材料的力学性能4.ppt

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1、4、材料的断裂,断裂是材料和机件主要的失效形式之一，其危害性极大，特别是脆性断裂，由于断裂前没有明显的预兆，往往会带来灾难性的后果。工程断裂事故的出现及其危害性使得人们对断裂问题非常重视。研究材料的断裂机理、断裂发生的力学条件以及影响材料断裂的因素，对于机械工程设计、断裂失效分析、材料研究开发等具有重要意义。断裂是一个物理过程，在不同的力学、物理和化学环境下会有不同的断裂形式，如疲劳断裂、蠕变断裂、腐蚀断裂等。断裂之后断口的宏观和微观特征与断裂的机理紧密相关。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.1.1 断裂的分类 韧性断裂与脆性断裂,这是根据材料断裂前塑性变形的程度进行的一种分类。韧性断裂是

2、指材料断裂前产生明显宏观塑性变形的断裂。这种断裂有一个缓慢的撕裂过程。在裂纹扩展过程中需要不断地消耗能量。由于韧性断裂前已经发生了明显的塑性变形，有一定的预警，所以其危害性不大。脆性断裂是突然发生的断裂，断裂前基本上不发生塑性变形，没有明显征兆，因而危害性很大。通常，脆断前也产生微量塑性变形。一般规定光滑拉伸试样的断面收缩率小于5者为脆性断裂，该材料即称为脆性材料；反之，大于5%者则为韧性材料。,4.1.1 断裂的分类 穿晶断裂与沿晶断裂,根据裂纹扩展路径进行的一种分类。穿晶断裂裂纹穿过晶内，沿晶断裂裂纹沿晶界扩展。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.1.1 断裂的分类 穿晶断裂与沿晶断裂,

3、从宏观上看，穿晶断裂可以是韧性断裂（如室温下的穿晶断裂），也可以是脆性断裂（低温下的穿晶断裂），而沿晶断裂则多数是脆性断裂。沿晶断裂一般是晶界被弱化造成的断裂。相变时产生的领先相如脆性的碳化物、很软的铁素体等沿晶界分布可以使晶界弱化；杂质元素磷、硫等向晶界偏聚也可以引起晶界弱化。应力腐蚀、氢脆、回火脆性、淬火裂纹、磨削裂纹等都是沿晶断裂。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.1.1 断裂的分类 解理断裂、纯剪切断裂和微孔聚集型断裂,按断裂的晶体学特征分类 解理断裂是材料（晶体）在一定条件下(如低温)，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。因与大理石断裂类似，故称

4、此种晶体学平面为解理面。解理面一般是低指数晶面或表面能最低的晶面。剪切断裂是材料在切应力作用下，沿滑移面分离而造成的滑移面分离断裂，其中又分滑断（纯剪切断裂）和微孔聚集型断裂。微孔聚集断裂是通过微孔形核长大聚合而导致材料分离的。由于实际材料中常同时形成许多微孔，通过微孔长大互相连接而最终导致断裂，故常用金属材料一般均产生这类性质的断裂，如低碳钢室温下的拉伸断裂。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.1.1 断裂的分类 正断和切断,按断裂面的取向可以将断裂分为正断和切断。正断型断裂的断口与最大正应力相垂直，常见于解理断裂或约束较大的塑性变形的场合。切断型断裂的宏观断口的取向与最大切应力方向平行，

5、而与主应力约成450 角。切断常发生于塑性变形不受约束或约束较小的情况，如拉伸断口上的剪切唇等。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,A,4.1.2 断口的宏观特征,材料或构件受力断裂后的自然表面称为断口。断口可以分为宏观断口和微观断口:宏观断口指用肉眼或20倍以下的放大镜观察的断口，它反映了断口的全貌；微观断口是指用光学显微镜或扫描电镜观察的断口。通过对断口微观特征的分析可以揭示材料断裂的本质。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.1.2 断口的宏观特征,光滑圆柱拉伸试样的宏观韧性断口呈杯锥形，由纤维区、放射区和剪切唇三个区域组成，这就是断口特征的三要素。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.1

6、.2 断口的宏观特征,韧性断裂的宏观断口同时具有上述三个区域，而脆性断口纤维区很小，几乎没有剪切唇。上述断口三区域的形态、大小和相对位置会因试样形状、尺寸和材料的性能，以及试验温度、加载速率和受力状态不同而变化。一般来说，材料强度提高，塑性降低，则放射区比例增大；试样尺寸加大，放射区增大明显，而纤维区变化不大；试样表面存在缺口不仅改变各区所占比例，而且裂纹形核位置将在表面产生。,4.1 断裂分类与宏观断口特征,4.2.1 晶体的理论断裂强度,晶体的理论断裂强度是指将晶体原子分离开所需的最大应力，它与晶体的弹性模量有一定关系，弹性模量表示原子间结合力的大小，只表示产生一定量的变形不同晶体所需要的

