材料力學(xué)性能

材料力學(xué)性能哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院朱景川S7-6材料疲勞抗力的影響因素

第七章

材料的疲勞1.次載鍛煉與過(guò)載損傷2.表面狀態(tài)3.組織結(jié)構(gòu)4.材料性能，高周疲勞受應(yīng)力控制，低周疲勞受應(yīng)變控制S8-1高溫下力學(xué)行為特點(diǎn)

第八章

材料高溫力學(xué)性能高溫軟化與時(shí)間效應(yīng)高溫軟化原因：

——晶格阻力下降，原子活動(dòng)能力提高

(1)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)障礙↓；

(2)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)方式↑：交滑移、攀移；

(3)回復(fù)、再結(jié)晶等軟化；

(4)新的形變機(jī)制(晶界運(yùn)動(dòng)等)。（1）動(dòng)態(tài)回復(fù)

動(dòng)態(tài)回復(fù)是在熱變形過(guò)程中發(fā)生的回復(fù)，金屬即使在遠(yuǎn)高于靜態(tài)再結(jié)晶溫度下塑性變形時(shí)一般也只發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)。（2）動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是在熱變形過(guò)程中發(fā)生的再結(jié)晶，與靜態(tài)再結(jié)晶一樣，也是通過(guò)形核和生長(zhǎng)來(lái)完成的。它容易發(fā)生在層錯(cuò)能較低且有較大熱變形程度的金屬上。高溫軟化機(jī)制：熱塑性變形機(jī)制：晶內(nèi)滑移與孿生；晶界滑動(dòng)；擴(kuò)散蠕變晶界滑動(dòng)：晶界滑移+晶界遷移=晶界擴(kuò)散流變圖4-11擴(kuò)散蠕變示意a）空位和原子的移動(dòng)方向b）晶內(nèi)擴(kuò)散c）晶界擴(kuò)散擴(kuò)散蠕變：應(yīng)力誘導(dǎo)定向擴(kuò)散=晶內(nèi)擴(kuò)散流變多晶材料擴(kuò)散蠕變速率(Coble蠕變方程)式中，

——

外應(yīng)力；

——

原子體積；

d

——

平均晶粒尺寸；

——

晶界寬度；

B1、B2

——

常數(shù)；

Dv、Db

——

體擴(kuò)散和晶界擴(kuò)散系數(shù)。低溫時(shí)Db比Dv大幾個(gè)數(shù)量級(jí)，Coble蠕變方程近似為某些學(xué)者提出，若陶瓷晶粒從

m級(jí)降到nm級(jí)，

與d3成反比，蠕變速率將提高109倍；同時(shí)晶粒尺寸降低又可使晶界擴(kuò)散系數(shù)Db比常規(guī)多晶材料大三個(gè)數(shù)量級(jí)，其總效應(yīng)為：晶粒度下降三個(gè)數(shù)量級(jí)，形變率可提高1012倍，據(jù)此預(yù)言納米陶瓷將呈現(xiàn)室溫韌性，迄今仍未有足夠的實(shí)驗(yàn)證據(jù)。對(duì)熔點(diǎn)1500℃以上的陶瓷，低溫下Db<10–30cm2s–1，按Coble方程將沒(méi)有任何可觀察到的蠕變發(fā)生(d

/dt<10-11/s)。

納米陶瓷的室溫韌性

熱塑性變形的主要機(jī)理仍然是晶內(nèi)滑移；由于晶界滑動(dòng)和擴(kuò)散蠕變作用的增加，再加之變形時(shí)會(huì)產(chǎn)生動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶。因此，熱態(tài)下金屬塑性變形能力比冷態(tài)下高，變形抗力較低。

高溫力學(xué)行為的典型時(shí)間效應(yīng)：高溫蠕變應(yīng)力松弛S8-2高溫蠕變及其斷裂過(guò)程

1、蠕變?cè)囼?yàn)與蠕變曲線蠕變?cè)囼?yàn)條件：高溫恒載拉伸(靜載)S8-2高溫蠕變及其斷裂過(guò)程

1、蠕變?cè)囼?yàn)與蠕變曲線蠕變速度：第一階段：減速蠕變階段（過(guò)渡蠕變階段）原因：加工硬化占主體第二階段：恒速蠕變階段（穩(wěn)態(tài)蠕變階段），加工硬化與回復(fù)等軟化機(jī)制相當(dāng)?shù)谌A段：加速蠕變階段隨t↑，蠕變速率↑，直至蠕變斷裂。

——裂紋的形成與擴(kuò)展試驗(yàn)條件對(duì)蠕變行為的影響2、蠕變機(jī)制銀的變形機(jī)制圖3、蠕變斷裂過(guò)程(1)蠕變斷裂特征：等強(qiáng)溫度與變形速率的影響穿晶斷裂沿晶斷裂蠕變斷裂特征：晶界孔洞與沿晶裂紋

機(jī)制一：在三晶粒交會(huì)處形成楔形裂紋高應(yīng)力，較低溫度下，晶界滑動(dòng)在三晶粒交匯處受阻→應(yīng)力集中→形成空洞→相互連接形成楔形裂紋→長(zhǎng)大→引起斷裂(2)蠕變斷裂機(jī)制：

