工程材料力学性能
工程材料力学性能
第一章
退火低碳钢在拉伸力作用下的变形过程可分为如下五个阶段：
1、弹性变形；
2、不均匀屈服塑性变形（屈服阶段）
3、均匀塑性变形阶段；
4、不均匀集
中塑性变形；5、断裂。
弹性变形：是一种可逆变形，实质：晶格中原子自平衡位置产生可逆位移的反映。弹性变形物理本质：原子间距几何参数随外力的可逆变化。
弹性模量：弹性模量是产生100%弹性变形所需的应力。
物理意义：表征金属材料对弹性变形的抗力，其值大小反映了金属弹性变形的难易程度。其值越大，表示在相同应力下产生的弹性变形就越小。
影响因素一一主要取决于金属原子本性和晶格类型（原子间作用力）。
金属的弹性模量是一个组织不敏感的力学性能指标，合金化、热处理（显微组织）、冷塑性变
形对E值影响不大。
弹性比功：又称弹性比能、应变比能，表示金属材料吸收弹性变形功的能力（即材料吸收变形
功而不发生永久变形的能力，是一个韧度
指标。）。
物理意义：试样或实际机器零件的体积越大，则可吸收的弹性功越多，可储备的弹性能越多。滞弹性：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。
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，称为金属的循环韧性，也叫做金属
的内耗、消振性。
包申格效应：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，弹性极限和屈服强
度就会升高；如果反向加载，弹性极限和屈服强度都下降，这种现象叫做包申格效应。
包申格效应的消除：预先进行较大的塑性变形，或在第二次反向受力之前使金属材料于回复或再结晶温度下退火。
塑性变形：外力移去后不能恢复的变形。
金属材料常见的塑性变形方式为滑移和孪生。
滑移系越多，塑性越好，但滑移系的数量不是决定塑性的唯一因素。如fee金属滑移系比bee
金属少，但因前者晶格阻力低，位错容易运动，故塑性却优于后者。
塑性变形具有一些特点：
1.各晶粒变形的不同时性和不均匀性：（a ）材料表面优先（b ）与切应力取向最佳的滑移系优
先
2 ?各晶粒变形的相互协调性：（a ）晶粒间塑性变形的相互制约（b）晶粒间塑性变形的相互
协调（e ）晶粒内不同滑移系滑移的相互协调
屈服现象与下述三个因素有关：
① 材料在变形前可动位错密度很小（或虽有大量位错但被钉扎住，如钢中的位错被杂质原子或
第二相质点所订扎）：② 随塑性变形发生，位错能快速增殖；③位错运动速率与外加应力有强
烈依存关系。
p ）:试样在加载过程中，标距部分的非比例伸长达到规定的原始规定非比例伸长应力（b 标
距百分比时的应力
err ）:试样卸除拉伸力后，其标距部分的残余伸长达到规定的原始标 ro.2表示规定残余伸长率为
0.2%时的应力。距百分比时的应力。
常用的为
（T t ）:试样标距部分的总伸长（弹性伸长加塑性伸长）达到规定的原始
a t 0.5表示规定总伸长率为 0.5%常用的规定总伸长率为
的应力
a a
b ：屈强比，表示材料抗变形能力。 s/
影响屈服强度因素： 内因：a 金属本性及晶格类型
b 晶粒大小和亚结构
c 溶质元素
d 第二相
外因：温度、应变速率和应力状态。
a 温度：温度升高，屈服强度下降；反之，屈服强度增大（低温脆性）°
b 应变速率（加载速率） 应变速率增大，金属的强度增大，屈服强度随应变速率的变化还要明显。 量越
大，越有利于塑性变形，屈服强度则越低。所以扭转比拉伸的屈服强度低， 服强度低。不同应力状态下材料屈服强度不同并不是材料性质发生变化， 表现的力学行为不同而已。
根据断裂前塑性变形大小分类：
韧性断裂和脆性断裂；
c 应力状态：切应力分 拉
伸比弯曲的屈 而是材料在不同条件下
根据断裂面的取向：正断和切断；：穿晶断裂和沿晶断裂；根据裂纹扩展的途径。解理断 裂、微孔聚
