材料力学性能复习总结分析13759.pdf

- 37 - 绪论 弹性：指材料在外力作用下保持和恢复固有形状和尺寸的能力 塑性：材料在外力作用下发生不可逆的永久变形的能力 刚度：材料在受力时抵抗弹性变形的能力 强度：材料对变形和断裂的抗力 韧性：指材料在断裂前吸收塑性变形和断裂功的能力 硬度：材料的软硬程度 耐磨性：材料抵抗磨损的能力 寿命：指材料在外力的长期或重复作用下抵抗损伤和失效的能 材料的力学性能的取决因素：内因——化学成分、组织结构、残余应力、表面和内部的缺陷等；外因——载荷的性质、应力状态、工作温度、环境介质等条件的变化 第一章 材料在单向静拉伸载荷下的力学性能 1.1 拉伸力—伸长曲线和应力—应变曲线 应力—应变曲线 退火低碳钢在拉伸力作用下的力学行为可分为弹性变形、不均匀屈服塑性变形、均匀塑性变形和不均匀集中塑性变形和断裂几个阶段 弹性变形阶段： 曲线的起始部分， 图中的 oa 段多数情况下呈直线形式，符合虎克定律 屈服阶段：超出弹性变形范围之后，有的材料在塑性变形初期产生明显的塑性流动此时，在外力不增加或增加很小或略有降低的情况下，变形继续产生，拉伸图上出现平台或呈锯齿状，如图中的ab 段 均匀塑性变形阶段：屈服后，欲继续变形，必须不断增加载荷，此阶段的变形是均匀的，直到曲线达到最高点，均匀变形结束，如图中的bc 段。

不均匀塑性变形阶段：从试样承受的最大应力点开始直到断裂点为止，如图中的 cd 段在此阶段，随变形增大，载荷不断下降，产生大量不均匀变形，且集中在颈缩处，最后载荷达到断裂载荷时，试样断裂 退火低碳钢应力—应变曲线  - 37 - 弹性模量 E：应力—应变曲线与横轴夹角的大小表示材料对弹性变形的抗力，用弹性模量 E表示 塑性材料应力—应变曲线 （a）弹性—弹塑性型：Oa 为弹性变形阶段，在 a 点偏离直线关系，进入弹—塑性阶段，开始发生塑性变形，开始发生塑性变形的应力称为屈服点，屈服点以后的变形包括弹性变形和塑性变形在 m 点卸载，应力沿 mn 降至零，发生加工硬化 （b）弹性-不均匀塑性-均匀塑性型：与前者不同在于出现了明显的屈服点 aa′，有时呈屈服平台状，有时呈齿状应变约 1%~3%退火低碳钢和某些有色金属具有此行为 （c） 弹性-均匀塑性型： 未出现颈缩前的均匀变形过程中发生断裂 主要是许多金属及合金、部分陶瓷和非晶态高聚物具有此种曲线 （d）弹性-不均匀塑性型：形变强化过程中出现多次局部失稳，其塑性变形方式通常是孪生而不是滑移当孪生速率超过试验机夹头运动速度时，载荷会突然松弛而呈现锯齿形的曲线。

某些低溶质固溶体铝合金及含杂质的铁合金具有此行为 加工硬化：材料经历一定的塑性变形后，其屈服应力升高的现象称为应变强化或加工硬化 颈缩：材料经均匀形变后出现集中变形的现象称为颈缩 1.2 弹性变形 材料受外力作用发生尺寸和形状的变化，称为变形外力去除后，随之消失的变形为弹性变形，剩余的（即永久性的）变形为塑性变形 弹性变形的重要特征是其可逆性，即受力作用后产生变形，卸除载荷后，变形消失 曲线 1：两原子间的引力 曲线 2：两原子间的斥力 曲线 3：两原子之间的作用力 当原子间相互平衡力受外力而受到破坏时，原子位置相应调整，产生位移而位移总和在宏观上表现为变 - 37 - 形 外力去除后，原子依靠之间的作用力又回到原来平衡位置，位移消失，宏观变形消失 弹性模量 E：表征材料抵抗正应变的能力在单向受力状态下ᵃ =σxσy 切变模量 G：表征材料抵抗剪切变形的能力在纯剪切应力状态下ᵃ =τxyγxy 泊松比 ν：反映材料受力后横向正应变与受力方向上正应变之比单向受力状态下 体积弹性模量 K： 表示物体在三向压缩下， 压强 p 与体积变化率 ΔV/V 之间的线性比例关系ᵃ =ᵃ3(1−2ᵬ) 刚度：工程上弹性模量为称为材料的刚度，表征金属材料对弹性变形的抗力，其值越大，则在相同的应力状态下产生的弹性变形量越小。

弹性比功：弹性比功又称弹性比能、应变比能，表示金属材料吸收弹性变形功而不发生永久变形的能力 金属拉伸时的弹性比功用应力—应变曲线下影线的面积表示，即 式中，ae为弹性比功，σe为弹性极限（材料由弹性变形过渡到弹—塑性变形时的应力） ；εe为最大弹性应变 在应力作用下应变不断随时间而发展的行为，以及应力去除后应变逐渐恢复的现象都统称为弹性后效 实际金属在外力作用下产生弹性变形，开始时沿 OA 线产生瞬时弹性应变 OC，如果载荷保持不变，还产生随时间延长而逐渐增加的应变 CH 这种在加载状态下产生的滞弹性变形称为正弹性后效 卸载时，延 BD 线只有应变 DH 立即消失， 而应变 OD 是卸载后随时间延长才缓慢消失的，这种在卸载后产生的滞弹性变形称为反弹性后效 弹性滞后环：弹性变形时因应变滞后于外加应力，使加载线和卸载线不重合而形成的回线称为弹性滞后环 存在弹性滞后环的现象说明，加载时金属消耗的变形功大于卸载时金属恢复变形释放出的功，环面积大小代表被金属吸收的那部分功 xyEaeeee2212交变循环载荷，加载速度慢 交变循环载荷，加载速度快  - 37 - 滞后环的面积相当于金属在单向循环应力或交变循环应力作用下消耗不可逆能量的多少，即表示金属吸收不可逆变形功的能力，成为金属的内耗，又称循环韧性。

循环韧性是指在塑性区加载时材料吸收不可逆变形功的能力；内耗是指在弹性区加载时材料吸收不可逆变形功的能力一般这两个名词可以混用 包申格效应：金属材料经过预先加载产生少量塑性变形（残余应变为 1%~4%） ，卸载后同向加载，规定残余伸长应力（弹性极限或屈服强度）增加，反向加载时规定残余伸长应力降低的现象，称为包申格效应 包申格效应产生的原因（位错理论） ：初次加载变形时，位错源在滑移面上产生的位错受阻，塞积后产生背应力，背应力反作用于位错源，当背应力足够大时，可使位错源停止开动预变形时位错的运动方向和背应力的方向相反 反向加载时位错运动的方向和背应力方向一致， 背应力帮助位错运动，塑性变形相对容易 1.3 塑性变形 塑性变形的方式：滑移和孪生其中，滑移是金属材料在切应力作用下，位错沿滑移面和滑移方向运动而进行的切变过程，是最主要的变形机制孪生也是金属材料在切应力作用下的一种塑性变形方式，一般发生在低温形变或快速形变时，受晶体结构的影响较大——fcc>bcc>hcp 塑性变形的特点 1、各晶粒塑性变形的不同时性和不均匀性：多晶体试样受到外力作用后，大部分区域尚处在弹性变形范围内，塑性变形首先在个别取向有利的晶粒内，塑性变形不可能在不同晶粒中同时开始；一个晶粒的塑性变形必然受到相邻不同位向晶粒的限制，由于各晶粒的位向差异，这种限制在变形晶粒的不同区域上是不同的，在同一晶粒内的不同区域的变形量也是不同的。