7、力大小，晶体的理论断裂强度就是这个应力的最大值。,实际金属材料，其断裂应力为理论的值的1/101/1000，潜力巨大。,4.2 断裂强度,4.2.2 材料的实际断裂强度,为了解释玻璃，陶瓷等脆性材料理论断裂强度和实际断裂强度的巨大差别，格雷菲斯(A.A.Griffith)在1921年提出了断裂强度的裂纹理论。这一理论的基本出发点是认为实际材料中已经存在裂纹，当平均应力还很低时，局部应力集中已达到很高数值，从而使裂纹快速扩展并导致脆性断裂。根据能量平衡原理，由于存在裂纹，系统弹性能降低应该与因存在裂纹而增加的表面能相平衡。如果弹性能降低足以支付表面能增加之需要时，裂纹就会失稳扩展引起脆性破坏。,

8、4.2 断裂强度,4.2.2 材料的实际断裂强度,一单位厚度的无限宽薄板，对之施加一拉应力，而后使其固定并隔绝外界能源。用无限宽板是为了消除板的自由边界的约束。这样，在垂直板表面的方向上可以自由位移，板处于平面应力状态。单位体积储存的弹性能,割开裂纹释放的弹性能,形成裂纹需要的表面功 W=4a,4.2 断裂强度,4.2.2 材料的实际断裂强度,系统总能量变化及每一项能量均与裂纹半长有关。,即为有裂纹物体的实际断裂强度，它表明，在脆性材料中，裂纹扩展所需之应力为裂纹尺寸之函数。,=,4.2 断裂强度,4.2.2 材料的实际断裂强度,如外加应力不变，而裂纹在物体服役时不断长大，则当裂纹长大到临界尺

9、寸 时，也达到失稳扩展的临界状态,=,上述两式只适用于薄板的情况,4.2 断裂强度,4.2.2 材料的实际断裂强度,=,对于厚板，应力状态为平面应变,=,4.2 断裂强度,4.2.2 材料的实际断裂强度,具有临界尺寸的裂纹亦称格雷菲斯裂纹。格雷菲斯裂纹是根据热力学原理得出断裂发生的必要条件，但这并不是意味着事实上一定要断裂。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。换言之，只适用于那些裂纹尖端塑性变形可以忽略的情况。格雷菲斯缺口强度理论有效地解决了实际强度和理论强度之间的巨大差异。,4.2 断裂强度,4.3.1 脆性断裂机理,解理断裂和沿晶断裂是脆性断裂的两种主要机理。沿晶断

10、裂是晶界弱化造成的，而解理断裂则与塑性变形有关。金属材料的塑性变形是位错运动的反映，所以解理裂纹的形成与位错运动有关。这就是裂纹形成的位错理论考虑问题的出发点，本节将简要介绍几种裂纹形成理论。,4.3 脆性断裂,4.3.1 脆性断裂机理,（1）甄纳斯特罗位错塞积理论,滑移面上的切应力作用下，刃型位错互相靠近。当切应力达到某一临界值时，塞积头处的位错互相挤紧聚合而成为一高为nb长为r的楔形裂纹（或孔洞位错）。斯特罗（A.N.Stroh）指出，如果塞积头处的应力集中不能为塑性变形所松弛，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。,4.3 脆性断裂,塞积前端处的拉应力在与滑移面方向呈=7

11、0.5o时达到最大值，且近似为,滑移面上的有效切应力；,d/2位错源到塞积头处之距离，亦即滑移面的距离；r自位错塞积头到裂纹形成点之距离。,4.3 脆性断裂,晶体的理论断裂强度为,所以，形成裂纹的力学条件为：,+,=,4.3 脆性断裂,如r与晶面间距相当，且E=2G(1+)，为泊松系数，则上式可写为,+,=,对于有第二相质点的合金，d实际上代表质点间距，d愈小，则材料的断裂应力越高。以上所述主要涉及解理裂纹的形成，并不意味着由此形成的裂纹将迅速扩展而导致金属材料完全断裂。,4.3 脆性断裂,解理断裂过程包括：通过塑性变形形成裂纹；裂纹在同一晶粒内初期长大；以及越过晶界向相邻晶粒扩展三个阶段：,