集型断裂和纯剪切断裂
根据断裂机理分类：有无明显的塑形变形。韧性断裂和脆性
断裂的区别：在裂纹扩展中不断消耗能量；是缓慢的撕裂过程； 韧性断裂：
断裂前产生明显宏
观塑性变形。。角。断裂面一般平行于最大切应力，并与主应力成 45中低强度钢的光
断裂面
用肉眼或放大镜观察时，断口呈纤维状，灰暗色。
宏观断口形貌：纤维区，放 滑圆柱试样在室温
下的静拉伸断裂是典型的韧性断裂，其宏观断口呈杯锥形，有 三个区域组成，即断口特征三要 素。射区和剪切唇 因而没有明显征兆， 1 、是突然发生的断裂， 断裂前基本上不发生塑性变
形，脆性断裂：常呈放射状或结断口平齐而光亮， 危害性很大。2、脆性断裂的断裂面一般与
正应力垂直，
、通常脆性断其尖顶指向裂纹源。 43、人字纹花样的放射方向与裂纹扩展方向平行。 晶状。 裂
前也产生微量塑性变形。 裂纹穿过晶内。通常为韧性断裂，断裂机制包括剪切、解理和准解理
断裂。穿晶断裂：
沿晶断裂：是指裂纹在晶界上形成并沿晶界扩展的断裂形式。 ：当晶界的
强度小于屈服强度时，晶界无塑性变 沿晶断裂的断口 形，产生冰糖状断口；当晶界的强度大于
屈服强度时，晶界有塑性变形，产生石状断口。金属在切应力的作用下， 沿滑移面分离而造成的
滑移面分离断裂，其中又分为滑 剪切断裂： 断（纯剪切断裂）和微孔聚集型断裂。以极快速率 沿当外加正应力达到一定数值后，
，是在一定条件下（解理断裂：
如低温）
此晶体学平面称为解理面。一定晶体学平面产生的穿晶断裂。
在正应力下容易开裂的晶面，均有一组原子键合力最弱的、对于一定晶系的金属，
解理面：
规定残余伸长应力（（X 规定总伸长应力（
0.5% ,时标距百分比时的应力
这种晶面通常称为解理面。.
韧窝形状视应力状态不同而异，有下列三类：等轴韧窝、拉长韧窝和撕裂韧窝。
通常，解理断裂总是脆性断裂，但有时在解理断裂前也显示一定的塑形变形，所以解理断裂与脆
性断裂不是同一词，前者指断裂机理而言，后者则指断裂的宏观形态。
解理断裂的基本微观特征是解理台阶、河流花样和舌状花样。
准解理与解理的共同点：（1）都是穿晶断裂；（2）有小解理刻面；（3）有台阶或撕裂棱及河流花样。不同点：（1）准解理不是晶体学解理面；真正解理裂纹常源于晶界，（2）准解理裂纹常起源于晶内硬质点，向四周放射状地扩展的河流花样，而解理裂纹则自晶界一侧向另一侧延伸的河流花样；
（3）准解理断口有许多撕裂棱；准解理断口上局部区域岀现韧窝，是解理与微孔聚合的混合型断裂。（4）准解理断裂的主要机制仍是解理，其宏观表现是脆性的。所以，常将准解理断裂归入脆性断裂。第二章
（X max的比值表示它们的相对大小，称为应力状态软性系数，记为T max与a。
缺口效应
缺口的第一个效应是引起应力集中，并改变了缺口前方的应力状态，使缺口试件或机件中所受
的应力由原来的单向应力状态改变为两向或三向应力状态。缺口的第二个效应：缺口使塑性材料
强度增高，塑性降低。
缺口强化并不是金属内在性能发生变化，纯粹是由于三向拉伸应力约束了塑性变形所致。因此，不能把“缺口强化”看作是强化金属材料的手段。
X bn与等截用来衡量金属材料缺口敏感性的指标，即用缺口试样的抗拉强度缺口敏感度：面尺寸光滑试样的抗拉强度X b的比值来表示，记为NSR
NSR= XX b
bn/ NSR越大，缺口敏感性就越小。
硬度试验方法：布氏硬度试验，洛氏硬度试验，维氏硬度试验努氏硬度试验，肖氏硬度试验，显微硬度和里氏硬度试验。
第三章
冲击韧性是指材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形动和断裂功的能力，常用标准试样的冲击
A k 表示。吸收功
t k时，材料由韧性状态变为脆性状态，冲击吸收功明低温脆性：在试验温度低于某一温度