2、各晶粒塑性变形的相互制约与协调：多晶体作为一个整体，不允许晶粒仅在一个滑移系中变形， 否则将造成晶界开裂五个独立的滑移系开动，才能确保产生任何方向不受约束的塑性变形 3、塑性变形后金属的晶格发生点阵畸变，储存能量，产生内应力 4、塑性应变量提高，金属强度增大，产生加工硬化 屈服：受力试样中，应力达到某一特定值后，开始大规模塑性变形的现象称为屈服 呈现屈服现象的金属材料拉伸时，试样在外力不增加仍能继续伸长时的应力称为屈服点；试样发生屈服而首次下降前的最大应力称为 上屈服点，即为σsu；当不计初始瞬时效应（指在屈服过 - 37 - 程中实验为第一次发生下降）时屈服阶段中的最小应力称为下屈服点，记为σsl 屈服现象的本质（不确定） ：金属材料在拉伸试验时产生的屈服现象是其开始产生宏观塑性变形的一种标志参考拉伸力—伸长曲线，材料从弹性变形阶段向塑性变形阶段过渡是明显的，表现在试验过程中外力不增加试样仍能继续伸长或外力增加到一定数值时突然下降，随后，在外力不增加或上下波动情况下，试样继续伸长变形，这便是屈服现象 金属材料一般是多晶体合金，往往具有多相组织，因此，讨论影响屈服强度的因素，必须注意以下几点：屈服变形是位错增殖和运动的结果；实际金属材料的力学行为是由许多晶粒综合作用的结果；各种外界因素通过影响位错运动而影响屈服强度。

影响屈服强度的因素： 内在因素——金属本性及晶格类型； 晶格大小和亚结构； 溶质元素；第二相外在因素——温度；应变速率；应力状态 相变强化：通过热处理方式，在不改变金属成分的前提下，改变金属的晶格结构，使金属的强度得以提高的方法称为相变强化 细晶强化：减少晶粒尺寸会减少晶粒内部位错塞积的数量，减少位错塞积群的长度，降低塞积点处的应力，相邻晶粒中位错源开动所需的外加切应力提高，屈服强度增加这种通过细化晶粒尺寸提高材料强度的方法称为细晶强化 固溶强化：金属中溶入溶质原子（间隙固溶、置换固溶）形成固溶体，其屈服强度会明显提高，这种提高强度的方法称为固溶强化 （通常，间隙固溶体的强化效果大于置换固然体） 弥散强化：金属中的第二相质点通过粉末冶金等方法获得 沉淀强化（析出强化） ：金属中的第二相质点通过固溶处理加时效等方法获得 应变速率硬化：因应变速率增加而产生的强度提高效应的现象 颈缩：颈缩是韧性金属材料在拉伸试验时，变形集中于局部区域的现象，是材料加工硬化和试样截面减小共同作用的结果 颈缩判据：n=eb，当金属材料的应变硬化指数等于最大真实均匀塑性应变量时产生颈缩 抗拉强度：试件断裂前所能承受的最大工程应力称为抗拉强度，用来表征材料对最大均匀塑性变形的抗力。

，σb为抗拉强度；Fb为最大载荷；A0为试件的原始截面积 两个塑性指标 1、断后伸长率δ：试样拉断后标距的伸长量与原始标距的百分比δ=L1−L0L0× 100%，L0为试样原始标距长度，L1为试样断裂后的标距长度 2、断面收缩率 ψ：试样拉断后颈缩处横截面积的最大缩减量与原始横截面积的百分比ψ =A0−A1A0× 100%，A0为试样原始横截面积，A1为颈缩处最小横截面 0AFσbb - 37 - 金属材料塑性与强度的关系： 一般来讲， 材料的强度提高， 其变形抗力提高， 变形能力下降，塑性降低相变强化、固溶强化、加工硬化及第二相弥散强化一般都会使塑性降低；细晶强化不仅提高强度还时塑性提高 韧性：指材料在断裂前吸收塑性变形功和断裂功的能力 韧度：度量材料韧性的力学性能指标，分为静力韧度、冲击韧度和断裂韧度金属材料在静拉伸时单位体积材料断裂前所吸收的功定义为静力韧度，它是强度和塑性的综合指标 1.6 材料的断裂 材料在塑性变形过程中，也在产生微孔，微孔的产生与发展，导致材料中微裂纹的形成与长大，这种损伤达到临界状态时，裂纹失稳，实现最终的断裂 塑性变形→裂纹的形成→裂纹扩展→断裂 韧性断裂与脆性断裂 断裂前不发生明显塑性变形——脆性断裂；断裂前发生明显塑性变形——韧性断裂。

脆性断裂所需的能量：分开原子+新表面的表面能；韧性断裂所需的能量：分开原子+新表面的表面能+塑性变形消耗的能量（远大于前两者之和） 韧性断裂是金属材料断裂前产生明显宏观塑性变形的断裂 韧性断裂宏观断口形态呈杯锥状，由纤维区、放射区和剪切唇三个区域组成 纤维区：光滑圆柱试样受拉伸力作用，产生颈缩时试样的应力状态也由单向变为三向，且中心区轴向应力最大在中心三向拉应力作用下，塑性变形难于进行，致使试样中各部分的夹杂物或第二相质点本身碎裂，或使夹杂物质点与基体界面脱离而形成微孔，微孔不断长大和聚合就形成显微裂纹显微裂纹形成、扩展过程重复进行就形成锯齿状的纤维区 放射区：环状纤维区发展到一定尺寸（临界裂纹尺寸）后，裂纹开始快速扩展（失稳扩展） - 37 - 而形成放射区放射区是裂纹作快速低能撕裂而形成的，有放射线花样特征，放射线平行于裂纹扩展方向而垂直于裂纹前端（每一瞬间）的轮廓线，并逆指向裂纹源 剪切唇：放射区形成后，试样承载面积只剩下最外侧的环状面积，最后由拉伸应力的分切应力所切断，形成与拉伸轴呈 45°的杯状或锥状剪切唇 脆性断裂是突然发生的断裂，断裂前基本上不发生塑性变形，没有明显征兆，因而危害性很大。

脆性断裂的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 圆柱形拉伸试样：断裂面与正应力垂直，断口平齐、光亮断面上的放射状条纹汇聚于一个中心，此中心区域就是裂纹源 板状矩形截面拉伸试样：“人”字纹花样的放射方向与裂纹扩展方向平行，但其尖顶指向裂纹源 沿晶断裂与穿晶断裂 沿晶断裂：指裂纹在晶界上形成并沿晶界扩展的断裂形式，大多是脆性断裂在多晶体变形中，晶界起协调相邻晶粒变形的作用，当晶界受到损伤，其变形能力被消弱，不足以协调相邻晶粒的变形时，便形成晶界断裂 断裂机制：晶界由脆性相析出（如过共析钢中二次渗碳体析出） ；高温晶界变弱（加热温度过高 ，晶界熔化） ；有害元素沿晶界富集（合金钢的回火脆性 ） ；晶界上有弥散相析出（奥氏体高锰钢固溶处理后再加热时沿晶界析出碳化物） ； 腐蚀环境下晶界被腐蚀等原因使晶界脆化或弱化所致 断裂过程：沿晶断裂过程包括裂纹的形成与扩展晶界受损的材料受力变形时，晶内的运动位错受阻于晶界，在晶界处造成应力集中，当集中应力达到晶界强度时，便将晶界挤裂 断口形貌： 沿晶断裂的性质取决于σg（沿晶断裂应力有关的常数） 与屈服强度σs的相对大小当σg<σs时，晶界开裂发生于宏观屈服之前，晶界无塑性变形，断裂呈宏观脆性，产生冰糖状断脆性断裂断口的放射状花样 脆性断裂断口的人字形花样  - 37 - 口；当σg>σs时，先发生宏观屈服变形和形变强化，晶界有塑性变形，在完成一定的变形量后发生微孔型沿晶断裂，产生石状断口。

穿晶断裂：指裂纹沿晶内（穿过晶粒）扩展的断裂穿晶断裂可依据不同的微观断裂机制而具有不同的微观断口形貌特征，主要有解理、微孔聚集、准解理等 一般地，从宏观上看，穿晶断裂既可以是脆性断裂，也可以是韧性断裂 纯剪切断裂与微孔聚集型断裂、解理断裂 剪切断裂是金属材料在切应力作用下沿滑移面分离而造成的滑移面分离断裂，一般是韧性断裂，分为纯剪切断裂和微孔聚集型断裂其中，纯剪切断裂主要在纯金属尤其是在单晶体金属中产生，其断口呈锋利的楔形或刀尖形，这是纯粹由滑移流变所造成的断裂微孔聚集型断裂是通过微孔形核、长大聚合而导致材料分离的，常用金属材料一般均产生这类性质的断裂 微孔聚集型断裂的断口形貌为韧窝花样在每一个韧窝内都含有一个第二相质点或者折断的夹杂物或者夹杂物颗粒，材料中的非金属夹杂物或第二相或其他脆性相颗粒是微孔形成的核心韧窝断口就是微孔开裂后继续长大和连接的结果 韧窝形成过程：韧窝的形成与异相粒子有关，在外力作用下产生塑性变形时， 异相阻碍基体滑移，便在异相与基体滑移面交界处造成应力集中，当应力集中达到异相与基体界面结合强度或异相本身强度时，会使二者界面脱离或异相自身断裂，从而形成裂纹（微孔） ，并不断扩大，最后使夹杂物之间基体金属产生“内颈缩”，当颈缩达到一定程度后基体金属被撕裂或剪切断裂，使空洞连接，从而形成韧窝断口形貌。

