲成半圆时需要的应力最大，强化效应：质点周围位错增多后，有效dT减小形成的位错塞积对后续的位错产生阻碍1021025.5形变强化或称形变硬化，加工硬化

1、意义

（1）形变强化和塑性变形适当配合，可使金属进行均匀塑性形变。

（2）使构件具有一定的抗偶然过载能力。

（3）强化金属，提高力学性能。

（4）提高低碳钢的切削加工性能。

1031032、形变强化机理（1）三种单晶体金属的应力应变曲线面心立方（铜）体心立方（铌）密排六方（镁）

单晶金属加工硬化曲线aedcbfg1、面心立方金属形变强化能力远大于其它金属2、随应变增大，面心立方金属经历弱的形变强化阶段后，发生强的形变强化，随后形变强化能力减弱3、体心立方金属和密排六方金属初始弱形变强化阶段长度大于面心立方金属104104（2）形变强化机理（单晶体）

a）易滑移阶段：单系滑移

hcp金属（Mg、Zn） 不能产生多系滑移， ∴易滑移段长。

b）线性硬化阶段：多系滑移

位借交互作用，形成割阶、面角位错、胞状结构等；位错运动的阻力增大。（fcc，bcc，hcp）

c）抛物线硬化阶段：交滑移，或双交滑移（刃型位错不能产生交滑移）

多晶体，一开动便是多系滑移，∴无易滑移阶段。面心立方金属典型加工硬化曲线强弱1051053、形变强化指数

Hollomon关系式：

S=ken

（真应力与真应变之间的关系）

n—形变强化指数；k—硬化系数 形变强化指数n反映了金属材料抵抗继续塑性 变形的能力。

n=1，理想弹性体; n=0，材料无硬化能力。层错能低的材料形变硬化程度大；如高Mn钢（Mn13），层错能力低∴n大

形变强化指数，用直线作图法求得：logS＝logk＋nloge1061066形变强化的应用概念：塑性变形抗力均匀塑性变形能力塑性变形抗力取决于屈服强度；均匀塑性变形能力取决于抵抗颈缩的能力（形变强化能力）举例：汽车面板材料成型能力1076金属的断裂过程6.1断裂的分类6.2金属的延性断裂6.3解理断裂6.4准解理断裂6.5沿晶断裂6.6断裂韧度1086.1断裂的分类材料的失效：过量弹性变形；过量塑性变形；断裂。以弹性零件和车轴为例。材料完全破断为两个部分以上的现象，叫断裂。（断裂使材料失去完整性）（机件三大失效形式之一）断裂不仅出现在高应力和高应变条件下，也发生在低应力和无明显塑性变形条件下应力、温度、加载方式、环境介质等都影响断裂行为一次加载断裂；疲劳断裂；高温蠕变断裂；低温脆性断裂；应力腐蚀断裂109断裂的基本类型

1、根据断裂前塑性变形大小分类：脆性断裂；韧性断裂

2、根据断裂面的取向分类：正断；切断

3、根据裂纹扩展的途径分类：穿晶断裂；沿晶断裂

4、根据断裂机理分类：解理断裂，微孔聚集型断裂；纯剪切断裂110切离1116.2金属的延性断裂纯剪切断裂（切离）

一般发生在纯金属或较软金属中，如Pb－Sn金属中单晶体：单系滑移，沿滑移面分离多晶体：多个滑移系同时开动微孔聚集型断裂过程中也会发生切离过程112微孔聚集型断裂及断口特征（1）断裂特点：断裂前产生明显宏观变形；过程缓慢；中心断裂面垂直于最大正应力；边缘断裂面平行于最大切应力，与主应力成45度发生在低碳钢、调质或退火中碳钢、时效铝合金等杯锥113（2）断口特征杯——锥状断口三要素：纤维区、星芒区（放射区）、剪切唇纤维区：纤维状，灰暗色：星芒区：裂纹快速扩展。撕裂时塑性变形量大，放射线粗剪切唇：切断。

