材料力学性能考前复习总结前三章精品版.docx
《材料力学性能考前复习总结前三章精品版.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《材料力学性能考前复习总结前三章精品版.docx（23页珍藏版）》请在冰豆网上搜索。
材料力学性能考前复习总结前三章精品版
金属材料的力学性能指标是表示其在力或能量载荷作用下（环境）变形和断裂的某些力学参量的临界值或规定值。
材料的安全性指标：
韧脆转变温度Tk；延伸率；断面收缩率；冲击功Ak；缺口敏感性NSR
材料常规力学性能的五大指标：
屈服强度；抗拉强度；延伸率；断面收缩率；冲击功Ak；硬度；断裂韧性
第一章单向静拉伸力学性能
应力和应变：
条件应力条件应变=
真应力真应变
应力应变状态：
可在受力机件任一点选一六面体，有九组应力，其中六个独立分量。
其中必有一主平面，切应力为零，只有主应力，且
，满足胡克定律。
应力软性系数：
最大切应力与最大正应力的相对大小。
1弹变1）弹性比功：
金属材料吸收弹性变形功的能力，一般用金属开始塑性变形前单位体积吸收的最大弹性变形功表示。
ae=1/2σeεe=σe2/2E。
取决于E和弹性极限，弹簧用于减震和储能驱动，应有较高的弹性比功和良好弹性。
需通过合金强化及组织控制提高弹性极限。
2）弹性不完整性：
纯弹性体的弹性变形只与载荷大小有关，而与加载方向及加载时间无关，但对实际金属而言，与这些因素均有关系。
①滞弹性：
金属材料在弹性范围内快速加载或卸载后，随时间延长产生附加弹性应变的现象称为滞弹性，也就是应变落后于应力的现象。
与材料成分、组织及试验条件有关，组织约不均匀，温度升高，切应力越大，滞弹性越明显。
金属中点缺陷的移动，长时间回火消除。
弹性滞后环：
由于实际金属有滞弹性，因此在弹性区内单向快速加载、卸载时，加载线与卸载线不重合，形成一封闭回路。
吸收变形功
循环韧性：
金属材料在交变载荷下吸收不可逆变形功的能力（塑性区加载，塑性滞后环），也叫内耗（弹性区加载），或消震性。
②包申格效应：
定义：
金属材料经过预先加载产生少量塑性变形，卸载后再同向加载，规定残余伸长应力增加；反向加载，规定残余伸长应力降低的现象。
（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）
解释：
与位错运动所受阻力有关，在某滑移面上运动位错遇位错林而使其弯曲，密度增大，形成位错缠结或胞状组织，相对稳定。
卸载后同向拉伸，位错线不能显著运动。
但反向载荷使得位错做反向运动，阻碍少，位错可在较低应力下做较远移动。
若预先经受较大塑变，因位错增殖和难于重分布则反向加载无包效应。
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。
衡量：
包申格应变β：
在给定应力下，正向和反向加载两应力应变曲线间的应变差；
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；在低周疲劳中，包辛格效应β大，在恒定应变下循环一周，形成的滞后环面积小，吸收的不可逆能量少，疲劳寿命高。
2塑变1）方式及特点：
切应力作用。
滑移-滑移面-密排面，受温度、成分、预变形影响；滑移方向-密排方向，比较稳定。
Fcc滑移系少但派纳力低易滑移。
孪生—fcc低温、bcc低温或冲击、hcp滑移系少更易孪生，孪生可调整滑移面方向使得新滑移系开动，间接助滑移。
