变形与断裂.doc

一拉伸曲线1） 弹性变形p比例极限 e弹性极限2） 不均匀屈服塑性变形s屈服强度3） 均匀塑性变形b抗拉强度4） 不均匀集中塑性变形5） 最后发生断裂二弹性变形定义当外力去除后，能恢复到原形状或尺寸的变形弹性变形。弹性变形具有可逆性的特点。无论变形量大小、应力应变是否呈线性关系，凡弹性形变都是可逆变形。（金属、陶瓷或结晶态的高分子聚合物具有单值线性关系，且弹性变形量都较小。橡胶态高分子聚合物不呈线性，且变形量较大。）弹性变形本质都是构成材料的原子(离子)或分子从平衡位置产生可逆位移的反映。弹性变形的微观过程1） 在无外加载荷下，晶格中原子在其平衡位置仅作微小热振动，这是受原子间相互作用力控制的结果。原子间相互作用力是原子间距的函数。在原子平衡位置处合力为零。2） 当受外力作用时，原子间相互平衡力受到破坏，原子的位置产生位移，达到新的平衡。原子位移的总和：在宏观上就表现为变形。3） 当外力去除后，原子依靠彼此间作用力又回到原来平衡位置，宏观变形也随之消失，表现出弹性变形的可逆性。弹性模数 E是表征材料对弹性变形的抗力，工程称材料的刚度.机械零件或工程构件的刚度还与其截面形状、尺寸及载荷作用方式有关，与材料的刚度不同。弹性模量E 的影响因素1） 键合方式 一般来说，在构成材料聚集状态的 4 种键合方式中，共价键、离子键（无机非金属材料）和金属键（金属及其合金）都有较高的弹性模数;分子键（高分子聚合物）弹性模数低。2） 原子结构 金属元素：弹性模数的大小与元素在周期表中的位置有关，实质是与元素的原子结构和原子半径有密切关系，原子半径越大，E 值越小。过渡族元素都有较高的弹性模数;因其原子半径较小，且 d 层电子引起较大的原子间结合力所致。3） 晶体结构 单晶体材料：在不同晶体学方向上呈各向异性，即沿原子排列最密的晶向上弹性模数较大，反之则小。多晶体材料：为各晶粒的统计平均值，表现为各向同性，但这种各向同性称为伪各向同性。非晶态材料：如非晶态金属、玻璃等弹性模量是各向同性。4） 化学成分 化学成分变化：可引起原子间距或键合方式的变化，也能影响材料的弹性模量。合金的弹性模量：将随组成元素的质量分数、晶体结构和组织状态的变化而变化。固溶体合金：弹性模数取决于溶剂元素的性质和晶体结构。随着溶质含量增加，弹性模量发生改变，但溶解度较小时变化不大。两相合金：弹性模数的变化比较复杂，它与合金成分，第二相的性质、数量、尺寸及分布状态有关。5） 微观组织 金属材料弹性模量：是一个组织不敏感的力学性能指标。工程陶瓷弹性模量：与构成陶瓷的相的种类、粒度、分布、比例及气孔串有关。一般随气孔率的增加，陶瓷的E 值下降。高分子聚合物的弹性模数：可通过添加增强填料而提高。复合材料：是特殊的多相材料。粒状增强相的复合材料弹性模数：随增强相体积分数的增高而增大。6） 温度 一般地，随着温度升高，原子振动加剧，体积膨胀，原子间距增大，结合力减弱，金属和陶瓷材料的弹性模量降低。弹性模量E： 与原子或离子分离距离的4次方或更高次方成反比。但是，弹性模量 E 降低也不是很厉害。弹性比功表示材料在弹性变形过程中吸收弹性变形功的能力。用材料开始塑性变形前单位体积吸收的最大弹性变形功表示。物理意义：吸收弹性变形功的能力。几何意义：应力 -应变曲线上弹性阶段下的面积。工程设计中，若材料只容许有弹性变形，且要求能吸收很大的能量（如机械弹簧），其合适材料应有高的弹性极限e 和低的弹性模量E 。