影响韧窝形成的因素：韧窝的形成位置、形状、大小和深浅受很多因素影响，大致归纳起来可分为三个方面成核粒子的大小和分布；材料的塑性变形能力，尤其是形变硬化的能力；外部因素（包括应力大小、应力状态、温度、变形速度等） 韧窝形状主要取决于应力状态或应力与断面的相对取向，有等轴韧窝、拉长韧窝和撕裂韧窝三类 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 - 37 - 面产生的穿晶断裂，该晶体学平面为解理面解理面一般是低指数晶面，如体心立方点阵金属的（100）面和密排六方点阵金属的（0001）面 一般地，解理断裂总是脆性断裂，而脆性断裂却不一定是解理断裂 解理断口的微观形貌特征： 对于理想单晶体而言， 解理断裂可以是完全沿单一结晶面的分离，其解理断口是一毫无特征的理想平面在实际晶体中，由于缺陷的存在，断裂并不是沿单一的结晶面解理，而是沿一组平行的结晶面解理，从而在不同高度上平行的解理面以解理台阶相连在解理裂纹扩展过程中，台阶汇合形成“河流”花样，解理台阶、 “河流”花样即为典型的解理断口微观形貌特征解理断裂的另一微观特征是存在舌状花样  - 37 - 第二章 材料在其他静载荷下的力学性能 2.1 应力状态软性系数 应力状态软性系数：α =τmaxσmax= (σ1− σ3) [2σ1− 2ν(σ2− σ3)]⁄。

α越大，最大切应力分量越大，表示应力状态越软，材料越易于产生塑性变形；α越小，表示应力状态越硬，金属越不容易产生塑性变形而易于产生脆性断裂 2.2 材料的压缩 压缩试验的特点 1、单向压缩试验的应力状态软性系数α = 2，比拉伸、扭转、弯曲的应力状态都软，所以单向压缩试验主要用于拉伸时呈脆性的金属材料力学性能的测定，以显示这类材料在塑性状态下的力学行为（图 2.4） 2、拉伸时塑性很好的材料在压缩时只发生压缩变形而不会断裂（图 2.5） 脆性材料在拉伸时产生垂直于载荷轴向的正断，塑性变形量几乎为零；而在压缩时除能产生一定的塑性变形外，常沿与轴线呈 45°方向产生断裂，具有切断特征 2.3 材料的弯曲 弯曲试验的特点 1、弯曲试验不存在拉伸试验时的试件偏斜（力的作用线不能准确通过拉伸试件的轴线而产生附加弯曲应力）对试验结果的影响，可以稳定地测定脆性材料和低塑性材料的抗弯强度，并能由挠度明显地显示脆性和低塑性材料的塑性如铸铁、工具钢、陶瓷等 2、弯曲试验不能使塑性很好的材料破坏，不能测定其断裂弯曲强度，但可以比较一定弯曲条件下材料的塑性  - 37 - 3、弯曲试验时试样断面上的应力分布是不均匀的，表面应力最大，依此可以较灵敏地反映材料的表面缺陷，以检查材料的表面质量。

2.5 材料的硬度 硬度并不是金属独立的基本性能，它是指金属在表面上的不大体积内抵抗变形或者破裂的能力 硬度的种类：压入法——布氏硬度、洛氏、维氏、普氏等表征材料的塑性变形抗力及应变硬化能力应力状态软性系数最大，α>2，几乎所有的材料都能产生塑性变形刻划法——莫氏硬度表征材料对切断的抗力回跳法——肖氏硬度表征金属弹性变形功的大小同一类方式的硬度可以换算； 不同类方式则只能采用同一材料进行标定 压入法是最主要的试验方法 布氏硬度 原理：在直径 D 的钢珠上，加一定载荷 p，压在被试金属的表面，根据金属表面压痕的陷凹面积 F 计算出应力值，以此值作为硬度值大小的计量指标布氏硬度值的符号以 HB（kgf/mm2，1kgf=9.80665N）标记，则HB =pF=pπDt，式中，t 为压痕陷凹深度；πDt为压痕陷凹面积 在 p 和 D 一定时，t 大，则说明材料的形变抗力低，硬度值小；反之则说明材料的形变抗力高，硬度值大直观上，测量压痕直径比测量压痕陷凹深度要容易，由 D、d、t 三者之间的几何关系可得：HB =2pπ[D−(D2−d2)1 2⁄] 读数：载荷、压头直径、保持时间是布氏硬度试验的三要素。

150HBS10/1000/30表示采用淬火钢球，压头直径 10mm，载荷 1000kg，载荷保持时间 30s 测得的布氏硬度值为 150；200HBW10/3000/10 表示采用硬质合金钢球，压头直径 10mm，载荷 3000kg，载荷保持时间 10s测得的布氏硬度值为 200 优点：压痕面积大，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； 试验数据稳定，重复性好，试验数据从小到大都可以统一起来； 特别适宜于测得灰铸铁、轴承合金、等具有粗大晶粒或粗大组成相的金属材料 缺点：对于 450HB 以上的硬材料，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；由于此法产生的压痕较大，故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；因需测量 d 值，故被测处要求平稳，操作和测量都需较长时间，在要求迅速检定大量成品时不适合 洛氏硬度 洛氏硬度试验是目前应用最广泛的一种方法，它是测定压痕深度来表征材料的硬度值  - 37 - 原理：洛氏硬度以压痕陷凹深度 t 作为计量硬度值的指标，所以在同一硬度级下，金属越硬则压痕深度 t 越小，越软则 t 越大如果直接以 t 的大小作为指标，则将出现硬金属 t 值小从而硬度值小，软金属的 t 值大从而硬度值大的现象。

为此，只能采取一个不得已的措施，即用选定的常数来减去所得 t 值，以其差值来标志洛氏硬度值此常数规定为 0.2mm（用于 HRC、HRA）和0.26mm（用于 HRB） ，此外在读数上再规定 0.002mm 为一度，这样前一常数为 100 度（在试验机表盘上为 100 格（一圈） ） ，后一常数为 130 度（在表盘上为一圈再加 30 格，为 130 格） ，因此 HRC = 0.2 − t = 100 −t0.002 HRB = 0.26 − t = 130 −t0.002 压头与载荷的搭配：洛氏硬度的压头分硬质和软质两种硬质的由顶角 120°的金刚石圆锥体制成，适用于测定淬火钢等较硬的金属材料；软质的为直径 1/16′′（1.875mm）或 1/8（3.175mm）钢球，适用于退火钢、有色金属等较软材料硬度值的测定生产上用得最多的是 A 级、B 级和 C级，即 HRA（金刚石圆锥压头、60kgf 载荷） ，HRB（1/16′′钢球压头、100kgf 载荷）和 HRC（金刚石圆锥压头、150kgf 载荷） ，而其中又以 HRC 用的最普遍 优点：有硬质、软质两种压头，适用于各种不同硬质材料的检验，不存在压头变形问题；压痕小，不伤工件表面；操作迅速，立即得出数据，生产效率高，适用于大量生产中的成品检验。

