工程材料力学性能

工程材料力学性能

-

材料力学性能

课后答案

第一章

一、解释下列名词

材料单向静拉伸载荷下的力学性能

滞弹性：在外加载荷作用下，应变落后于应力现象。

静力韧度：材料在静拉伸时单位体积材科从变形到断裂所消耗的功。

弹性极限：试样加载后再卸裁，以不出现残留的永久变形为标准，材料能够完全弹性恢

复的最高应力。

比例极限：应力—应变曲线上符合线性关系的最高应力。

包申格效应：指原先经过少量塑性变形，卸载后同向加载，弹性极限(σP)或屈服强度(σS)增

加；反向加载时弹性极限(σP)或屈服强度(σS)降低的现象。

解理断裂：沿一定的晶体学平面产生的快速穿晶断裂。晶体学平面－－解理面，一般是低

指数，表面能低的晶面。

解理面：在解理断裂中具有低指数，表面能低的晶体学平面。

韧脆转变：材料力学性能从韧性状态转变到脆性状态的现象（冲击吸收功明显下降，断裂

机理由微孔聚集型转变微穿晶断裂，断口特征由纤维状转变为结晶状）。

静力韧度：材料在静拉伸时单位体积材料从变形到断裂所消耗的功叫做静力韧度。是一

个强度与塑性的综合指标，是表示静载下材料强度与塑性的最佳配合。

二、金属的弹性模量主要取决于什么?为什么说它是一个对结构不敏感的力学性能?

答案：金属的弹性模量主要取决于金属键的本性和原子间的结合力，而材料的成分和组

织对它的影响不大，所以说它是一个对组织不敏感的性能指标，这是弹性模量在性能上的

主要特点。改变材料的成分和组织会对材料的强度(如屈服强度、抗拉强度)有显著影响，

但对材料的刚度影响不大。

三、什么是包辛格效应，如何解释，它有什么实际意义?

答案：包辛格效应就是指原先经过变形，然后在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。包辛格效应可以用位错理论解释。

第一，在原先加载变形时，位错源在滑移面上产生的位错遇到障碍，塞积后便产生了背应

力，这背应力反作用于位错源，当背应力(取决于塞积时产生的应力集中)足够大时，可使

位错源停止开动。背应力是一种长程(晶粒或位错胞尺寸范围)内应力，是金属基体平均

内应力的度量。因为预变形时位错运动的方向和背应力的方向相反，而当反向加载时位错

运动的方向与原来的方向相反了，和背应力方向一致，背应力帮助位错运动，塑性变形容

易了，于是，经过预变形再反向加载，其屈服强度就降低了。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。

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。可以从河流花样的反“河流”方向去寻找裂纹源。解理断裂是典型的脆性

断裂的代表，微孔聚集断裂是典型的塑性断裂。

5.影响屈服强度的因素与以下三个方面相联系的因素都会影响到屈服强度位错增值和运

动晶粒、晶界、第二相等外界影响位错运动的因素主要从内因和外因两个方面考虑

（一）影响屈服强度的内因素

1．金属本性和晶格类型（结合键、晶体结构）单晶的屈服强度从理论上说是使位错开始

运动的临界切应力，其值与位错运动所受到的阻力（晶格阻力－－派拉力、位错运动交互

作用产生的阻力）决定。派拉力：位错交互作用力（a是与晶体本性、位错结构分布

相关的比例系数，L是位错间距。）

2．2．晶粒大小和亚结构晶粒小→晶界多（阻碍位错运动）→位错塞积→提供应力→位

错开动→产生宏观塑性变形。晶粒减小将增加位错运动阻碍的数目，减小晶粒内位错

塞积群的长度，使屈服强度降低（细晶强化）。屈服强度与晶粒大小的关系：霍尔－派

奇（Hall-Petch)

3．溶质元素加入溶质原子→（间隙或置换型）固溶体→（溶质原子与溶剂原子半径不一

样）产生晶格畸变→产生畸变应力场→与位错应力场交互运动→使位错受阻→提高屈服

强度（固溶强化）。

4．第二相（弥散强化，沉淀强化）不可变形第二相提高位错线张力→绕过第二相→留

下位错环→两质点间距变小→流变应力增大。不可变形第二相位错切过（产生界面

能），使之与机体一起产生变形，提高了屈服强度。σs=σi+kyd-1/2弥散强化：第二相

质点弥散分布在基体中起到的强化作用。沉淀强化：第二相质点经过固溶后沉淀析出起

到的强化作用。

（二）影响屈服强度的外因素1.温度一般的规律是温度升高，屈服强度降低。原因：

派拉力属于短程力，对温度十分敏感。2.应变速率应变速率大，强度增加。σε,t=C1(ε)

