材料力学性能-考前复习总结(前三章)

金属材料的力学性能指标是表示其在力或能量载荷作用下（环境）变形和断裂的某些力学参量的临界值或规定值。

材料的安全性指标：韧脆转变温度Tk；延伸率；断面收缩率；冲击功Ak；缺口敏感性NSR

材料常规力学性能的五大指标：屈服强度；抗拉强度；延伸率；断面收缩率；冲击功Ak；硬度；断裂韧性

第一章单向静拉伸力学性能

应力和应变：条件应力条件应变 =

真应力真应变

应力应变状态：可在受力机件任一点选一六面体，有九组应力，其中六个独立分量。其中必有一主平面，切应力为零，只有主应力，且

，满足胡克定律。

应力软性系数：最大切应力与最大正应力的相对大小。

1 弹变1）弹性比功：金属材料吸收弹性变形功的能力，一般用金属开始塑性变形前单位体积吸收的最大弹性变形功表示。ae=1/2σeεe=σe2/2E。取决于E和弹性极限，弹簧用于减震和储能驱动，应有较高的弹性比功和良好弹性。需通过合金强化及组织控制提高弹性极限。

2）弹性不完整性：纯弹性体的弹性变形只与载荷大小有关，而与加载方向及加载时间无关，但对实际金属而言，与这些因素均有关系。

①滞弹性：金属材料在弹性范围内快速加载或卸载后，随时间延长产生附加弹性应变的现象称为滞弹性，也就是应变落后于应力的现象。与材料成分、组织及试验条件有关，组织约不均匀，温度升高，切应力越大，滞弹性越明显。金属中点缺陷的移动，长时间回火消除。

弹性滞后环：由于实际金属有滞弹性，因此在弹性区内单向快速加载、卸载时，加载线与卸载线不重合，形成一封闭回路。吸收变形功

循环韧性：金属材料在交变载荷下吸收不可逆变形功的能力（塑性区加载，塑性滞后环），也叫内耗（弹性区加载），或消震性。

②包申格效应：

定义：金属材料经过预先加载产生少量塑性变形，卸载后再同向加载，规定残余伸长应力增加；反向加载，规定残余伸长应力降低的现象。（反向加载时弹性极限或屈服强度降低的现象。特别是弹性极限在反向加载时几乎下降到零，这说明在反向加载时塑性变形立即开始了）

解释：与位错运动所受阻力有关，在某滑移面上运动位错遇位错林而使其弯曲，密度增大，形成位错缠结或胞状组织，相对稳定。卸载后同向拉伸，位错线不能显著运动。但反向载荷使得位错做反向运动，阻碍

少，位错可在较低应力下做较远移动。若预先经受较大塑变，因位错增殖和难于重分布则反向加载无包效应。这一般被认为是产生包辛格效应的主要原因。其次，在反向加载时，在滑移面上产生的位错与预变形的位错异号，要引起异号位错消毁，这也会引起材料的软化，屈服强度的降低。

衡量：包申格应变β：在给定应力下，正向和反向加载两应力应变曲线间的应变差；

实际意义：在工程应用上，首先是材料加工成型工艺需要考虑包辛格效应。其次，包辛格效应大的材料，内应力较大。另外包辛格效应和材料的疲劳强度也有密切关系，在高周疲劳中，包辛格效应小的疲劳寿命高，而包辛格效应大的，由于疲劳软化也较严重，对高周疲劳寿命不利；在低周疲劳中，包辛格效应β大，在恒定应变下循环一周，形成的滞后环面积小，吸收的不可逆能量少，疲劳寿命高。

2塑变1）方式及特点：切应力作用。滑移-滑移面-密排面，受温度、成分、预变形影响；滑移方向-密排方向，比较稳定。Fcc滑移系少但派纳力低易滑移。孪生—fcc低温、bcc低温或冲击、hcp滑移系少更易孪生，孪生可调整滑移面方向使得新滑移系开动，间接助滑移。

特点：各晶粒变形的不同时性和不均匀性，晶粒取向、应力状态、各相性质、形态分布等；变形的相互协调性，需5个以上独立的滑移系。

2）屈服：外力不增加仍能继续伸长。在试样局部区域形成45°吕德斯带或屈服线，然后逐渐扩展到全部试样，进入均匀塑变阶段。

产生条件：材料变形前可动位错密度很小（或虽有但被钉扎）；随塑变发生，位错能快速增殖；位错运动速率与外加应力强烈依存。

塑变速率与位错密度、运动速率及柏氏矢量成正比，ε=bρυ，开始时，ρ小，需υ大（取决于应力大小，位错运动速率敏感系数m’），就需要较高应力即上屈服点，一旦塑变开始，位错大量增殖，速率下降，相应的应力也就突然下降，出现下屈服点。

在关系式： ,其中m'为位错运动速率应力敏感指数。体心立方Bcc金属的滑移系较多，晶格阻力较大，可动位错密度较小，位错能快速增殖较大，（体现m'值较低，小于20）故具有明显屈服现象；而面心立方fcc金属的滑移系较少，晶格阻力较小，可动位错密度较大，位错能快速增殖较少（体现m'值为100-200）,故屈服现象不明显。

指标：规定非比例伸长应力加载过程中，标距部分非比例伸长；规定残余伸长应力，卸载后；规定总伸长应力，加载时，总伸长

屈雷斯加最大切应力判据：米赛斯畸变能判据

意义：屈服判据是机件开始塑变的强度设计准则，高屈服强度可减轻机件重量，减少体积和尺寸。但过高会增大屈强比，不利于某些应力集中部位的应力重新分布，应脆断。应试机件的形状及所受应力状态、应

变速率等决定。低屈强有利于材料冷成形加工和改善焊接性能。

由于c%的不同，碳的固溶强化，组织不同，退火低、中、高碳钢的分别为铁素体+珠光体、珠光体、珠光体+渗碳体（复杂单斜），低碳钢的屈服现象明显，屈服平台呈锯齿状；中碳钢有明显的屈服平台，有上下屈服点；高碳钢屈服平台较短，无上下屈服点出现。