特点：
各晶粒变形的不同时性和不均匀性，晶粒取向、应力状态、各相性质、形态分布等；变形的相互协调性，需5个以上独立的滑移系。
2）屈服：
外力不增加仍能继续伸长。
在试样局部区域形成45°吕德斯带或屈服线，然后逐渐扩展到全部试样，进入均匀塑变阶段。
产生条件：
材料变形前可动位错密度很小（或虽有但被钉扎）；随塑变发生，位错能快速增殖；位错运动速率与外加应力强烈依存。
塑变速率与位错密度、运动速率及柏氏矢量成正比，ε=bρυ，开始时，ρ小，需υ大（取决于应力大小，位错运动速率敏感系数m’），就需要较高应力即上屈服点，一旦塑变开始，位错大量增殖，速率下降，相应的应力也就突然下降，出现下屈服点。
在关系式：
其中m'为位错运动速率应力敏感指数。
体心立方Bcc金属的滑移系较多，晶格阻力较大，可动位错密度较小，位错能快速增殖较大，（体现m'值较低，小于20）故具有明显屈服现象；而面心立方fcc金属的滑移系较少，晶格阻力较小，可动位错密度较大，位错能快速增殖较少（体现m'值为100-200）,故屈服现象不明显。
指标：
规定非比例伸长应力加载过程中，标距部分非比例伸长；规定残余伸长应力，卸载后；规定总伸长应力，加载时，总伸长
屈雷斯加最大切应力判据：
米赛斯畸变能判据
意义：
屈服判据是机件开始塑变的强度设计准则，高屈服强度可减轻机件重量，减少体积和尺寸。
但过高会增大屈强比，不利于某些应力集中部位的应力重新分布，应脆断。
应试机件的形状及所受应力状态、应变速率等决定。
低屈强有利于材料冷成形加工和改善焊接性能。
由于c%的不同，碳的固溶强化，组织不同，退火低、中、高碳钢的分别为铁素体+珠光体、珠光体、珠光体+渗碳体（复杂单斜），低碳钢的屈服现象明显，屈服平台呈锯齿状；中碳钢有明显的屈服平台，有上下屈服点；高碳钢屈服平台较短，无上下屈服点出现。
3）影响因素：
屈服变形是位错增殖和运动结果，凡影响位错增殖和运动的必将影响屈强；实际金属的力学行为是由多晶粒综合作用的结果，要考虑晶界、相邻晶粒的约束、化学成分及第二相的影响；外界因素通过影响位错运动影响屈服强度。
内因：
①金属本性及晶格类型：
多相合金塑变主要沿集体相进行，位错运动阻力有晶格阻力（派纳力，与位错宽度和柏氏矢量、晶面和晶向原子间距、弹性模量G有关）和位错间交互作用产生的阻力（平行位错间、运动位错与林位错切割）
②晶粒大小和亚结构：
细晶强化。
晶界是位错运动的障碍，一个晶粒中必须塞积有足够数量的位错才能使相邻晶粒的位错源开动。
减小晶粒尺寸，增加晶界，增加位错运动障碍的数目，减小晶粒内位错塞积群的长度。
③溶质元素：
固溶强化。
溶质与溶剂原子直径不同，形成了晶格畸变应力场，与位错应力场交互作用，使位错受阻。
受溶质量限制。
④第二相：
与第二相质点本身能否变形有关，分为不可变形的和可变形的。
弥散强化（粉末冶金获得）和沉淀强化（固溶处理+沉淀析出）。
位错线只能绕过不可变形质点，流变应力决定于质点间距，留下位错环。
质点数量增加，位错环增多，相当于质点间距减小，应力增大。
位错切过可变形质点，同基体一起变形，产生新的界面需要做功，与粒子本身性质及其于基体的结合情况有关。
还与第二相尺寸、形状及数量，以及第二相与基体的强度、塑性和应变硬化特性、两相之间的晶体学配合和界面能有关。
长形质点更显著
外因：
①温度：
温度高，屈服强度低。
