蠕变及硬度小结

1、蠕变温度对金届材料力学性能的影响很大，随着温度升高，材料的强度降低而塑 性增加；而材料在高温下，载荷持续时间对力学性能也会产生影响。 因此，在高 温下工作的材料，其力学性能与温度和时间两个因素有关。 所谓高温，是指金届 的服役温度超过了它的再结晶温度约 0.40.5Tm, Tm是金届的熔点。在这样的高温 下长时服役的金届，其微观结构、形变和断裂机制都会发生变化，在宏观上则会 出现高温蠕变、持久断裂、应力松弛、高温腐蚀等现象。材料在恒定应力作用下，其应变随时间的延长而逐渐增加的现象称为蠕变。 由于蠕变而导致的断裂称为蠕变断裂。金届在低温下也会产生蠕变，但通常只有 当温度升高到0.3Tn«

2、;上时，蠕变现象才会比较显著。金届在高温下还会发生应 力松弛现象，即在保持应变恒定的情况下，应力随着时间延长而减小的现象。 由 于蠕变和应力松弛的发生，应力和应变之间已不是单值的对应关系， 而必须考虑 温度和时间的影响。温度对金届材料力学性能的影响很大，随着温度升高，材料的强度降低而塑 性增加；而材料在高温下，载荷持续时间对力学性能也会产生影响。 因此，在高 温下工作的材料，其力学性能与温度和时间两个因素有关。 所谓高温，是指金届 的服役温度超过了它的再结晶温度约 0.40.5Tm, T思金届的熔点。在这样的高温 下长时服役的金届，其微观结构、形变和断裂机制都会发生变化，在宏观上则会 出现高温

3、蠕变、持久断裂、应力松弛、高温腐蚀等现象。1. 蠕变曲线蠕变：材料在恒定应力作用下，其应变随时间的延长而逐渐增加的现象称为 蠕变。由于蠕变而导致的断裂称为蠕变断裂。 金届在低温下也会产生蠕变，但通 常只有当温度升高到0.3T似上时，蠕变现象才会比较显著。金届在高温下还会 发生应力松弛现象，即在保持应变恒定的情况下，应力随着时间延长而减小的现 象。由于蠕变和应力松弛的发生，应力和应变之间已不是单值的对应关系，而必须考虑温度和时间的影响。蠕变曲线：常载荷条件下的典型单轴蠕变曲线见图1 ,从图中可以看出蠕变 的3个典型阶段：第一蠕变阶段AB（减速蠕变阶段），第二蠕变阶段BC（稳定蠕变阶段），第三 阶

4、段蠕变CD口速蠕变阶段）。在第二蠕变阶段（稳定蠕变阶段），蠕变速率近似 为常数；而在第三蠕变阶段，蠕变速率逐渐增加，直至试件完全破坏。图1中£ e 代表瞬时弹性（或弹塑性）应变，£ p表示塑性应变，£ c代表蠕变应变。Cottrell提出第用阶段以前的蠕变曲线可近似表示成：耳=轮十趴"+穹 端为瞬时应变，第二项反映减速蠕变应变；第三项反映 稳态蠕变应变，每为稳态蠕变速率;m是小丁 1的正数，大体上是材料常数;每、 E、每等常数与温度、应力和材料有关，或者 & = Emtm+凯有些文献提出反映温度和应力对蠕变应变速率影响的经验关系式，在回复蠕变可以

5、进行的较高温度范围内，当应力不太大时，这一关系式可以表示为8 = Aom exp（一匕）鼻为稳态蠕变速率，CT为应力,碍日应力指数他常数，U勺 kT蠕变激活能，A、mffi叩由试验测定，k为玻耳兹曼常数，T为绝对温度2. 蠕变极限和持久强度构件在高温下工作时，可能遭遇两种不同的情况：一种情况下，构件服役期 很长，要求长寿命低变形量。对丁这种情况，蠕变速率（6）和蠕变强度（蠕变极限）有重要意义。另一种情况是构件在高温下短期工作，其损坏的主要原因是 由丁断裂而不是变形，因而蠕变速率不是主要参数，能保证安全使用的关键性能 是持久强度。蠕变极限（蠕变强度）表示材料在高温和长期载荷作用下对蠕变变形的抗力

6、， 常用条件蠕变极限来表述，表示该材料在规定的温度及时间内， 达到规定蠕变变 形量或蠕变速度时所能承受的最大应力。条件蠕变极限有两种表示方法：（1）在规定温度及规定时间内达到规定变形量的应力，用 cr"t（MPa）表小。T为 温度，8为伸长率，t为达到该应变量的持续时间。（2） 在给定温度下，使试件产生规定蠕变速率的应力值，以符号b；（MPa）表示。 其中，T表小温度（ °C） , &表小第II阶段的蠕变速率。在使用中可根据蠕变率和服役时间的具体情况， 选取其中一种方式来表述材 料的强度。对丁服役时间长的情况，常采用第一种表示方法，反之，若服役时间 短，蠕变速率大，