一般工程材料，弹性模数 E 不易改变，尤其是金属材料；因此，常用提高弹性极限e 方法来提高弹性比功 ae 。滞弹性(弹性后效)是指材料在弹性范围内快速加载或卸载后，随时间的延长而产生的附加弹性应变的现象。加载时，应变落后于应力，而与时间有关的滞弹性，称为正弹性后效。卸载时，应变落后于应力的现象，称为反弹性后效。（材料组织越不均匀，滞弹性越明显；钢经淬火或塑性变形后，组织不均匀性增加，滞弹性加大；温度升高和切应力分量增大，滞弹性越强烈；没有切应力的多向压应力作用下，看不到滞弹性现象。）材料的滞弹性对仪器仪表和精密机械中的重要传感元件的测量精度有很大影响，因此选材时需要考虑滞弹性问题。内耗在弹性区内单向快速加载、卸载时，加载线与卸载线会不重合（应力和应变不同步），形成一封闭回线，称为弹性滞后环（交变加载弹性滞后环，交变加载塑性滞后环）。材料加载时吸收的变形功 卸载时释放的变形功，有一部分加载变形功被材料所吸收。这部分在变形过程中被吸收的功。内耗的大小：可用滞后环面积度量。金属材料在交变载荷(振动)下吸收不可逆变形功的能力，称为金属的循环韧性，也叫金属的“内耗”。 循环韧性：指材料在塑性区内加载时吸收不可逆变形功的能力。内耗：指材料在弹性区内加载时吸收不可逆变形功的能力。内耗原因阻尼作用若应力和应变都以简单正弦曲线规律变化时，由于滞弹性(粘弹性)的影响，应变总是落后于应力，应变和应力之间存在一个相位差，可见，当应力变为零时，应变还有一定值；当应力方向相反之后，应变才逐渐变为零，这样产生了阻尼作用，由此导致能量消耗。循环韧性也是金属材料的力学性能，因它表示在交变载荷(振动)下吸收不可逆变形功的能力，故又称为消振性。材料循环韧性越高，则自身的消振能力就越好。应力感生有序溶解在固溶体中孤立的间隙原子、置换原子，在固溶体中无规律分布，称无序状态；当施加外力时，原子所处的位置能量出现差异，原子要重新分布，产生有序排列。包申格效应金属材料经预加载产生少量塑变 (残余应变约14)，卸载后再同向加载，规定残余伸长应力(弹性极限或屈服强度)增加（在原先加载应力水平下，被缠结的位错线不能作显著运动，因此宏观上表现为规定残余伸长应力增加。）；反向加载，规定残余伸长应力降低(特别是弹件极限在反向加载时几乎降低到零)的现象（位错反向运动前方林位错类障碍较少，故可在较低应力下移动较大距离，宏观上表现为规定残余伸长应力降低。）。消除包申格效应方法1) 对材料预先进行较大的塑性变形，因位借增殖和难于重分布，则随后反向加载时不显示包申格效应。2) 在第二次反向受力前，对材料进行回复再结晶退火。三位错运动方式1） 滑移：位错线沿着滑移面的移动。是通过位错线及附近原子逐个移动很小距离完成的，故只需加很小切应力就可实现。正刃位错：滑移方向与外力方向相同；负刃位错：滑移方向与外力方向相反。2） 攀移：位错线垂直于滑移面的移动。指在热缺陷或外力作用下，位错线在垂直其滑移面方向上的运动，结果导致晶体中空位或间隙质点的增殖或减少。攀移的实质：是多余半原子面的伸长或缩短。刃位错：可在滑移面上滑移，还可在垂直滑移面方向攀移。正攀移：多余半原子面向上移动，向下移动称负攀移。螺位错：没有多余半原子面，故无攀移。刃位错的运动：可有滑移和攀移两种方式。螺位错的运动：只作滑移、而不存在攀移。攀移与滑移不同1） 攀移伴随物质的迁移，需要空位的扩散，需要热激话，比滑移需更大能量。2） 低温攀移较困难，高温时易攀移。