派纳力起作用，属短程力，对温度十分敏感，bcc的屈服强度有强烈的温度效应（派纳力高很多）
②应变速率：
应变速率硬化现象，与应变速率敏感指数m有关。
M高，缩颈难以形成。
一般钢材为0.2。
③应力状态：
切应力分量越大，越有利于塑变，屈服强度越低，但这只是材料在不同条件下表现的力学行为不同而已。
4）应变硬化（形变强化）：
在金属变形过程中，外力超过屈服强度后，塑变并不是流变下去，而需要不断增加外力才能继续进行。
这种阻止继续塑变的能力就是应变硬化性能。
位错增殖、运动受阻所致。
需用真应力-应变曲线描述，符合Hollomon关系：
S=Ken（K硬化系数，n应变硬化指数）。
一般金属为0.1-0.5。
与层错能有关，层错能低，不易交滑移，位错在障碍附近产生的应力集中水平高，应变硬化程度大。
测试方法：
在应力应变曲线上取几个点（），换算为S和e（），作lgS-lge曲线，直线斜率为n。
工程意义：
使机件有一定的抗偶然过载能力；形变强化和塑变适当配合可使金属进行均匀塑变，保证冷变形工艺顺利进行（有变形就有硬化，将变形推到其它部位）；金属强化的手段（喷丸和表面滚压）；可降低塑性改善低碳钢的切削加工性能。
5）颈缩现象：
变形集中于局部区域的特殊现象，是应变硬化和界面所需共同作用的结果。
在拉伸曲线最大点B前，应变硬化可补偿截面减小引起的承载力下降，均匀变形；B点后，应变硬化跟不上塑变的发展，变形集中于局部地区发生颈缩。
（应力状态由单向变三向）
缩颈判据：
F=SA（载荷为真应力和瞬时面积之积），dF=SdA+AdS=0，且dV=AdL+LdA=0，可得
另外，在颈缩点Hollomon关系成立，真实抗拉强度Sb=，得eB=n,应变硬化指数等于最大真实均匀塑性应变量时，缩颈产生。
6）抗拉强度：
表征对最大均匀塑变的抗力。
对韧性材料，表示最大实际承载能力；对脆性材料，即断裂强度；在有些场合以其为设计依据；其大小决定于屈服强度和应变硬化指数，屈强一定，n大则抗拉强度高；与布氏硬度HBW、疲劳极限有一定经验关系
7）塑性：
材料断裂前发生塑变的能力。
塑性变形包括均匀塑变和集中塑变。
均匀塑变：
条件相对伸长；条件相对断面收缩；真实应变
总塑变：
延伸率断面收缩率
表示方法：
不形成颈缩的材料，集中变形为零，用和表征塑性。
δ适用于单一拉伸条件下的长形试样，无论有无缩颈出现，因为缩颈局部区域的塑性变形量对总伸长实际上没有什么影响；对非长形拉伸试样，在拉伸时形成缩颈，则用ψ作为塑性指标，因为ψ反映了材料断裂前的最大塑性变形量，用δ则不能很好的显示。
另，ψ是在复杂应力状态下形成的，冶金因素的变化对性能的影响更为突出，ψ比δ对组织变化更为敏感。
意义：
塑性以防止机件偶然过载时突然破坏，因缓和应力集中；松弛裂纹尖端应力，阻止裂纹扩展；利于成形加工；反映冶金质量。
几种既能显著强化金属又不降低塑性的方法：
细晶强韧化（细化晶粒既能提高强度，又能同时优化塑性和韧性，是目前公认最佳的实现材料强韧化的途径）；固溶强化（固溶强化应在保证强度的同时提高塑性。
通过添加合适的合金元素，如，Ni，可促进交滑移，改善塑性。
另外，调整间隙原子的添加浓度，实现强度和塑韧性的最佳配合）；位错强化（位错密度升高会提高强度而降低塑性和韧性。
可动的未被锁住的位错对韧性的损害小于被沉淀物或固溶原子锁住的位错，故提高可动位错密度对塑性和韧性均有利）；沉淀强化（沉淀颗粒会通过弥散强化提高基体的强度和硬度，但可能会明显降低塑性和韧性。