m3．应力状态切应力分量越大，越有利于塑性变形，屈服强度越低。缺口效应：试样

中“缺口”的存在，使得试样的应力状态发生变化，从而影响材料的力学性能的现象。

细晶强化能强化金属又不降低塑性。

韧性断裂与脆性断裂的区别。为什么脆性断裂更加危险？韧性断裂：是断裂前产生明显宏

观塑性变形的断裂特征：断裂面一般平行于最大切应力与主应力成45度角。断口成

纤维状（塑变中微裂纹扩展和连接），灰暗色（反光能力弱）。断口三要素：纤维区、放

射区、剪切唇这三个区域的比例关系与材料韧断性能有关。塑性好，放射线粗大塑性差，

放射线变细乃至消失。脆性断裂：断裂前基本不发生塑性变形的，突发的断裂。特征：

断裂面与正应力垂直，断口平齐而光滑，呈放射状或结晶状。注意：脆性断裂也产生微量

塑性变形。断面收缩率小于5％为脆性断裂，大于5％为韧性断裂。断裂发生的必要和

充分条件之间的联系和区别。格雷菲斯裂纹理论是根据热力学原理，用能量平衡（弹性能

的降低与表面能的增加相平衡）的方法推到出了裂纹失稳扩展的临界条件。该条件是是断

裂发生的必要条件，但并不意味着一定会断裂。该断裂判据为：σ=(2Eγs)1/2cπa0

裂纹扩展的充分条件是其尖端应力要大于等于理论断裂强度。（是通过力学方法推到的断

裂判据）Eγsρ1/2该应力断裂判据为：σc=(4aa)0对比这两个判据可知：当

ρ＝3a0时，必要条件和充分条件相当ρ<3a0时，满足必要条件就可行（同时也满足充分

条件）ρ>3a0时，满足充分条件就可行（同时也满足必要条件）材料成分：rs—有效

表面能，主要是塑性变形功，与有效滑移系数目和可动位错有关具有fcc结构的金属有

效滑移系和可动位错的数目都比较多，易于塑性变形，不易脆断。凡加入合金元素引起

滑移系减少、孪生、位错钉扎的都增加脆性；若合金中形成粗大第二相也使脆性增加。

杂质：聚集在晶界上的杂质会降低材料的塑性，发生脆断。

温度：σi---位错运动摩擦阻力。其值高，材料易于脆断。bcc金属具有低温脆断现象，

因为σi随着温度的减低而急剧增加，同时在低σ温下，塑性变形一孪生为主，也易于产

生裂纹。故低温脆性大。

晶粒大小：d值小位错塞积的数目少，而且晶界多。故裂纹不易产生，也不易扩展。所

以细晶组织有抗脆断性能。应力状态：减小切应力与正应力比值的应力状态都将增加金

属的脆性加载速度加载速度大，金属会发生韧脆转变。

第二章

一、解释下列名词：金属在其他静载荷下的力学性能

（1）应力状态软性系数—材料最大切应力与最大正应力的比值，记为α。

（2）缺口效应——缺口材料在静载荷作用下，缺口截面上的应力状态发生的变化。

（3）缺口敏感度——金属材料的缺口敏感性指标，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表示。

（4）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。

（5）洛氏硬度——采用金刚石圆锥体或小淬火钢球作压头，以测量压痕深度所表示的

硬度。

（6）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。

（7）努氏硬度——采用两个对面角不等的四棱锥金刚石压头，由试验力除以压痕投影面

积得到的硬度。

（8）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。

（9）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。

二、说明下列力学性能指标的意义

（1）σｂｃ——材料的抗压强度

（2）σｂｂ——材料的抗弯强度

（3）τｓ——材料的扭转屈服点

（4）τｂ——材料的抗扭强度

（5）σｂｎ——材料的抗拉强度

（6）NSR——材料的缺口敏感度

（7）HBS——压头为淬火钢球的材料的布氏硬度

（8）HBW——压头为硬质合金球的材料的布氏硬度

（9）HRA——材料的洛氏硬度

（１０）HRB——材料的洛氏硬度

（１１）HRC——材料的洛氏硬度

（１２）HV——材料的维氏硬度

（１３）HK——材料的努氏硬度

（１４）HS——材料的肖氏硬度

（１５）HL——材料的里氏硬度

3、缺口冲击韧性试验能评定那些材料的低温脆性?那些材料不能用此方法检验和评定？

答案：缺口冲击韧性试验能评定的材料是低、中强度的体心立方金属以及Bb，Zn，这些

材料的冲击韧性对温度是很敏感的。对高强度钢、铝合金和钛合金以及面心立方金属、陶

瓷材料等不能用此方法检验和评定。

四、在评定材料的缺口敏感应时，什么情况下宜选用缺口静拉伸试验?什么情况下宜选

用缺口偏斜拉伸?什么情况下则选用缺口静弯试验?