在许多高温过程如蠕变、回复、单晶拉制中，攀移却起着重要作用。3） 攀移通常会引起体积的变化，故属非保守运动。4） 作用于攀移面的正应力有助于位错的攀移。5） 压应力将促进正攀移，拉应力可促进负攀移。6） 晶体中过饱和空位也有利于攀移。 位错运动的阻力1） 点阵阻力 实际晶体中，位错运动要遇到多种阻力，各种晶体缺陷对位错运动均能构成阻碍。即使在无任何缺陷情况下，位错运动也需克服滑移面两侧原子间相互作用力（最基本阻力），称为点阵阻力。2） 其他缺陷阻力 晶体中其他缺陷，如点缺陷、其它位错、晶界、第二相粒子等，都会与位错发生交互作用，从而引起位错滑移的阻力，并导致晶体强化。3） 位错的线张力等也会引起附加的阻力。 因位错的能量与其长度成正比，因此它有尽量缩短其长度的趋势。位错为缩短其长度会产生线张力。位错间的相互作用在实际晶体中，一般同时含有多种晶体缺陷(如除位错外，还有空位、间隙原子、溶质原子等)，它们之间不可避免地要发生相互作用。1） 平行螺型位错间的相互作用2） 平行刃型位错间的相互作用3） 其它情况位错间的交割位错在滑移面上运动，必与穿过此滑移面上的其它位错（称为“位错林”）相交截，该过程即为“位错交截”。 位错相互切割后，将使位错产生弯折，生成位错折线，这种折线有两种：割阶：位错折线垂直（或不在）其所属滑移面上。 扭折：位错折线在其所属滑移面上。1） 两个刃位错的交割2） 刃位错与螺位错交割：3） 两个螺型位错交割四金属材料常见的塑性变形方式滑移和孪生两种。滑移系金属材料在切应力作用下，沿滑移面和滑移方向进行的切变过程。滑移面：面间距最大原子最密排晶面。滑移方向：原子最密排的方向。一个滑移面与其上的一个滑移方向组成一个滑移系。滑移系越多，金属的塑性越好，但并不是唯一因素。金属的塑性还受温度、成分和预先变形程度等的影响。滑移变形的特点1） 滑移只能在切应力的作用下发生。产生滑移的最小切应力称临界切应力。2） 滑移常沿晶体中原子密度最大的晶面和晶向发生。因原子密度最大的晶面和晶向之间原子间距最大，结合力最弱，产生滑移所需切应力最小。3） 一个滑移面和其上的一个滑移方向构成一个滑移系。滑移系越多，金属发生滑移可能性越大，塑性也越好，其中滑移方向对塑性的贡献比滑移面更大。因而金属的塑性，fccbcchcp 。4） 滑移时，晶体两部分的相对位移量是原子间距的整数倍。5） 滑移的同时伴随着晶体的转动。晶体发生塑变时，常伴随取向改变。滑移机理若将滑移设想为刚性整体滑动，所需理论临界切应力值比实测临界切应力值大34个数量级。实际上，滑移是通过滑移面上位错的运动来实现的。当位错移动到晶体表面时，便产生大小为 b 的滑移台阶，若有大量位错沿滑移面上运动到表面，宏观上，晶体的一部分相对另一部份沿滑移面发生了相对位移，这便是滑移。滑移矢量与柏氏矢量 b 平行。滑移方式1） 单滑移：对有多组滑移系的晶体，当其与外力轴取向不同时，处于软位向的一组滑移系首先开动。金属晶体先发生单滑移，因只有一个滑移系起作用，加工硬化效果很小。单一方向的滑移带。2） 多滑移：随着晶体发生转动，会使数个滑移系同时处于有利位向，而发生多滑移，这时因不同滑移系间的位错相互交割，加工硬化效果上升。若两组或几组滑移系处在同等有利的位向，在滑移时，各滑移系同时开动，或因滑移中晶体的转动使两个或多个滑移系交替滑移。相互交叉的滑移带。3） 交滑移：随后又可能转变为交滑移，这时加工硬化效果下降。