缺点：不同硬度级测得的硬度值无法统一起来， 如 HRA，HRB，HRC 数据不具有可比性；对组织结构不一致，特别是具有粗大组成相或粗大晶粒的金属材料，因压痕太小，可能正好压在个别组成相上，缺乏代表性；材料中有偏析或组织不均匀时，数据重复性差，分散度大 维氏硬度 原理：与布氏硬度相同，也是根据单位压痕陷凹面积上承受的载荷，即应力值作为硬度值的计量指标所不同的是，维氏硬度采用锥面夹角为 136°的四方角锥体，有金刚石制成 计算公式：HV =pF= 1.854pd2 优点：不存在布氏硬度试验载荷 p 和压头直径 D 的规定条件的约束，以及压头变形问题，且通过维氏硬度试验所得到的硬度值和通过布氏硬度试验所得到的硬度值能完全相等； 不存在洛氏硬度试验那种硬度值无法统一的问题，维氏硬度试验和洛氏硬度试验一样可以试验任何软硬的材料，并且比洛氏硬度试验能更好地测试极薄件的硬度；采用四方角锥，当载荷改变时压入角不变，因此载荷可以任意选择 缺点： 硬度值需通过测量对角线后才能计算 （或查表） 出来， 生产效率没有洛氏硬度试验高， - 37 - 不适宜成批生产的质量检验 读数：640HV30/20（维氏硬度值 HV 试验载荷/加载时间） 显微硬度 显微硬度是用来测量尺寸很小或很薄零件的硬度，或者是用来测量各种显微组织的硬度。

其试验原理与维氏硬度相同所不同的是，载荷以 gf 计量，压痕对角线长度以微米计量 压头：一种是维氏压头，和宏观的维氏硬度压头一样，只是在金刚石四方锥的制造上和测量上更加严格；另一种是努氏压头，它是一菱形的金刚锥体 努氏硬度的计算公式：HK =pA=pCl2 努氏硬度和维氏显微硬度的比较：在测量渗碳（或氮化）淬硬层的硬度分布时，努氏压痕的排列与分布较维氏压痕更紧凑；在相同的对角线长度下（努氏压痕以长对角线计） ，努氏压痕的深度与面积只有维氏压痕的 15%，这对测量薄层硬度如电镀层特别适宜 2.6 缺口试样在静载荷下的力学性能 缺口效应：实际机件不是横截面均匀无变化的光滑体，往往存在截面的急剧变化，这些截面变化的部位可视为缺口，由于缺口的存在，在静载荷作用下缺口截面上的应力状态将发生变化，产生缺口效应 缺口效应的影响：引起应力集中；应力状态由单向改变为两向或三向应力状态应变集中；局部应变速率增大；腐蚀倾向加大 金属材料的缺口敏感性指标用缺口试件的抗拉强度σbn与等截面尺寸光滑试件的抗拉强度σb的比值表示，称为缺口敏感度，记为 NSR，即NSR =σbnσbNSR 越大，缺口敏感性越小。

脆性材料的 NSR 总是小于 1，表明缺口根部尚未发生明显塑性变形时就已经断了，对缺口很敏感高强度材料的 NSR 一般也小于 1，塑性材料的 NSR 一般大于 1  - 37 - 第三章 材料在冲击载荷下的力学性能 3.3 低温脆性 低温脆性：随温度降低金属材料由韧性断裂转变为脆性断裂的现象发生脆性转变的温度称为脆性转变温度 什么材料容易发生低温脆断？ 对于以面心六方金属为基础的中、低强度材料和大部分密排六方金属，在很宽的温度范围内其冲击功都很高， 基本不存在低温脆性问题 只有以体心立方金属为基础的， 如中低强度钢和铍、锌等具有明显的低温脆性，这些金属材料称为冷脆金属 低温脆性是材料屈服强度随温度降低急剧增加的结果 屈服点σs随温度下降反而升高，材料的解理断裂强度σc随温度变化很小，两条曲线相交于一点，交点对应的温度即为韧脆转变温度Tk当温度高于Tk时，σc> σs材料受载后先屈服再断裂为韧性断裂；低于Tk时，外加应力先达到σc，材料表现为脆性断裂 低温脆性的本质 柯垂尔提出的脆断条件， 即公式(σid1 2⁄+ ky)ky= αGγs， 只要公式左端大于右端之值， 即σy>σf，就可发生脆断。

G 是组织结构不敏感的性能，凡是增加σi、ky和 d 的因素都将促进脆断，使冷脆断转化温度升高；凡使α和γs值减小的也将促使脆断，使冷脆断转化温度升高 σi——位错在晶体中运动的点阵摩擦阻力，包括派纳力、溶质原子以及第二相对位错运动的阻力对体心立方金属，派纳力随温度的降低而急剧升高，这是体心立方金属产生冷脆的主要原因 ky——反映位错被原子或第二相钉扎运动难易程度的参量，ky值越大，位错运动越困难ky值并不因为温度降低而显著增加 d——晶粒直径细化晶粒既提高断裂强度也提高屈服强度，但断裂强度相对提高较多，因此细化晶粒总是使冷脆转化温度降低 α——表示在外加载荷下切应力和正应力之比 γs——材料的有效表面能 影响韧脆转变温度ᵁᵂ的主要因素 1、材料晶格类型的影响：体心立方金属在温度较高时，变形能力尚好，在低温下，脆性增σs 和σc 随温度变化示意图  - 37 - 加 2、合金成分的影响：钢中的 C、P、O、H、N、Mo、Al、Si 都使Tk上升；Ni、Mn、Ti、V都使Tk下降 3、晶粒尺寸的影响：细化晶粒使 Tk下降，同时还可以改善塑性韧性 4、显微组织的影响：冷作时效、上贝氏体使Tk上升；低温马氏体、奥氏体、高温回火组织 都使Tk下降。

 - 37 - 第四章 材料的断裂韧性 4.1 概述 断裂是工程构件最危险的一种失效方式，尤其是脆性断裂，它是突然发生的破坏，断裂前没有明显的征兆，常常引起灾难性的破坏事故并造成巨大的经济损失 4.2 裂纹尖端的应力场 三种断裂类型 I 型裂纹（张开型） ：拉应力垂直于裂纹面扩展面，裂纹沿作用力方向张开，沿裂纹面扩展如轴的横向裂纹在轴向拉力或弯曲力作用下的扩展、容器纵向裂纹在内压力下的扩展 II 型裂纹 （滑开型） ： 切应力平行于裂纹面，而且与裂纹垂直，裂纹沿裂纹面平行滑开扩展如轮齿或花键根部沿切线方向的裂纹，或者受扭转的薄壁圆筒上的环形裂纹 III 型裂纹（撕开型） ：切应力平行作用于裂纹面，而且与裂纹线平行，裂纹沿裂纹面撕开扩展如圆周上有一环形切槽，受到扭转作用引起的断裂 应力强度因子 KI：表征裂纹尖端应力场特性裂纹尖端区域的确定点，其应力分量就由KI决定， KI越大应力场各应力分量也越大任何 I 型断裂的应力场强度因子的一般形式为KI=Yσ√a， Y 为裂纹的形状系数， 与裂纹几何形状及加载方式有关， 一般 Y=1~2； 同理， KII= Yτ√a，KIII= Yτ√a。

4.3 断裂韧性和断裂判据 裂纹体发生失稳断裂的临界KI值记作KC或KIC，称为断裂韧性KC是平面应力状态下的断裂韧性，表示平面应力条件下材料抵抗裂纹失稳扩展的能力KIC为平面应变下的断裂韧性，表示在平面应变条件下材料抵抗裂纹失稳扩展的能力 KC与KIC的区别：KC与板材或试样厚度有关，而当板材厚度增加到平面应变状态时，断裂韧性就趋于一稳定的最低值，即为KIC（与厚度无关） I 型（张开型）裂纹形式 II 型（滑开型）裂纹形式 III 型（滑开型）裂纹形式  - 37 - KIC是KC的最低值，它是真正反映材料裂纹扩展抗力的材料常数所以临界应力场强度因子KIC称为材料的断裂韧性 在临界状态下所对应的平均应力，称为断裂应力或裂纹体实际断裂强度，记作σc；对应的裂纹尺寸称为临界裂纹尺寸，记作ac，有如下关系KIC= Yσc√ac可见，材料的KIC越高，则裂纹体的断裂应力或临界裂纹尺寸就越大，表面材料越难断裂因此 KIC表示材料抗断裂的能力 断裂判据：裂纹体在受力时，若KI≥ KIC或Yσ√a ≥ KIC，就会发生脆性断裂反之，即使存在裂纹，若KI< KIC或Yσ√a < KIC，也不会断裂，这种情况称为破损安全。