显下降，断裂机理由微孔聚集型变为穿晶解理，断口特征由纤维状变为结晶状，这就是低t k 称为韧脆转变温度，也称为冷脆转变温度。温脆性。转变温度
按能量法定义tk的方法
当低于某一温度，金属材料吸收的冲击能量基本不随温度而变化，形成一平台，该能量称
t k为“低阶能"NDT（NilDuctilityTemperature），并记，。以低阶能开始上升的温度定义为称为无塑性或零塑性转变温度
记为 FTP(FractureTransitionPlastic)
t k ，并记为FTE （以低阶能和高阶能平均值对应的温度定义
Fracture Transition
。Elastic ） k ，记为t50 uTT 或FATT50、 通常，取结晶区的面积占整个断口面积
50%
时的温 度为t o 50影响韧脆转变温度的冶金因素：
（1）晶体结构：体心立方金属及其合金存
在低温脆性。（2）化学成分：间隙溶质元素熔入铁素体基体中， 偏聚
于位错线附近， 阻碍位错运动，
导致屈服强度升高，
钢的韧脆转变温度提高；除 Ni 和适量
的Mn 以外，置换型溶质元素也提高韧脆转变温度。 （3）晶粒尺寸：细化晶粒使材料韧性增加，
韧脆转变温
度降低；此外，马氏体板条束宽度、 上贝氏体铁素体板条束、 原始奥氏体晶粒尺寸、 亚晶和
胞状结构尺寸减小都提高材料的韧性。 （4）显微组织：显微组织是影响脆性转变温度的重要因
素.对钢而言，
钢中各种组织按脆性转变温度
由高到低的顺序依次为： 珠光体 ＞上贝氏体 ＞铁素
体＞下贝氏体 ＞回火马氏体. 第四章（计算题） 裂纹扩展的基本形式：
张开型裂纹： 拉应力垂直与裂纹扩展面，裂纹沿作用力方向张开，沿裂纹面扩展。通常简称为
I 型裂纹
滑开型： 或称剪切型裂纹，切应力平行于裂纹面，而且与裂纹线垂直，裂纹沿裂纹面平行滑开 扩展。通常简称为H 型裂纹
撕开型裂纹： 切应力平行作用于裂纹面，而且与裂纹线平行，裂纹沿裂纹面撕开扩展，简称皿 型裂纹。
K 就可以表示应力场的强弱程度，
故称为应力场强度因子。
下脚标I 表示I 型裂纹。I KI 达到
某一临界值时，也就是在裂纹尖端足够大的范围内应力达到了材料的断裂强度，裂当 KKK ，称
为值记作断裂韧性或。纹便失稳扩展而导致材料断裂。这个临界或失稳状态的 I C IC 第五章
常见的循环应力：
对称交变应力、脉动应力、波动应力、不对称交变应力 疲劳的特点：（1 ）疲劳是低应力循环延时断裂， 即具有寿命的断裂；（2 ）疲劳是脆性断裂；（3 ）
疲劳对缺陷（缺口、裂纹及组织缺陷）十分敏感。 疲劳宏观断口特征：
典型疲劳断口具有三个形貌不同的区域：疲劳源、疲劳区及瞬断区。 疲劳源区疲劳源区的光亮度最大，显得光亮平滑。
疲劳源区光亮度越大，相邻疲劳区越大，贝纹线越多越密者，其疲劳源就越先产生；反之，则疲 劳源就越后产生。
疲劳区的宏观特征是：断口比较光滑并分布有贝纹线（或海滩花样）
瞬断区：断口比疲劳区粗糙，宏观特征同静载的裂纹件的断口一样，随材料性质而变。 脆性材料
为结晶状断口；若为韧性材料，则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。
高于某一温度，材料吸收的能量也基本不变,
岀现一个上平台，称为“高阶能” 为度温的应对能高阶
疲劳曲线的测定方法：升降法（低应力）和成组试验法（高应力）
S-N曲线的高应力（有限寿命）部分用成组试验法测定，计算中值（存活率50%）的疲劳寿命过载损伤界与疲劳曲线高应力区直线段（该段各应力水平下发生疲劳断裂的应力循环周次称为过
载持久值）之间的影线区，称为过载损伤区。
材料的过载损伤界（或过载持久值）越陡直，损伤区越窄，则其抵抗疲劳过载的能力越. 强。
疲劳缺口敏感度qf： qf 越大，材料的疲劳缺口敏感性越大
影响疲劳裂纹扩展速率的因素
疲劳过程是由裂纹萌生、亚稳扩展以及最后失稳扩展组成。