7、则采用第二种表示方法。持久强度：材料抗蠕变断裂的能力用持久强度表示。 持久强度是指在规定温 度和规定时间内发生蠕变断裂的初始应力，用 btT表示。3. 金届高温蠕变变形机制高温下金届蠕变变形的主要机制可归纳为位错滑移、业晶粒形成、晶界滑动 和空位扩散四种。前两种与位错的滑移和攀移有关，第三种与晶界性质有关，第 四种是在极低应力下，位错无法运动条件下的变形机制。(1) 位错滑移高温蠕变中的滑移过程与室温下的滑移基本相同， 但是金届在高温下产生滑 移所需的作用应力较低，变形比较容易。在高温下还可能有新的滑移系统被激活。 此外，随着温度升高，热激活可以使位错离开原滑移面而转到其他滑移面上滑移， 这将

8、导致交滑移的产生。(2) 业晶粒的形成业晶粒的形成是高温蠕变过程中最显著的特征。在高温下，由丁金届内部变形不均匀，导致在晶粒内部出现局部晶格弯曲， 形成形变带和扭折带。通过晶格 弯曲部分的多边化过程，形成业晶粒。在应力作用下，业晶粒内位错源不断放出 位错。由丁热激活，这些新位错容易通过滑移和攀移并入业晶界，使业晶界位错密度不断增大，而业晶粒内部位错密度保持不变。 业晶粒的形成有利丁晶内位错 的滑移。(3) 晶界滑动和迁移晶界的滑动是指相邻晶粒之间沿晶界面的相对运动。在外力作用下，晶内滑移引起晶体伸长而使相邻的晶粒问沿晶界产生相对滑动。在高温蠕变中，晶界的滑动十分显著，而且，随着温度的升高、晶粒

9、度的减小、晶界的滑动对总蠕变量 的贡献会增大。因此，在高温下，晶界滑动在晶体的蠕变中起着重要的作用。 晶界的迁移是指晶界沿着它的法线方向移动。晶界的迁移本身对蠕变的贡献并不 大，但是晶界迁移消除了晶界附近的畸变，这有助丁晶内位错移动和晶界滑动， 因而有利丁蠕变机制的进一步进行。(4) 扩散蠕变空位在晶内做定向扩散扩散蠕变一般指Herring-Nabarro蠕变，它是一种接近熔点温度在低应力下 的蠕变。在高温低应力下，或者在位错能动性很差的情况下， 空位的定向扩散成 为蠕变的主要机制。即基本思想可简述如下：当多晶体拉伸时，与外力轴垂直的晶界受拉，与外力轴平行的晶界受压。应 力梯度使空位从受力较大

10、的晶界向受力较小的晶界迁移， 而金届原子的移动方向 则相反，这导致晶粒沿外力作用方向物质增加，从而使晶粒沿拉伸方向伸长而产 生塑性变形。空位沿晶界扩散在上述的扩散蠕变机制中，假定空位在晶粒内作定向扩散，空位沿着晶界的 扩散也可产生蠕变，称为Coble蠕变。综上所述，局温蠕变有如下特点：在局温下，由于晶界可能广生滑动，因此 晶内和晶界都能参与变形；由于高温下的原子扩散能促进各种形式的位错运动， 因而有助于蠕变应变;在很高温度和低应力的条件下，扩散成为变形的主要机制。 各种温度和应力作用下的蠕变机制可概括如下： 低温高应力下蠕变机制以位错滑 移为主；低温低应力下是以晶界扩散为主； 高温低应力下是以

11、扩散机制为主， 其 中包括晶界扩散和晶内扩散。由以上分析还看出，提高蠕变极限的主要途径是增 加滑移阻力，抑制晶界的滑动和空位的扩散。相比高温蠕变机制，室温下的塑性变形主要方式氏滑移和孚生， 当这二者不 易进行时，会出现扭折或弯结。室温下，滑移变形和孚生变形都是在切应力作用 下产生的。而产生孚生变形所需的切应力比较大， 所以孚生一般在不易发生滑移 的条件下发生，产生的塑性变形量比滑移小得多， 但会引起晶格位向改变，有助 于推动滑移的发生。高温下金届蠕变中，主要是位错滑移、业晶粒形成和晶界滑动相辅相成、 相 互促进的结果。而室温下主要是位错作用占主要地位。 温度升高时，蠕变变形过 程中不断由于热激