II，III 型裂纹的断裂判据同理 4.5 裂纹尖端的塑性区 塑性区边界曲线方程所描绘的塑性区：不管是平面应力还是 平面应变的塑性区，都是沿 x方向的尺寸最小，消耗的塑性变形功也最小，所以裂纹就容易沿 x 方向扩展另外，平面应变的塑性区比平面应力的塑性区小得多在平面应变状态（厚板）下沿板厚方向的裂纹前端有较强的约束，使材料处于三向应力状态，不容易发生塑性变形所致在实际情况下，沿板厚方向上的弹性约束是变化的，邻近表面约束最小，可认为处于平面应力状态，塑性区尺寸最大；而在板厚中部约束最大，可认为处于平面应变状态，塑性区尺寸最小因此，在裂纹尖端前沿区域，沿材料板厚方向的塑性区尺寸是连续变化的，一般呈哑铃形状 应力松弛对塑性区的影响：如图 4.14，图中σys是在 y 方向发生屈服时的应力，称为 y 向有效屈服应力在平面应力状态下，σys= σs；在平面应变状态下，σys≈ 2.5σs图中影线部分的面积即内应力松弛的影响，这种应力松弛可以使塑性区进一步扩大，由r0扩大到R0从能量角度考虑，可以求得，R0= r0 裂纹尖端附近塑性区的形状和尺寸  - 37 - 4.9 影响断裂韧性的因素 如能提高断裂韧性，就能提高材料的抗脆断能力。

外部因素 1、板厚或构件截面尺寸：材料的断裂韧性随板材厚度或构件的界面尺寸的增加而减小，最终趋于一个稳定的最低值，即平面应变断裂韧性KIC 2、温度：大多数结构钢的KIC都随温度降低而下降但是，不同强度等级的钢，在温度降低时KIC的变化趋势不同一般中、低强度钢都有明显的韧脆转变现象，在韧脆转变温度以上，材料主要是微孔聚集型的韧性断裂，KIC较高；而在韧脆转变温度以下，材料主要是解理型脆性断裂，KIC低 3、应变速率：应变速率ε̇具有与温度相似的效应，增加应变速率相当于降低温度，也可使KIC下降 断裂韧性表征金属材料抵抗裂纹失稳扩展的能力裂纹失稳扩展需要消耗能量，其中主要是塑性变形功塑性变形功与应力状态、材料强度和塑性以及裂纹尖端塑性区尺寸有关：材料强度高、塑性好，塑性变形功大，材料的断裂韧性就高；在强度值相近时，提高塑性，增加塑性区尺寸，塑性变形功也增加 内部因素 1、材料的成分、组织对KIC的影响 化学成分的影响： 细化晶粒的合金元素因提高强度和塑性使KIC提高；强烈固溶强化的合金 - 37 - 元素因降低塑性使KIC明显降低，并且随着合金元素含量的提高，KIC降低越厉害；形成金属化合物并呈第二相析出的合金元素，因降低塑性有利于裂纹的扩展，也使KIC降低。

基体相结构和晶粒大小的影响：从滑移塑性变形和解理断裂的角度来看，面心立方固溶体容易产生滑移塑性变形而不产生解理断裂， 并且 n 值较高， 所以其KIC较高， 因此， 奥氏体钢的KIC较铁素体钢、马氏体钢的高；一般来说，晶粒越细小，n 和σc就越高，则KIC也越高，但是在某些情况下，粗晶粒的KIC反而较高 杂质及第二相的影响：钢中的非金属夹杂物和第二相在裂纹尖端的应力场中，若本身脆裂或在相界面开裂而形成微孔，微孔和主裂纹连接使裂纹扩展，从而使KIC降低；钢中某些微量杂质元素（如锑、锡、磷、砷等）容易偏聚于奥氏体晶界，降低晶间结合力使裂纹沿晶界扩展并断裂，使KIC降低 显微组织的影响：板条马氏体是位错型亚结构，具有较高的强度和塑性，裂纹扩展阻力较大，常呈韧性断裂，因而KIC较高；针状马氏体是孪晶型亚结构，硬而脆，裂纹扩展阻力小，呈准解理或解理断裂，因而KIC很低；回火索氏体的基体具有较高的塑性，第二相是粒状碳化物，分布间距较大，裂纹扩展阻力较大，因而KIC较高；回火马氏体基体相塑性差，第二相质点小且弥散分布，裂纹扩展阻力较小，因而KIC较低回火屈氏体的KIC居于上述两者之间 2、特殊热处理对KIC的影响 形变热处理：高温形变热处理可以细化奥氏体的亚结构，因而细化淬火马氏体，使强度和韧性都提高；低温形变热处理除了细化奥氏体亚结构外，还可增加位错密度，促进合金碳化物弥散 沉淀，降低奥氏体含碳量和增加细小板条马氏体的数量因而提高强度和韧性。

亚温淬火：亚温淬火可以提高低温韧性和抑制高温回火脆性 显微组织的影响 4.10 金属材料断裂韧性ᵀᵀᵀ的测定 试样要求： 常用的两种试样为三点弯曲试样和紧凑拉伸试样 由于KIC是金属材料在平面应变和小范围屈服条件下裂纹失稳扩展时KI的临界值， 因此， 测定KIC用的试验尺寸必须保证裂纹顶端处于平面应变或小范围屈服状态 B 为试样在 z 向的厚度，W 为在 y 向的宽度，a 为裂纹长度  - 37 - …………. 第五章 材料在变动载荷下的力学性能 5.1 金属疲劳现象及特点 疲劳：金属机件或构件在变动应力和应变长期作用下，由于承受变动载荷而导致裂纹萌生和扩展以致断裂失效的全过程 疲劳载荷的共同特点：断裂时并无明显的宏观塑性变形，断裂前没有明显的预兆，而是突然地破坏；引起疲劳断裂的应力很低，常常低于静载时的屈服强度；疲劳破坏能清楚地显示出裂纹的发生、扩展和 最后断裂三个组成部分 变动载荷是引起疲劳破坏的外力，它是指载荷大小或大小和方向随时间按一定规律呈周期性变化或呈无规则随机变化的载荷，其在单位面积上的平均值为变动应力变动应力可分为规则周期变动应力（也称循环应力）和无规则随机变动应力两种。

疲劳的特点 疲劳断裂与静载荷或一次冲击加载断裂相比，具有以下特点： 疲劳是低应力循环延时断裂，即具有寿命的断裂断裂应力低于材料的抗拉强度σb，甚至低于屈服强度σs断裂寿命随应力不同而变化，应力高寿命短，应力低寿命长，当应力低于某一临界值时，寿命可达无限长 疲劳是一种潜在的突发性脆性断裂，它是在长期累积损伤过程中经裂纹萌生和缓慢亚稳扩 - 37 - 展到临界尺寸ac时才突然发生的 疲劳对缺陷（缺口、裂纹及组织缺陷）十分敏感，三者都加快疲劳破坏的开始和发展 疲劳宏观断口具有三个形貌不同的区域：疲劳源、疲劳区和瞬断区 1、 疲劳源： 疲劳源是疲劳裂纹萌生的策源地，在断口上，疲劳源一般在机件表面，常和缺口、裂纹、刀痕、蚀坑等缺陷相连疲劳源区的光亮度最大在 一个疲劳断口中，疲劳源可以有一个或几个不等，与机件的应力状态及应力大小有关疲劳源区光亮度越大，相邻疲劳区越大，贝纹线越多越密者，其疲劳源就越先产生；反之，则疲劳源就越后产生 2、疲劳区：疲劳区是疲劳裂纹亚稳扩展所形成的断口区域，其断口比较光滑并分布有贝纹线（或海滩花样） 贝纹线是疲劳区的最大特征，一般认为它是有变动载荷引起的循环应力低，材料韧性好，疲劳区大，贝纹线细、明显。