答案：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。

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则用来评定或比较结构钢的缺口敏感度和

裂纹敏感度。

说明布氏硬度、洛氏硬度与维氏硬度的实验原理和优缺点。

1、氏硬度试验的基本原理在直径D的钢珠（淬火钢或硬质合金球）上，加一定负荷

F，压入被试金属的表面，保持规定时间卸除压力，根据金属表面压痕的陷凹面积计算出

应力值，以此值作为硬度值大小的计量指标。优点：代表性全面，因为其压痕面积较大，

能反映金属表面较大体积范围内各组成相综合平均的性能数据，故特别适宜于测定灰铸铁、

轴承合金等具有粗大晶粒或粗大组成相的金属材料。试验数据稳定。试验数据从小到大

都可以统一起来。缺点：钢球本身变形问题。对HB>450以上的太硬材料，因钢球变

形已很显著，影响所测数据的正确性，因此不能使用。由于压痕较大，不宜于某些表面

不允许有较大压痕的成品检验，也不宜于薄件试验。不同材料需更换压头直径和改变试

验力，压痕直径的测量也较麻烦。2、洛氏硬度的测量原理洛氏硬度是以压痕陷凹深度

作为计量硬度值的指标。洛氏硬度试验的优缺点洛氏硬度试验避免了布氏硬度试验所存

在的缺点。它的优点是：1)因有硬质、软质两种压头，故适于各种不同硬质材料的检验，

不存在压头变形问题；2)压痕小，不伤工件，适用于成品检验；3)操作迅速，立即得

出数据，测试效率高。缺点是：代表性差，用不同硬度级测得的硬度值无法统一起来，无

法进行

3、维氏硬度的测定原理维氏硬度的测定原理和布氏硬度相同,也是根据单位压痕陷凹面

积上承受的负荷，即应力值作为硬度值的计量指标。维氏硬度的优缺点1）、不存在布

氏那种负荷F和压头直径D的规定条件的约束，以及压头变形问题；2）、也不存在洛

氏那种硬度值无法统一的问题；3）、它和洛氏一样可以试验任何软硬的材料，并且比洛

氏能更好地测试极薄件(或薄层)的硬度，压痕测量的精确度高，硬度值较为精确。4）、

负荷大小可任意选择。（维氏显微硬度）唯一缺点是硬度值需通过测量对角线后才能计算

(或查表)出来，因此生产效率没有洛氏硬度高。

8.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；（2）淬火钢；（3）灰铸铁；（4）鉴别钢中的隐晶马氏体和残余奥氏体；

（5）仪表小黄铜齿轮；（6）龙门刨床导轨；（7）渗氮层；（8）高速钢刀具；（9）退

火态低碳钢；（10）硬质合金。（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

一、解释下列名词材料在冲击载荷下的力学性能

（1）冲击韧度—材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力。（2）冲击

吸收功——冲击弯曲试验中试样变形和断裂所消耗的功（3）低温脆性——体心立方晶

体金属及其合金或某些密派六方晶体金属及其合金在试验温度低于某一温度时，材料由韧

性状态转变为脆性状态的现象。（4）韧脆转变温度——材料呈现低温脆性的临界转变

温度。（5）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。二、说明下列力学性能指标的意义

（1）AK——材料的冲击吸收功AKV(CVN)和AKU——V型缺口和U型缺口试样测得

的冲击吸收功（2）FATT50——结晶区占整个端口面积50%是的温度定义的韧脆转变

温度（3）NDT——以低阶能开始上升的温度定义的韧脆转变温度（4）FTE——以低阶

能和高阶能平均值对应的温度定义的韧脆转变温度（5）FTP——高阶能对应的温度

3、J积分的主要优点是什么?为什么用这种方法测定低中强度材料的断裂韧性要比一般

的KIC测定方法其试样尺寸要小很多？

答案：J积分有一个突出的优点就是可以用来测定低中强度材料的KIC。对平面应变的

断裂韧性KIC，测定时要求裂纹一开始起裂，立即达到全而失稳扩展，并要求沿裂纹全

长，除试样两侗表面极小地带外，全部达到平面应变状态。而JIC的测定，不一定要求

试样完全满足平面应变条件，试验时，只在裂纹前沿中间地段首先起裂，然后有较长的亚

临界稳定扩展的过程，这样只需很小的试验厚度，即只在中心起裂的部分满足平面应变要

求，而韧带尺寸范围可以大而积的屈服，甚至全面屈服。因此．作为试样的起裂点．

仍然是平面应变的断裂韧度，这时JIC的是材料的性质。当试样裂纹继续扩展时，进入

平面应力的稳定扩展阶段，此时的J不再单独是材料的性质，还与试样尺寸有关。

四、如何提高陶瓷材料的热冲击抗力?