12、活因素推动滑移和晶界运动， 而室温下，没有能量的跃迁，只 能单凭位错运动，变形相对困难。4. 蠕变断裂的类型由于蠕变而导致的断裂称为蠕变断裂。 蠕变断裂可以是穿晶断裂，也可以是 沿晶断裂，至于采取哪种断裂形式，与温度和应力有关。多晶金届材料在较低温 度下多发生穿晶断裂，而在较高温度下则大多发生沿晶断裂。 这说明低温时晶界 强度高于晶内，而在高温时则正相反，晶界强度低于晶内强度。晶内强度和晶界 强度均随温度升高而降低，但晶界强度下降得更快。在某一中等温度（Te）下，晶界强度与晶内强度相等，此温度称为“等强温度”。当丁< Te时，晶内强度低于 晶界强度，因而发生穿晶断裂；当t>tb寸，

13、晶内强度高于晶界强度，晶内发生沿 晶断裂。由于晶界强度对变形速率更为敏感， 因此，等强温度随形变速率的增加 而提高。沿晶断裂机制：沿晶断裂先在晶界区萌生裂纹，蠕变过程中裂纹不断长大、 连结，最后发生断裂。断口的形貌与试验温度高低和应力大小有关， 大体上可以分为两类：在大应 力较低温度下，断口由楔形裂纹组成；在低应力和高温下，断口通常由波浪形洞形裂纹所组成。两种断口形貌可以分别用两种断裂理论来解释：应力集中理论和空位聚集理论。(1) 楔形裂纹在较高应力和较低温度下，楔形裂纹通常在三晶交界处萌生。裂纹形成的原 因与相邻晶界相对滑动在晶角造成了应力集中有关。 当晶界交界处的应力集中超 过晶界结合强度

14、时将形成裂纹。晶界裂纹形成后，在拉应力作用下沿着垂直丁外 力的晶界不断扩展，逐渐形成宏观裂纹，最终导致断裂。(2) 空洞型裂纹在较低应力和较高温度下，在与拉伸方向垂直的晶界上或者晶界滑动较显著 的晶界上可能萌生微空洞。随着蠕变的进行，这些微空洞不断长大、连结、合并, 最后导致断裂。关丁空洞成核的原因，一般有两种看法。一种看法是过饱和的空 位在应力场作用下向晶界迁移， 在晶界处积聚形成空洞；另一种看法是，当晶界 存在比较硬的第二相质点或晶界上存在台阶时，由丁晶界滑动在台阶或第二相粒 子处受阻，因而产生应力集中，导致形成空洞。这两种机制中哪一种起主导作用， 则与材料和试验条件有关。楔形裂纹和空洞型

15、裂纹的扩展过程，包括三个阶段：第一阶段，在蠕变初期裂纹成核第二阶段，随着蠕变的进行，临界裂纹核在应力作用下沿晶界扩展 第三阶段，相邻晶界处裂纹连接并形成沿晶裂纹，最终发生沿晶断裂5. 金届拉伸蠕变及蠕变持久试验方法5.1圆形截面试样5.1.1 蠕变试样直径 5mm-10mm原始计算长度 5d0或10&(也可以采用 12.5d 0)。推荐的标注蠕变试样见图 1。图1圆形横截面标准蠕变试样5.1.2标准持久试样直径为见图2和图3。5m研日10mm原始计算长度为 25mnO 50mm其奈豚'5.1.3缺口持久试样的弹性应力集中系数为 Kt=3.85，试样尺寸见图4。0.02ffl 4

16、圆形横截面跳口持久试样5.2矩形横截面试样5.2.1 蠕变试样厚度一般 为1mm-5mm©度6mm-15mm原始计算长度 50mm- 100mm推荐的标准试 样见图5。图3矩形横鼬而赣鹿蜻变试样5.2.2 矩形横截面持久试样宽度一般为10mm推荐的标准试样见图6 原始计算长度与厚度的关系见表2。a>0.8-1.0>1.0-1.5>1.5-2.4>2.4-3.0L015202530Lt111116121126图6矩形横截面标推持久试样5.2.3 如有关标准或双方协议对试样另有要求时，应按相应规定执行5.3试样的制备5.3.1 切取的试样毛坯应代表试验材料的冶金组

17、织和力学性能，取样部位及方向应 按产品标准规定或经双方协议。5.3.2 试样在加工过程中不应因发热或加工硬化而改变材料的性能。5.3.3 试样凸肩及头部的形状及尺寸可根据引伸计结构和拉杆型式确定。试样头部 及计算长度之间应有过渡圆弧，对丁圆形横截面试样，过度圆弧半径应不 小丁直径的四分之一；对丁矩形横截面试样，过度圆弧半径应不小丁宽度 的四分之一。5.3.4矩形横截面试样一般应保留原表面，如技术条件或双方协议另有要求，可磨光表面。5.4试验设备及仪器5.4.1 试验机在试用范围内 (5%-100%力值相对误差应不 等丁土 1.0%; 示值相对变动度应不大丁 1.0%，试验机上下火头拉杆之间的试