（3）危害：不及脆性断裂断裂前机件已变形失效杯锥abcd114微孔聚集型断裂机理和微观断口特征

1、断裂机理（1）微孔形核

点缺陷聚集；第二相质点碎裂或脱落；位错引起的应力集中，不均匀塑性形变。（2）微孔长大

滑移面上的位错向微孔运动，使其长大。

（3）微孔聚合

应力集中处，裂纹向前推进一定长度。115微孔形成方式1）第二相与基体的界面结合较弱时，通过界面脱粘在第二相/基体界面形成裂纹2）第二相与基体的界面结合较强时，通过变形协调位错产生3）第二相质点的断裂4）晶界处（往往由应力集中导致）116微孔扩展和长大过程1）在第二相界面处形成裂纹后，外加应力作用下，裂纹首先沿着界面扩展，形成围绕第二相的圆环，形成微孔（红）；2）拉应力作用下，微孔沿应力方向伸长，形成椭圆形（蓝）；1173）随着椭圆增大，质点面上的承载面积减小，变形逐渐集中到质点面上，在此处形成水平椭圆，得到颈缩区域（阴影线区域）4）阴影线区域类似于颈缩后拉伸试样，发生切离断裂，微孔聚合，形成宏观断裂裂纹118讨论：“2）拉应力作用下，微孔沿应力方向伸长，形成椭圆形”过程决定了韧窝的深浅；抑制颈缩的能力决定韧窝深浅！“4）阴影线区域发生切离断裂，形成宏观断裂裂纹”过程发生材料的切离，尽管材料内含有第二相，在此颈缩区域，没有第二相的影响，类似于纯金属。因此基体金属对断裂过程的影响主要通过此过程实现；“4）过程”主要与微区切离过程，而与宏观变形能力无关，因此宏观脆性材料也有可能产生微孔聚集型断裂特征。如金属基复合材料。119拉伸宏观杯锥状断口的形成 颈缩后，颈缩区域应力集中，变成三向应力状态，且应力在中心处最大——微孔在中心处萌生——微孔在拉应力作用下从中心向边缘长大——达到边缘时，应力变成平面应力状态，裂纹沿45度方向长大，形成杯锥状断口120微观断口特征

韧窝（等轴韧窝，椭圆形）形貌取决于应力状态（1）韧窝形状

（a）正应力⊥微孔的平面，形成等轴韧窝；

拉伸试样中心纤维区就是等轴韧窝。

（b）拉长韧窝扭转、或双向不等应力状态；切应力，形成拉长韧窝；

（c）撕裂韧窝拉、弯应力状态；121

（2）韧窝大小影响参数基体材料的塑性变形能力和应变强化指数第二相质点的大小和密度。

注意：微观上出现韧窝，宏观上不一定是韧性断裂。1226.3解理断裂（1）断裂特点断裂前基本不发生塑性变形，无明显前兆；

断口与正应力垂直，属于正断。断口平齐光亮，常呈放射状或结晶状；断口由许多小晶面构成；晶面的大小与晶粒大小对应。解理面都是特定的晶体学平面，如bcc金属中为{001}面，hcp金属中为{0001}，前者是较密排面，后者为密排面材料的韧性与脆性行为会随环境条件而改变。

例如：T↓↓、脆性↑。如低碳钢的低温脆性。123（2）断口微观特征解理面形成的每个小晶面都是穿晶断裂形成的，在同一个晶粒内裂纹沿同一晶面发展；同一晶粒内部，界面不是一个平坦表面，而是一系列晶面族，即位于不同高度的平行的晶面构成每个解理面上都能见到河流花样，发源于晶界，中止于晶界解理面附近的金属中能见到显著的塑性变形痕迹，塑性变形量可达10％～15％。124（3）解理裂纹形成过程裂纹形成基于以下事实：解理面附近的金属中能见到显著的塑性变形痕迹，塑性变形量可达10％～15％；解理面都是密排面或较密排面（这意味着这些面间距较大，晶面间结合力较小，形成裂纹需要的能量较低）。上述事实可能说明解理裂纹的形成是由于塑性变形引起的。 即：材料断裂前总会产生一定的塑性变形，而塑性变形与位错运动有关。125解理裂纹形成的能量关系 解理裂纹一旦形成，位错塞积群b1和b2将会消失，同时产生两个新的表面，位错塞积群b1＋位错塞积群b2——两个新表面，反应是：

nb1+

nb2——nb（ 形成的nb,能量是σnb）这部分弹性能转变成两个新表面的能量2γ

：

σnb＝2γ126127对讨论：1）密排面的表面能最小，最容易产生解理裂纹；bcc金属产生解理裂纹还需要满足位错反应的几何条件，仅能在（001)次密排面产生

G（单晶）2）d大，晶粒粗大，容易产生解理裂纹。因此细小晶粒能够强化金属，还能够韧化金属3）解理裂纹的形成离不开位错滑移。128（4）解理裂纹扩展过程解理裂纹形成后， 在晶粒A内部扩展只需要 克服表面张力，而表面张力数值较小，因此可以迅速扩展，达到晶界；晶粒B的晶体取向与A不同，因此解理裂纹遇到晶界后停止扩展，外加应力进一步增大，克服晶界阻力，裂纹才能穿越晶界。穿越晶界过程满足以下条件：B晶粒内仍沿着解理面（001）扩展；转折的角度尽量小129在晶界处，B晶粒内部的多个位置产生裂纹，裂纹都在（001）面内形成，分别沿着（001）面扩展130穿越晶界后，上述不同高度的（001）面上有许多裂纹，当这些面上的裂纹相遇时，中间夹着一层金属这层金属受到很大的应力作用，可以通过二次解理或者切离方式断裂，从而造成裂纹汇合，从支流变成干流，形成河流花样131解理断裂的微观断口特征电镜观察（1）河流花样解理台阶，汇合台阶高度足够大形成河流状花样。