答案：在工程应用中，陶瓷构件的失效分析是十分重要的，如果材料的失效，主要是热震

断裂，例如对高强、微密的精细陶宠，则裂纹的萌生起主导作用，为了防止热震失效提高

热震断裂抗力，应当致力于提高材料的强度，并降低它的弹性模量和膨胀系数。若导致热

震失效的主要因素是热震损坏，这时裂纹的扩展起主要作用，这时应当设法提高它的断裂

韧性，降低它的强度。

什么是低温脆性、韧脆转变温度tk？产生低温脆性的原因是什么？体心立方和面心立方

金属的低温脆性有和差异？为什么？

答：在试验温度低于某一温度tk时，会由韧性状态转变未脆性状态，冲击吸收功明显下

降，断裂机理由微孔聚集型转变微穿晶断裂，断口特征由纤维状转变为结晶状，这就是低

温脆性。tk称为韧脆转变温度。低温脆性的原因：低温脆性是材料屈服强度随温度降

低而急剧增加，而解理断裂强度随温度变化很小的结果。如图所示：当温度高于韧脆转变

温度时，断裂强度大于屈服强度，材料先屈服再断裂（表现为塑韧性）；当温度低于韧脆

转变温度时，断裂强度小于屈服强度，材料无屈服直接断裂（表现为脆性）。

心立方和面心立方金属低温脆性的差异：体心立方金属的低温脆性比面心立方金属的低

温脆性显著。原因：这是因为派拉力对其屈服强度的影响占有很大比重，而派拉力是短

程力，对温度很敏感，温度降低时，派拉力大幅增加，则其强度急剧增加而变脆。6.拉

伸冲击弯曲缺口试样拉伸

第四章

1、解释下列名词金属的断裂韧度

（1）低应力脆断：在屈服应力以下发生的断裂。（2）张开型裂纹：拉应力垂直作用于

裂纹扩展面，裂纹沿作用力方向张开，沿裂纹面扩展。（3）应力强度因子：表示应力

场的强弱程度。（4）小范围屈服：塑性尺寸较裂纹尺寸及净截面尺寸为小，小一个数量

级以上的屈服。（5）有效屈服应力：发生屈服时的应力（6）有效裂纹长度：将原有的

裂纹长度与松弛后的塑性区相合并得到的裂纹长度（7）裂纹扩展能量释放率：裂纹扩

展单位面积时系统释放势能的数值。（8）J积分：裂纹尖端区的应变能，即应力应变集

中程度（9）COD：裂纹尖端沿应力方向张开所得到的位移。

二、疲劳断口有什么特点?

答案：有疲劳源。在形成疲劳裂纹之后，裂纹慢速扩展，形成贝壳状或海滩状条纹。这种

条纹开始时比较密集，以后间距逐渐增大。由于载荷的间断或载荷大小的改变，裂纹经过

多次张开闭合并由于裂纹表面的相互摩擦，形成一条条光亮的弧线，叫做疲劳裂纹前沿线，

这个区域通常称为疲劳裂纹扩展区，而最后断裂区则和静载下带尖锐缺口试样的断口相似。

对于塑性材料，断口为纤维状，对于脆性材料，则为结晶状断口。总之，一个典型的疲

劳断口总是由疲劳源，疲劳裂纹扩展区和最终断裂区三部份构成。

三、什么是疲劳裂纹门槛值，哪些因素影响其值的大小?