3）影响因素：屈服变形是位错增殖和运动结果，凡影响位错增殖和运动的必将影响屈强；实际金属的力学行为是由多晶粒综合作用的结果，要考虑晶界、相邻晶粒的约束、化学成分及第二相的影响；外界因素通过影响位错运动影响屈服强度。

内因：①金属本性及晶格类型：多相合金塑变主要沿集体相进行，位错运动阻力有晶格阻力（派纳力，与位错宽度和柏氏矢量、晶面和晶向原子间距、弹性模量G有关）和位错间交互作用产生的阻力（平行位错间、运动位错与林位错切割）

②晶粒大小和亚结构：细晶强化。晶界是位错运动的障碍，一个晶粒中必须塞积有足够数量的位错才能使相邻晶粒的位错源开动。减小晶粒尺寸，增加晶界，增加位错运动障碍的数目，减小晶粒内位错塞积群的长度。

③溶质元素：固溶强化。溶质与溶剂原子直径不同，形成了晶格畸变应力场，与位错应力场交互作用，使位错受阻。受溶质量限制。

④第二相：与第二相质点本身能否变形有关，分为不可变形的和可变形的。弥散强化（粉末冶金获得）和沉淀强化（固溶处理+沉淀析出）。

位错线只能绕过不可变形质点，流变应力决定于质点间距，留下位错环。质点数量增加，位错环增多，相当于质点间距减小，应力增大。

位错切过可变形质点，同基体一起变形，产生新的界面需要做功，与粒子本身性质及其于基体的结合情况有关。

还与第二相尺寸、形状及数量，以及第二相与基体的强度、塑性和应变硬化特性、两相之间的晶体学配合和界面能有关。长形质点更显著

外因：①温度：温度高，屈服强度低。派纳力起作用，属短程力，对温度十分敏感，bcc的屈服强度有强烈的温度效应（派纳力高很多）

②应变速率：应变速率硬化现象，与应变速率敏感指数m有关。M高，缩颈难以形成。一般钢材为0.2。

③应力状态：切应力分量越大，越有利于塑变，屈服强度越低，但这只是材料在不同条件下表现的力学行为不同而已。

4）应变硬化（形变强化）：在金属变形过程中，外力超过屈服强度后，塑变并不是流变下去，而需要不断增加外力才能继续进行。这种阻止继续塑变的能力就是应变硬化性能。位错增殖、运动受阻所致。需用真

应力-应变曲线描述，符合Hollomon关系：S=Ke n(K硬化系数，n应变硬化指数)。一般金属为0.1-0.5。与层错能有关，层错能低，不易交滑移，位错在障碍附近产生的应力集中水平高，应变硬化程度大。

测试方法：在应力应变曲线上取几个点（），换算为S和e（），作lgS-lge曲线，直线斜率为n。

工程意义：使机件有一定的抗偶然过载能力；形变强化和塑变适当配合可使金属进行均匀塑变，保证冷变形工艺顺利进行（有变形就有硬化，将变形推到其它部位）；金属强化的手段（喷丸和表面滚压）；可降低塑性改善低碳钢的切削加工性能。

5）颈缩现象：变形集中于局部区域的特殊现象，是应变硬化和界面所需共同作用的结果。在拉伸曲线最大点B前，应变硬化可补偿截面减小引起的承载力下降，均匀变形；B点后，应变硬化跟不上塑变的发展，变形集中于局部地区发生颈缩。（应力状态由单向变三向）

缩颈判据：F=SA（载荷为真应力和瞬时面积之积），dF=SdA+AdS=0，且dV=AdL+LdA=0，可得

另外，在颈缩点Hollomon关系成立，真实抗拉强度Sb= ，得e B=n,应变硬化指数等于最大真实均匀塑性应变量时，缩颈产生。

6）抗拉强度：表征对最大均匀塑变的抗力。对韧性材料，表示最大实际承载能力；对脆性材料，即断裂强度；在有些场合以其为设计依据；其大小决定于屈服强度和应变硬化指数，屈强一定，n大则抗拉强度高；与布氏硬度HBW、疲劳极限有一定经验关系

7）塑性：材料断裂前发生塑变的能力。塑性变形包括均匀塑变和集中塑变。

均匀塑变：条件相对伸长；条件相对断面收缩；真实应变

总塑变：延伸率断面收缩率

表示方法：不形成颈缩的材料，集中变形为零，用和表征塑性。δ适用于单一拉伸条件下的长形试样，无论有无缩颈出现，因为缩颈局部区域的塑性变形量对总伸长实际上没有什么影响；对非长形拉伸试样，在拉伸时形成缩颈，则用ψ作为塑性指标，因为ψ反映了材料断裂前的最大塑性变形量，用δ则不能很好的显示。另，ψ是在复杂应力状态下形成的，冶金因素的变化对性能的影响更为突出，ψ比δ对组织变化更为敏感。

意义：塑性以防止机件偶然过载时突然破坏，因缓和应力集中；松弛裂纹尖端应力，阻止裂纹扩展；利于成形加工；反映冶金质量。

几种既能显著强化金属又不降低塑性的方法：细晶强韧化（细化晶粒既能提高强度，又能同时优化塑性和韧性，是目前公认最佳的实现材料强韧化的途径）；固溶强化（固溶强化应在保证强度的同时提高塑性。通过添加合适的合金元素，如，Ni，可促进交滑移，改善塑性。另外，调整间隙原子的添加浓度，实现强度和塑韧性的最佳配合）；位错强化（位错密度升高会提高强度而降低塑性和韧性。可动的未被锁住的位错