常将0.05?0.1mm 的裂纹定为疲劳裂纹核。大量研究表明，疲劳微观裂纹都是由不均匀的局部
滑移和显微开裂引起的，主要方式有表面滑移带开裂，第二相、夹杂物或其界面开裂；晶界或亚
晶界开裂等。滑移带开裂产生裂纹、相界面开裂产生裂纹、晶界开裂产生裂纹。
驻留滑移带在加宽过程中，还会岀现挤岀脊和侵入沟，于是产生应力集中和空洞，经过一定循环后也会产生微裂纹。
电镜分析表明：第二阶段的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，每条带可以视为应力循环的扩展痕迹，裂纹的扩展方向与条带
垂直。
要注意疲劳条带和贝纹线的区别，疲劳条带是疲劳断口的微观特征，贝纹线是疲劳断口的宏观特征，在相邻贝纹线之间可能有成千上万个疲劳条带。
影响疲劳强度的主要因素
（1 ）表面状态的影响
a应力集中：机件表面的应力集中往往是引起疲劳破坏的主要原因。应力集中程度越大，越易在缺口处产生疲劳裂纹，疲劳强度越低。
b表面粗糙度：表面粗糙度越低，材料的疲劳极限越高；表面粗糙度越高，疲劳极限越低。材料强度越高，表面粗糙度对疲劳极限的影响越显著。表面脱碳、氧化等缺陷也都使疲劳强度降低。
（2 ）残余应力及表面强化的影响：残余压应力提高疲劳强度；残余拉应力降低疲劳强度。
表面强化方法通常有：表面喷丸、滚压、表面淬火、表面化学热处理等。
（3 ）材料成分及组织的影响
a合金成分：结构钢中的碳既可间隙固溶强化基体，又可形成弥散碳化物进行弥散强化；其它
合金元素主要是通过提高钢的淬透性和改
善钢的强韧性来影响疲劳强度的。
b显微组织：细化晶粒可以提高疲劳强度
（4 ）非金属夹杂及冶金缺陷：（1）非金属夹杂物越多，疲劳强度越低。（2 ）冶金缺陷越多，疲劳强度越低。
低周疲劳寿命决定于塑性应变幅，而高周疲劳寿命则决定于应力幅或应力场强度因子范围。
若金属材料在恒定应变幅循环作用下，随循环周次增加其应力（形变抗力）不断增加，即为循环硬化。若在循环过程中，应力逐渐减小，则为循环软化。
产生应力腐蚀的三个条件：a敏感的金属材料b特定的腐蚀介质c足够大的拉伸应力
应力腐蚀断裂机理
应力腐蚀断裂最基本的是滑移-溶解理论（或称钝化模破坏理论）和氢脆理论。
SCC的特征：（1）典型的滞后破坏（2）裂纹分为晶间型、穿晶型和混合型（3）裂纹扩展速度
比均匀腐蚀快约10A6倍（4）低应力的脆性断裂。
断口的微观形貌：一般为沿晶断裂，也可能为穿晶解理断裂。其表面可见到“泥状花样”的腐蚀产物及腐蚀坑。
用常规方法测得的金属材料抗应力腐蚀性能指标，不能客观的反映带裂纹的机件对应力腐蚀的
抗力。
和应力腐蚀裂纹扩展速率da/dt 。KISCC应力腐蚀临界应力场强度因子应力腐蚀抗力
指标：试样在特定化学介质中不发生应力腐蚀断裂的、最大应力场强度因子称为应力腐蚀临界应
力KISCC来表示。（或称为应力腐蚀门槛），用场强度因子I KKISCC时，原始裂纹在初w对于含有裂纹的机件，当作用于裂纹尖端的初始应力场强度因I KKISCC为金属材料初》化学介
质和力的共同作用下不会扩展，机件可以安全服役。因此
在应力腐蚀条件下的断裂判据。
KISCC值常用恒载荷或恒位移法。的其中以恒属材料测定金载荷的悬臂梁弯曲试验法
最常用。
曲线可分为三个阶段：
Kat K曲线几乎/d —刚超过时，裂纹经过一段孕育期后突然加速扩展，第I阶段：当d II
K几乎无关。与因为这时裂纹尖与纵坐标轴平行。第H阶段：曲线岀现水平线段，da/dt I
端发生分叉现象，裂纹扩展主要受电化学过程控制。第皿阶段：裂纹长度已接近临界尺寸，
Kat K增大而急剧增大。d /d这时材料进入失稳扩展的过渡da/dt 又明显地依赖于随I，I K达到时便失稳扩展而断裂。当区。I防止应力腐蚀的措施：（1 ）合理选择金属材料；（2）减少或消除机件中的残余拉应力（3 ）改善化学介质；（4）采用电化学保护；（5）涂层。