答案：把裂纹扩展的每一微小过程看成是裂纹体小区域的断裂过程，则设想应力强度因

子幅度△K=Kmax-Kmin是疲劳裂纹扩展的控制因子，当△K小于某临界值△Kth时，疲

劳裂纹不扩展，所以△Kth叫疲劳裂纹扩展的门槛值。应力比、显微组织、环境及试样

的尺寸等因素对△Kth的影响很大。KI称为I型裂纹的应力场强度因子，它是衡量裂纹

顶端应力场强烈程度的函数，决定于应力水平、裂纹尺寸和形状。塑性区尺寸较裂纹尺

寸a及静截面尺寸为小时（小一个数量级以上），即在所谓的小范围屈服裂纹的应力场

强度因子与其断裂韧度相比较，若裂纹要失稳扩展脆断，则应有：KI≥KIC这就是断

裂K判据。应力强度因子K1是描写裂纹尖端应力场强弱程度的复合力学参量，可将它

看作推动裂纹扩展的动力。对于受载的裂纹体，当K1增大到某一临界值时，裂纹尖端

足够大的范围内应力达到了材料的断裂强度，裂纹便失稳扩展而导致断裂。这一临界值便

称为断裂韧度Kc或K1c。意义：KC平面应力断裂韧度（薄板受力状态）KIC平面

应变断裂韧度（厚板受力状态）

16.有一大型板件，材料的σ0.2=1200MPa，KIc=115MPa*m1/2，探伤发现有20mm长

的横向穿透裂纹，若在平均轴向拉应力900MPa下工作，试计算KI及塑性区宽度R0，

并判断该件是否安全？

解：由题意知穿透裂纹受到的应力为σ=900MPa根据σ/σ0.2的值，确定裂纹断裂韧度

KIC是否休要修正因为σ/σ0.2=900/1200=0.75>0.7，所以裂纹断裂韧度KIC需要修正

对于无限板的中心穿透裂纹，修正后的KI为：KI=σπa1?0.177(σ/σs)2=900

0.01π1=?0.177(0.75)2=168.13（MPa*m1/2）1塑性区宽度为：R0=22π比较

K1与KIc：?KI??σ?s????2=0.004417937(m)=2.21(mm)因为

K1=168.13（MPa*m1/2）KIc=115（MPa*m1/2）所以：K1>KIc，裂纹会失稳扩展,

所以该件不安全。

17.有一轴件平行轴向工作应力150MPa，使用中发现横向疲劳脆性正断，断口分析表

明有25mm深度的表面半椭圆疲劳区，根据裂纹a/c可以确定φ=1，测试材料的

σ0.2=720MPa，试估算材料的断裂韧度KIC为多少？

解：因为σ/σ0.2=150/720=0.208<0.7，所以裂纹断裂韧度KIC不需要修正对于无限板

的中心穿透裂纹，修正后的KI为：KIC=Yσcac1/2对于表面半椭圆裂纹，Y=1.1π

/φ=1.1π所以，KIC=Yσcac1/2=1.1π×150×25×10?3=46.229（MPa*m1/2）

第五章

一、解释下列名词

材料的疲劳腐蚀疲劳：材料或零件在交变应力和腐蚀介质的共同作用下造成的失效。

应力腐蚀：材料或零件在应力和腐蚀环境的共同作用下引起的破坏。氢脆：就是材料在使

用前内部已含有足够的氢并导致了脆性破坏。

二．意义

σ-1：疲劳强度。对称循环应力作用下的弯曲疲劳极限（强度）。（是在循环应力周次增加

到一定临界值后，材料应力基本不再降低时的应力值；或是应力循环107周次材料不断

裂所对应的应力值。）σ-1p：对称拉压疲劳极限。τ-1：对称扭转疲劳极限。σ-1N；缺口

试样在对称应力循环作用下的疲劳极限。

3、如何判断某一零件的破坏是由应力腐蚀引起的?

答案：应力腐蚀引起的破坏，常有以下特点：1、造成应力腐蚀破坏的是静应力，远低

于材料的屈服强度，而且一舶是拉伸应力。2、应力腐蚀造成的破坏，是腕性断裂，没

有明显的塑性变形。3、只有在特定的合金成分与特定的介质相组合时才会造成应力腐蚀。

4、应力腐蚀的裂纹扩展速率一般在10-9一10-6m/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。5、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。6、应力腐蚀破坏的断口，其颜色灰暗，表面常有腐蚀产物，而疲劳断口的表面，

如果是新鲜断口常常较光滑，有光泽。7、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技的。8、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。