对韧性的损害小于被沉淀物或固溶原子锁住的位错，故提高可动位错密度对塑性和韧性均有利）；沉淀强化（沉淀颗粒会通过弥散强化提高基体的强度和硬度，但可能会明显降低塑性和韧性。尤其，条带状、片状析出物，以及沿晶界网状析出的沉淀相，均显著降低材料塑性。减少沉淀相的析出数量，改善沉淀相的形状和分布状态，可改善材料塑性）。

提高金属塑性的主要途径：.1 尽量减少金属材料中杂质元素的含量减少金属材料中杂质元素的含量，对提高金属塑性将起到一定的作用。如杂质元素P、S 在金属中属于有害杂质，它们能降低金属的塑性。金属材料本身化学成分的含量直接影响着金属材料的机械性能。2 合理控制加入金属材料中合金元紊的含量，钢中加人合金元素的主要目的是使钢具有更优异的性能，对于结构材料来说，最主要是为了提高其机械性能，即既要有高的强度，又要保证材料具有足够的塑性。然而材料的强度和塑性通常是一对矛盾，增加强度往往要牺牲材料的塑性，反之亦然。合金元素加人钢中主要表现为塑性降低、变形抗力提高，所以这就需要把合金元素控制在一定的范围，使其满足生产中对金属材料塑性和强度的要求。3 提高金属材料中成介和组织的均匀性，提高金属材料中成分和组织的均匀性，能提高金属材料的塑性。合金铸锭的化学成分和组织通常很不均匀，若在变形前进行高温扩散退火，则能起到均匀化的作用，从而提高塑性。4 合理选择变形温度和变形速度，合金钢的始锻温度通常比同碳分的碳钢低，而终锻温度则较高，其始、终锻锻造温度差一般仅为100℃一200℃。若加热温度选择过高，则易使晶界处的低熔点物质熔化，对有些铁素体钢其晶粒有过分长大的危险;而变形温度选择过低时，则会使再结晶

不能充分进行，这一切都会导致金属塑性的降低，引起锻造时的开裂，因此必须合理选择变形温度。对于具有速度敏感性的材料，要注意合理选择变形速度。4.5 减少金属材料变形时的不均匀性，金属不均匀变形会使塑性降低，促使裂纹产生。为此可采用各种措施，减少不均匀变形的程度。确定合理的变形工艺条件亦可减少不均匀变形。综上所述，严格控制金属材料本身化学成分的含量，提高化学成分和组织的均匀性，选择合理的变形温度和速度，减少金属材料在变形中的不均匀，这些都能有效地提高金属的塑性。8）静力韧度：材料断裂前吸收塑性变形功和断裂功的能力，或直材料抵抗裂纹扩展的能力。是强度和塑性的综合指标。

3断裂：

1）断裂类型①韧性断裂：材料断裂前产生明显宏观塑变的断裂，有一个缓慢的撕裂过程，在裂纹扩展过程中不断消耗能量。断面形态-断裂面一般平行于最大切应力并与最大主应力成45°角，断口成纤维状（微裂纹扩展连接）、灰暗色（对光反射能力弱）。

断口特征三要素--纤维区（夹杂或第二相质点破裂形成微孔，长大聚合为微裂纹，变形带与径向呈50-60°，裂纹连接，扩展；锯齿状；）、放射区（裂纹超过临界尺寸；放射花样特征；平行于裂纹扩展方向垂直于裂

纹前端）和剪切唇（杯状或锥状；表面光滑；与拉伸轴呈45°）。影响因素--试样的形态、尺寸和金属材料的性能，以及试验温度、加载速率和受力状态。

脆性断裂：突然发生的断裂，基本上不发生塑变，没有明显征兆，危害性很大。断裂面与正应力垂直；断口平齐光亮，常呈放射状或结晶状。人字纹的放射方向与裂纹扩展方向平行，但其尖顶指向裂纹源（主裂纹扩展的前沿形成的次生裂纹，低能量撕裂）。

②根据裂纹扩展的路径划分，裂纹穿过晶内的断裂叫穿晶断裂，可韧断，也可是脆断；裂纹沿晶界扩展的断裂叫沿晶断裂，多数是脆断。

沿晶断裂是晶界上的一薄层连续或不连续脆性第二相、夹杂物破坏了晶界的连续性，也可能是杂志元素偏聚引起。呈冰糖状。

③剪切断裂（纯剪切断裂与微孔聚集型断裂）：在切应力作用下，沿滑移面分离而造成的滑移面分离断裂。是由于晶粒内滑移流变和微孔形核、长大聚合而导致的断裂。

解理断裂：金属材料在一定条件下，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产生的穿晶断裂，因与大理石断面类似，故称此种晶体学平面为解理面。界面一般式低指数晶面或表面能最低的晶面。大致以晶粒大小为单位的解理面称为解理刻面。

注：解理断裂多为脆断，但有时也有一定的塑变。与脆断不是同义词，前者指断裂机理，后者是宏观断口形态。

只有滑移带很窄而塞积位错形成应力集中才解理断裂，但fcc理论上不存在解理断裂，因易产生多系滑移使滑移带破裂，使尖端钝化

2）脆性断裂机理

解理断裂包括：通过塑变形成裂纹；裂纹在同一晶粒内初期长大；越过晶界向相邻晶粒扩展。

I：甄纳-斯特罗位错塞积理论：在滑移面上切应力作用下，刃型位错在晶界前受阻并互相靠近形成位错塞积。当切应力达某一临界值时，塞积头处位错互相挤紧聚合为高位nb长为r的锲型裂纹（或空洞型位错）。如果塞积头处的应力集中不能为塑变松弛，则塞积头处的最大拉应力能够等于理论断裂强度而形成裂纹。塞积头出的拉应力与滑移面成70.5°时达最大值。