尤其，条带状、片状析出物，以及沿晶界网状析出的沉淀相，均显著降低材料塑性。
减少沉淀相的析出数量，改善沉淀相的形状和分布状态，可改善材料塑性）。
提高金属塑性的主要途径：
.1尽量减少金属材料中杂质元素的含量减少金属材料中杂质元素的含量，对提高金属塑性将起到一定的作用。
如杂质元素P、S在金属中属于有害杂质，它们能降低金属的塑性。
金属材料本身化学成分的含量直接影响着金属材料的机械性能。
2合理控制加入金属材料中合金元紊的含量，钢中加人合金元素的主要目的是使钢具有更优异的性能，对于结构材料来说，最主要是为了提高其机械性能，即既要有高的强度，又要保证材料具有足够的塑性。
然而材料的强度和塑性通常是一对矛盾，增加强度往往要牺牲材料的塑性，反之亦然。
合金元素加人钢中主要表现为塑性降低、变形抗力提高，所以这就需要把合金元素控制在一定的范围，使其满足生产中对金属材料塑性和强度的要求。
3提高金属材料中成介和组织的均匀性，提高金属材料中成分和组织的均匀性，能提高金属材料的塑性。
合金铸锭的化学成分和组织通常很不均匀，若在变形前进行高温扩散退火，则能起到均匀化的作用，从而提高塑性。
4合理选择变形温度和变形速度，合金钢的始锻温度通常比同碳分的碳钢低，而终锻温度则较高，其始、终锻锻造温度差一般仅为100℃一200℃。
若加热温度选择过高，则易使晶界处的低熔点物质熔化，对有些铁素体钢其晶粒有过分长大的危险;而变形温度选择过低时，则会使再结晶
不能充分进行，这一切都会导致金属塑性的降低，引起锻造时的开裂，因此必须合理选择变形温度。
对于具有速度敏感性的材料，要注意合理选择变形速度。
4.5减少金属材料变形时的不均匀性，金属不均匀变形会使塑性降低，促使裂纹产生。
为此可采用各种措施，减少不均匀变形的程度。
确定合理的变形工艺条件亦可减少不均匀变形。
综上所述，严格控制金属材料本身化学成分的含量，提高化学成分和组织的均匀性，选择合理的变形温度和速度，减少金属材料在变形中的不均匀，这些都能有效地提高金属的塑性。
8）静力韧度：
材料断裂前吸收塑性变形功和断裂功的能力，或直材料抵抗裂纹扩展的能力。
是强度和塑性的综合指标。
3断裂：
1）断裂类型①韧性断裂：
材料断裂前产生明显宏观塑变的断裂，有一个缓慢的撕裂过程，在裂纹扩展过程中不断消耗能量。
断面形态-断裂面一般平行于最大切应力并与最大主应力成45°角，断口成纤维状（微裂纹扩展连接）、灰暗色（对光反射能力弱）。
断口特征三要素--纤维区（夹杂或第二相质点破裂形成微孔，长大聚合为微裂纹，变形带与径向呈50-60°，裂纹连接，扩展；锯齿状；）、放射区（裂纹超过临界尺寸；放射花样特征；平行于裂纹扩展方向垂直于裂纹前端）和剪切唇（杯状或锥状；表面光滑；与拉伸轴呈45°）。
影响因素--试样的形态、尺寸和金属材料的性能，以及试验温度、加载速率和受力状态。
脆性断裂：
突然发生的断裂，基本上不发生塑变，没有明显征兆，危害性很大。
断裂面与正应力垂直；断口平齐光亮，常呈放射状或结晶状。
人字纹的放射方向与裂纹扩展方向平行，但其尖顶指向裂纹源（主裂纹扩展的前沿形成的次生裂纹，低能量撕裂）。
②根据裂纹扩展的路径划分，裂纹穿过晶内的断裂叫穿晶断裂，可韧断，也可是脆断；裂纹沿晶界扩展的断裂叫沿晶断裂，多数是脆断。
沿晶断裂是晶界上的一薄层连续或不连续脆性第二相、夹杂物破坏了晶界的连续性，也可能是杂志元素偏聚引起。
呈冰糖状。