裂纹跨越若干相互平行的而且位于不同高度的解理面。

解理台阶是沿两个高度不同的平行解理面上扩展的解理裂纹相交时形成的。其方式为：切离断裂或二次解理晶界132晶界对解理断口的影响

（a）小角度倾斜晶界裂纹能越过晶界，“河流”可延续到相邻晶粒内。

（b）扭转晶界（位向差大）

裂纹不能直接穿过晶界，必须重新形核。

裂纹将沿若干组新的相互平等的解理面扩展，形成新的“河流”。133（2）舌状花样解理裂纹沿孪晶界扩展留下的舌状凹坑或凸台。

（3）准解理

由于晶体内存在弥散硬质点，解理裂纹起源于晶内硬质处点，形成从晶内某点发源的放射状河流花样。

准解理不是独立的断裂机制。是解理断裂的变种。134解理断裂强度A）一个完整的解理断裂过程包含以下步骤：位错运动形成位错塞积（σs）——解理裂纹形成——解理裂纹穿越晶界（σ

）B）解理断裂过程能否进行取决于上述三个阻力中的最大阻力C）解理裂纹形成需要的应力<解理裂纹穿越晶界的应力135解理断口136发生在具有回火马氏体或下贝氏体组织的高强度钢中。组织中含有细小弥散的碳化物质点，影响裂纹形成和扩展。裂纹在晶内形成后，难以沿特定晶体学平面扩展，扩展路径与晶体学关系无关，而主要与碳化物质点有关，其微观形态，似解理河流而又不是真正解理，称为准解理。6.4准解理断裂137与解理断裂相比共同点是：都是穿晶断裂、有小解理刻面、台阶、撕裂棱或河流花样。不同点是：准解理小刻面不是晶体学解理面。解理断裂裂纹一般源于晶界；而准解理裂纹常常源于晶内硬的质点，形成从晶内某点发源的放射状河流花样。准解理是解理断裂的变种1381396.5沿晶断裂产生条件：晶界上有脆性第二相薄膜或杂质元素偏聚。断口上形成具有晶界刻面的冰糖状形貌冰糖状沿晶断口钛合金140脆性第二相引起沿晶断裂时，断裂可以从第二相与基体界面开始，也可以通过第二相解理来进行。此时晶界上可以见到网状脆性第二相或第二相质点； 杂质元素引起沿晶断裂时，晶界光滑，看不到特殊的花样。穿晶断裂与沿晶断裂（微观）

特点：穿晶断裂，裂纹穿过晶界。沿晶断裂，裂纹沿晶扩展。

穿晶断裂，可以是韧性或脆性断裂；两者有时可混合发生。

沿晶断裂，多数是脆性断裂。141（a）张开型（Ⅰ型）（b）滑开型（Ⅱ型）（c）撕开型（Ⅲ型）6.6金属的断裂韧度142(1)张开型(或称拉伸型)裂纹

外加正应力垂直于裂纹面，在应力作用下裂纹尖端张开，扩展方向和正应力垂直。如轴的横向裂纹在轴向拉力或弯曲力作用下的扩展。(2)滑开型(或称剪切型)裂纹

剪切应力平行于裂纹面，裂纹滑开扩展。如轮齿或花键根部沿切线方向的裂纹引起的断裂，或者一个受扭转的薄壁圆筒上的环形裂纹。(3)撕开型裂纹

在切应力作用下，一个裂纹面在另一裂纹面上滑动脱开，裂纹前缘平行于滑动方向，如同撕布一样。如轴的纵、横裂纹在扭矩作用下的扩展。1431.裂纹尖端应力场

假设无限大板，其中有2a长的Ⅰ型裂纹，在无限远处作用有均匀拉应力。如用极坐标表示，则裂纹尖端附近各点（r,θ）的应力分量：应力场强度因子KⅠ144对于薄板平面应力状态，σz=0；对于厚板平面应变状态，。由上式可知，在裂纹延长线上θ=0，则：