是指两个或多个滑移面沿同一个滑移方向滑移。在表面出现曲折或波纹状的滑移带。 孪生在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面和晶向相对于另一部分所发生的均匀切变。此切变并未使晶体点阵发生变化，但却使切变区晶体取向与未切变区晶体呈镜面对称。发生切变的部分称孪生带或孪晶，均匀切变区与未切变区的分界面称为孪晶界。发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面；孪生面的移动方向称为孪生方向。孪生变形特点1） 孪生也是在切应力作用下发生的，常出现于滑移受阻而引起的应力集中区，其临界分切应力要比滑移大得多。孪生变形速度极快, 接近声速。2） 孪生使一部分晶体发生均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上进行（不均匀变形）。3） 孪生使晶体变形部分位向发生改变，孪晶面两侧晶体位向呈镜面对称，而滑移后晶体各部分位向均未改变。4） 孪生时相邻原子面的相对位移量小于一个原子间距。5） 孪生对塑变的直接贡献比滑移小很多，但孪生改变局部晶体位向，使新滑移系开动，间接对塑性变形做贡献；而滑移是直接产生塑性变形。6） 孪生变形的拉伸应力-应变曲线呈锯齿状。光滑阶段是与滑移塑变对应；锯齿状阶段即孪生变形所致。形变孪晶生成可大致分：形核和扩展。晶体变形先以极快速度爆发出薄片孪晶，然后孪晶界面扩展使孪晶增宽。孪晶形核所需应力远高于扩展所需要应力，故孪晶形成后载荷就会急剧下降。7） 孪生变形与晶体结构：一些密排六方金属（如Cd，Zn，Mg 等）常发生孪生变形。体心及面心立方金属：在形变温度很低，形变速率极快时，也会通过孪生方式进行塑变。在面心立方金属中常发现有孪晶，这是因相变过程中原子重新排列时发生错排而产生的，称退火孪晶。8） 孪生使表面出现浮凸，因孪晶与基体的取向不同，表面重新抛光后并浸蚀后仍能看到。滑移表面出现的滑移线，经重新抛光后消失。多晶体的塑性变形1） 相同之处：多晶体金属中，每个晶粒变形规律与单晶体金属大致相似。也以滑移、孪生为基本变形方式。2） 不同之处：因多晶体存在晶界，各晶粒的取向不同，故既需克服晶界的阻碍，又要求各晶粒的变形相互协调与配合，使多晶体的变形更为复杂。屈服现象的解释一般认为，在固溶体中溶质或杂质原子造成点阵畸变所产生应力场和位错应力场发生交互作用，使溶质原子聚集在位错线附近，形成的柯垂尔气团。因此交互作用，使体系能量处于较低状态；只有在较大应力作用下，位错才能脱离溶质原子的钉扎；表现为应力应变曲线上的上屈服点；当位错继续滑移时，就不需要开始时那么大的应力，表现为应力应变曲线上的下屈服点；当继续变形时，因应变硬化作用，应力又出现升高的现象。应变时效现象若将低碳钢经少量预变形，去载后立即加载，则暂不出现屈服现象。但若预变形后，将试样放置一段时间或稍微加热（200）后再加载拉伸，则又出现屈服现象，且屈服强度会有所提高，这即应变时效现象。 影响屈服强度的因素内因1） 金属本性及晶格类型 一般塑性变形主要沿基体相进行，位错也主要分布在基体相中，基体相相当于纯金属，其屈服强度是使位错开动的临界切应力，它由位错运动所受的各种阻力决定的。2） 溶质原子 在纯金属中加入溶质原子，形成间隙型或置换型固溶合金，因在溶质原子周围形成晶格畸变应力场，与位错的交互作用，使位错运动受阻，使屈服强度提高，即为固溶强化。