12、4.3 脆性断裂,解理裂纹扩展需要具备如下三个条件即：1）存在拉应力；2）表面能较低，其值接近原子面开始分离时的数值。3）为使裂纹通过基体扩展，其长度应大于“临界尺寸”。柯垂尔能量分析法推导出解理裂纹扩展的条件为：,nb2,即为了产生解理裂纹，裂纹扩展时外加正应力所作的功必须等于产生裂纹新表面的表面能。,长度相当于直径d的裂纹扩展所需之应力,晶粒直径减小，提高。,4.3 脆性断裂,解理裂纹可以通过两种基本方式扩展导致宏观脆性断裂。第一种是解理方式，裂纹扩展速度较快，如脆性材料在低温下试验就是这种状况。第二种方式是在裂纹前沿先形成一些微裂纹或微孔，而后通过塑性撕裂方式互相联结，开始时裂纹扩展速度

13、比较缓慢，但到达临界状态时也迅速扩展而产生脆性断裂。,4.3 脆性断裂,甄纳-斯特罗理论存在的问题是：在那样大的位错塞积下，将同时产生很大的切应力集中，完全可以使相邻晶粒内的位错源开动，产生塑性变形而将应力松弛，使裂纹难以形成。按此模型的计算结果表明，裂纹扩展所要求的条件比形核条件低，而形核又主要取决于切应力，与静水压力无关。这与实际现象有出入，事实表明，静水张力促进材料变脆，而静水压力则有助于塑性变形发展。,4.3 脆性断裂,（2）柯垂尔位错反应理论,该理论是柯垂尔（A.H.Cottrell）为了解释晶内解理与bcc晶体中的解理而提出的。,4.3 脆性断裂,（3）史密斯碳化物开裂模型,柯垂尔

14、模型强调拉应力的作用，但未考虑显微组织不均匀对解理裂纹形成核扩展的影响，因而不适用于晶界上碳化物开裂产生解理裂纹的情况。史密斯（E.Smith）提出了低碳钢中通过铁素体塑性变形在晶界碳化物处形成解理裂纹的模型。铁素体中的位错源在切应力作用下开动，位错运动至晶界碳化物处受阻而形成塞积，在塞积头处拉应力作用下使碳化物开裂。,4.3 脆性断裂,碳化物开裂的力学条件为,碳化物开裂时的临界有效切应力；,碳化物的表面能；,E 弹性模量；,泊松系数；,d 铁素体晶粒直径。,4.3 脆性断裂,碳化物裂纹扩展的力学条件为,碳化物裂纹形成并得以扩展的切应力；,碳化物的表面能；,E 弹性模数；,泊松系数；,d 铁素

15、体晶粒直径。,4.3 脆性断裂,断裂过程为裂纹形成过程的判据,如果断裂过程为裂纹扩展所控制,扩展的临界应力；,碳化物的表面能；,E 弹性模量；,泊松系数；,碳化物厚度,4.3 脆性断裂,4.3.2 脆性断裂的微观特征,（1）解理断裂,解理断裂是沿特定界面发生的脆性穿晶断裂，其微观特征应该是极平坦的镜面。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集合而成的，这种大致以晶粒大小为单位的解理面称为解理刻面。在解理刻面内部只从一个解理面发生解理破坏实际上是很少的。在多数情况下，裂纹要跨越若干相互平行的而且位于不同高度的解理面，从而在同一刻面内部出现解理台阶和河流花样。河流花样是解理台阶的一种

16、标志。解理台阶、河流花样、舌状花样是解理断裂的基本微观特征。,4.3 脆性断裂,解理断裂准解理沿晶断裂,4.3 脆性断裂,4.3 脆性断裂,解理台阶的形成：解理裂纹与螺型位错相交形成；通过二次解理或撕裂形成。CD为螺型位错；AB为解理裂纹；解理裂纹AB与螺型位错交截后形成台阶。,4.3 脆性断裂,裂纹继续向前扩展，与许多螺型位错相交截，便形成为数众多的台阶。台阶沿裂纹前端滑动而相互汇合，同号台阶相互汇合长大，异号台阶汇合则相互消毁，当汇合台阶高度足够大时，便成为在电镜下可以观察到的河流花样。河流花样是判断是否为解理裂纹的重要微观依据。“河流”的流向与裂纹扩展方向一致，所以可以根据“河流”流向确