機(jī)制二：在晶界上由空洞形成晶界裂紋

較低應(yīng)力，較高溫度下，當(dāng)晶界受垂直拉應(yīng)力作用時(shí)，周圍晶界或晶粒內(nèi)部的空穴聚集于此晶界，形成空洞核心→空洞超過(guò)臨界尺寸（r）而穩(wěn)定存在→長(zhǎng)大→引起斷裂?？斩次恢茫壕Ы缟系耐蛊鸩课唬?xì)小的第二相質(zhì)點(diǎn)附近，（晶界夾雜物）晶界滑動(dòng)形成空洞示意圖a）晶界滑動(dòng)與晶內(nèi)滑移帶交割；b）晶界上存在第二相質(zhì)點(diǎn)

2、蠕變極限高溫持續(xù)載荷作用下，材料塑性變形抗力指標(biāo)——引入蠕變極限S8-3高溫力學(xué)性能指標(biāo)

1、高溫瞬時(shí)拉伸性能與室溫拉伸類似，需注意加載速度。蠕變極限的表示方法一：

在給定的溫度下，使試樣在蠕變第二階段產(chǎn)生規(guī)定穩(wěn)態(tài)蠕變速率的最大應(yīng)力。600℃1×10－5％/h蠕變極限的表示方法二：

在給定溫度T和規(guī)定時(shí)間τ(小時(shí))內(nèi)，使試樣產(chǎn)生規(guī)定蠕變變形量δ的最大應(yīng)力。500℃100000h總伸長(zhǎng)為1%3、持久強(qiáng)度蠕變極限：高溫長(zhǎng)期載荷下對(duì)塑性變形的抗力（考慮了變形量）持久強(qiáng)度：高溫長(zhǎng)期載荷下對(duì)斷裂的抗力（不考慮變形量）持久強(qiáng)度在給定溫度T下，達(dá)到規(guī)定的持續(xù)時(shí)間τ而不發(fā)生斷裂的最大應(yīng)力。應(yīng)力松弛曲線

任一時(shí)間試樣上所保持的應(yīng)力——剩余應(yīng)力σsh松弛試驗(yàn)中，試樣上所減少的應(yīng)力——松弛應(yīng)力σso初始應(yīng)力σ04、松弛穩(wěn)定性（1）剩余應(yīng)力σsh是評(píng)定金屬材料松弛穩(wěn)定性的指標(biāo)

——剩余應(yīng)力愈高，松弛穩(wěn)定性愈好。（2）松弛穩(wěn)定性可用以評(píng)價(jià)材料在高溫下的預(yù)緊能力：高溫緊固件蠕變與應(yīng)力松弛對(duì)比蠕變：應(yīng)力保持不變，塑性變形和總變形隨時(shí)間延長(zhǎng)而增大。松弛：總應(yīng)變量保持不變，隨時(shí)間延長(zhǎng)，塑性變形不斷取代彈性變形，使彈性應(yīng)力不斷降低。松弛的實(shí)質(zhì)：可看成是一種在應(yīng)力不斷減少條件下的蠕變過(guò)程。

——故通常蠕變抗力高的材料，應(yīng)力松弛抗力一般也高。S8-4影響高溫力學(xué)性能的主要因素

1、基體材料與晶體結(jié)構(gòu)

通常熔點(diǎn)高，自擴(kuò)散激活能大，層錯(cuò)能低的金屬，蠕變極限↑。——高溫材料設(shè)計(jì)依據(jù)自擴(kuò)散系數(shù)：bcc>fcc>hcp>金剛石型

——自擴(kuò)散系數(shù)大，自擴(kuò)散激活能小

——fcc的蠕變極限>bcc

——金剛石型的陶瓷材料具有優(yōu)良的抗高溫蠕變性能

例：加入Cr，Mo，W，Nb，使固溶強(qiáng)化；↓層錯(cuò)能，↑擴(kuò)散激活能；化學(xué)相互作用、形成短程有序等。2、溶質(zhì)元素的影響置換式溶質(zhì)原子作用大。高熔點(diǎn)、與基體金屬原子尺寸相差較大的溶質(zhì)原子，可使蠕變極限提高。又例：加入B，Re等，↑晶界擴(kuò)散激活能，阻礙晶界滑動(dòng)，↑晶界裂紋表面能，↑高溫強(qiáng)度?！猄、P、Pb、Sn、Bi、Sb為有害雜質(zhì)元素——馬氏體的固溶強(qiáng)化并不適用3、第二相質(zhì)點(diǎn)熱穩(wěn)定的第二相對(duì)高溫強(qiáng)度有利，如高溫合金中第二相強(qiáng)化DD402單晶合金固溶時(shí)效熱處理組織4、晶粒度的影響

T<TE，細(xì)晶粒鋼強(qiáng)度高。

T>TE，粗晶粒鋼強(qiáng)度高。采用適當(dāng)?shù)木Я６?，?－3級(jí)

——因?yàn)榫ЯＬ?/p>