强化效果：取决于溶质原子与位错交互作用能及溶质溶度。通常，间隙固溶体的强化效果大于置换型固溶体。3） 晶粒大小和亚结构 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。减少晶粒，将增加位错运动障碍数目，晶粒内位错塞积群长度，使屈服强度提高（细晶强化）。4） 第二相 第二相的强化效果与质点本身能否变形有关。不可变形第二相，位错只能绕过它运动。可变形第二相，位错可以切过，都对位错运动产生阻力，使屈服强度提高。弥散型：质点周围形成应力场对位错运动产生阻碍-位错弯曲第二相作用还与其尺寸、形状、数量及分布，第二相与基体的晶体学匹配程度等有关。外因1） 温度 温度提高，位错运动容易，材料的屈服强度s，但会因金属的结构不同，其变化趋势不同。2） 应变速率 应变速率提高，金属材料的强度增加，且屈服强度s的变化较抗拉强度b 的变化剧烈。3） 应力状态 切应力分量，越有利于塑性变形，s。扭转强度 拉伸强度 弯曲强度，三向不等拉伸下的屈服强度为最高。固溶强化单相固溶体合金，随溶质含量增加，固溶体强度、硬度提高，塑性、韧性下降。溶质原子的加入，通常同时提高了屈服强度和整个应力应变曲线的水平，并使加工硬化速率增高。弥散强化机理当运动位错与不可变形颗粒相遇时，位错线因受阻挡而发生弯曲；随着应力增加，弯曲加剧，最终绕颗粒的位错相遇，并留下一个位错环，而位错线将继续前进。显然，此过程需额外做功，且位错环将对后续位错产生进一步阻碍作用，这都将使材料强度的上升。应变硬化指数 n反映了材料抵抗继续塑性变形的能力。也是表征材料应变硬化行为的性能指标。在极限情况下： n1，为完全理想的弹性体，应力S应变e 成正比。n0，为理想塑性材料，无应变硬化能力，此时 Se。大多金属材料： n0.10.5。应变硬化指数 n 的工程意义1） 指数n 反映材料屈服后继续变形时应变硬化行为。材料n 值越大，承受偶然过载能力增加，可阻止机件在某薄弱部位继续塑变，保证机件安全。2） n值数值上等于材料拉伸缩颈时的真实均匀应变量eB。这对冷变形工艺有重要影响。材料n 值越大，冲压性能好，因具应变硬化效应，变形均匀，极限变形程度提高，机件不易产生裂纹。3） 材料n 值越大，应变硬化效果高。4） 不能热处理强化材料都可用应变硬化法强化。如喷丸、表面滚压可有效提高强度和疲劳强度。超塑性指合金在一定条件下所表现的具有极大伸长率和很小变形抗力的现象。合金发生超塑性时的断后伸长率通常大于100%，有的甚至可以超过1000%。细晶超塑性要求有稳定的超细晶粒组织。因细晶组织在热力学上不稳定性，为保持细晶组织的稳定，必须在高温下有两相共存或弥散分布粒子存在。这是由于两相共存时，晶粒长大需原子长距离扩散，因而长大速度小，而弥散粒子则对晶界有钉扎作用。五断裂的类型1） 按宏观塑性变形程度：韧性断裂、脆性断裂。2） 按裂纹扩展途径：穿晶断裂、沿晶断裂。穿晶断裂：裂纹穿过晶内，可韧性断裂、也可脆性断裂。沿晶断裂：裂纹沿晶界扩展，多为脆断，断口呈冰糖状。3） 按断裂机理：纯剪切断裂、微孔聚集型、解理断裂。纯剪切断裂：(滑断)完全由滑移流变造成断裂，某些纯金属尤其是单晶体金属可产生。断口呈锋利的楔形（单晶体）或刀尖型（多晶体）。4） 按断裂面取向分类：正断；切断。正断：断裂面垂直于最大正应力max ；切断：沿最大切应力max 方向断开、与正应力约呈450。