4、如何识别氢脆与应力腐蚀？

答案：氢脆和应力腐蚀相比，其特点表现在：1、实验室中识别氢脆与应力腐蚀的一种

办法是，当施加一小的阳极电流，如使开裂加速，则为应力腐蚀；而当施加一小的阴极

电流，使开裂加速者则为氢脆。2、在强度较低的材料中，或者虽为高强度材料但受力

不大，存在的残余拉应力也较小这时其断裂源都不在表面，而是在表面以下的某一深度，

此处三向拉应力最大，氢浓集在这里造成断裂。3、断裂的主裂纹没有分枝的悄况．这

和应力腐蚀的裂纹是截然不同的。4、氦脆断口上一般没有腐蚀产物或者其量极微。5、

大多数的氢脆断裂(氢化物的氢脆除外)，都表现出对温度和形变速率有强烈的依赖关系。

氢脆只在一定的温度范围内出现，出现氢脆的温度区间决定于合金的化学成分和形变速率。

疲劳缺口敏感度：金属材料在交变载荷作用下的缺口敏感性用疲劳缺口敏感度qf来评

定qf=（Kf-1)/(kt-1)Kt为理论应力集中系数，kf为疲劳缺口系数。kf为光滑试样与缺口

试样疲劳极限之比kf=σ-1/σ-1N过载损伤界；抗疲劳过载损伤的能力用过载损伤界表示。

疲劳门槛值：△Kth是疲劳裂纹不扩展的△K（应力强度因子范围）临界值，称为疲劳

裂纹扩展门槛值。表示材料阻止疲劳裂纹开始扩展的性能。

试述疲劳微观断口的特征及其形成过程。

微观形貌有疲劳条带。滑移系多的面心立方金属，其疲劳条带明显滑移系少或组织复杂

的金属，其疲劳条带短窄而紊乱。疲劳裂纹扩展的塑性钝化模型(Laird模型)：图中(a),

在交变应力为零时裂纹闭合。图(b)，裂纹张开，在裂纹尖端沿最大切应力方向产生滑移。

图(c),裂纹张开至最大，塑性变形区扩大，裂纹尖端张开呈半圆形，裂纹停止扩展。由于

塑性变形裂纹尖端的应力集中减小，裂纹停止扩展的过程称为“塑性钝化”。图(d)，当应

力变为压缩应力时，滑移方向也改变了，裂纹尖端被压弯成“耳状”切口。图(e)，到压缩

应力为最大值时，裂纹完全闭合，裂纹尖端又由钝便锐。

13.试述金属的硬化与软化现象及产生条件。金属材料在恒定应变范围循环作用下，随循

环周次增加其应力不断增加，即为循环硬化。金属材料在恒定应变范围循环作用下，随

循环周次增加其应力逐渐减小，即为循环软化。金属材料产生循环硬化与软化取决于材

料的初始状态、结构特性以及应变幅和温度等。循环硬化和软化与σb/σs有关：σb/

σs>1.4，表现为循环硬化；σb/σs<1.2，表现为循环软化；1.2<σb/σs<1.4，材料比较

稳定，无明显循环硬化和软化现象。也可用应变硬化指数n来判断循环应变对材料的影

响，n1硬化。退火状态的塑性材料往往表现为循环硬化，加工硬化的材料

表现为循环软化。循环硬化和软化与位错的运动有关：退火软金属中，位错产生交互作

用，运动阻力增大而硬化。冷加工后的金属中，有位错缠结，在循环应力下破坏，阻力变

小而软化。

试述低周疲劳的规律及曼森-柯芬关系。

低周疲劳的应变-寿命曲线如图5-34，曼森-柯芬等分析了低周疲劳的实验结果，提出了

低周疲劳寿命的公式：'?εt?εe?εpσf=+=(2Nf)b+ε'f(2Nf)c222E请结合该

公式，分析图5-34的变化规律，指出低周疲劳和高周疲劳的什么起主导作用，选材时应

分别以什么性能为主？答：低周疲劳寿命的公式由弹性应变和塑性应变两部分对应的寿

命公式组成，其对应的公式分别为：?εeσf=(2Nf)b2E'?εp2=ε'f(2Nf)c将以

上两公式两边分别取对数，在对数坐标上，上两公式就变成了两条直线，分别代表弹性应

变幅-寿命线和塑性应变幅-寿命线。两条直线斜率不同，其交点对应的寿命称为过渡寿命。

在交点左侧，即低周疲劳范围内，塑性应变幅起主导作用，材料的疲劳寿命由塑性控制；

在高周疲劳区，弹性应变幅起主导作用，材料的疲劳寿命由强度控制。选材时，高周疲劳

主要考虑强度，低周疲劳考虑塑性。

第六章金属的应力腐蚀和氢脆断裂

一、名词解释

1、应力腐蚀：金属在拉应力和特定的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。2、氢脆：由于氢和应力共同作用而导致的金属材料产生脆性断裂的

现象。3、白点：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，内压力很大足以将金属局部撕裂，而形成微裂纹。4、氢化物致脆：对于ⅣB

或ⅤB族金属，由于它们与氢有较大的亲和力，极易生成脆性氢化物，是金属脆化，这

种现象称氢化物致脆。5、氢致延滞断裂：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。

二、说明下列力学性能指标的意义

1、Σscc：材料不发生应力腐蚀的临界应力。2、K1scc：应力腐蚀临界应力场强度因子

3、da/dt：盈利腐蚀列纹扩展速率。

三、如何提高材料或零件的抗粘着磨损能力?

答案：1、注意一对摩擦副的配对。不要用淬硬钢与软钢配对；不要用软金属与软金属

配对。2、金属间互溶程度越小，晶体结构不同，原子尺寸差别较大，形成化合物倾向

较大的金属，构成摩擦副时粘着磨损就较轻微。3、通过表面化学热处理，如渗硫、硫氮

共镕、磷化、软氮化等热处理工艺，使表面生成一化合物薄膜，或为硫化物，磷化物，含

氮的化合物，使摩擦系数减小，起到减磨作用也减小粘着磨损。4、改善润滑条件。

四、在什么条件下发生微动磨损?如何减少微动磨损?

答案：微动磨损通常发生在一对紧配合的零件，在载荷和一定的振动频率作用下，较长时

间后会产生松动，这种松动只是微米级的相对滑动，而微小的相对滑动导致了接触金属间

的粘着，随后是粘看点的剪切，粘着物脱落。在大气环境下这些脱落物被氧化成氧化物磨

屑，由于两摩擦表面的紧密配合，磨屑不易排出，这些磨屑起着磨料的作用，加速了微

动磨损的过程。滚压、喷九和表面化学热处理都可因为表层产生压应力，能有效地减少微

动磨损。

6.何谓氢致延滞断裂？为什么高强度钢的氢致延滞断裂是在一定的应变速率下和一定的

温度范围内出现？

答：高强度钢中固溶一定量的氢，在低于屈服强度的应力持续作用下，经过一段孕育期

后，金属内部形成裂纹，发生断裂。----氢致延滞断裂。因为氢致延滞断裂的机理主要是

氢固溶于金属晶格中，产生晶格膨胀畸变，与刃位错交互作用，氢易迁移到位错拉应力处，

形成氢气团。当应变速率较低而温度较高时，氢气团能跟得上位错运动，但滞后位错一定

距离。因此，气团对位错起“钉扎”作用，产生局部硬化。当位错运动受阻，产生位错塞积，

氢气团易于在塞积处聚集，产生应力集中，导致微裂纹。若应变速率过高以及温度低的情

况下，氢气团不能跟上位错运动，便不能产生“钉扎”作用，也不可能在位错塞积处聚集，

产生应力集中，导致微裂纹。所以氢致延滞断裂是在一定的应变速率下和一定的温度范围

内出现的。

第七章

磨损：机件表面相互接触并产生相对运动，表面逐渐有微小颗粒分离出来形成磨屑，使

表面材料逐渐损失、造成表面损伤的现象。接触疲劳：两接触面做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金属剥