高强度钢对氢致延滞断裂非常敏感。其断裂过程也可分为三个阶段，即孕育阶段、裂纹亚稳扩
展阶段及失稳扩展阶段。由环境介质中的氢引起氢致延滞断裂必须经过三个步骤，即氢原子进入
钢中、氢在钢中迁移和氢的偏聚。
第七章
磨损的定义
机件表面相接触并作相对运动时，表面逐渐有微小颗粒分离岀来形成磨屑（松散的尺寸与形状
均不相同的碎屑），使表面材料逐渐损失（导致机件尺寸变化和质量损失）、造成表面损
伤的现象即为磨损。
磨损的类型：粘着磨损、磨粒磨损、冲蚀磨损、疲劳磨损（接触疲劳）、腐蚀磨损、微动磨损。
磨损过程一般分为三个阶段：（1 ）跑合阶段（磨合阶段）（2 ）稳定磨损阶段（3 ）剧烈磨损阶段
&用下式表示相对耐磨性的倒数亦称磨损系数。耐磨性是材料抵抗磨损的性能，相对耐磨性
标准试样的磨损量/被测试样的磨损量
粘着磨损：
轻微磨损一一粘着点的强度比摩擦副两方金属的强度都低；
涂抹一一粘着点的强度比其中一方摩擦副金属的强度高而比另一方摩擦副金属的强度低；
擦伤一一粘着点的强度比摩擦副两方金属的强度高；咬合一一粘着点的强度远大于摩擦副两方金属的强度。磨粒磨损的主要特征：是摩擦面上有明显犁皱形成的沟槽
氧化磨损的宏观特征是：在摩擦面上沿滑动方向呈匀细磨痕，其磨损产物或为红褐色的Fe2O3或为灰黑色Fe3O4。
微动磨损是一种复合磨损，兼有粘着磨损、氧化磨损和磨粒磨损的作用。
磨损试验方法分为实物试验与实验室试验两类。实验室所用磨损试验机： a.销盘型试验机；b.
环块型磨损试验机；c.往复运动型试验机； d.滚子型磨损试验机。
接触疲劳是机件两接触而作滚动或滚动加滑动摩擦时，在交变接触压应力长期作用下，材料表面因疲劳损伤，导致局部区域产生小片或小块状金属剥落而使材料损失的现象，又称表面疲劳磨损
或疲劳磨损。
根据剥落裂纹起始位置及形态不同，接触疲劳破坏分麻点剥落（点蚀）、浅层剥落和深层剥落
（表面压碎）三类。深度在0.2mm以下的小块剥落叫麻点剥落，呈针状或豆状凹坑，截面。一0.4mmV形。浅层剥落深度一般为0.2呈不对称7测定接触疲劳极限时，循环基数N —般取10 次，并规定：当试样上深层剥落面积大于或等于022 3mm或当试样上麻点剥落（集中区）在10mm
面积内岀现麻点率达15%的损伤时，均判定为接触疲劳破坏。
（一）内部因素：（1）非金属夹杂物（2.）热处理组织状态（3.）表面硬度与心形硬度
（4.）表面硬化层深度（5.）残余内应力
（二）外部因素（1）表面粗糙度与接触精度（2）硬度匹配
第八章
晶粒与晶界两者强度相等的温度称为“等强温度”，用T表示。E采用“约比温度（T /Tm）”更
为合理仃为试验温度，T为金属熔点，都用热力学温度表示）°E当T/Tm >0.5时为“高”温；反之，则为“低”温。对于不同的金属材料，在同样的约比温度下，其蠕变行为相似，因而力
学性能的变化规律也是相同的。
所谓蠕变，就是金属在长时间的恒温、恒载荷作用下缓慢地产生塑性变形的现象。由于这种变形而最后导致金属材料的断裂称为蠕变断裂。
第一阶段ab是减速蠕变阶段（又称过渡蠕变阶段）。这一阶段开始的蠕变速率很大，随着时间延长蠕变速率逐渐减小，到b点蠕变速率达到最小值。在蠕变第一阶段，由于蠕变变形逐渐
产生应变硬化，
使位错源开动的阻力及位错滑移的阻力逐渐增大，致使蠕变速率不断降低。
bc是恒速蠕变阶段（又称稳态蠕变阶段）。这一阶段的特点是蠕变速率几乎保持不变。第二阶段
&表示的。在蠕变第二阶段，就是以这一阶段的蠕变速率由于一般所指的金属蠕变速率，应变硬化的发展，促进了动态回复的进行，使金属不断软化。当应变硬化与回复软
化两者达到平衡时，蠕变速率遂为一常数。
第三阶段cd是加速蠕变阶段。随着时间的延长，蠕变速率逐渐增大，至d点产生蠕变断裂。
扩散蠕变是在高温条件下大量原子和空位定向移动造成的。
扩散蠕变：在晶体内空位将从受拉晶界向受压晶界迁移，原子则朝相反方向流动，致使晶体逐渐产生