注意：正断不一定就是脆断，也可有明显塑性变形。但切断是韧断，反过来韧断就不一定是切断。韧性断裂特点材料断裂前及断裂过程中产生明显宏观塑性变形的断裂。1） 断裂有一个缓慢撕裂过程，且消耗大量塑性变形能。2） 断裂面一般平行于最大切应力并与主应力成45角。3） 断口呈纤维状，灰暗色。 4） 典型宏观断口特征呈杯锥状。断口三要素纤维区 裂纹扩展速率很慢，当裂纹达到临界尺寸后就快速扩展面形成放射区。放射区 裂纹快速、低能撕裂形成，有放射线花样特征。放射线平行于裂纹扩展方向，垂直于裂纹前瑞(每一瞬间)的轮廓线，并收敛于裂纹源。撕裂时塑性变形量越大，则放射线越粗。对几乎不产生塑性变形的极脆材料，放射线消失。温度降低或材料强度增加，因塑性低，放射线变细或消失。剪切唇 拉伸断裂的最后阶段形成锥杯状的剪切唇。剪切唇表面光滑，与拉伸轴呈450，是典型的切断型断裂。脆性断裂特点材料断裂前基本不产生明显宏观塑性变形，无明显预兆，表现为突然发生的快速断裂，故有很大危险性。1） 断裂面一般与正应力垂直，断口平齐而光亮，常呈放射状或结晶状。 2） 矩形截面板状试样脆性断口可见“人字纹花样”。3） 人字纹放射方向与裂纹扩展方向平行，其尖顶指向裂纹源。 微孔聚集型断裂通过微孔形核、长大聚合而导致材料分离，是韧性断裂的普遍方式。宏观断口：常呈现暗灰色、纤维状，微观断口特征：则是断口上分布大量“韧窝”。 微孔聚集型断裂断口微观特征：韧窝。微孔形核长大和聚合是韧性断裂主要过程。在断口上留下痕迹即为电镜下观察到的大小不等的圆形或椭圆形韧窝。韧窝是韧性断裂的微观基本特征。解理断裂金属材料在一定条件（如低温、高应变速率，或有三向拉应力状态）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（解理面）产生的穿晶断裂。解理常见于:体心立方（bcc）和密排六方（hcp)金属中。解理面：一般是低指数面或表面能最低的晶面。位错塞积理论在滑移面上切应力作用下，刃位错互相靠近，当切应力达到某一临界值时，塞积头处的位错互相挤紧、聚合而成为高nb、长为 r 的楔形裂纹（或空洞形位错）。若塞积头处应力集中不能为塑性变形所松弛，则塞积头处最大拉应力fmax能达到理论断裂强度m，而形成裂纹。当晶粒尺寸d 小于某临界值时，屈服应力低于断裂应力，先屈服后产生断裂；但当d 大于临界值时，先发生脆性断裂。位错反应理论位错反应形成不动位错，结果两相交滑移面上的位错群就在该不动位错附近产生塞积。当塞积位错较多时，产生裂纹。是降低能量过程，故裂纹成核是自动进行的。解理断裂的微观断口特征基本微观特征：解理台阶、河流花样、舌状花样。解理断裂：是沿晶体特定界面发生的脆性穿晶断裂。微观断口：由许多大致相当于晶粒大小的解理（刻）面集合而成的。准解理断裂常见于淬火回火的高强度钢，或贝氏体组织钢中。因弥散细小碳化物质点影响了裂纹形成与扩展，当裂纹在晶粒内扩展时，难于严格沿一定晶体学平面扩展。断裂强度影响因素1） G为材料切变模量 不同的金属材料具有不同的G值。材料G值越高，则脆断强度也越高。热处理、合金化或冷热变形对G值影响很小，故现今常用的强化方法很难通过改变G，而使金属材料韧化。2） 金属材料的s 实际上它由表面能和塑性变形功两部分构成，即为有效表面能，其中主要是塑性变形功。塑性变形功大小：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。