落而使材料损失的现象。3.粘着磨损产生的条件、机理及其防止措施-----又称为咬合磨

损，在滑动摩擦条件下，摩擦副相对滑动速度较小，因缺乏润滑油，摩擦副表面无氧化膜，

且单位法向载荷很大，以致接触应力超过实际接触点处屈服强度而产生的一种磨损。磨

损机理：实际接触点局部应力引起塑性变形，使两接触面的原子产生粘着。粘着点从软

的一方被剪断转移到硬的一方金属表面，随后脱落形成磨屑旧的粘着点剪断后，新的粘着

点产生，随后也被剪断、转移。如此重复，形成磨损过程。

改善粘着磨损耐磨性的措施1.选择合适的摩擦副配对材料选择原则：配对材料的粘着倾

向小互溶性小表面易形成化合物的材料金属与非金属配对2.采用表面化学热处理改变

材料表面状态进行渗硫、磷化、碳氮共渗等在表面形成一层化合物或非金属层，即避免摩

擦副直接接触又减小摩擦因素。3.控制摩擦滑动速度和接触压力减小滑动速度和接触压

力能有效降低粘着磨损。4.其他途径改善润滑条件，降低表面粗糙度，提高氧化膜与机

体结合力都能降低粘着磨损。

影响接触疲劳寿命的因素？内因1.非金属夹杂物脆性非金属夹杂物对疲劳强度有害适

量的塑性非金属夹杂物（硫化物）能提高接触疲劳强度塑性硫化物随基体一起塑性变形，

当硫化物把脆性夹杂物包住形成共生夹杂物时，可以降低脆性夹杂物的不良影响。生产

上尽可能减少钢中非金属夹杂物。2.热处理组织状态接触疲劳强度主要取决于材料的抗

剪切强度，并有一定的韧性相配合。当马氏体含碳量在0.4~0.5w%时，接触疲劳寿命最

高。马氏体和残余奥氏体的级别残余奥氏体越多，马氏体针越粗大，越容易产生微裂纹，

疲劳强度低。未溶碳化物和带状碳化物越多，接触疲劳寿命越低。3.表面硬度和心部硬

度在一定硬度范围内，接触疲劳强度随硬度的升高而增加，但并不保持正比线性关系。

表面形成一层极薄的残余奥氏体层，因表面产生微量塑性变形和磨损，增加了接触面积，

减小了应力集中，反而增加了接触疲劳寿命。渗碳件心部硬度太低，表层硬度梯度过大，

易在过渡区内形成裂纹而产生深层剥落。表面硬化层深度和残余内应力硬化深度要适中，

残余压应力有利于提高疲劳寿命。外因1.表面粗糙度减少加工缺陷，降低表面粗糙度，

提高接触精度，可以有效增加接触疲劳寿命。接触应力低，表面粗糙度对疲劳寿命影响

较大接触应力高，表面粗糙度对疲劳寿命影响较小2.硬度匹配两个接触滚动体的硬度和

装配质量等都应匹配适当。

第八章蠕变：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。等强温度

（TE）：晶粒强度与晶界强度相等的温度。

蠕变极限：在高温长时间载荷作用下不致产生过量塑性变形过量塑性变形的抗力指标。

该过量塑性变形指标与常温下的屈服强度相似。持久强度极限：在高温长时载荷作用下

的断裂强度---持久强度极限。

蠕变极限的两种表达方式：1.在规定温度(t)下，使试样在规定时间内产生的稳态蠕变

速率(?)不超过规定值的最大应力（σt?）。σ6001X10-5=60MPa表示温度为600℃，稳

定蠕变速率为1X10-5%/h的蠕变极限为60MPa。2.在规定温度(t)下和实验时间(τ)内，

是试样产生的蠕变总伸长率(δ)不超过规定的最大值σtδ/τ。σ5001/105=100MPa，表示材

料在500℃，105h后总的生产率位1%的蠕变极限为100MPa。℃持久强度极限的

表达式在规定温度(t)下，达到规定的持续时间(τ)而不发生断裂的最大应力（σtτ）。

σ7001X103=30MPa表示温度为700℃、1000h的持续强度极限为30MPa。

4、影响金属高温力学性能的主要因素由蠕变断裂机理可知要降低蠕变速度提高蠕变极限，

必须控制位错攀移的速度；要提高断裂抗力，即提高持久强度，必须抑制晶界的滑动，

也就是说要控制晶内和晶界的扩散过程。

（一）合金化学成分的影响耐热钢及合金的基体材料一般选用熔点高、自扩散激活能大

或层错能低的金高大低属及合金。熔点愈高的金属自扩散愈慢层错能降低易形成扩

展位错弥散相能强烈阻碍位错的滑移与攀移在基体金属中加入（高熔点、半径差距大）的