17、定在微观范围内解理裂纹的扩展方向，而按“河流”反方向去寻找断裂源。,4.3 脆性断裂,二次解理：二次解理是在解理裂纹扩展的两个相互平行解理面间距较小时产生的，当若解理裂纹的上下间距远大于一个原子间距时，两解理裂纹之间的金属会产生较大塑性变形，结果借塑性撕裂而形成台阶。如此形成的台阶称为撕裂棱。,4.3 脆性断裂,舌状花样解理断裂的另一微观特征是存在舌状花样，因其在电子显微镜下类似于人舌而得名。由于解理裂纹沿挛晶界扩展留下的舌头状凹坑或凸台，故在匹配断口上，“舌头”为黑白对应。,（2）准解理,准解理不是一种独立的断裂机制，而是解理断裂的变异。在许多淬火回火钢中，在回火产物中有弥散细小的碳化物，它

18、们影响裂纹形成和扩展。当裂纹在晶粒内扩展时，难于严格地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是：都是穿晶断裂；也有小解理刻面；也有台阶或撕裂棱及河流花样。其不同点是：准解理小刻面不是晶体学解理面。真正解理裂纹常源于晶界（位错运动在晶界处塞积），而准解理则常源于晶内硬质点，形成从晶内某点发源的放射状河流花样。,4.3 脆性断裂,（3）沿晶断裂,晶界上有脆性第二相薄膜或杂质元素偏聚均可产生沿晶脆性断裂，它的最基本微观特征是具有晶界刻面的冰糖状形貌。在脆性第二相引起沿晶断裂的情况下，断裂

19、可以从第二相与基体界面上开始，也可能通过第二相解理来进行。此时，在晶界上可以见到网状脆性第二相或第二相质点。在杂质元素偏聚引起晶界破坏的情况下，晶界是光滑的，看不到特殊的花样。,4.3 脆性断裂,4.4.1 韧性断裂机理,1）纯剪切断裂 剪切断裂是材料在切应力作用下，沿滑移面分离而造成的分离断裂。高纯金属在韧性断裂过程中，试样内部不产生孔洞，无新界面产生，位错无法从金属内部放出，只能从试样表面放出，断裂靠试样横截面积减到零为止，所以产生的断口都呈尖锥状。在这种纯的滑移过程或延伸过程中，将产生极大的塑性变形。断面收缩率几乎达到100%。工业用钢高温拉伸时，由于基体屈服强度极低，不易产生孔洞，产生

20、接近高纯金属的高延性效果，断面收缩率可达90%以上，断口形状接近于锥尖。,4.4 韧性断裂,纯剪切断裂微孔聚集型断裂,4.4.1 韧性断裂机理,2）微孔聚集型韧性断裂 微孔聚集型韧性断裂包括微孔形成、长大、聚合、断裂等过程。微孔是通过第二相（或夹杂物）质点本身碎裂，或第二相（或夹杂物）与基体界面脱离而形核的，它们是金属材料在断裂前塑性变形进行到一定程度时产生的。在第二相质点处微孔形核的原因是：位错引起的应力集中；或在高应变条件下因第二相与基体塑性变形不协调而产生分离。,4.4 韧性断裂,4.4.1 韧性断裂机理,微孔形核的位错模型：（a）按绕过机制形成位错环；（b）位错环在外加应力作用下堆积；

21、（c）界面分离形成微孔；（d）、（e）位错进入微孔，使微孔长大；（f）、（g）考虑到位错可以在不同滑移面上运动和堆积，则微孔可因一个或几个滑移面上位错运动而形成，并借其他滑移面上的位错向该微孔运动而使其长大。,4.4 韧性断裂,4.4.1 韧性断裂机理,微孔长大同时，几个相邻微孔之间的基体的横截面积不断缩小。基体被微孔分割成无数个小单元，每个小单元可看成为一个小拉伸试样。它们在外力作用下可能借塑性流变方式产生颈缩(内颈缩)而断裂，使微孔连接（聚合）形成微裂纹。随后，因在裂纹尖端附近存在三向拉应力区和集中塑性变形区，在该区又形成新的微孔。新的微孔借内颈缩与裂纹连通，使裂纹向前推进一定长度。如此不

22、断进行下去直至最终断裂。,4.4 韧性断裂,4.4.2 韧性断裂的微观特征,韧窝是韧性断裂的基本特征,韧窝形状视应力状态不同而异:等轴韧窝;拉长韧窝;撕裂韧窝。等轴韧窝-正应力垂直于微孔平面，微孔在垂直于正应力的平面上各个方向长大倾向相同;拉长韧窝-在扭转载荷或受双向不等拉伸条件下，在切应力作用形成。在拉长韧窝配对的断口上，韧窝方向恰巧相反；拉伸试验剪切唇部分是抛物线的拉长韧窝。,撕裂韧窝三点弯曲断裂韧性试样中，裂纹在平面应变条件下扩展时出现的韧窝。,4.4 韧性断裂,4.4.2 韧性断裂的微观特征,1、第二相质点密度增大或其间距减少，则微孔尺寸减少。2、金属材料的塑性变形能力及其形变强化指数