③剪切断裂（纯剪切断裂与微孔聚集型断裂）：
在切应力作用下，沿滑移面分离而造成的滑移面分离断裂。
是由于晶粒内滑移流变和微孔形核、长大聚合而导致的断裂。
解理断裂：
金属材料在一定条件下，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产生的穿晶断裂，因与大理石断面类似，故称此种晶体学平面为解理面。
界面一般式低指数晶面或表面能最低的晶面。
大致以晶粒大小为单位的解理面称为解理刻面。
注：
解理断裂多为脆断，但有时也有一定的塑变。
与脆断不是同义词，前者指断裂机理，后者是宏观断口形态。
只有滑移带很窄而塞积位错形成应力集中才解理断裂，但fcc理论上不存在解理断裂，因易产生多系滑移使滑移带破裂，使尖端钝化
2）脆性断裂机理
解理断裂包括：
通过塑变形成裂纹；裂纹在同一晶粒内初期长大；越过晶界向相邻晶粒扩展。
I：
甄纳-斯特罗位错塞积理论：
在滑移面上切应力作用下，刃型位错在晶界前受阻并互相靠近形成位错塞积。
当切应力达某一临界值时，塞积头处位错互相挤紧聚合为高位nb长为r的锲型裂纹（或空洞型位错）。
如果塞积头处的应力集中不能为塑变松弛，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。
塞积头出的拉应力与滑移面成70.5°时达最大值。
裂纹形成：
裂纹扩展：
存在拉应力；表面能较低；裂纹长度大于“临界尺寸”。
断裂方式：
①解理方式，扩展快；②在裂纹前沿形成微裂纹或微孔，通过塑性撕裂方式联结。
开始慢，临界后快。
微观韧性，宏观脆性。
II：
柯垂尔位错反应理论：
为了解释晶内解理和bcc晶体解理而提出。
位错反应是降低能量的过程，裂纹自发形核。
相同点：
裂纹形核前均需塑变；位错运动受阻，在一定条件下便形成裂纹。
裂纹往往在晶界、亚晶界、孪晶交叉处出现。
微观特征：
I解理断裂：
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（解理刻面）集合而成的。
解理断裂裂纹跨越若干相互平行的位于不同高度的解理面，从而在同一个解理刻面内部出现台阶形状，这种形态叫解理台阶（一种形成方式是解理裂纹与螺型位错相交而成）；当汇合台阶足够高时不同解理面边缘形成类似像河流的花样形态，叫河流花样，河流花样的流向与裂纹扩展方向一致。
可根据河流流向确定在微观范围内解理裂纹的扩展方向，按河流反方向去寻找裂纹源。
另一特征是舌状花样，由于解理裂纹沿孪晶界扩展留下的舌头状凹坑或凸台，在匹配断口上“舌头”为黑白对应。
II准解理：
在很多淬火回火钢中有弥散细小的碳化物质点，影响裂纹的形成和扩展。
裂纹在晶粒内扩展时难于严格的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。
其微观形态似解理河流又非真正的解理，称为准解理。
共同点：
都是穿晶断裂；有小解理刻面；有台阶或撕裂棱及河流花样。
不同点：
解理裂纹常源于晶界，而准解理常源于晶内硬质点，形成从晶内某点发源的放射状河流花样。
准解理不是独立的断裂机理。
3）塑性断裂机理
I微孔成核：
微孔通过第二相质点本身破裂或其与基体界面脱离成核，塑变到一定程度产生的。
位错引起应力集中；高应变条件下第二相与基体塑变不协调而分离。
II长大：