可见，在x轴上裂纹尖端区的切应力分量为零，拉应力分量最大，裂纹最易沿x轴方向扩展。145由上述裂纹尖端应力场可知，裂纹尖端区域各点的应力分量除了取决于其位置（r，θ）外，还与参数KI有关。对于某一确定的点，其应力分量就由KI的大小直接影响应力场的大小，KI越大，则应力场各应力分量也越大。因此，KI就是衡量裂纹尖端附近应力场强弱程度的力学参量，故称为应力场强度因子。下脚标注“Ⅰ”表示Ⅰ型裂纹。同理，KⅡ、KⅢ分别表示Ⅱ型和Ⅲ型裂纹的应力场强度因子。146Ⅰ型裂纹应力场强度因子的一般表达式：式中Y----为裂纹形状系数，无量纲，一般取1～2。

a

—裂纹长度的一半，单位为mm。KⅠ不仅随外加应力和裂纹长度的变化而变化，也和裂纹的形状类型及加载方式有关，但它和材料本身的固有性能无关。147KI

的单位为MPa·m1/2，是一个决定于σ和a的复合力学参量。不同的σ和a组合，可以获得不同的KI

。由此可知线弹性断裂力学并不像传统力学那样，单纯用应力大小来描述裂纹尖端的应力场，而是同时考虑应力与裂纹形状及尺寸的综合影响。对于Ⅱ、Ⅲ型裂纹，其应力场强度因子的表达式为：

148当σ或a增大时，KⅠ也逐渐增加，当KⅠ

达到某一临界值时，带裂纹的构件就断裂了。这一临界值便称为Kc（平面应力断裂韧度）或KⅠc（平面应变断裂韧度）。KIC的单位和KI相同，常用的单位为MPa·m1/2。材料的KIC越高，则裂纹体的断裂应力或临界裂纹尺寸就越大，表明难以断裂。因此，KIC表示材料抵抗脆性断裂的能力，是评定材料抵抗脆性断裂的力学性能指标。断裂韧性判据KIC149裂纹失稳扩展脆断的断裂K判据：

KⅠ≥KⅠc上述断裂K判据是工程设计中防止低应力脆断的重要依据，它将材料断裂韧度与零构件的工作应力及裂纹尺寸的关系定量地联系起来了，因此可以直接用于设计计算。工程意义：可估算裂纹体的最大承载能力σ、允许的裂纹尺寸a以及正确选材、优化工艺。

150影响断裂韧性KⅠc的因素内部因素化学成分基体相结构和晶粒大小杂质及第二相显微组织

1512外部因素材料的断裂韧性随着板材或构件截面尺寸的增加而逐渐减小，最后趋于一稳定的最低值，即平面应变断裂韧性KⅠc

。这是一个从平面应力向平面应变的转化过程。温度断裂韧性随温度的变化关系和冲击韧性的变化相类似。随着温度的降低，断裂韧性可以有一急剧降低的温度范围，低于此温度范围，断裂韧性趋于一数值很低的下平台，温度再降低也不大改变了。应变速率增加应变速率↑，KⅠc↓（和降低温度的影响是一致）1527金属的疲劳7.1金属的疲劳现象7.2金属疲劳断口7.3S-N曲线和疲劳极限7.4影响疲劳强度的因素1537.1金属疲劳现象金属材料在受到交变应力或重复循环应力时，往往在工作应力小于屈服强度的情况下突然断裂，这种现象称为疲劳。疲劳断裂是金属零件或构件在交变应力或重复循环应力长期作用下，由于累积损伤而引起的断裂现象。1541.平均应力2.应力幅tσ一个应力循环变动载荷和循环应力155静应力R=1循环特征（应力比）对称循环R=－1脉动循环R=0

（－∞）156金属疲劳断裂特点疲劳破坏需要经过一定数量的应力循环；破坏时，名义应力值远低于材料的静载强度极限；

如Q275钢，Rm=520MPa,但当σmax=220MPa时,弯曲对称循环不到107

次即发生疲劳断裂。

157

3.破坏前没有明显的塑性变形，即使塑性很好的材料，也会呈现脆性断裂；

4.断口特征：同一疲劳断口，一般都有明显的光滑区和粗糙区。疲劳源区158金属疲劳分类按应力状态：弯曲疲劳、扭转疲劳、拉压疲劳及复合疲劳。按环境和接触情况：大气疲劳、腐蚀疲劳、热疲劳、接触疲劳.按断裂寿命和应力高低：高周疲劳（低应力疲劳,105次以上循环）、低周疲劳（高应力疲劳，102～105次循环之间）。159尽管疲劳失效的最终结果是部件的突然断裂,但实际上它们是一个逐渐失效的过程，从开始出现裂纹到最后破断需要经过很长的时间。因此，疲劳断裂的宏观断口一般由三个区域组成，即疲劳裂纹产生区（裂纹源）、裂纹扩展区和最后断裂区。7.2金属疲劳断口160金属疲劳宏观断口示意图a)单源疲劳断口b)双源疲劳断口161162疲劳源163疲劳裂纹产生后在交变应力作用下，继续扩展长大，每一次应力循环都会使微裂纹扩大，在疲劳裂纹扩展区留下一条条的向心弧线，叫做前沿线或疲劳线，这些弧线形成了像“贝壳”一样的花样，所以又称贝壳线或海滩线。断口因反复挤压摩擦，有时光亮得像细瓷断口一样。在最后断裂区，由于疲劳裂纹不断扩展，零件或试样的有效断面积逐渐减小，因此应力不断增加，当应力超过材料的断裂强度时，则发生断裂、形成了最后断裂区。164