23、大小直接影响着已长成一定尺寸的微孔的连接，聚合方式。形变强化指数数值越大的材料，越难于发生内颈缩，故微孔尺寸变小。3、应力大小和状态改变实际上是通过影响材料塑性变形能力而间接影响韧窝深度的。在高的静水压力之中，内颈缩易于产生，故韧窝深度增加；相反，在多向拉伸应力下或在缺口根部，韧窝则较浅。,4.4 韧性断裂,韧窝的大小的影响因素：第二相质点的大小和深度；基体材料的塑性变形能力和形变强化指数；外加应力的大小和状态等。,4.6 缺口效应,4.6.1 缺口对应力分布的影响,设一薄板上开有缺口。当板所受拉应力低于材料的弹性极限时，其缺口截面上的应力分布不均匀的,弹性应力状态下的应力分布,应力集中系数。

24、不是材料本身的性质，其值只与缺口几何形状有关(曲率半径越小，集中应力越大),缺口造成应力和应变集中这是缺口的第一个效应。,缺口根部应力集中有可能超过材料的屈服强度而产生塑性变形。塑性变形集中在缺口根部附近区域内，且缺口愈尖，塑性变形区愈小。,4.6.1 缺口对应力分布的影响,开有缺口的薄板受载后，缺口根部内侧还出现了横向拉应力，它是由于材料横向收缩所引起的。小试样位置不同，所受拉力不同。对应每一个,弹性应力状态下的应力分布,由于板子是连续的，存在约束，所以必然产生X方向拉应力。,4.6 缺口效应,在缺口界面上，x分布是先增后减，这是由于x较大时，y逐渐减少，相邻试样间的纵向应力差减少，于是x下

25、降。,4.6.1 缺口对应力分布的影响,对于薄板，在垂直于板面方向可以自由变形，于是：薄板中心是两向拉伸的平面应力状态。但在缺口根部，拉伸小试样能够自由收缩，横向拉伸应力为零，所以仍为单向拉伸应力状态。,弹性应力状态下的应力分布,4.6 缺口效应,4.6.1 缺口对应力分布的影响,对于厚板，垂直板厚方向的变形受到约束，在缺口根部为两向应力状态，故所以缺口内侧为三向应力状态，这种三向应力状态是缺口试样或有缺口的机件，构件早期脆断的主要原因。,弹性应力状态下的应力分布,缺口的第二个效应是改变了缺口前方的应力状态，使平板中材料所受的应力由原来的单向拉伸改变为两向或三向拉伸。,4.6 缺口效应,4.6

26、.1 缺口对应力分布的影响,对于塑性金属材料，若缺口前方产生塑性变形，应力将重新分布，并且随着载荷增加，塑性区逐渐扩大，直至整个截面上都产生塑性变形。以厚板为例，根据屈雷斯加判据：在缺口根部所以,塑性应力状态下的应力分布,4.6 缺口效应,4.6.1 缺口对应力分布的影响,当外加载荷增加时，也随之增加，缺口根部最先满足屈服条件而开始屈服。一旦根部屈服，则 即松弛而降低到屈服点。在缺口内侧，要满足屈服条件必须增加纵向应力，即心部屈服要在纵向应力不断增加的情况下才能产生。屈服变形将自表面向心部扩展。y，z随x快速增加而增加(因yx+s，z(xy)，且塑性变形时，y引起的横向收缩约比弹性变形时大1倍

27、，需要较高x值才能维持连续变形，一直增加到塑性区与弹性区交界处为止。因此，当缺口前方产生了塑性变形后，最大应力已不在缺口根部，而在其前方一定距离处，该处x最大，所以y,z也最大。越过交界后，弹性区内的应力分布与上面所述弹性变形阶段的应力分布稍有区别，x是连续下降的。显然，随塑性变形逐步向内转移，各应力峰值越来越高，它们的位置也逐步移向中心。可以预料，在试样中心区，y最大。,塑性应力状态下的应力分布,4.6 缺口效应,4.6.1 缺口对应力分布的影响,有缺口时，由于出现了三向应力，试样的屈服应力比单向拉伸时高，产生了所谓“缺口强化”现象。由于此时材料本身的s值(注意s是用光滑试样测得的拉伸屈服极