18、样力 同轴度 应不超过15%5.4.2 蠕变变形测量仪器的 最小分度值应不大丁1从门误差一般应不大丁总蠕变伸 长的土 1.0%。5.4.3 测温热电偶应符 合JJG141、JJG351或JJG368中皿级热电偶要 求。5.4.4 温度补偿系统应使热电偶冷端温度保持包定，允许偏差在0.5 C 之内。5.4.5 温度测量仪器的分辨 率应在0.5 C之内，误差应不大丁土 1C。5.4.6 温度控制及加热装置应保证在试验期间温度符合表3要求。表3试验温度的偏差和梯度r试臆碰温度偏差程度棒度<900-3师1100±44拄1融度缰.度：云段申任-歌闾试样段6被刺低温度的摘鬲值与炬低直之差.

19、2试翳瓶度应包括时格电保及清扯悦器误差的修J ：科也蔓超过LIOOCJ试股，就度偶&看庚怪度匣由利关队方协商确定”5.4.7 加热炉均温区一般应不小丁试样计算长度的1.5倍。5.5试验5.5.1 试验室温度一般应保 持在10C-35C之内；试验室应 远离或隔离 震源，室内严防震动。5.5.2 试验前应对试样表面及尺寸进行检查，试样表面不应有划伤或 缺陷。试 样的横截面尺 寸在计算 长度内的两端 及中部测量，在每处相互垂 直方向上 各测一次，以计算的最 小横截 面积为 准。测量试样 截面尺寸的量 具最小分度值 应不大丁 0.01mm5.5.3 计算长度等丁或小丁 50mmm勺试样，一般应

20、在两端各固定一支热电偶，计算长度大 丁 50mm勺试样，应在两端及中部各固定一支热电偶。对丁缺口试样，应有一支 热电偶固定丁缺口处。热电偶工作端应紧贴试样表 面，并应防止炉壁热辐射。5.5.4 对于蠕变试验，推荐试用双面变形测量装置，引伸计的结构和 装卡应能真是地反映试样轴线方向的伸长，并应避免变形读数受室温变化 和气流的影响。试验前 适当增量 的力检 查引伸 计装卡质量，必要时对引伸 计进行调整，使两侧变形读书的平均值与任一侧读书之差除以平均值的白 分比不大于15%5.5.5 试样在加热炉内不应 收到非轴向力的作用。5.5.6 升温前，可对试样施加初 始力，此力值应不大于总试验力的10%,2

21、 且应力不超 过10N/mm。5.5.7 将试样加热至规定温度的时间一般为 2h-8h，温度保持时间在 1h-24h。在升温及保温期间，不应超过规定温度上限。对于升温及保温时 间应做记录。5.5.8 达到保温时间后，平稳地施加试验力。对于蠕变试验，应将石去 码分成适当级数，记录施加每级力的变形值，在力一伸长曲线上求的弹性 变形及起始塑 性变形值，见图 7.5.5.9 建议对试验温度自动记录，温度测量间隔应保证在整个试验期 间温度符合5.4.6条要求。5.5.10 蠕变变形的记录应保证明确地会出蠕变曲线。5.5.11 试验中因故中途停试时，建 议在试样上保持试验力 。但应避免 由于低温 收缩而导

22、致试 样上的力 超过规 定值。当重新试验时，达到 规定温 度并保温后开始记录。5.5.12 建议累积时间用误差不大于土 0.2%的计时器自动记录。5.5.13 达到规定时间时，对于不能采用分级加力记录变形的蠕变试验，卸除主试 验力要继续测量滞弹变形，直至基本回复为止，见图 8.5.5.14 试验机应定期按 JJG276进行检定，检定周期一般为一年，对于超过一年的 长时间试验，应在试验结束时检定试验机。5.5.15 蠕变极限的测定在四个以上适当的应力水平进行等温蠕变试验，建议每个应力水平做 出三个数据，在单对数或双对数坐标上用作图法或最小二乘法绘制出应力-蠕变伸长率或 应力-稳态蠕变 速率关系曲