图5-4疲劳裂纹辉纹源（SEM）165初始裂纹晶界滑移带166金属承受的循环应力和断裂循环周次之问的关系通常用疲劳曲线（S－N曲线）来描述，疲劳曲线是疲劳应力与疲劳寿命的关系曲线，它是确定疲劳极限、建立疲劳应力判据的基础。1871年，德国人沃勒在解决火车轴断裂时，首先提出疲劳曲线和疲劳权限的概念，所以后人也称该曲线为沃勒曲线。实验表明，金属材料所受循环应力的最大值σmax越大，则疲劳断裂前所经历的应力循环周次越低，反之越高。根据循环应力σmax和应力循环周次N建立S-N曲线。由于疲劳断裂时周次很多，所以S-N曲线的横坐标取对数坐标。7.3S－N曲线167168当应力低于某值时，材料经受无限次循环应力也不发生疲劳断裂，此应力称为材料的疲劳极限，记作σR（R为应力比），就是S-N曲线中的平台位置对应的应力。通常，材料的疲劳极限是在对称弯曲疲劳条件下（R＝－1）测定的，对称弯曲疲劳极限记作σ-1。疲劳极限169170若疲劳曲线上没有水平部分，常以规定断裂循环次数对应的应力为条件疲劳极限。对一般低、中强度钢：107周次对高强度钢：108周次对铝合金，不锈钢：108周次对钛合金：107周次171在工程中，有时根据零件寿命的要求，在规定的某一循环周次下，测出σmax，并称之为疲劳强度，实际上就是条件疲劳极限。172试验表明，金属材料的抗拉强度越大，其疲劳极限也越大。对于中、低强度钢，疲劳极限与抗拉强度之间大体呈线性关系，一般情况下疲劳极限大约为抗拉强度的1/2～1/3。但当抗拉强度较高时，这种关系就要发生偏离，其原因是强度较高时，因材料塑性和断裂韧性下降，裂纹易于形成和扩展所致。屈强比ReL/Rm对光滑试样的疲劳极限也有一定影响。173不同应力状态下的疲劳极限

1.同一材料在不同应力状态下测得的疲劳极限存在一定联系：钢：σ-1p=0.85σ-1

铸铁：σ-1p=0.65σ-1

-1＝0.8σ-1铜及轻合金：-1＝0.55σ-1

式中：σ-1p——对称拉压疲劳极限

-1——对称扭转疲劳极限

σ-1——对称弯曲疲劳极限1742.疲劳极限与静强度间的关系结构钢：σ-1p=0.23（ReL+Rm）

σ-1=0.27（ReL+Rm）铸铁：σ-1p=0.4Rm

σ-1=0.45Rm

铝合金：σ-1p=Rm+7.5MPa

σ-1=Rm

－7.5MPa

青铜：σ-1=0.21Rm

175升降法测定疲劳极限采用升降法测定条件疲劳极限，循环周次基数为107，有效的试样数量一般在13根以上。测定疲劳极限的关键在于应力增量的选择，应力增量最好可使得试验在3～5级应力水平上进行。首先估计材料的疲劳极限，如无数据可查，一般利用2～4根试样进行预备性试验，以取得疲劳极限的估计值。而且预备性试验的各级应力还可以绘制升降图的数据点。176测定条件疲劳极限应力增量一般为预计条件疲劳极限σ-1的3％～5％。试验应在3～5级的应力水平下进行，第一根试样的应力水平应略高于预计的条件疲劳极限。根据上根试样的试验结果是破坏还是通过，即试样在未达到指定寿命107周次之前破坏或通过，决定下一根试样的应力降低或升高，直到完成全部试验。177在处理试验数据时，首次出现一对结果相反的数据，如在以后数据的应力波动范围之内，则可作为有效数据加以利用，否则就应舍去。如图中数据3、4为第一对相反结果，3、4以前的数据1应去掉，余下的为有效数据。