28、限)未变，故“缺口强化”纯粹是由于三向应力约束了塑性变形所致，如同颈缩造成的几何强化一样。因而不能把“缺口强化”看作强化金属材料的手段。缺口强化只有对相同净截面的光滑试样才能观察到。在有缺口时，塑性材料的强度极限也因塑性变形受约束而增加。虽然缺口提高塑性材料的屈服强度，但因缺口约束塑性变形，故缺口使塑性降低。脆性材料或低塑性材料缺口试样拉伸常常是直接由弹性状态过渡到断裂，很难通过缺口前方极有限的塑性变形使应力重新分布。所以脆性材料缺口试样的强度比光滑试样的低。缺口使塑性材料得到强化，这是缺口的第三个效应。,塑性应力状态下的应力分布,4.6 缺口效应,4.6.2 缺口敏感性及其表示方法,对于金属

29、材料来说，缺口总是降低塑性，增大脆性。金属材料存在缺口而造成三向应力状态和应力应变集中，由此而使材料产生变脆的倾向，这种效果称为缺口敏感性。一般采用缺口试样力学性能试验来评价材料的缺口敏感性。常用的缺口试样力学性能试验方法有缺口静拉伸和缺口偏斜拉伸、缺口静弯曲等。,4.6 缺口效应,4.6.2 缺口敏感性及其表示方法,缺口试样静拉伸试验用于测定拉伸条件下金属材料对缺口的敏感性。试验时常用缺口试样的抗拉强度 与等截面尺寸光滑试样的抗拉强度 的比值作为材料的缺口敏感性指标，并称为缺口敏感度，用或NSR(Notch Sensitivity Ratio)表示,比值qe越大，缺口敏感性越小。脆性材料的q

30、e永远小于 1，表明缺口处尚未发生明显塑性变形时就已经脆性断裂。高强度材料qe一般也小于1。对于塑性材料，若缺口不太尖，有可能产生塑性变形时，qe总大于1。,4.6 缺口效应,4.6.2 缺口敏感性及其表示方法,缺口弯曲试验也可以显示材料的缺口敏感性。由于缺口和弯曲引起的不均匀性叠加，所以缺口弯曲较缺口拉伸应力应变分布不均匀性要大。这种方法一般根据断裂时的残余挠度或弯曲破断点（裂纹出现）的位置评定材料的缺口敏感性。金属材料的缺口敏感性除和材料本身性能，应力状态(加载方式)有关外，还与缺口形状和尺寸，试验温度有关。缺口尖端曲率半径越小，缺口越深，材料对缺口的敏感性也越大。缺口类型相同，增加试样截

31、面尺寸，缺口敏感性也增加，这是由于尺寸较大试验弹性能储存较高所致。降低温度，尤其对bcc金属，缺口敏感性急剧增大。因此，不同材料的缺口敏感性应在相同条件下对比。,4.6 缺口效应,4.6.3 缺口试样冲击弯曲及冲击韧性,在冲击载荷下，由于加载速率大，变形条件更为苛刻，塑性变形得不到充分发展，所以冲击试验更能灵敏地反映材料的变脆倾向。常用的缺口试样冲击试验是冲击弯曲。,4.6 缺口效应,4.6.3 缺口试样冲击弯曲及冲击韧性,试验是在摆锤式冲击试验机上进行的。将试样水平放在试验机支座上，缺口位于冲击相背方向，并用样板使缺口位于支座中间。然后将具有一定重量摆锤举至一定高度H1，使其获得一定位能GH

32、1。释放摆锤冲断试样，摆锤的剩余能量为GH2，则摆锤冲断试样失去的位能为GH1-GH2，此即为试样变形和断裂所消耗的功，称为冲击功。根据试样缺口形状不同，冲击功分别为AKV和AKU。AKV(AKU)G(H1H2)，单位为J。AKV亦有用CVN或CV表示的。用试样缺口处截面积FN(cm2)去除AKV(AKU)，即得到冲击韧性或冲击功aKV(aKU)aKV(aKU)=AKV(AKU)/FN通常，aKV(aKU)的单位为J/cm2。,4.6 缺口效应,4.6.3 缺口试样冲击弯曲及冲击韧性,aKV(aKU)是一个综合性的材料力学性能指标，与材料的强度和塑性有关。AKV(AKU)也可以表示材料的变脆倾