裂纹形成：

裂纹扩展：存在拉应力；表面能较低；裂纹长度大于“临界尺寸”。

断裂方式：①解理方式，扩展快；②在裂纹前沿形成微裂纹或微孔，通过塑性撕裂方式联结。开始慢，临界后快。微观韧性，宏观脆性。

II：柯垂尔位错反应理论：为了解释晶内解理和bcc晶体解理而提出。位错反应是降低能量的过程，裂纹自发形核。

相同点：裂纹形核前均需塑变；位错运动受阻，在一定条件下便形成裂纹。裂纹往往在晶界、亚晶界、孪晶交叉处出现。

微观特征：I解理断裂：实际的解理断裂断口是由许多大致相当于晶粒大小的解理面（解理刻面）集合而成的。解理断裂裂纹跨越若干相互平行的位于不同高度的解理面，从而在同一个解理刻面内部出现台阶形状，这种形态叫解理台阶（一种形成方式是解理裂纹与螺型位错相交而成）；当汇合台阶足够高时不同解理面边缘形成类似像河流的花样形态，叫河流花样，河流花样的流向与裂纹扩展方向一致。可根据河流流向确定在微观范围内解理裂纹的扩展方向，按河流反方向去寻找裂纹源。

另一特征是舌状花样，由于解理裂纹沿孪晶界扩展留下的舌头状凹坑或凸台，在匹配断口上“舌头”为黑白对应。

II准解理：在很多淬火回火钢中有弥散细小的碳化物质点，影响裂纹的形成和扩展。裂纹在晶粒内扩展时难于严格的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质点有关。其微观形态似解理河流又非真正的解理，称为准解理。

共同点：都是穿晶断裂；有小解理刻面；有台阶或撕裂棱及河流花样。

不同点：解理裂纹常源于晶界，而准解理常源于晶内硬质点，形成从晶内某点发源的放射状河流花样。准解理不是独立的断裂机理。

3）塑性断裂机理

I微孔成核：微孔通过第二相质点本身破裂或其与基体界面脱离成核，塑变到一定程度产生的。位错引起应力集中；高应变条件下第二相与基体塑变不协调而分离。

II长大：位错线运动遇到第二相质点，按绕过机制形成位错环；在外加应力作用下堆积；位错环移向质点与基体界面时，界面沿滑移面分离形成微孔；后面的位错所受斥力下降而被推向微孔，位错源重新激活；新的位错进入微孔，微孔长大。

III聚合、断裂：微孔长大的同时，相邻微孔的基体截面减小，基体小单元可看成拉伸试样，可借塑性流变产生微颈缩而断裂，使微孔连接形成微裂纹。随后，在裂纹尖端附件存在三向拉应力区和集中塑变区，又形成新的微孔。不断继续而断裂。

微观特征：大小不等的圆形或椭圆形韧窝---微孔形核长大和聚合在断口上留下的痕迹。有等轴韧窝、拉长韧窝和撕裂韧窝。韧窝的大小决定于第二相质点的大小和密度（密度大或尺寸小则微孔小）、基体材料的塑变能力和应变硬化指数（n越高，越难发生内颈缩，微孔小）、以及外加应力的大小和形式（通过改变塑变能力而间接影响韧窝深度，在多向拉伸应力或缺口根部，韧窝较浅）等。

微孔聚集断裂一定有韧窝，但在微观形态上有韧窝宏观上不一定是韧性断裂，因为宏观是脆断的在局部微观区域也可能有塑变，韧窝形态

问：剪切断裂与解理断裂都是穿晶断裂，为什么断裂性质完全不同？答：剪切断裂是在切应力作用下沿滑移面分离而造成的滑移面分离，一般是韧性断裂，而解理断裂是在正应力作用以极快的速率沿一定晶体学平面产生的穿晶断裂，解理断裂通常是脆性断裂。

4）断裂强度

I理论断裂强度： E越大、表面能越大、原子间距越小，理论断裂强度越大。计算бm=E/10，而实际是бm的1/10~1/1000。

II格雷菲斯裂纹理论：只适用于脆性固体如玻璃陶瓷等，即那些裂纹降低塑性变形可以忽略的情况。其前提是，承认材料中已存在裂纹，不涉及裂纹来源问题。根据能量平衡原理，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平面能相平衡。若弹性能降低足以满足表面能增加需要时，裂纹就会失稳扩展，引起脆性破坏。薄板：厚板：

格雷菲斯-奥罗万-欧文：考虑金属在裂纹尖端的塑变，表面能由形成裂纹表面所需表面能及产生塑变所需塑性功构成

裂纹扩展受支配的因素：裂纹尺寸、材料的弹性模量、表面能、原子间距以及外应力。

5）断裂理论的意义

金属材料屈服是产生解理断裂的依据：，而屈服强度满足霍尔-派奇关系

因此可推导出下述方程（σid1/2+ky)ky=2Gγsq，讨论下述因素对金属材料韧脆转变的影响：

答：为了降低金属材料的脆断倾向，即提高韧性，应使G（材料切变模量）,γs（有效表面能）及q（应力状态的系数）提高，降低σi（位错在基体金属中运动的总阻力）,d（晶粒平均直径）和k（钉扎常数）。其中q是外界条件，而其它五个因素均与材料本质有关。

剪切强度：G越高，脆断强度越高。热处理、合金化或冷变形对G影响很小。

有效表面能由表面能和塑性变形功构成，以后者为主。其大小与材料的有效滑移系数目及裂纹尖端附近可动位错数目有关。取决于材料本身，如bcc金属虽然有效滑移系数目多，但因位错受杂质原子钉扎而可动位错数目少，易于脆性断裂，fcc金属则易于塑性变形。

应力状态：切应力是位错运动的推动力，也决定了在障碍物前位错塞积的数目，因此对塑性变形和裂纹的形成及扩展过程都有作用，正应力影响应力的扩展过程，拉应力促进裂纹的扩展。因而，任何减小切应力与正应力比值的应力状态都将增加金属材料的脆性。