这主要决定于材料本身。3） q应力状态的系数 q值等于滑移面上切应力与正应力之比。切应力是位错运动的推动力，也决定了障碍物前位错塞积的数目，因此对塑性变形和裂纹形成及扩展都有作用。正应力（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（q值）的应力状态都将增加金属材料的脆性。4） d 晶粒大小 晶粒大小反映位错滑移距离，也影响位错塞积的数目。细化晶粒：裂纹不易形成，且裂纹形成后不易扩展，因裂纹扩展时要多次改变方向，将消耗更多能量。因此，细晶粒组织金属材料，抗脆断性能优于粗晶粒组织。5） i 位错在基体金属中运动总阻力（或摩擦阻力） 它与P-N 及位错运动所遇到的障碍有关。决定于晶体结构和位错密度。高的i 值易导致脆性断裂。6） ky钉扎常数 位错被钉扎越强，ky 越大，越易出现脆性断裂。添加合金元素对钢的韧脆性的影响比较复杂。低温脆化现象Bcc金属及合金或某密排六方金属及合金，特别是工程上常用的中低强度结构钢，在试验温度低于tk时，会有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。六疲劳的特点1） 疲劳是低应力循环延时断裂，即具有寿命的，。裂应力水平常低于抗拉强度，甚至屈服强度s 。断裂寿命随应力不同而变化：应力高寿命短，应力低寿命长。当应力低于某临界值（疲劳极限）时，寿命可无限长。2） 疲劳是脆性断裂疲劳应力比屈服强度低，故不论韧性材料还是脆性材料，在疲劳断裂前均不会发生塑性变形及有形变预兆，它是在长期累积损伤过程中，经裂纹萌生和缓慢亚稳扩展到临界尺寸ac 时才突然发生的。因此，疲劳是一种潜在的突发性断裂。3） 疲劳对缺陷(缺口、裂纹及组织缺陷)十分敏感。疲劳破坏是从局部开始的，故对缺陷具有高度的选择性。缺口和裂纹因应力集中，增大对材料的损伤作用，组织缺陷(夹杂、疏松、白点、脱碳等)降低材料的局部强度，都加快疲劳破坏的产生和发展。 疲劳宏观断口特征1） 疲劳源： 是疲劳裂纹萌生的策源地。疲劳源区的最为光亮；这是因在整个裂纹亚稳扩展过程中断面不断摩擦挤压，呈现光亮平滑，且因加工硬化表面硬度也有所提高。2） 疲劳区：疲劳裂纹亚稳扩展区，是判断疲劳断裂的重要证据。宏观特征：断口较光滑，并有贝纹线(或海滩花样)。断口光滑是疲劳源区域的延续，但其程度随裂纹向前扩展逐渐减弱。疲劳区最大特征：贝纹线，是由载荷变动引起的，如机器的开动和停歇，偶然过载引起的载荷变动，使裂纹前沿线留下弧状台阶痕迹。名义应力较低，则疲劳区大。3） 瞬断区：裂纹最后失稳快速扩展区。瞬断区：断口粗糙，同静载断裂断口，随材料性质而变。脆性材料：为解理或结晶状断口；韧性材料：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。名义应力较高，则瞬断区就较大。疲劳过程及机理宏观疲劳裂纹是由微观裂纹的形成、长大从连接而成的。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。1） 表面滑移带开裂 驻留滑移带：一般只在材料表面某些薄弱地区产生，具有持久驻留性。其深度较浅，随着加载循环次数增加，会不断地加宽，加宽至一定程度，因位错塞积和交割作用，便在驻留滑移带处形成微裂纹。