33、向，但AKV(AKU)并非完全用于试样变形和破坏，其中有一部分消耗于试样掷出、机身振动、空气阻力以及轴承与测量机构中的摩擦消耗等。材料在一般摆锤冲击试验机上试验时，这些功是忽略不计的。但当摆锤轴线与缺口中心线不一致时，上述功耗比较大。所以，在不同试验机上测定的AKV(AKU)值彼此可能相差较大。此外，根据断裂理论，断裂类型取决于断裂扩展过程中所消耗的功。消耗功大，则断裂表现为韧性的；反之，则为脆性的。,4.6 缺口效应,4.6.3 缺口试样冲击弯曲及冲击韧性,在摆捶冲击试验机上附加一套示波装置，利用粘贴在测力刀口两侧的电阻应变片作为载荷感受元件，可以记录材料在冲击载荷下的载荷挠度（或载荷时间）

34、曲线，在曲线所包围的面积中只有断裂区的面积才表示裂纹扩展所消耗的功，亦即才能显示材料的韧性性质。除了摆捶试验法之外，落捶试验法也是目前应用较多的测试材料动态性能的试验方法。落捶试验法一般用于测试一些厚钢板构件的冲击性能，试验采用比标准冲击试样尺寸大一些的试样，由于冲击功大的关系，所以需要落捶试验法。对于一些在特殊环境下使用的材料有时还采用撕裂试验法进行低温韧性的评定。,4.6 缺口效应,4.6 缺口效应,在摆捶冲击试验机上附加一套示波装置，可以记录材料在冲击载荷下的载荷挠度（或载荷时间）曲线，在曲线所包围的面积中只有断裂区的面积才表示裂纹扩展所消耗的功，亦即才能显示材料的韧性性质。,4.7.1

35、 材料的低温脆性现象,当试验温度低于某一温度Tk 时，材料由韧性状态变为脆性状态，冲击值明显下降，断口特征由纤维状变为结晶状，断裂机理由微孔聚集型变为穿晶解理，这就是材料的低温脆性，转变温度Tk称为韧脆转变温度或脆性转变临界温度，也称为冷脆转变温度。低温脆性对压力容器，桥梁和船舶结构以及在低温下服役的机件安全是非常重要的。,4.7 材料的低温脆性,4.7.1 材料的低温脆性现象,任何金属材料都有屈服强度和断裂强度两个强度指标。断裂强度c随温度变化很小，因为热激活对裂纹扩展的力学条件没有显著作用。但屈服强度s却对温度变化十分敏感。温度降低，屈服强度急剧升高，故两曲线相交于一点，交点对应的温度即为

36、TK。温度高于TK 时，cs，材料受载后，先屈服再断裂，为韧性断裂；温度低于TK时，外加应力先达到c，材料表现为脆性断裂。,4.7 材料的低温脆性,4.7.1 材料的低温脆性现象,4.7 材料的低温脆性,4.7.1 材料的低温脆性现象,冲击试样断口存在纤维区、放射区和剪切唇三个区。裂纹源位于缺口根部中间稍离缺口表面处，塑性较好的材料，裂纹通常沿两侧和深度方向稳态扩展，且中央部分较深，构成脚跟形的纤维状区域。,然后失稳扩展而呈现出放射区，由于试样开有缺口的一侧受张应力，不开口的另一侧受压应力，所以放射区在从受张应力区进入受压应力区时将会消失，而出现二次纤维区，所以在放射区两头同时存在纤维区的断口

37、形貌。如果材料的塑性很好，则放射区将完全消失，整个断面上只存在纤维区和剪切唇。反之，如果材料的塑性很差，则受压应力侧的塑性变形区很小，二次纤维区消失，代之以放射区，但可以看到，新的放射区与先前的放射区将不在同一水平面上，呈现出高度差。,4.7 材料的低温脆性,4.7.2 材料的韧脆转变温度,韧性是金属材料塑性变形和断裂全过程吸收能量的能力，它是强度和塑性的综合表现。根据试样断裂过程消耗的功及断裂后塑性变形的大小均可以确定Tk。断口形貌反映材料的断裂本质，也可用来表示韧性，观察分析不同温度下的断口形貌也可以求得Tk。目前尚无简单的判据求韧脆转变温度 Tk。通常根据能量，塑性变形和断口形貌随温度的

38、变化定义Tk。为此，需要在不同温度下进行冲击弯曲试验，根据试验结果作出冲击功温度曲线，断口形貌中各区所占面积和温度的关系曲线，试样断裂后塑性变形量和温度的关系曲线，根据这些曲线求Tk。,4.7 材料的低温脆性,4.7.2 材料的韧脆转变温度,以 AkV(CVN)=20.3 J(15英尺磅)对应的温度作为Tk，并记为V15TT；以低阶能开始上升的温度定义为Tk，并记为NDT（Nil Ductility Temperature），称为无塑性或零塑性转变温度；以高阶能对应的温度为Tk，记为FTP(Fracture Transition Plastic)；以低阶能和高阶能平均值对应的温度FTE（Fra