晶粒大小：晶粒大小反映滑移距离的大小，影响在障碍前位错塞积的数目。细化晶粒，裂纹不易形成，并不易扩展，因为裂纹扩展时要多次改变方向将消耗更多能量。因此金属韧性提高，脆性降低。

σi与派纳力和位错运动所遇到的阻碍有关。越高则易脆断，因为材料屈服前能达到的应力值也大。位错运动速率随应力提高而增加，应力高时，位错加速运动，解理裂纹形核的机会也随之增加。若使其应力

达到临界应力则裂纹快速扩展。

Ky为钉扎常数，位错被钉扎越强，其值越大，越易出现脆断。

Bcc具有低温脆性，原因之一为σi随温度降低而急剧升高；其二为形变方式有关，低温下一孪生为主，孪晶彼此相交或孪晶与晶界相交处常是解理裂纹形核地方，加之温度低，裂纹前沿难以塑变，均有利于裂纹扩展而脆断。

合金元素：凡能引起单系滑移或孪生的、产生位错钉扎而增加ky及减小表面能的均增大脆性。形成粗大的第二相，也增大脆性。能够使材料硬度，强度提高的杂质或者合金元素都会引起材料塑性和韧性变差，材料脆性提高。

第二章金属在其他静载荷下的力学性能

1综合比较单向拉伸、压缩、弯曲及扭转试验的特点和应用范围。

同一种金属材料，在一定承载条件下产生何种失效形式，除与其自身的强度大小有关外，还与承载条件下的应力状态有关。

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。

试验方法的选择依据：α。1）单向拉伸的应力状态较硬，一般适用于那些塑变抗力与切断强度较低的所谓塑性材料试验；2）对于正断强度较低的所谓脆性材料，在这种加载方式下金属将脆性正断，显示不出他们在韧性状态下所表现的各种力学行为。选用弯曲、扭转等较软的加载方式，可揭示那些客观存在而在静拉伸下不能反映的塑性性能；3）塑性较好的金属材料，采用三向不等拉伸，显示其脆性倾向。

特点应用范围

拉伸三向0.1 温度、应力状态和加载速率确定，采用光滑圆柱试样，试验简

单，应力状态软性系数较硬。

塑性变形抗力和切断强度较低的塑性

材料。

单向0.5

扭转0.8 应力状态软性系数为0.8，比拉伸时大，易于显示金属的塑性

行为；试样在整个长度上的塑性变形时均匀，没有紧缩现象，

能实现大塑性变形量下的试验；较能敏感地反映出金属表面缺

陷和及表面硬化层的性能；试样所承受的最大正应力与最大切

应力大体相等，是测试一些材料切断强度的最可靠方法；断口

的特征最明显（正断-塑性材料、切断-脆性材料、木纹状断口

-金属中有非金属夹杂物或偏析等）。

用来研究金属在热加工条件下的流变

性能和断裂性能，评定材料的热压力加

工型，并未确定生产条件下的热加工工

艺参数提供依据；研究或检验热处理工

件的表面质量和各种表面强化工艺的

效果。

切变模量G；扭转屈服点；抗扭强度。

压二向等1 应力状态软，常用于脆性材料；拉伸时塑性好的材料压缩时只（试样截面为圆形或正方形；为了减小

缩单向2 变形而不断裂；脆性金属在拉伸时正断，塑变几乎为量，而在压缩时能产生塑性变形，试样常沿与轴线呈45o方向产生断

裂，具有切断特征。

应用：脆性材料，以观察脆性材料在韧性状态下所表现的力学

行为。试样在压缩过程呈腰鼓状的趋势，两端需加工成具有α角度的凹园锥面，以便使试样能均匀变形）性能指标：σbc，σ0.01，σ0.2，E，ψbc 等

三向不等4

弯

曲弯曲试样形状简单，操作方便，对试样的要求比拉伸时的宽松；

不存在拉伸试验时试样轴线与力偏斜问题，没有附加应力影响

试验结果，可用试样弯曲挠度显示材料的塑性；

表面应力最大，中心的为零，可灵敏地反映材料表面缺陷；

应用：弯曲试验常用于测定脆性或低塑性材料的力学性能。

1）测定铸铁、铸造合金、工具钢及硬质合金等脆性与低塑性

材料的强度和显示塑性的差别；2）也常用于比较和鉴别渗碳

和表面淬火等化学热处理机件的质量和性能。1）三点弯曲：弯矩 M=PL/4，直径为d 的圆形试样,抗弯截面系数W=（πd3）/32；对于宽度为b，高为h的矩形试样，抗弯截面系数W=bh2/6 ；

四点弯曲 M=PL/2

2）挠度：试样断裂之前被压下的最大距离。

通过记录弯曲力F和试样挠度f之间的关系，求出断裂时的抗弯强度和最大挠度，以表示材料的强度和塑性。韧性材料一般不作弯曲强度检测。

2 缺口试样静载荷试验

缺口效应—绝大多数机件的横截面都不是均匀而无变化的光滑体，往往存在截面的急剧变化，如键槽、油孔、轴肩、螺纹、退刀槽及焊缝等，这种截面变化的部分可视为“缺口”，由于缺口的存在，在载荷作用下缺口截面上的应力状态将发生变化，产生所谓的缺口效应。

第一效应：引起应力集中，并改变了缺口前方的应力状态，使其所受应力由单向应力状态改变为两向或三向应力状态，使板厚而定。

第二效应：缺口强化。是塑性材料强度增高，塑性降低。这是由于三向拉伸应力约束了塑性变形所致，并不是金属内在性能变化。

1）缺口试样在弹性状态下的应力分布：

由于缺口的存在，轴向应力在缺口根部最大，并随着根部距离的增大而减小，即产生应力集中。其最大应力决定于缺口几何参数（形状、深度、角度及根部曲率半径），以根部曲率半径影响最大，缺口约尖锐，应力越大。