2） 第二相、夹杂物或其界面开裂 在疲劳失效分析中，常发现很多疲劳源都由材料中第二相或夹杂物引起的，因此提出了第二相、夹杂物和基体界面开裂，或第二相、夹杂物本身开裂的疲劳裂纹萌生机理。3） 晶界或亚晶界开裂 多晶材料：晶界作用，且相邻晶粒不同取向性，位错在某一晶粒内运动会受晶界阻碍，产生位错塞积和应力集中。影响疲劳强度的主要因素1） 表面状态的影响(一) 应力集中 机件表面缺口应力集中，常是引起疲劳破坏的主要原因。(二) 表面粗糙度 在循环载荷作用下，金属不均匀滑移集中在表面，疲劳裂纹也常在表面产生，故机件表面粗糙度对疲劳强度影响很大。2） 残余应力及表面强化的影响 残余压应力提高疲劳强度；残余拉应力则降低疲劳强度。表面强化处理：可在机件表面产生有利的残余压应力，同时还能提高机件表面的强度和硬度。3） 材料成分及组织的影响(一) 合金成分 通过提高钢的淬透性和改善钢的强韧性来影响疲劳强度。(二) 显微组织 细化晶粒：既阻止疲劳裂纹在晶界处萌生，又因晶界阻止疲劳裂纹的扩展，故能提高疲劳强度。(三) 非金属夹杂物及冶金缺陷 非金属夹杂物是萌生疲劳裂纹的发源地之一，也是降低疲劳强度的一个因素。冶金及其加工缺陷这些缺陷常是疲劳裂纹的发源地，严重地降低疲劳强度七应力腐蚀金属构件在静载拉应力和特定化学介质共同作用下，经过一段时间后，因电化学腐蚀所导致的正常延性材料发生早期低应力脆性延迟破坏现象。这些断裂形式大多为低应力脆断，具有很大的危险性。应力腐蚀产生条件1） 应力条件 应力可为外加工作应力或残余应力，只有在拉应力作用下，才能产生。2） 介质条件 只有在特定的化学介质中，某种金属材料才能产生。3） 材料条件 一般认为：纯金属材料不发生SCC，所有合金对应力腐蚀都有不同程度的敏感性。但每一种合金，都有对SCC不敏感的合金成分。4） 需经一定时间，才发生SCC，也称“延迟断裂”。5） 断裂的突然性 即断裂在无明显觉察下突然发生，属于脆性断裂。6） 塑性材料与脆性材料均可发生。应力腐蚀断裂机理膜破坏理论1） 表面先形成一层钝化膜，使金属不致进一步受到腐蚀，即处于钝化态。若无应力作用，金属不会发生腐蚀破坏。2） 有拉应力作用，则可使裂纹尖端产生局部塑性变形，滑移台阶在表面露头时钝化膜破裂，显露出新鲜表面。3） 新鲜表面在电解质溶液中成为阳极，而其余具有钝化膜金属表面便成为阴极，从而形成腐蚀微电池。阳极金属：（MM十nne），变成正离子进入电解质中而产生溶解，则在表面形成蚀坑。4） 更主要的是，拉应力在蚀坑或原有裂纹尖端形成应力集中，使阳极电位降低，加速阳极金属的溶解。应力腐蚀宏观断口特征1） 断口平齐、与主应力垂直，无明显塑变痕迹和唇口，宏观断口形态一般呈颗粒状。2） 应力腐蚀：属局部腐蚀，裂纹常被腐蚀产物所覆盖，故断口较灰暗、无金属光泽，可见腐蚀的痕迹。3） 断口宏观也可分为三个区：裂源区，纹慢速扩展区， 瞬时断裂区应力腐蚀微观断口特征1） 裂纹的扩展途径 SCC裂纹一般由材料表面向内扩展；微观途径：有沿晶型、穿晶型或混合型。2） 解理（河流花样）或准解理，沿晶断裂，混合形断口，泥纹状花样。随材料与腐蚀介质不同而不同。氢致延滞断裂在高强度钢或其他材料（如+钛合金）中固溶有适量的氢（原来存在或从环境介质中吸收），在低于屈服强度的应力持续作用下，经过一段时间（孕育）后，在金属内部，特别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。工程上所说“氢脆”