位错线运动遇到第二相质点，按绕过机制形成位错环；在外加应力作用下堆积；位错环移向质点与基体界面时，界面沿滑移面分离形成微孔；后面的位错所受斥力下降而被推向微孔，位错源重新激活；新的位错进入微孔，微孔长大。
III聚合、断裂：
微孔长大的同时，相邻微孔的基体截面减小，基体小单元可看成拉伸试样，可借塑性流变产生微颈缩而断裂，使微孔连接形成微裂纹。
随后，在裂纹尖端附件存在三向拉应力区和集中塑变区，又形成新的微孔。
不断继续而断裂。
微观特征：
大小不等的圆形或椭圆形韧窝---微孔形核长大和聚合在断口上留下的痕迹。
有等轴韧窝、拉长韧窝和撕裂韧窝。
韧窝的大小决定于第二相质点的大小和密度（密度大或尺寸小则微孔小）、基体材料的塑变能力和应变硬化指数（n越高，越难发生内颈缩，微孔小）、以及外加应力的大小和形式（通过改变塑变能力而间接影响韧窝深度，在多向拉伸应力或缺口根部，韧窝较浅）等。
微孔聚集断裂一定有韧窝，但在微观形态上有韧窝宏观上不一定是韧性断裂，因为宏观是脆断的在局部微观区域也可能有塑变，韧窝形态
问：
剪切断裂与解理断裂都是穿晶断裂，为什么断裂性质完全不同？
答：
剪切断裂是在切应力作用下沿滑移面分离而造成的滑移面分离，一般是韧性断裂，而解理断裂是在正应力作用以极快的速率沿一定晶体学平面产生的穿晶断裂，解理断裂通常是脆性断裂。
4）断裂强度
I理论断裂强度：
E越大、表面能越大、原子间距越小，理论断裂强度越大。
计算бm=E/10，而实际是бm的1/10~1/1000。
II格雷菲斯裂纹理论：
只适用于脆性固体如玻璃陶瓷等，即那些裂纹降低塑性变形可以忽略的情况。
其前提是，承认材料中已存在裂纹，不涉及裂纹来源问题。
根据能量平衡原理，由于存在裂纹，系统弹性能降低，势必与因存在裂纹而增加的平面能相平衡。
若弹性能降低足以满足表面能增加需要时，裂纹就会失稳扩展，引起脆性破坏。
薄板：
厚板：
格雷菲斯-奥罗万-欧文：
考虑金属在裂纹尖端的塑变，表面能由形成裂纹表面所需表面能及产生塑变所需塑性功构成
裂纹扩展受支配的因素：
裂纹尺寸、材料的弹性模量、表面能、原子间距以及外应力。
5）断裂理论的意义
金属材料屈服是产生解理断裂的依据：
，而屈服强度满足霍尔-派奇关系
因此可推导出下述方程（σid1/2+ky）ky=2Gγsq，讨论下述因素对金属材料韧脆转变的影响：
答：
为了降低金属材料的脆断倾向，即提高韧性，应使G（材料切变模量）,γs（有效表面能）及q（应力状态的系数）提高，降低σi（位错在基体金属中运动的总阻力）,d（晶粒平均直径）和k（钉扎常数）。
其中q是外界条件，而其它五个因素均与材料本质有关。
剪切强度：
G越高，脆断强度越高。
热处理、合金化或冷变形对G影响很小。
有效表面能由表面能和塑性变形功构成，以后者为主。
其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。
取决于材料本身，如bcc金属虽然有效滑移系数目多，但因位错受杂质原子钉扎而可动位错数目少，易于脆性断裂，fcc金属则易于塑性变形。
应力状态：
切应力是位错运动的推动力，也决定了在障碍物前位错塞积的数目，因此对塑性变形和裂纹的形成及扩展过程都有作用，正应力影响应力的扩展过程，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的应力状态都将增加金属材料的脆性。
晶粒大小：
晶粒大小反映滑移距离的大小，影响在障碍前位错塞积的数目。