理论应力集中系数K t=σmax/σ，表示缺口引起的应力集中程度，K t值与材料性质无关，只取决于缺口的几

何形状。可从手册查到。

①薄板：缺口根部应力集中，σy最大，然后逐渐减小；垂直板面方向可自由收缩，σz为零；在缺口根部，

金属能自由收缩，σx为零，处于单向拉应力状态；但在板中心部位，因产生横向收缩变形，σx增加，后随σy减小而减小，板处于两向拉伸平面应力状态。

②厚板：在垂直板厚方向收缩变形受到约束，变形为零，σz≠0；在缺口根部处于两向拉应力状态，缺口

内侧处三向拉伸平面应变状态。

2）缺口试样在塑性状态下的应力分布：

塑性较好的材料，缺口根部先屈服，σy达到σs，根部产生塑性变形后应力将重新分布，由于缺口内侧σz≠0，则心部屈服要在纵向应力不断增加的情况下才能产生。随着载荷的增大，塑性区逐渐扩大，直至整个截面。应力最大处则转移到离缺口根部r y距离处。σy，σx，σz均为最大值。随塑性变形逐步向试样内部转移，各应力峰值越来越大。试样中心区的σy最大。

无论脆性材料或塑性材料，都因机件上的缺口造成两向或三向应力状态和应力集中而产生脆性倾向，降低了机件的使用安全性。为了评定不同金属材料的缺口变脆倾向，必须采用缺口试样进行静载力学性能试验。1）缺口试样静拉伸试验：轴向拉伸和偏斜拉伸

缺口敏感度—通常用缺口强度比NSR(Notch Strength Ratio)（即缺口试样的抗拉强度σbn的与等截面尺寸光滑试样的抗拉强度σ b 的比值）作为衡量静拉伸下缺口敏感度指标：NSR=σbn/σb，NSR属安全力学性能指标。NSR越大缺口敏感度越小，对于脆性材料如铸铁，高碳钢，其NSR<1，说明这些材料对缺口很敏感。塑性材料一般NSR＞1。利用缺口拉伸试验还能查明光滑拉伸试样不能显示的力学行为。

断口：由于缺口的存在，裂纹源一般在缺口处，然后向内部扩展，一般不存在剪切唇。偏斜拉伸试样初始阶段可能呈纤维状；第二阶段则可能呈放射状；当初始阶段与第二阶段相交截时，便形成最终断裂区。

2）缺口试样静弯曲试验：评定或比较结构钢的缺口敏感度和裂纹敏感度。

由于缺口和弯曲所引起的应力不均匀性叠加，使试样缺口弯曲的应力应变分布的不均匀性更大。但应力应变的多向性则减少。

静弯曲曲线下所包围的面积，表示试样从变形到断裂的总功，由三部分组成：1)只发生弹性变形的弹性功Ｉ;2)发生塑性变形的变形功以面积Ⅱ表示；3)在达到最大载荷P max时试样即出现裂纹。如果裂纹到截荷P 点时开始迅速扩展，直至试样完全破断。这一部分功以面积Ⅲ表示，叫作撕裂功。可用断裂功或F max/F1来表示材料的缺口敏感度。F1 —试样发生断裂所对应的作用力。F max/F1 =1时，缺口敏感度最大。

综合比较光滑试样轴向拉伸、缺口试样轴向拉伸和偏斜拉伸试验的特点及应用。

光滑试样轴向拉伸：截面上无应力集中现象，应力分布均匀，仅在颈缩时发生应力状态改变。

缺口试样轴向拉伸：缺口截面出现应力集中，应力分布不均，应力状态变化，产生两向或三向拉应力，应力状态软性系数降低，脆性增大。缺口静拉伸试验主要用于比较淬火低中温回火的各种高强度钢，各种高强度钢在屈服强度小于1200MPa时，其缺口强度均随着材料屈服强度的提高而升高；但在屈服强度超过1200MPa以上时，则表现出不同的特性，有的开始降低，有的还呈上升趋势。

偏斜拉伸试验：（拉伸试验时在试样与试验机夹头之间放一垫圈，使试样的轴线与拉伸力成一定角度。用于检测螺栓一类机件的安全使用性能）试样同时承受拉伸和弯曲载荷的复合作用，其应力状态更“硬”，缺口截面上的应力分布更不均匀，更能显示材料对缺口的敏感性。缺口偏斜拉伸试验就是在更苛刻的应力状态和试验条件下，来检验与对比不同材料或不同工艺所表现出的性能差异。

缺口试样的静弯试验：用来评定或比较结构钢的缺口敏感度和裂纹敏感度。

3 硬度

定义：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。同一类方式的硬度可换算；不同类的则只能用同一材料进行标定。

种类：①压入法：布氏硬度、洛氏、维氏、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变；②刻划法-莫氏硬度。表征材料对切断的抗力；

③回跳法-肖氏硬度，表征金属弹性变形功的大小。

1）布氏硬度

原理：用一定直径D的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就是布氏硬度。

种类：布氏硬度试验用压头直径D有10，5，2.5，2，1mm五种。0.102F/D2的比值有六种（30、15、10、5、2.5、1）。F以N为单位。

表示方法：如600HBW5/750/20（表示用直径为5mm的硬质合金球在7.355kN试验力下保持20s（10-15s不标注）所得布氏硬度为600.