升降图循环基数N0＝107×-破坏○-通过178条件疲劳极限按下式计算：式中：m－有效试验的总次数(破坏或通过数据均计算在内)。

n－试验应力水平级数。σi—第i级应力水平。vi－第i级应力水平下的试验次数。179前图中共14根试样，预计疲劳极限为390MPa，取其2.5％约10MPa为应力增量。第一根试样的应力水平402MPa，全部试验数据波动如图。可见，第四根试样为第一次出现相反结果，在其之前，只有第一根在以后试验波动范围之外，为无效，则按上式求得条件疲劳极限如下：180——材料在交变载荷作用下，疲劳寿命为102～105次（即大应力低周次）的疲劳断裂。如：飞机起落架起飞和降落时（寿命只有几千次），压力容器周期的升压和降压。低周疲劳和高周疲劳的区分，大约以105周次为界，这是个很粗略的界限。低周疲劳181

5.影响低周疲劳的主要因素塑性塑性好的材料，易产生塑性变形，使应力得到重新分布，因此抵抗低周疲劳性能较好。加载频率和保持时间加载频率降低和保持时间增加会降低材料寿命。晶粒大小随着晶粒变细，材料的低周疲劳寿命增加。182疲劳断裂—般是从工件表面应力集中处或材料缺陷处发生的，或者是从二者结合处发生的。因此，材料和工件的疲劳强度不仅与材料成分、组织结构及夹杂物有关，而且还受载荷条件、工作环境及表面处理条件的影响。工作条件载荷条件（应力状态、应力比、过载情况、平均应力）、载荷频率、环境温度、环境介质表面状态及尺寸因素尺寸效应、缺口效应、表面粗糙度等表面处理及残余应力表面喷丸或滚压、表面热处理、化学热处理、表面涂层等材料成分化学成分、组织结构、纤维方向、内部缺陷7.4提高疲劳极限的途径183首先要注意对零件的要求是属于高周疲劳寿命还是低周疲劳寿命?

如果零件承受的应力幅或应变幅很小，主要发生的是弹性变形，也就是要求零件有长的高周疲劳寿命，在工程上常采用以下几种办法来提高零件的疲劳寿命。184

一、合理进行结构设计合理进行零件结构设计是提高零件疲劳极限的首要措施，可称为“金属免疫疗法”。零件结构形状和尺寸的突变是应力集中的结构根源，因此，为了降低应力集中，应尽量避免尖角、缺口和截面突变，使其变化尽可能地平滑和均匀。要尽可能地增大过渡处的圆角半径；同一零件上相邻截面处的刚性变化应尽可能地小等等。在不可避免地要产生较大应力集中的结构处，可采用减荷槽来降低应力集中的作用。185186

降低应力集中

187降低应力集中188二、改善工件表面状态在变动载荷下，构件上的最大应力常发生于表层，疲劳裂纹也常产生在表面上，所以工件的表面粗糙度对疲劳强度影响很大。表面的微观几何形状如刀痕、擦伤和磨裂等，都能像微小而锋利的缺口—样，引起应力集中，使疲劳极限降低。零件表面粗糙度值越低，材料的疲劳极限越高；表面积糙度值越高，疲劳极限越低。所以，为提高材料的疲劳极限，必须降低零件表面粗糙度，提高表面加工质量，并应尽量减少表面缺陷（氧化、脱碳、裂纹、夹杂等）和表面加工损伤（刀痕、磨痕、擦伤等）。189材料强度越高，表面粗糙度对疲劳极限的影响越显著。用高强度材料制造承受循环应力作用的工件时，其表面必须经过更加仔细的加工，不允许有刀痕、擦伤或者大的缺陷，否则，会使疲劳极限显著降低。190三、表面强化采用滚压或喷丸的表面强化办法。因为疲劳裂纹的萌生大多起源于表面，滚压或喷丸时表面的塑性变形受到约束，使表面产生很高的残留压应力，这种情况下表面就不易萌生疲劳裂纹，即使表面有小的微裂纹，裂纹也不易扩展。利用表面化学热处理的方法如渗碳氮化等，也能显著提高材料或零件的疲劳强度。