3、瞬断区：瞬断区是裂纹最后失稳快速扩展所形成的断口区域，一般在疲劳源的对侧其断口比疲劳区粗糙，宏观特征同静载的裂纹件的断口一样，随材料性质而变；脆性材料为结晶状断口； 若为韧性材料， 则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 5.2 高周疲劳与低周疲劳 高周疲劳：指小型试样在变动载荷试验时，疲劳断裂寿命不小于105周次的疲劳过程 低周疲劳：金属在循环载荷作用下，疲劳寿命为102~105次的疲劳断裂 （应力水平高、循环周次少） 疲劳曲线和疲劳极限 典型的金属材料疲劳曲线如右图 图中纵坐标为循环应力的最大应力σmax或应力幅σa；横坐标为断裂循环周次 N，常用对数值表示S-N 曲线由高应力段和低应力段组成，前者 寿命短 ，后者寿命长对于一般具有应变时效的金属材料，如碳钢、合金结构钢等，当循环应力水平降到某一临界值时，低应力段变为水平段，表面试样可以经无限次应力循环也不发生疲劳断裂，故将对应的应力称为疲劳极限，记为ᵭ−ᵼ常用107周次作为测定疲劳极限的基数，记 - 37 - 为N0另一类金属材料，如铝合金、不锈钢、高强度钢等，它们的 S-N 曲线没有水平部分，只是随应力降低，循环周次不断增大。

此时，只能根据材料的使用要求规定某一循环周次下不发生断裂的应力作为“条件疲劳极限” 疲劳断裂应力判据为：对称应力循环下σ ≥ σ−1；非对称应力循环下σ ≥ σr（r 为应力比） 疲劳极限与静强度间的关系：金属材料的抗拉强度越大，其疲劳极限也越大对于中、低强度钢，疲劳极限与抗拉强度之间大体呈线性关系 低周疲劳的特点 低周疲劳时，局部区域产生宏观塑性变形，应力与应变呈非线性关系，形成滞后回线总应变∆εt= ∆εp+ ∆εe 低周疲劳试验时，或者控制急应变范围，或者控制塑性应变范围，在给定的∆εt或∆εp下测定疲劳寿命试验结果处理不用 S-N 曲线，而要改用∆εt2 − 2Nf⁄或∆εp2 − 2Nf⁄曲线，以描述材料的低周疲劳规律εt2⁄ 和εp2⁄ 分别为总应变幅和塑性应变幅 裂纹成核期短，有多个裂纹源；微观断口的疲劳条带较粗，间距也较宽；断口呈韧窝状、轮胎花样状 低周疲劳寿命取决于塑性应变幅 低周疲劳与高周疲劳的区别 相同点：都是循环塑性变形累积损伤的结果 不同点： 高周疲劳寿命取决于应力幅或应力强度因子范围； 低周疲劳寿命取决于塑性应变幅 在低周疲劳的循环加载初期，材料对循环加载的响应有一个由不稳定向稳定过渡的过程。

材料对循环加载的初期响应过程可表现为循环硬化和循环软化 若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（形变抗力）不断增加，即为循环硬化；若在循环过程中，应力逐渐减小，则为循环软化 金属材料产生循环硬化还是循环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其中，退火状态的塑性材料往往表现为循环硬化，而加工硬化的材料则往往表现为循环软化 循环硬化产生的原因：位错运动 热疲劳：机件在由温度循环变化时产生的循环热应力及热应变作用下发生的疲劳 5.3 疲劳裂纹扩展 疲劳裂纹扩展曲线的斜率即表示裂纹扩展速率 da/dN，即每循环一次裂纹扩展的距离 疲劳裂纹扩展速率曲线：材料的疲劳裂纹扩展速率 da/dN 不仅与应力水平△ σ 有关，而且与 - 37 - 当时的裂纹尺寸 a 有关，将两者复合为应力强度因子△ K， △ K=Kmax-Kmin=Y△σa1/2 I 区（初始段） ：△ K≤△ Kth: da/dN 值很小，裂纹不扩展△ K>△ Kth，△ K↑，da/dN↑，裂纹扩展但不快 I 区所占寿命不长 II 区（主要段） ：△ K↑，da/dN 较大，裂纹亚稳扩展，是决定疲劳裂纹扩展寿命的主要段。

III 区（最后段） ：△ K↑，da/dN↑↑，裂纹失稳扩展 疲劳裂纹扩展门槛值： 确定△ Kth为裂纹疲劳不扩展的△ K 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，其值越大，阻止疲劳裂纹开始扩展的能力就越大，材料就越好 单位为 MN·m-3/2或 MPa·m1/2 △ Kth与 σ-1的区别： σ-1是光滑试样的无限寿命疲劳强度， 用于传统的疲劳强度设计和校核；△ Kth是裂纹试样的无限寿命疲劳性能，适合裂纹件的设计和校核 影响疲劳裂纹扩展速率的因素 应力比的影响： 应力比 r↑， 曲线向左上方移动， 使 da/dN升高，而且在 I、III 区的影响比 II 区的大 实际机件在工作时很难一直是恒载，往往会有偶然过载现象偶然过载进入过载损伤区，将使材料受到损伤并降低疲劳寿命，但若过载适当，有时反而是有益的在恒载裂纹疲劳扩展期内，适当的过载峰会使裂纹扩展减慢或停滞一段时间，发生裂纹扩展过载停滞现象，并延长疲劳寿命 材料组织的影响：对 I、III 区的da dN⁄影响比较明显，而对II区的影响不太明显 通常， 晶粒粗大， ∆Kth值越高， da dN⁄值越低。

当钢的淬火组织中存在一定量的残余奥氏体和贝氏体等韧性组织时，可以提高钢的∆Kth，降低da dN⁄钢的高温回火的组织韧性好，强度低，其∆Kth较 - 37 - 高；低温回火的组织韧性差，强度高，其∆Kth较低；中温回火的∆Kth则介于两者之间 5.4 疲劳过程及机理 疲劳过程包括疲劳裂纹萌生、裂纹亚稳扩展、失稳扩展及断裂四个阶段 疲劳裂纹的萌生 常将 0.05~0.1mm 的裂纹定位疲劳裂纹核 引起裂纹萌生的原因：不均匀的局部滑移、显微开裂 裂纹萌生的主要方式： 表面滑移带开裂； 第二相、 夹杂物或其界面开裂； 晶界或亚晶界开裂 1、滑移带开裂产生裂纹 在交变载荷作用下，永留或能再现的循环滑移带称为驻留滑移带驻留滑移带是由材料某薄弱区域产生的，驻留滑移带一般只在表面形成，其深度较浅随着加载循环次数的增加，循环滑移带会不断地加宽，当加宽至一定程度时，由于位错的塞积和交割作用，便在驻留滑移带处形成微裂纹 驻留滑移带在加宽过程中，还会向前或向后移动，形成挤出脊和侵入沟，于是此处就产生应力集中和空洞，经过一定循环后也会产生微裂纹 只要提高材料的滑移抗力（如采用固溶强化、细晶强化等手段） ，均可阻止疲劳裂纹萌生，提高疲劳强度。

2、相界面开裂产生裂纹 两相（包括第二相、夹杂）间的结合力差，各相的形变速率不同，易在相结合处或弱相内出现开裂只有首先达到临界尺寸的裂纹核，才能继续长大 降低第二相或夹杂物的脆性，提高相界面强度，控制第二相或夹杂物的数量、形态、大小和分布，使之“少、圆、小、匀” ，均可抑制或延缓疲劳裂纹在第二相或夹杂物附近萌生，提高疲劳强度 3、晶界开裂产生裂纹 晶界就是面缺陷，位错运动受到晶界的阻碍作用而在晶界处发生塞积和应力集中现象在应力不断循环下，晶界处的应力集中得不到松弛时，应力峰会越来越高，当超过晶界强度时就会在晶界处产生裂纹 凡使晶界弱化和晶粒粗化的因素，如晶界有低熔点夹杂物等有害元素和成分偏析、回火脆、晶界析氢及晶粒粗化等，均易产生晶界裂纹、降低疲劳强度；反之，凡使晶界强化、净化、和细化晶粒的因素，均能抑制晶界裂纹形成，提高疲劳强度 疲劳裂纹的扩展  - 37 - 疲劳裂纹扩展的两个阶段 第一阶段：从表面个别侵入沟（或挤出脊）先形成微裂纹，最后裂纹沿主滑移系，以纯剪切方式向内扩展，扩展速率很低，仅 0.1μm 的扩展量 第二阶段：在第一阶段裂纹扩展时，由于晶界的不断阻碍作用，裂纹扩展逐渐转向垂直于拉应力的方向，进入第二阶段。