23、线。用内插法或外推法求出蠕变极限。5.5.16 持久强度极限的测定在五个以上适当的应力水平进行等温持久试验，建议至少有三个应力 水平每组做出三个数据，在单对数或双对数坐标上用作图法或最小二乘法 绘制出应力-断裂时间曲线。 用内插法或外推法求出持久强度 极限。5.5.17 蠕变或持久强度极限与温度的关系至少用三个温度确定。5.5.18 对只要求蠕变塑性伸长率的试验，可用“标记法”测定，但应 保证测量误差在5.4.2条规定范围内。图8采用7. 13条时的蟒变曲线6.蠕变的一些本构方程材料的蠕变特性1可以分为单轴和多轴两种情形，在实验室里多用的是单 向加载试样的单轴蠕变试验，其蠕变特性的描述用单轴本

24、构关系就可以了。材料的单轴本构方程提供了材料的最基本信息，可用来评价材料的优劣，目前，在构 造材料产生应变的本构方程时，首先须分离应变的弹性部分非弹性部分，对丁 高温材料可以把和时间相关的部分看作材料的蠕变应变，亦即：£ = £ e + £ p + £ c (1)(T、时间t和温广义地说，常载荷试验中所得的蠕变应变可以表示为应力 度T的函数:C c = f ( b , t , T)在工程上，一般把蠕变应变看作是应力、时间和温度起独立作用的函数处理 即假定b , t , T的作用是可分离的,有：£ c = f 1 ( b) f 2( t) f 3

25、 ( T) (3)f (二)的籍律方程：由丁初期蠕变时间很短，工程上一般不考虑蠕变的第一阶段，而常以稳态 蠕变阶段为计算参量，以应力作为蠕变应变的函数变量，稳态蠕变方程可表示 为:Z=c对丁常用的金届材料，多采用Norton. W-=c式中为蠕变应变率；B和n为材料常数。由丁蠕变和塑性变形存在着一定的共性，Rensen 2对粉末冶金制备的Al合 金及其Al基金届基复合材料的蠕变和塑性进行了统一的描述，并对应力、应变 率和温度之间的基本关系进行分析，此时有效应力用外加应力与门槛应力之差 代替,所得公式如下:0 nf 二()exp( -Q/RT)G其中£ m为最小蠕变率；Q为激活能；G为

26、切变模量；R为气体常数。而在王浩伟3等对Al 2。短纤维(Saffil)增强复合材料进行了拉伸蠕变试验也发现了相类似的关系。通过复合材料与未增强基体合金蠕变曲线的对比得出 未增强基体合金蠕变曲线特征为蠕变率持续增大,而复合材料蠕变明显表现为三个阶段，即初始蠕变阶段、稳态匀速蠕变阶段和终了破坏阶段。其稳态蠕变速率 与蠕变应力的关系可由能量方程表示：A n m in回蠕变另外他乂提出了在降载荷蠕变试验中，存在拉伸应力下的收缩应变 回蠕变速率与松弛时间的关系可用下式描述：lg %c(t广 nlgt lg Anbc(t 广 Att为松弛时间；n为回蠕变速率指数；(t)为回蠕变速率；A为回蠕变系数。对丁

27、图1, Cottrell 4提出第用阶段以前的蠕变曲线可近似表示成：；="tm .st%为瞬时应变，第二项反映减速蠕变应变；第三项反映稳态蠕变应变，&s为稳态蠕变速率； 忧小丁1的正数，大体上是材料常数；位、E、秩等常数与温度、应力和材料有关，或者,=!mtm飞有些文献5提出反映温度和应力对蠕变应变速率影响的经验关系式，在回复蠕变可以进行的较高温度范围内，当应力不太大时，这一关系式可以表示为m / U、；=A。 exp(一) kTa为稳态蠕变速率，cr为应力，简日应力指数他常数，U为蠕变激活能，A、 mffi U可由试验测定，k为玻耳兹曼常数，T为绝对温度蠕变应变&

28、，蠕变应变率c ,应力°，时间t及温度T之间存在着较复 c杂的关系。影响蠕变的因素很多， 难以得出统一的蠕变计算公式。 在一定的假 设前提下，蠕变本构方程用最少的变量来反映蠕变的主要因素。通常认为蠕变过程包括硬化和损伤， 蠕变过程可视为硬化和损伤的迭加，即：hdZ = Z+ zccc(1)式中，& h为硬化蠕变应变；s d为损伤蠕变应变。根据参考文献，结合材料的硬化和损伤过程，蠕变模型可由2部分构成：一是材料的硬化作用，二是材料的发生损伤。并假设材料的损伤是产生在蠕变的加速阶段，蠕变 损伤-硬化模型形式如下：£ c=cm c2(1-exp(c 3-t)+c 4(1-

29、(1-t/tR)C5)exp(-C 6/T)式中，ci、c2、c3、c6是与材料相关的常数，c4、c5和! t R是应力(T的 函数。6.参考文献1 涂善东高温结构完整性原理M1 北京：科学出版社，2003.12 Rensen N J . A plane model study of creep in metal matrix composites with misaligned short fibers J . Act Metal Material , 1993,41 :297322983.3 王浩伟.Al2O3/ Al合金复合材料的蠕变与回蠕变行为J . 金届学报,2000,36 (11)