191

表面强化提高疲劳极限示意图

a)未进行表面强化b)表面强化后表面应力超过疲劳极限表面应力低于疲劳极限192193四、改善材料材质减少夹杂物。这对高强度钢特别重要。

细化晶粒。细化晶粒对阻止疲劳裂纹的萌生和扩展都是有好处的。194五、强度，塑性和韧性的合理配合在不同工作条件下，材料的强度、塑性和韧性都具有相应的最佳配合。1958金属的应力腐蚀和氢脆断裂8.1应力腐蚀现象及产生条件8.2应力腐蚀断裂机理及端口形貌8.3提高应力腐蚀抗力的措施8.4氢脆类型及特征8.5防止氢脆的措施1968.1应力腐蚀现象及产生条件金属在应力和特定化学介质共同作用下，经过一段时间后所产生的低应力脆断现象，称为应力腐蚀断裂(StressCorrosionCrack，缩写为SCC)。发生应力腐蚀的温度一般在50～300℃之间。应力腐蚀与单纯的应力破坏不一样，在极低的应力（远低于材料的屈服强度）作用下也会发生破坏；与单纯由于腐蚀引起破坏也不同，腐蚀性很弱的介质，也能引起应力腐蚀破坏。应力与腐蚀二者相互促进，它往往在没有变形预兆的情况下而迅速断裂，很容易造成严重的事故。197应力腐蚀产生的条件（1）只有在拉伸应力作用下才能引起应力腐蚀开裂(近年来，也发现在不锈钢中可以有压应力引起)。这种拉应力可以是外加载荷造成的应力，但主要是各种残余应力，如焊接残余应力、热处理残余应力和装配应力等。据统计，在应力腐蚀开裂事故中，由残余应力所引起的占80%以上，而由工作应力引起的则不足20%。198（2）产生应力腐蚀的介质一般都是特定的，也就是说，每种材料只对某些介质敏感，而这种介质对其它材料可能没有明显作用，例如，黄铜在氨气氛中、不锈钢在具有氯离子的腐蚀介质中容易发生应力腐蚀，但反应过来不锈钢对氨气、黄铜对氯离子就不敏感。199（3）一般认为，纯金属不会产生应力腐蚀，所有合金对应力腐蚀都有不同程度的敏感性，合金也只有在拉伸应力与特定腐蚀介质联合作用下才会产生应力腐蚀断裂。但在每—种合金系列中，都有对应力腐蚀敏感的合金成分。例如，铝镁合金中当镁的质量分数大于4％，对应力腐蚀很敏感；而镁的质量分数小于4％时，则无论热处理条件如何，它几乎都具有抗应力腐蚀的能力。200基本的是滑移-溶解理论（或称钝化模破坏理论）和氢脆理论。8.2应力腐蚀断裂机理201应力腐蚀造成的破坏，是脆性断裂，没有明显的塑性变形。应力腐蚀的裂纹扩展速率一般在10-9-10-6m/s，有点象疲劳，是渐进缓慢的，这种亚临界的扩展状况一直达到某一临界尺寸，使剩余下的断面不能承受外载时，就突然发生断裂。断裂特征202应力腐蚀断裂速度为0.01～3mm/h，远远大于无应力存在下的局部腐蚀速度（如孔蚀等），但又比单纯力学断裂速度小得多。例如，钢在海水中的SCC断裂速度为孔蚀的106倍，而比纯力学断裂速度几乎低10个数量级，这主要由于纯力学断裂通常对应的应力水平要高得多。203应力腐蚀的裂纹多起源于表面蚀坑处，而裂纹的传播途径常垂直于拉力轴。应力腐蚀破坏的断口，其颜色灰暗，表面常有腐蚀产物（泥状花样），而疲劳断口的表面，如果是新鲜断口常常较光滑，有光泽。应力腐蚀的主裂纹扩展时常有分枝。但不要形成绝对化的概念，应力腐蚀裂纹并不总是分枝的。应力腐蚀引起的断裂可以是穿晶断裂，也可以是晶间断裂。如果是穿晶断裂，其断口是解理或准解理的，其裂纹有似人字形或羽毛状的标记。断口形貌特征204枯枝状205硫化氢应力腐蚀裂缝

206泥状花状207奥氏体不锈钢应力腐蚀断口208

1Cr18Ni9Ti钢应力腐蚀的解理断口(SEM)a)解理断口b)扇形状或羽毛状的痕迹209合理选择金属材料（基本原则）选用KⅠSCC较高的合金；减少或消除工件中的残余拉应力，主要是应力集中，注意工艺措施。改善化学介质。采用电化学保护一般采用阴极保护法，但高强度钢或其它氢脆敏感的材料不宜采用。8.3提高应力腐蚀抗力的措施210氢脆(Hydrogenembrittlement—HE)又称氢致开裂或氢损伤，是由于氢和应力的共同作用而导致金属材料产生塑性下降、断裂或损伤的现象。从力学性能上看，氢脆有以下表现：氢对金属材料的屈服强度和极限强度影响不大，但使断面收缩率严重下降，疲劳寿命明显缩短，冲击韧性值显著降低，在低于断裂强度的拉伸应力作用下，材料经过一段时期后会突然脆断。8.4氢脆类型及特征211氢脆的来源按照氢的来源可将氢脆分为内部氢脆和环境氢脆（其脆化的本质相同）：