细化晶粒，裂纹不易形成，并不易扩展，因为裂纹扩展时要多次改变方向将消耗更多能量。
因此金属韧性提高，脆性降低。
σi与派纳力和位错运动所遇到的阻碍有关。
越高则易脆断，因为材料屈服前能达到的应力值也大。
位错运动速率随应力提高而增加，应力高时，位错加速运动，解理裂纹形核的机会也随之增加。
若使其应力达到临界应力则裂纹快速扩展。
Ky为钉扎常数，位错被钉扎越强，其值越大，越易出现脆断。
Bcc具有低温脆性，原因之一为σi随温度降低而急剧升高；其二为形变方式有关，低温下一孪生为主，孪晶彼此相交或孪晶与晶界相交处常是解理裂纹形核地方，加之温度低，裂纹前沿难以塑变，均有利于裂纹扩展而脆断。
合金元素：
凡能引起单系滑移或孪生的、产生位错钉扎而增加ky及减小表面能的均增大脆性。
形成粗大的第二相，也增大脆性。
能够使材料硬度，强度提高的杂质或者合金元素都会引起材料塑性和韧性变差，材料脆性提高。
第二章金属在其他静载荷下的力学性能
1综合比较单向拉伸、压缩、弯曲及扭转试验的特点和应用范围。
同一种金属材料，在一定承载条件下产生何种失效形式，除与其自身的强度大小有关外，还与承载条件下的应力状态有关。
材料的塑性或脆性并非绝对，为了表示外应力状态对材料塑性变形的影响，特引入应力状态系数α的概念。
以方便选择检测方法。
试验方法的选择依据：
α。
1）单向拉伸的应力状态较硬，一般适用于那些塑变抗力与切断强度较低的所谓塑性材料试验；2）对于正断强度较低的所谓脆性材料，在这种加载方式下金属将脆性正断，显示不出他们在韧性状态下所表现的各种力学行为。
选用弯曲、扭转等较软的加载方式，可揭示那些客观存在而在静拉伸下不能反映的塑性性能；3）塑性较好的金属材料，采用三向不等拉伸，显示其脆性倾向。
特点
应用范围
拉伸
三向0.1
温度、应力状态和加载速率确定，采用光滑圆柱试样，试验简单，应力状态软性系数较硬。
塑性变形抗力和切断强度较低的塑性材料。
单向0.5
扭转
0.8
应力状态软性系数为0.8，比拉伸时大，易于显示金属的塑性行为；试样在整个长度上的塑性变形时均匀，没有紧缩现象，能实现大塑性变形量下的试验；较能敏感地反映出金属表面缺陷和及表面硬化层的性能；试样所承受的最大正应力与最大切应力大体相等，是测试一些材料切断强度的最可靠方法；断口的特征最明显（正断-塑性材料、切断-脆性材料、木纹状断口-金属中有非金属夹杂物或偏析等）。
用来研究金属在热加工条件下的流变性能和断裂性能，评定材料的热压力加工型，并未确定生产条件下的热加工工艺参数提供依据；研究或检验热处理工件的表面质量和各种表面强化工艺的效果。
切变模量G；扭转屈服点；抗扭强度。
压缩
二向等1
应力状态软，常用于脆性材料；拉伸时塑性好的材料压缩时只变形而不断裂；脆性金属在拉伸时正断，塑变几乎为量，而在压缩时能产生塑性变形，试样常沿与轴线呈45º方向产生断裂，具有切断特征。
应用：
脆性材料，以观察脆性材料在韧性状态下所表现的力学行为。
（试样截面为圆形或正方形；为了减小试样在压缩过程呈腰鼓状的趋势，两端需加工成具有α角度的凹园锥面，以便使试样能均匀变形）性能指标：
σbc，σ0.01，σ0.2，E，ψbc等
单向2
三向不等4
弯曲
弯曲试样形状简单，操作方便，对试样的要求比拉伸时的宽松；不存在拉伸试验时试样轴线与力偏斜问题，没有附加应力影响试验结果，可用试样弯曲挠度显示材料的塑性；
表面应力最大，中心的为零，可灵敏地反映材料表面缺陷；
应用：
弯曲试验
升级会员 