铬、钼、钨、铌等元素形成固溶体固溶强化降低层错能，易形成扩展位错。加入能形

成弥散相的合金元素弥散强化阻碍位错的滑移加入增加晶界扩散激活能的元素（硼、稀

土等）阻碍晶界滑动增大晶界裂纹面的表面能

二）冶炼工艺的影响减少钢中的夹杂物和某些缺陷合金定向生长（减少横向晶界）（三）

热处理工艺的影响对于珠光体耐热钢，一般用正火加回火。正火温度较高，促使碳化物

较充分而均匀地溶入奥氏体回火温度应高于使用温度100~150℃以上，以提高其在使用

温度下的组织稳定性。对于奥氏体耐热钢，一般进行固溶处理和时效获得适当的晶粒度

改善强化相的分布状态

（4）晶粒度的影响当使用温度低于等强温度时，细晶钢有较高的强度；当使用温度高于

等强温度时，粗晶钢有较高的蠕变极限和持久强度极限。但晶粒太大会降低材料的塑性

和韧度晶粒度要均匀，否则在大小晶粒交界处易产生应力集中而形成裂纹。（高温下金

属材料的韧脆变化有和特征？断裂路径变化有何变化？结合等强温度分析晶粒大小对金属

材料高温力学性能的影响。）结合等强温度分析晶粒大小对金属材料高温力学性能（韧脆

变化、断裂路径、蠕变极限和持久强度极限）的影响

。韧脆变化：高温短时加载时，金属的塑性增加。高温长时加载时，塑性降低，缺口敏

感度增加，呈现脆断现象。断裂路径变化：常温下的穿晶断裂转变为沿晶断裂。原因：

温度升高时晶粒强度和晶界强度都降低，但晶界强度降低较快。等强温度（TE）：晶粒

强度与晶界强度相等的温度。（四）晶粒度的影响当使用温度低于等强温度时，细晶钢

有较高的强度；当使用温度高于等强温度时，粗晶钢有较高的蠕变极限和持久强度极限。

但晶粒太大会降低材料的塑性和韧度晶粒度要均匀，否则在大小晶粒交界处易产生应力集

中而形成裂纹。第九章银纹：非晶态聚合物的某些薄弱区，因拉应力塑性变形，在其表

面和内部出现闪亮的、细长形的“类裂纹”----银纹。玻璃态：温度低于玻璃化温度时，聚

合物所处于的状态即为玻璃态。3.线型非晶态聚合物力学性能的三态是什么？各有何特点？

答：一、玻璃态下的变形硬玻璃态温度低于脆化温度tb，聚合物处于硬玻璃态。其应

力应变曲线只有弹性变形阶段，且伸长很小、断口与与拉力方向垂直。弹性模量比其他状

态的大，无弹性滞后。为普弹性变形。软玻璃态当温度处于tb-tg之间时，聚合物处于

玻璃态。（普弹变形、受迫高弹变形、力再取向）二、高弹态下的变形温度处于tg-tf间

时，聚合物处于高弹态。室温下处于高弹态的聚合物称为橡胶。其力学性能特点是具有

高弹性。在外力作用下，长链通过链段调整构象是原卷曲的链沿拉应力方向伸长，宏观

上表现为很大的弹性。在外力去除时，接点及扭结的趋势使得聚合物链又回复到卷曲状态，

宏观变形消失。高弹性与交联度有关交联少----产生塑性变形交联多----弹性下降，弹

性模量和硬度增加。三、粘流态下的变形温度高于tf时，聚合物分子链在外力作用下

可进行整体相对滑动，呈粘性滑动，导致不可逆永久变形。通常把这种无屈服应力出现

的流动变形称为粘性。第十章热震断裂：陶瓷材料承受温度骤变产生瞬时断裂，称之为

热震断裂。热震损伤：陶瓷材料在热冲击循环作用下，材料先出现开裂、剥落，然后碎

裂和变质，终至整体破坏，称之为热震损伤。简述陶瓷材料的增韧措施。1.改善陶瓷显微

结构使材料达到细密、均、纯，是陶瓷材料增韧增强的有效途径之一。晶粒形状也影响

陶瓷的韧性。晶粒长宽比增加，断裂韧度增加。2.相变增韧在外力作用下，陶瓷从亚稳

定相转变为稳定相，消耗一部分外加能量，使材料增韧。相变增韧受使用温度限制。3.

微裂纹增韧当主裂纹扩展遇到微裂纹时，发生分叉转变扩展方向，增加扩展过程的表面

能；同时，主裂纹尖端应力集中被松弛，致使扩展速度减慢。简述陶瓷材料的耐磨性的特

点。陶瓷材料的耐磨性与材料种类和性能、摩擦条件、环境，以及陶瓷材料自身的性能

和表面状态等因素有关。陶瓷材料的磨损机理主要是以微断裂方式导致的磨粒磨损。陶

瓷材料与陶瓷材料的配对的摩擦副，其粘着倾向很小；金属与陶瓷的摩擦副比金属配对的

摩擦副粘着作用也小。这使得其耐磨性优良。陶瓷材料对环境介质和气氛极为敏感，在特

定条件下可能会形成摩擦化学磨损。这是陶瓷材料特有的磨损机理