⑴内部氢脆：材料在使用前内部已含有足够的氢并导致了脆性，它可以是材料在冶炼、热加工、热处理、焊接、电镀、酸洗等制造过程中产生。

吸收212⑵环境氢脆

指材料原先不含氢或含氢极微，但在有氢的环境与介质中产生。这样的环境通常有：

1)在纯氢气氛中(有少量的水分，甚至干氢)由分子氢造成氢脆；

2)由氢化物致脆；

3)由H2S致脆；

4)高强钢在中性水或潮湿的大气中致脆。213氢在金属中的存在形式在一般情况下，氢以间隙原子状态固溶在金属中，对于大多数工业合金，氢的溶解度随温度降低而降低。氢在金属中也可通过扩散聚集在较大的缺陷(如空洞、气泡、裂纹等)处以氢分子状态存在。氢还可能和一些过渡族、稀土或碱土金属元素作用生成氢化物，或与金属中的第二相作用生成气体产物，如钢中的氢可以和渗碳体中的碳原子作用形成甲烷等。214氢脆的类型和特点氢可通过不同的机制使金属脆化，因氢脆的种类很多，现将常见的几种氢脆现象从其特征简介如下。

氢在常温常压下不会对钢产生明显的腐蚀，但当温度超过300℃和压力高于30MPa时，会产生氢脆这种腐蚀缺陷，尤其是在高温条件下。如合成氨生产过程中的脱硫塔、变换塔、氨合成塔；炼油过程中的一些加氢反应装置；石油化工生产过程中的甲醇合成塔等。215这是由于氢与金属中的第二相作用生成高压气体，使基体金属晶界结合力减弱而导致金属脆化。如碳钢在300～500℃的高压氢气氛中工作时，由于氢与钢中的碳化物作用生成高压的CH4气泡，当气泡在晶界上达到一定密度后，金属的塑性将大幅度降低。这种氢脆现象的断裂源产生在工件与高温、高压氢气相接触的部位。对碳钢来说、温度低于220℃时不产生氢蚀。宏观断口形貌：呈氧化色，颗粒状；微观：晶界明显加宽，呈沿晶断裂。（1）氢蚀216（2）白点（发裂）当钢中含有过量的氢时，随着温度降低氢在钢中的溶解度减小，如果过饱和的氢未能扩散逸出，便聚集在某些缺陷处而形成氢分子。此时，氢的体积发生急剧膨胀，内压力增大，足以将金属局部撕裂，而形成微裂纹。在纵向断面上，裂纹呈现近似圆形或椭圆形的银白色斑点，故称白点；在横断面宏观磨片上，腐蚀后则呈现为毛细裂纹，故又称发裂。21710CrNiMoV钢锻材调质后纵断面上的白点形貌218（3）氢化物致脆对于纯铁、α－钛合金、镍、钒、锆、铌及其合金，由于它们与氢有较大的亲和力，极易生成脆性氢化物，使金属脆化。例如，在室温下，氢在α－钛合金中的溶解度较小，钛与氢又具有较大的化学亲和力，因此容易形成氢化钛（TiHx）而产生氢脆。金属材料对氢化物造成的氢脆敏感性随温度降低及工件缺口的尖锐程度增加而增加。裂纹常沿氢化物与基体的界面扩展，因此，在断口上可见到氢化物。氢化物的形状和分布对金属的变脆有明显影响。如果晶粒粗大，氢化物在晶界上呈薄片状，极易产生较大的应力集中，危害很大；若晶粒较细，氢化物多呈块状不连续分布，对金属危害不太大。219（4）氢致延滞断裂在高强度钢或（α＋β）钛合金中，含有适量的处于固溶状态的氢，在低于屈服强度的应力持续作用下，经过一段孕育期后，在金属内部，特别是在三向拉应力区形成裂纹，裂纹逐步扩展，最后突然发生脆性断裂。这种由于氢的作用而产生的延滞断裂现象称为氢致延滞断裂。工程上所说的氢脆大多数是指这类氢脆而言。220氢脆的特点氢脆和应力腐蚀相比，其特点表现在：断裂的主裂纹没有分枝的情况，这和应力腐蚀的裂纹是截然不同的。氢脆的断裂可以是穿晶的也可以是沿晶的，或者从一种裂纹扩展形式转变成另一种形式，但就具体的金属—环境组合来说，氢脆有特定的裂纹形态。氢脆断口上一般没有腐蚀产物或者其量极微。

22165Mn钢氢脆沿晶断口（SEM）222223都是由于应力和化学介质共同作用而产生的断裂现象。产生应力腐蚀时总是伴随有氢的析出，而析出的氢又易于形成氢脆。区别：