30、 : 122321228.4 郑修麟.材料的力学性能.西北工业大学出版社.2000.45刘学等.P91钢高温蠕变的数值研究J.电力建设,2009,5硬度硬度是评定金届材料力学性能最常用的指标之一。硬度的实质是材料抵抗另 一较硬材料压入的能力。影响因素：化学成分、组织结构和热处理工艺。金届硬度检测主要有两类试验方法。一类是静态试验方法，硬度的测定主要 决定丁压痕的深度、压痕投影面积或压痕凹印面积的大小。 静态试验方法包括布 氏、洛氏、维氏、努氏、韦氏、巴氏等。其中布、洛、维三种试验方法是最长用 的，它们是金届硬度检测的主要试验方法。 另一类试验方法是动态试验法， 这类 方法试验力的施加是动态的和

31、冲击性的。 这里包括肖氏和里氏硬度试验法。 动态 试验法主要用丁大型的，不可移动工件的硬度检测。各种金届硬度计就是根据上述试验方法设计的。下面分别介绍基丁各种试验 方法的硬度计的原理、特点与应用。1. 布氏硬度计(GB/T231.12002)1.1布氏硬度计原理对直径为D的硬质合金压头施加规定的试验力，使压头压入试样表面，经规 定的保持时间后，除去试验力，测量试样表面的压痕直径d,布氏硬度用试验力除以压痕表面积的商来计算。图1布氏硬度试验原理布氏硬度=0.102 乂2F二 D(D - . D2 -d2)(1)式中：F试验力，N;D 球压头直径，mmh 压痕深度，mmd压痕直径，mm此式是基丁实

32、验得出的，在求的表面压痕后就可以得出其深度， 最后得出布 氏硬度。在有限元模拟的时候可以直接由节点位移得出下压位移。由得到布氏硬度= (3)二 D h式中：F试验力，kg；D球压头直径，mmh压痕深度，mmd压痕直径，mm1.2布氏硬度计的特点：布氏硬度试验的优点是其硬度代表性好，由丁通常采用的是10mm直径球压头,3000kg试验力，其压痕面积较大，能反映较大范围内金届各组成相综合影 响的平均值，而不受个别组成相及微小不均匀度的影响，因此特别适用丁测定灰 铸铁、轴承合金和具有粗大晶粒的金届材料。它的试验数据稳定，重现性好，精度高丁洛氏，低丁维氏。此外布氏硬度值与抗拉强度值之间存在较好的对应关

33、系。布氏硬度试验的缺点是压痕较大，成品检验有困难，试验过程比洛氏硬度试 验复杂，测量操作和压痕测量都比较费时， 并且由丁压痕边缘的凸起、凹陷或圆 滑过渡都会使压痕直径的测量产生较大误差，因此要求操作者具有熟练的试验技 术和丰富经验，一般要求由专门的实验员操作。1.3布氏硬度计的应用布氏硬度计主要用丁组织不均匀的锻钢和铸铁的硬度测试，锻钢和灰铸铁的布氏硬度与拉伸试验有着较好的对应关系。布氏硬度试验还可用丁有色金届和软 钢，采用小直径球压头可以测量小尺寸和较薄材料。布氏硬度计多用丁原材料和 半成品的检测，由丁压痕较大，一般不用丁成品检测。1.4布氏硬度试验条件布氏硬度试验条件的选择如同洛氏硬度试验

34、关丁标尺的选择一样，布氏硬度试验也要遇到试验条件的选择问题，即试验力F和压头球直径D的选择。这种选择不是任意的，而是要遵循一定的规则，并且要注意试验力和压头球直径的合理 搭配，应用起来比洛氏硬度试验略显复杂。 布氏硬度试验最常用的试验条件是采 用10mnfi径的球压头，3000kg试验力。这一条件最能体现布氏硬度的特点。但 是由丁试样材质不同，硬度不同，试样大小，薄厚也不同，一种试验力，一种压 头自然不能满足要求。在试验力和压头球直径的选择方面需要遵循的规则有21.4.1规则一，要使试验力和球压头直径的平方之比为一个常数。即这个规 则来源丁相似律。根据相似律，在图 1-2中不同直径的球压头D1