布氏硬度优点：实验时一般采用直径较大的压头球，因而所得的压痕面积比较大。压痕大的一个优点是其硬度值能反映金属在较大范围内各组成相得平均性能；另一个优点是实验数据稳定，重复性强。缺点：对不同材料需更换不同直径的压头球和改变试验力，压痕直径的测量也较麻烦，因而用于自动检测时受到限制。为保证数据可靠，需根据材料的种类和试样的厚薄更换压头（压痕＜试样厚度的1/8）

2）洛氏硬度

原理：用一定的压头（圆锥角为120°的金刚石圆锥体；直径1.588mm的小淬火钢球或硬质合金球），先施加初始试验力F0，得一压痕h0，然后加主试验力F1，压头压入深度为h1，卸除F1，压头回升h1-h,此时

残留的塑变h即压痕深度，指针所指数值为硬度值。

以压头留下的压痕深度来表示材料的硬度值。压痕深度h越大，硬度值越低。不同的压头，k值不同；金刚石k=0.2；钢球k=0.26

按压头类型、初始试验力（98N）和主试验力可将洛氏硬度分为九种标尺，常用的有HRA、HRB（钢球HRBS、硬质合金球HRBW）和HRC。

表面洛氏硬度：共六种标尺。表示方法为硬度值、符号HR、总试验力（15、30、45）和标尺（圆锥N、钢球T），如70HR30N。

洛氏硬度优点：操作简便，迅捷，硬度值可直接读出；压痕较小，可在工件上进行试验；采用不同标尺可测量各种软硬不同的金属和厚薄不一的试样的硬度，因而广泛用于热处理质量检测。缺点：压痕较小，代表性差；若材料中有偏析及组织不均匀等缺陷，则所测硬度值重复性差，分散度大；此外用不同标尺测得的硬度值彼此没有联系，不能直接比较。

3）维氏硬度

原理：与布氏硬度相同，所不同的是试验压头为两相对面夹角为136°的金刚石四棱锥体。对角线长度平均值d。

维氏硬度优点：不存在布氏硬度试验时要求试验力F与压头直径D之间所规定条件的约束，也不存在洛氏硬度试验时不同标尺的硬度值无法统一的弊端；维氏硬度试验时不仅试验力可以任意取，而且压痕测量的精度较高，硬度值较为准确。缺点是硬度值需要通过测量压痕对角线长度后才能进行计算或查表，因此，工作效率比洛氏硬度法低的多。

（1）布氏硬度——用钢球或硬质合金球作为压头，采用单位面积所承受的试验力计算而得的硬度。

（2）洛氏硬度——采用金刚石圆锥体或小淬火钢球作压头，加载方式为初载荷、主载荷和卸载三步，以测量压痕深度所表示的硬度。

（3）维氏硬度——以两相对面夹角为136°的金刚石四棱锥作压头，采用单位面积所承受的试验力计算而得的硬度。

（4）努氏硬度——采用两个对面角不等的四棱锥金刚石压头采用四棱锥（172o30’和130o），由试验力除以压痕投影面积得到的硬度。

（5）肖氏硬度——采动载荷试验法，根据重锤回跳高度表证的金属硬度。25HSC（C表示硬度计类型为目测型；D为指示型）

（6）里氏硬度——采动载荷试验法，根据重锤回跳速度表证的金属硬度。HL

今有如下零件和材料需要测定硬度，试说明选择何种硬度实验方法为宜。1）渗碳层的硬度分布-- HK 或-显微HV；2）淬火钢-HRC；3）灰铸铁—HB；4）鉴别钢中的隐晶马氏体和残余奥氏体--显微HV或者HK；

5）仪表小黄铜齿轮—HV；6）龙门刨床导轨--HS（肖氏硬度）或HL(里氏硬度)；7）渗氮层—HV；8）高速钢刀具—HRC；9）退火态低碳钢—HB；10）硬质合金-- HRA

第三章金属在冲击载荷下的力学性能

1冲击载荷下金属变形和断裂的特点

冲击载荷与静载荷的主要区别在于加载速度（幅度和频率）应变率ε =de/dτ，e为真应变，静拉伸10-5～10-2 s-1，冲击102～104 s-1

1）与静载荷下相同，弹性变形、塑性变形、断裂。

2）整个承载系统承受冲击能，其刚度影响持续时间；时间短、测不准；假定冲击能全部转换成机件内的弹性能，按能量守恒法计算应力。

3）材料的弹性行为及弹性模量不受应变率影响。因弹性变形的速度4982m/s（＞声速）,普通摆锤冲击试验的绝对变形速度仅5～5.5m/s。

4）材料的塑变、断裂及有关力学却受应变速率影响显著。1）瞬时应力大，位错的运动速率↑，派纳力↑，滑移临界切应力↑，产生附加强化及应变速率硬化；2）同时开动的位错源增加，位错密度和滑移系数目↑，出现孪晶，点缺陷浓度↑3）塑变不均匀，比较集中在某些局部区域，显著塑变发展。导致强度提高，屈服强度提高较多，抗拉强度较少。

5）塑性和应变速率无单值依存关系。多数情况下冲击载荷下低，但有些金属会显示较高塑性。

2 冲击弯曲和冲击韧性

冲击韧性:材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力。常用冲击吸收功Ak表示。单位，J/cm2；或kgf/cm2

冲击吸收功: 缺口试样冲击弯曲试验中，摆锤冲断试样失去的位能为mgH1-mgH2。此即为试样变形和断裂所消耗的功，称为冲击吸收功，以Ak表示，单位为J。

冲击弯曲作用：1）揭示冶金缺陷的影响；揭示原材料中的夹渣、气泡、严重分层、偏析及夹杂物超级等冶金缺陷，检查过热、过烧、回火脆性等锻造或热处理缺陷；2）对σs大致相同的材料，评定缺口敏感性。3）测定韧脆转变温度，评定低温脆性倾向。

3低温脆性：1）定义：体心立方晶体金属及合金或某些密排六方晶体金属及其合金，特别是工程上常用的中、低强度结构钢（铁素体-珠光体钢），在试验温度低于某一温度tk时，会由韧性状态变为脆性状态，冲击吸收功明显下降，断裂机理由微孔聚集型变为穿晶解理型，断口特征由纤维状变为结晶状，这就是低温脆性。