在室温及无腐蚀条件下疲劳裂纹扩展是穿晶的裂纹扩展速率为10−5~10−2mm/次， 与da dN⁄− ∆K曲线的 II 区相对应， 所以第二阶段是疲劳裂纹扩展的主要部分 断口特征：第二阶段的断口特征是具有略呈弯曲并相互平行的沟槽花样，称为疲劳条带它是裂纹扩展时留下的微观痕迹，每一条条带可以视作一次应力循环的扩展痕迹，裂纹的扩展方向与条带垂直 疲劳条带与贝纹线的区别： 疲劳条带是疲劳断口的微观特征， 贝纹线是疲劳断口的宏观特征，在相邻贝纹线之间可能有成千上万个疲劳条带在断口上二者可以同时出现，二者也可以不同时出现  - 37 - 第六章 材料在环境条件下的力学性能 6.1 应力腐蚀断裂 应力腐蚀断裂：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，称为应力腐蚀断裂 绝大多数金属材料在一定的化学介质条件下都有应力腐蚀倾向，最常见的有：低碳钢和低合金钢在氢氧化钠溶液中的“碱脆”和在含有硝酸根离子介质中的“硝脆” ；奥氏体不锈钢在含有氯离子介质中的“氯脆” ；铜合金在氨气介质中的“氨脆” 应力腐蚀的产生条件：应力、化学介质和金属材料 应力：拉应力是产生应力腐蚀断裂的必要条件，一般来说，产生应力腐蚀的应力并不一定很大。

宏观裂纹一般沿着与拉应力垂直的方向扩展，微观观察可见裂纹呈“之”字形推进，且有分叉现象现已发现在压应力作用下也可产生应力腐蚀，但孕育时间长，裂纹扩展速度慢，如不锈钢的应力腐蚀 化学介质：只有在特定的化学介质中，某种金属材料才能产生应力腐蚀只有在介质与拉应力同时作用下，才产生强烈的应力腐蚀而且，产生应力腐蚀的介质一般都是特定的，即每种材料只对某些介质敏感，而该介质对其它材料可能没有明显作用 金属材料：一般认为，纯金属不会产生应力腐蚀，所有合金对应力腐蚀都有不同程度的敏感性 应力腐蚀断裂机理（滑移—溶解理论） 对应力腐蚀敏感的合金在特定的化学介质中， 首先在表面形成一层钝化膜，使金属不致进一步受到腐蚀，即处于钝化状态， 因此， 在没有应力作用时， 金属不会发生腐蚀破坏若有拉应力作用，则可使裂纹尖端区域产生局部塑性变形，滑移台阶在表面露头时钝化膜破裂， 显露出新鲜表面这个新鲜表面在电解质溶液中成为阳极， 而其余具有钝化膜的金属表面便成为阴极，从而形成腐蚀微电池阳极金属变成正离子进入电解质中而产生阳极溶解，于是在金属表面形成蚀坑拉应力除促使裂纹尖端区域钝化膜破坏外，更主要的是在蚀坑或原有裂纹的尖端形成应力集中，使阳极电位降低，加速阳极金属的溶解。

如果裂纹尖端的应力始终存在，那么微电池反应便不断进行，钝化膜不能恢复，裂纹将逐步向纵深扩展 应力腐蚀现象只有金属在介质中生成略具钝化膜的条件下，即金属和介质处于某种程度的钝化与活化过渡区域的情况下才最易发生  - 37 - 应力腐蚀断口特征 宏观：与疲劳断口很相似，也有亚稳扩展区和最后瞬断区在亚稳扩展区可见到腐蚀产物和氧化现象，故常呈黑色或灰黑色，具有脆性特征断裂前没有明显的塑性变形，最后瞬断区一般为快速撕裂破坏 微观：显微裂纹常有分叉现象，呈枯树枝状有一主裂纹扩展较快，其他分支裂纹扩展较慢（与腐蚀疲劳、晶间腐蚀及其他形式的断裂的区分依据） 断口的微观形貌一般为沿晶断裂型，也可能为穿晶解理断裂或准解理断裂型，表面可见到“泥状花样”的腐蚀产物及腐蚀坑 防止应力腐蚀断裂的措施 合理选择材料针对机件所受的应力和接触的化学介质，选用耐应力腐蚀的金属材料，这是一个基本原则 减少或消除机件中的残余拉应力，如去应力退火、表面喷丸等 改善化学介质条件 一方面设法减少和消除促进应力腐蚀开裂的有害化学离子； 另一方面，也可在化学介质中添加缓蚀剂 采用电化学保护，采用外加点位的方法，使金属在化学介质中的点位远离应力腐蚀敏感电位区域。

6.2 氢脆 由于氢和应力的共同作用而导致金属材料产生脆性断裂的现象，称为氢脆断裂，简称氢脆 引起氢脆的应力可以是外加应力，也可以是残余应力 金属中氢的来源：分为“内含的”和“外来的”两种前者是指金属在熔炼过程中及随后的加工制造过程（如焊接、酸洗、电镀）中吸收的氢；后者则是金属机件在服役时从含氢环境介质中吸收的氢 氢的存在形式：以间隙原子状态固溶在金属中，此种情况，氢的溶解度随温度降低而降低；通过扩散聚集在较大的缺陷（如空洞、气泡、裂纹）处以氢分子状态存在；与一些过渡族、稀土或碱土金属元素作用生成氢化物，或与金属中的第二相作用生产气体产物 氢脆类型及特征 1、氢蚀 氢蚀是由于氢与金属中的第二相作用生成高压气体，使基体金属晶界结合力减弱而导致金属脆化 氢蚀断裂的宏观断口形貌呈氧化色，颗粒状微观断口上晶界明显加宽，呈沿晶断裂 为减缓氢蚀，可降低钢中的含碳量，以减少形成 CH4的 C 原子供应，或者加入碳化物形成元 - 37 - 素，如 Ti、V 等，其形成的稳定的碳化物不易分解，可以延长氢蚀的孕育期 2、白点 白点又称发裂，是由于钢中存在过量的氢造成的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，未能扩散逸出的氢在缺陷处形成氢分子而造成氢的体积急剧膨胀，内压力过大使金属局部撕裂而形成微裂纹。

白点的微裂纹断面呈圆形或椭圆形，颜色银白色 消除措施：采用精炼除气，锻后缓冷或等温退火，以及在钢中加入稀土元素或其他微量元素等方法，可使白点减弱或消除 3、氢化物致脆 对于ⅣB 或ⅤB 族金属（如纯钛、α—钛合金、钒、锆、铌及其合金） ，由于它们与氢有较大的亲和力，极易生成脆性氢化物，使金属脆化氢化物很硬、脆，与基体结合不牢裂纹常沿氢化物与基体的界面扩展，因此，在断口上可以见到氢化物 氢化物的性质和分布对金属的变脆有明显影响若晶粒粗大，氢化物在晶界上呈薄片状，极易产生较大的应力集中， 危害很大； 若晶粒较细， 氢化物多呈块状不连续分布， 对金属危害较小 4、氢致延滞断裂 由于氢的作用而产生的延滞断裂现象称为氢致延滞断裂断裂原因是氢显著降低金属的断后伸长率产生条件：一定温度范围；慢速加载（恒载） 特点：只在一定温度范围内出现；提高应变速率，材料对氢脆的敏感性降低，因此，只有在慢速加载试验中才能显示这类脆性；此类氢脆显著降低金属材料的断后伸长率，但含氢量超过一定数值后，断后伸长率不再变化，而断面收缩率则随含氢量增加不断下降，且材料强度越高，下降越剧烈；高强度钢的氢致延滞断裂还具有可逆性，即刚材经低应力慢速应变后，由于氢脆使塑性降低。

如果卸除载荷，停留一段时间再进行高速加载，则钢的塑性可以得到恢复，氢脆现象消除 断口形貌：宏观形貌与一般脆性断口相似微观形貌大多为沿原奥氏体晶界的沿晶断裂，且晶面上常有许多撕裂棱 但在实际断口上， 并不一定全是沿晶断裂形貌， 有时还出现穿晶断裂 （微孔聚集型，解理、准解理型，或准解理+微孔聚集混合型） ，甚至是单一的穿晶断裂形貌 6.3 腐蚀疲劳 腐蚀疲劳：机件受腐蚀介质和交变应力联合作用而失效的形式称为腐蚀疲劳失效 腐蚀疲劳也有裂纹萌生和裂纹扩展两个过程  - 37 - 腐蚀疲劳的机理 点腐蚀形成裂纹模型：金属在腐蚀介质作用下表面形成点蚀坑，在半圆点蚀坑处受力后由于应力集中易产生滑移， 滑移形成台阶BC、 DE ， 而台阶在腐蚀介质作用下溶解， 形成新表面B′C′C，反向加载时沿滑移线生成裂纹 保护膜破裂形成裂纹模型：金属表面暴露在腐蚀介质中时将形成保护膜由于保护膜与金属基体比体积不同，因而在膜形成过程中金属表面存在附加压力，此应力与外加应力叠加，使表面产生滑移在滑移处保护膜破裂露出新鲜表面，从而产生电化学腐蚀破裂处金属是阳极，在交变应力作用下阳极溶解形成裂纹 腐蚀疲劳的特点 腐蚀环境不是特定的。