39、cture Transition Elastic）定义 Tk；50 FATT 或FATT50。,4.7 材料的低温脆性,4.7.2 材料的韧脆转变温度,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,化学成分：间隙溶质元素含量增加，高阶能下降，韧脆转变温度提高。间隙溶质元素溶入铁素体基体中，因与位错有交互作用而偏聚于位错线附近形成柯氏气团，既增加，又使 增加，致升高，所以钢的脆性增大。置换型溶质元素对韧性影响不明显。钢中加入置换型溶质元素一般也降低高阶能，提高韧脆转变温度。杂质元素S、P、As、Sn、Sb等使钢的韧性下降。这是由于它们偏聚于晶界，降低晶界表面能，产生沿晶脆性断裂，同

40、时降低脆断应力所致。,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,显微组织：细化晶粒使材料韧性增加。,研究发现，不仅铁素体晶粒大小和韧脆转变温度之间呈线性关系，而且马氏体板条束宽度，上贝氏体铁素体板条束，原始奥氏体晶粒尺寸和韧脆转变温度之间也呈线性关系。细化晶粒提高韧性的原因有：晶界是裂纹扩展的阻力；晶界前塞积的位错数减少，有利于降低应力集中；晶界总面积增加，使晶界上杂质浓度减少，避免产生沿晶脆性断裂。,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,在较低强度水平时（如经高温回火），强度相等而组织不同的钢，其冲击值和韧脆转变温度以马氏体高温回火（回火屈氏体）最佳，

41、贝氏体回火组织次之，片状珠光体组织最差，（尤其有自由铁素体存在时，因为自由铁素体是珠光体钢中解理裂纹易于扩展的通道）。球化处理能改善钢的韧性。在较高强度水平时，如中、高碳钢在较低等温温度下获得下贝氏体组织，则其冲击值和韧脆转变温度优于同强度的淬火并回火组织。,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,钢中夹杂物，碳化物等第二相质点对钢的脆性有重要影响，影响的程度与第二相质点的大小，形状，分布，第二相性质及其与基体的结合力等性质有关。无论第二相分布于晶界上还是独立在基体中，当其尺寸增大时均使材料的韧性下降，韧脆转变温度升高。按史密斯解理裂纹成核模型，晶界上碳化物厚度或直径增加，

42、解理裂纹既易于形成又易于扩展，故使脆性增加。分布于基体中的粗大碳化物，可因本身裂开或其与基体界面上脱离形成微孔，微孔连接长大形成裂纹，最后导致断裂。第二相形状对钢的脆性也有一定影响。球状碳化物的韧性较好，拉长的硫化物又比片状硫化物好。,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,外部因素 温度 结构钢在某些温度范围内，冲击韧性急剧下降。碳钢和某些合金钢在 230370范围内拉伸时，强度升高，塑性降低。因为在该温度范围内加热钢的氧化色为蓝色，故此现象称为蓝脆。在静载荷与冲击载荷下都可以看到钢的蓝脆现象。在冲击载荷下，蓝脆最严重的温度范围为525550。蓝脆是形变时效加速进行的结果

43、。当温度升高到某一适当温度时，碳，氮原子扩散速率增加，易于在位错附近偏聚形成柯氏气团。这一过程所需的时间较塑性变形短，因而产生了时效，使材料强度提高塑性下降。在冲击载荷下，形变速率较高，碳，氮原子必须在较高温度下才能获得足够的激活能以形成气团。,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,外部因素 加载速率 提高加载速率如同降低温度，使金属材料脆性增大，韧脆转变温度提高。加载速率对钢脆性的影响和钢的强度水平有关。一般中、低强度钢的韧脆转变温度对加载速率比较敏感，而高强度钢，超高强度钢的韧脆转变温度则对加载速率的敏感性较小。在常用冲击速率范围内（46m/s），改变加载速率对韧脆转变温度影响不大。,4.7 材料的低温脆性,4.7.3 影响韧脆转变温度的因素,外部因素试样尺寸和形状 当不改变缺口尺寸而增加试验宽度(或厚度)时，Tk升高。若试样各部分尺寸按比例增加时，Tk也升高。缺口尖锐度增加，Tk也显著升高，因此，V型缺口试样的Tk高于U型试样的Tk。试样尺寸增加，应力状态变硬，且缺陷概率增大，故脆性增大。,4.7 材料的低温脆性,作业题在什么条件下金属易于出现沿晶断裂？怎样才能减小沿晶断裂倾向？,