2）物理本质及其影响因素

物理本质：宏观上对于那些有低温脆性现象的材料，它们的屈服强度会随温度的降低急剧增加，而断裂强度随温度的降低而变化不大。当温度降低到某一温度时，屈服强度增大到高于断裂强度时，在这个温度以下材料的屈服强度比断裂强度大，因此材料在受力时还未发生屈服便断裂了，材料显示脆性。另外还可能与迟屈服现象有关，在快速加载到高于屈服强度时，材料要经过一段孕育期才开始屈服，发生塑变。在孕育期只产生弹性变形，由于没有塑变消耗能量，有利于裂纹扩展，从而易表现为脆断。

微观机制：与位错在晶体点阵中运动的阻力有关，当温度降低时，位错运动阻力增大，原子热激活能力下降，因此材料屈服强度增加。

影响因素：1）晶体结构-体心立方金属及其合金材质低温脆性；2）化学成分：间隙溶质元素偏聚与位错线阻碍位错运动，提高屈服强度；置换固溶元素一般提高韧脆转变温度（Ni和Mn除外，因其减小低温位错运动的摩擦阻力，还增加层错能）；杂质元素偏聚与晶界，降低晶界表面能，产生沿晶脆断，同时降低脆断应力。也是能够提高材料强度的杂质或者合金元素都会引起材料塑性和韧性变差，材料脆性提高。

3）显微组织：①晶粒大小，细化晶粒可以同时提高材料的强度和塑韧性。因为晶界是裂纹扩展的阻力，晶粒细小，晶界总面积增加，晶界处塞积的位错数减少，有利于降低应力集中；同时晶界上杂质浓度减少，避免产生沿晶脆性断裂；②金相组织：较低强度水平时强度相等而组织不同的钢，冲击吸收功和韧脆转变温度以马氏体高温回火最佳，贝氏体回火组织次之，片状珠光体组织最差。钢中夹杂物、碳化物等第二相质点对钢的脆性有重要影响，当其尺寸增大时均使材料韧性下降，韧脆转变温度升高。

4）温度的影响：如蓝脆（碳钢和一些合金钢在230-370℃拉伸时强度升高塑性降低，钢的氧化色为蓝色）。当升高到某一适当温度时，碳、氮原子扩散速率增加，易于在位错附件偏聚形成柯氏气团。这一过程所需时间较塑变发展所需时间短，在塑变过程中出现时间差，使材料强度增加而塑性降低。在冲击载荷下，形变速率高，C、N必须在较高温度下才能获得足够的激活能形成气团，蓝脆温度高（525-550）。

5）加载速度的影响：提高加载速度如同降低材料的温度，使得材料塑性变差，脆化温度升高。

6）试样形状以及尺寸的影响。试样尺寸增加，应力状态变硬，且缺陷几率增大，故脆性增大

4 韧脆转变温度

在不同温度下进行冲击弯曲试验，测出试样断裂消耗的功、或断裂后塑性变形量、或断口形貌随温度变化的关系曲线，从而求tk。

1）按能量法

NDT: 以低阶能开始上升的温度定义的韧脆转变温度,称为无塑性或零塑性转变温度（nil ductility temperature）。

FTP: 以高阶能对应的温度为tk，记为FTP（fracture transition plastic）

FTE: 以低阶能和高阶能平均值对应的温度定义t k，记为FTE（fracture transition elastic）

2）按断口形貌

FATT50：冲击试样断口分为纤维区、放射区（结晶区）与剪切唇三部分，在不同试验温度下，三个区之间的相对面积不同。温度下降，纤维区面积突然减少，结晶区面积突然增大，材料由韧变脆。通常取结晶区面积占整个断口面积50%时的温度为tk，并记为50%FATT，或FATT50%，t50。或:结晶区占整个断口面积50%是的温度定义的韧脆转变温度.（反映了裂纹扩展变化特征，可定性地评定材料在裂纹扩展过程中吸收能力的能力。而且与断裂韧度Kic开始急速增加的温度有较好的对应关系，因此得到广泛应用，但受人为影响大）。

特点：tk也是金属材料的韧性指标，因其反应了温度对韧脆性的影响；tk

韧性温度储备:材料使用温度和韧脆转变温度的差值，保证材料的低温服役行为。冲击吸收功不能真正代表材料的韧脆程度，但由于它们对材料内部组织变化十分敏感，而且冲击弯曲试验方法简便易行，被广泛采用。

焊接船舶比铆接船舶容易发生脆性破坏的原因：焊接容易在焊缝处形成粗大金相组织气孔、夹渣、未熔合、未焊透、错边、咬边等缺陷，增加裂纹敏感度，增加材料的脆性，容易发生脆性断裂。

六.扭转试验，因切应力作用；缺口冲击弯曲，因应变速率较高；缺口试样，因应力状态。

从宏观上和微观上解释为什么有些材料有明显的韧脆转变温度，而另外一些材料则没有？

宏观上，体心立方中、低强度结构钢随温度的降低冲击功急剧下降，具有明显的韧脆转变温度。而高强度结构钢在很宽的温度范围内，冲击功都很低，没有明显的韧脆转变温度。面心立方金属及其合金一般没有韧脆转变现象。

微观上，体心立方金属中位错运动的阻力对温度变化非常敏感，位错运动阻力随温度下降而增加，在低温下，该材料处于脆性状态。而面心立方金属因位错宽度比较大，对温度不敏感，故一般不显示低温脆性。

体心立方金属的低温脆性还可能与迟屈服现象有关，对低碳钢施加一高速到高于屈服强度时，材料并不立即产生屈服，而需要经过一段孕育期（称为迟屈时间）才开始塑性变形，这种现象称为迟屈服现象。由于材料在孕育期中只产生弹性变形，没有塑性变形消耗能量，所以有利于裂纹扩展，往往表现为脆性破坏。

韧脆转变温度分析机件脆断失效的优缺点：低温脆性断裂还受到外界因素的影响，如试样尺寸、缺口尖锐度、加载速度等，使低温韧脆性转变温度变化。在一定条件下测得tk，因为与实际结构工况之间无直接联系，不能说明该机件一定在该温度下脆断，但可以作为参考指标。