35、、D2在不同的 试验力F1、F2作用下压入试样表面，压痕直径d1、d2是不同的，但是只要压入 角1、2相同，压痕就具有相似性。这时试验力和压头球直径的平方之比就是一 个常数。在这种条件下，采用不同的试验力和不同直径的球压头，在同一试样上测得的硬度值是相同的，在不同的试样上测得的硬度值是可以相互比较的。试验力与压头球直径平方之比在采用公斤力的旧标准中表示为F/D2,在采用牛顿力的新标准中表示为0.102F/D2。1.4.2规则二，试验后要使压痕直径处丁以下范围：0.24D < d < 0.6D否则试验结果是无效的，应选择合适的试验力重新试验。人们的大量试验表 明，当压头直径在0.24

36、D0.6D之间时，测得的硬度值与试验力大小无关。 布氏 硬度试验可选择的试验力从3000kg到1kg大约有20个级别。布氏硬度试验可选 择的压头直径为10mm5mm2.5mm 1m怫4种。布氏硬度试验可选择的 0.102F/D2 值为 30、15、10、5、2.5、1 共 6 种 1.2肖氏硬度肖氏硬度简称HS表示材料硬度的一种标准。由英国人肖尔（Albert F.Shore） 首先提出0应用弹性回跳法将撞销从一定高度落到所试材料的表面上而发生回跳。撞销是一只具有尖端的小锥，尖端上常镶有金刚钻。用测得的撞销回跳的高度来表示 硬度。肖氏硬度试验是一种动态力试验，与布、洛、维等静态力试验法相比，准

37、确度稍差，受测试时的垂直性，试样表面光洁度等因素的影响，数据分散性较大， 其测试结果的比较只限于弹性模量相同的材料。它对试样的厚度和重量都有一定要求，不适于较薄和较小试样，但是它是一种轻便的手提式仪器，便于现场测试， 其结构简单，便于操作，测试效率高。肖氏硬度计适用于测定黑色金届和有色金届的肖氏硬度值。肖氏硬度计便于携带，特别适用于冶金、重型机械行业中的中大型工件，例如大型构件、铸件、 锻件、曲轴、轧辗、特大型齿轮、机床导轨等工件。在橡胶、塑料行业中常称作 邵氏硬度。此方法是把一定量 2.36克的小锤尖端装有小粒的钻石，期尖端半径为 0.25mm®在垂直的计测桶内一定高度，由此高度使

38、小锤自由落下。当小锤打击试片 时，试片表面会产生很小的压痕，此时小锤的一部份能量会消耗在试片的变形。而剩余的能量会时小锤反跳至令一高度。如试片的硬度越大，则冲击压痕浅，消耗能量少，残余能量大，会有较高的反跳高度。反之亦然，所以可用小锤的反跳高度来表示肖氏硬度，通常用HS记表示1.3洛氏硬度1.3.1洛氏硬度简介当HB>450或者试样过小时，不能采用布氏硬度试验而改用洛氏硬度计量。它是用一个顶角120°的金刚石圆锥体或直径为1.59、3.18mm的钢球，在一定载荷下压入被测材料表面，由压痕的深度求出材料的硬度。根据试验材料硬度的不同，分三种不同的标度来表示：HRA :是采用60k

39、g载荷和钻石锥压入器求得的硬度，用于硬度极高的材料（如硬质合金等）。HRB：是采用100kg载荷和直径1.58mm淬硬的钢球，求得的硬度，用于硬度较低的材 料（如退火钢、铸铁等）。HRC :是采用150kg载荷和钻石锥压入器求得的硬度，用于硬度很高的材料（如淬火钢等）。上面所述的洛氏硬度中 HRA、HRB、HRC等中的A、B、C为三种不同的标准，称为 标尺A、标尺B、标尺Co 洛氏硬度试验是现今所使用的几种普通压痕硬度试验之一，三 种标尺的初始压力均为 98.07N（合10kgf），最后根据压痕深度计算硬度值。标尺A使用的是球锥菱形压头，然后加压至 588.4N（合60kgf）;标尺B使用的是

40、直径为1.588mm（1/16英寸） 的钢球作为压头，然后加压至980.7N（合100kgf）;而标尺C使用与标尺A相同的球锥菱形作为压头，但加压后的力是 1471N（合150kgf）。因此标尺B适用相对较软的材料，而标尺 C 适用较硬的材料。 实践证明，金属材料的各种硬度值之间，硬度值与强度值之间具有近似材料的强度越的相应关系。因为硬度值是由起始塑性变形抗力和继续塑性变形抗力决定的, 高，塑性变形抗力越高，硬度值也就越高。但各种材料的换算关系并不一致。1.3.2洛氏硬度计原理在规定条件下，将压头（金刚石圆锥、钢球或硬质合金球）分 2个步骤压入试样表面。 卸除主试验力后，在初试验力下测量压痕残

41、余深度ho以压痕残余深度h代表硬度的高低。洛氏硬度试验原理如图1所示。1在初始试验力 F0下的压入深度； 2在总试验力 F0+F1下的压入深度；3一去除主 试验力F1后的弹性回复深度；4一残余压入深度 h; 5一试样表面；6测量基准面；7一压 头位置图1洛氏硬度试验原理图洛氏硬度值按下式计算：hHR = N - s 1N一常数，对于 A、C、D、N、T标尺，N=100 ;其他标尺，N=130;h 一残余压痕深度，mm；S一常数，对于洛氏硬度，S=0.002mm，对于表面洛氏硬度，S=0.001mm。每一洛氏硬度单位代表的压痕深度，洛氏硬度为0.002mm ,表面洛氏硬度为0.001mm。压痕越

42、浅，硬度越高。洛氏硬度试验分为 2种，一种是普通洛氏硬度试验，一种是表面洛氏硬度试验。洛氏硬度试验采用1200金刚石圆锥和 1.588mm、3.175mm钢球三种压头，采用60kg、100kg、 150kg三种试验力，它们共有九种组合， 对应于洛氏硬度的九个标尺，即HRA、HRB、HRC、HRD、HRE、HRF、HRG、HRH、HRK。表面洛氏硬度试验采用1200金刚石圆锥和 1.588mm钢球2种压头，采用15kg、30kg、45kg三种试验力，它们共有六种组合，对应于表面洛氏 的六个标尺，即 HR15N、HR30N、HR45N、HR15T、HR30T、HR45T。1.4维氏硬度1.4.1维

43、氏硬度简介维氏硬度试验方法是英国史密斯(R.L.Smith )和塞德兰德(C.E.Sandland)于1925年提出的。英国的维克斯 一阿姆斯特朗(Vickers-Armstrong )公司试制了第一台以此方法进行试 验的硬度计。因此该试验方法被称为维氏( Vickers )硬度试验方法，进行此种硬度试验的 硬度计被称为维氏硬度计。维氏硬度试验的试验力向小的方向延伸，就出现了小负荷维氏和显微维氏硬度试验。 通常将维氏硬度按试验力大小分为以下三种：维氏：FA49.03N (HV5以上) 小负荷维氏：1.961NV FV 49.03N ( HV0.2 至 HV3) 显微维氏：F< 1.961

44、N ( HV0.2 以下)-在实际使用中，特别是维氏硬度计的设计时，往往根据使用方便，试验力相互交 叉，划分并不十分严格。以下非特别注明时，统称为：维氏硬度试验。1.4.2维氏硬度试验基本原理维氏硬度试验原理基本上和布氏硬度相同，所不同的是压头用金刚石正四棱锥压头。正四棱锥两对面的夹角为136。，底面为正方形，如图2.2-1所示。维氏硬度试验基本原理是将 两相对面夹角为136° (两相对棱夹角为148° 6' 42'的金刚石正四棱锥压头，在一定的试验 力作用下压入试样表面， 保持一定的时间后，卸除试验力，测量压痕对角线长度，如图2.2-2所示，以试验力除以压

45、痕锥形表面积所得的商表示维氏硬度值。图2.2-1维氏金刚石棱锥压头-图2.2-2维氏硬度试验基本原理图则维氏硬度的计算公式为：式中：HV维氏硬度值(kgf/ mm2 ) F试验力(kgf) S压痕锥形表面积(mm2) d压痕对角线平均长度(mm) 压头两相对面夹角(136°)当试验力的单位为N时，维氏硬度值可由下面的公式得出：1.4.3维氏硬度值的表示将HV作为维氏硬度值单位的表示符号。 由于硬度值与试验条件相关， 因此在HV后要标 注主要的试验条件。 HV前的数字表示硬度值， HV后第1个数字表示试验力(kgf),第2个 数字表示不同于1015s的保荷时间(1015s是标准试验力保

46、荷时间)。例如：440HV10表示：在10kgf试验力作用下保持1015s测得的维氏硬度值为 440。440HV10/30表示：在10kgf 试验力作用下保持30s测得的维氏硬度值为440。1.4.5.维氏硬度试验的特点和应用范围1. 和布氏、洛氏硬度试验相比，维氏硬度试验测量范围较宽，从较软材料到超硬材料， 几乎涵盖各种材料；2. 维氏硬度试验具有相似性，使得试验力的选取具有较大的灵活性；3. 由于压痕轮廓较清晰，测量对角线长度时，具有较高的对线精确度，因而硬度的测 量精确度较高；4. 显微维氏硬度试验的试验力很小，因而可对特别细小的试件进行硬度测定。维氏硬度试验特别适应于精密仪表中的薄件、小件以及镀层、渗碳、渗氮层等的硬度测定。显微维氏硬度试验因其试验力比较小，更能进行材料金相组织及脆性材料的硬度测量。 以上介绍了