只要环境介质对金属有腐蚀作用，再加上交变应力的作用都可以产生腐蚀疲劳 腐蚀疲劳曲线无水平线段，即不存在无限寿命的疲劳极限 腐蚀疲劳极限与静强度之间不存在比例关系，提高材料的静强度对在腐蚀介质中的疲劳抗力没什么贡献 腐蚀疲劳断口上可见到多个裂纹源，并具有独特的多齿状特征 防止腐蚀疲劳的措施 减少腐蚀疲劳的主要方法是选择能在预定的环境中抗腐蚀的材料，也可以通过各种表面处理如喷丸、氮化等工艺使表面残留有压应力 采取电镀阳极镀层、喷涂或用塑料、陶瓷形成保护层等表面保护手段都对减少腐蚀疲劳是有利的 对介质环境进行处理，控制腐蚀疲劳速率：去除水溶液中氧、添加铬酸盐等可延长钢材的腐蚀疲劳寿命 点腐蚀产生疲劳裂纹示意图 保护膜破裂形成裂纹示意图  - 37 - 第七章 材料在高温条件下的力学性能 7.1 材料在高温下力学性能的特点 金属材料在高温下力学性能的特点：强度降低，不同温度静拉伸试验发现，随试验温度的升高，屈服平台消失，而且材料所能承受的最大载荷也降低；塑性增大，在高温条件下，影响材料机械性能的因素增多，不仅温度有影响，应变速度，断裂所需时间也有影响 等强温度：晶粒与晶界两者强度相等的温度称为等强温度。

约比温度：试验温度 T 与金属熔点 Tm之比当 T/Tm﹥0.5 时为“高”温； 当 T/Tm﹤0.5 时为“低”温 影响高温强度的因素：温度时间——高温下钢的抗拉强度随载荷持续时间的增长而降低，在高温短时载荷作用下，金属的塑性增加；在高温长时载荷作用下，塑性却显著降低，缺口敏感性增加，往往呈脆性断裂；此外，温度和时间的联合作用还影响金属的断裂路径变形速率——变形速率越大，晶粒与晶界的等强温度越高 7.2 蠕变的宏观规律及蠕变机制 蠕变：金属在长时间的恒温、恒载荷作用下缓慢地产生塑性变形的现象 不同的材料出现蠕变的温度不同， 明显的蠕变温度 （以热力学温度计算） 与材料的熔点有关，一般二者的比值为 0.3~0.7比如碳素钢超过 350℃、合金钢超过 400℃就出现蠕变效应，而高熔点的陶瓷材料在 1100℃以上也不发生明显蠕变 蠕变过程——蠕变曲线 蠕变曲线上任一点的斜率，表示该点的蠕变速率（ ε̇ = dε dt⁄） 第 I 阶段：AB 段，减速蠕变阶段(过渡蠕变阶段)开始的蠕变速率很大，随着时间的延长，蠕变速率逐渐减小，到 B 点，蠕变速率达到最小值； 第Ⅱ阶段：BC 段，恒速蠕变阶段(稳态蠕变阶段)。

特点是蠕变速率几乎不变一般可以表示 - 37 - 为材料的蠕变速率 第Ⅲ阶段：CD 段，加速蠕变阶段(失稳蠕变阶段)，随着时间的延长，蠕变速率逐渐增大，到D 点发生蠕变断裂 金属蠕变变形机制 金属蠕变变形机制有两种，一种是位错蠕变机制，另一种是扩散蠕变机制前者主要是发生在温度较低（小于 0.5Tm）应力较高的情况下；而扩散蠕变机制发生在更高的温度（0.6~0.7Tm）应力较小的情况下 1、位错滑移蠕变机理 在高温下，由于温度的升高，给原子和空位提供了热激活的可能，使得位错可以克服某些在常温下必须提高载荷才能克服的障碍得以运动，继续产生塑性变形位错的热激活方式有：刃型位错的攀移、螺型位错的交滑移、位错环的分解、割阶位错的非保守运动、亚晶界的位错攀移等高温下热激活过程主要是刃型位错的攀移 蠕变第 I 阶段：由于蠕变变形逐渐产生的形变硬化，使位错源开动的阻力和位错滑动的阻力逐渐增大，致使蠕变速率不断降低，因此形成了减速蠕变阶段 蠕变第 Ⅱ 阶段：由于形变硬化的不断发展，促进了动态回复的发生，使材料不断软化当形变硬化和回复软化达到动态平衡时，蠕变速率遂为一常数，因此形成了恒速蠕变阶段 蠕变第 Ⅲ 阶段：空洞（可从第二阶段形成）长大、连接形成裂纹而迅速扩展，致使蠕变速度加快，直至裂纹达到临界尺寸而产生蠕变断裂。

2、扩散蠕变机理 在较高温度下，原子和空位可以发生热激活扩散，在不受外力的情况下，它们的扩散是随机的，在宏观上没有表现但在高温时有外力作用下，晶体内部产生不均匀应力场，原子和空位在不同的位置具有不同的势能，它们会由高势能位向低势能位进行定向扩散(应力诱导)空位的扩散引起原子向相反的方向扩散，从而引起晶粒沿拉伸轴方向伸长，垂直于拉伸轴方向收缩，致使晶体产生蠕变 另外，在高温条件下，晶界上的原子容易扩散，受力后晶界易产生滑动，也促进蠕变进行  - 37 - 蠕变断裂机理 蠕变断裂有两种情况：一种是对于那些不含裂纹的高温试件，在高温长期服役过程中，由于蠕变裂纹相对均匀地在机件内部萌生和扩展，最终在温度和应力的共同作用下导致断裂；另一种是高温工程机件中，原来就存在裂纹或类似裂纹的缺陷，其断裂是由于主裂纹的扩展引起的 晶间断裂是蠕变断裂的主要形式温度升高，多晶体内及晶界强度都随之降低，但后者降低速率更快，造成高温下晶界的相对强度较低的缘故 晶界断裂有两种模型：一种是晶界滑动和应力集中模型，另一种是空位聚集模型在蠕变温度下，持续的恒载将导致位于最大切应力方向的晶界滑动，这种滑动必然在三晶粒交界处形成应力集中，如果这种应力集中不能被滑动晶界前方晶粒的塑性变形或晶界的迁移所松弛，当应力集中达到晶界的结合强度时，在三晶粒交界处必然发生开裂，形成楔形空洞或裂纹。

由于晶界滑动和晶内滑移可能在晶界形成交截，使晶界曲折，曲折的晶界和晶界夹杂物阻碍了晶界的滑动，引起应力集中，导致空洞形成第二种模型认为由于晶界滑动和晶内滑移可能在晶界形成交截，使晶界曲折，曲折的晶界和晶界夹杂物阻碍了晶界的滑动，引起应力集中，导致空洞形成这些空洞长大并连接，便形成裂纹 温度低时，金属材料通常发生滑移引起的解理断裂或晶间断裂，这属于一种脆性断裂方式温度高于韧脆转变温度时，断裂方式从脆性解理和晶间断裂转变为韧性穿晶断裂较低应力和较高温度下，通过在晶界空位聚集形成空洞和空洞长大的方式发生晶界蠕变断裂高温高应力下，在强烈变形部位将迅速发生回复、再结晶，晶界能够通过扩散发生迁移，蠕变断裂以类似于试样被拉断的“颈缩”的方式进行 金属材料蠕变断口特征 宏观特征：在断口附近产生塑性变形，在变形区域附近有很多裂纹，使断裂机件表面出现龟裂现象；由于高温氧化，断口表面往往被一层氧化膜所覆盖 微观特征：主要是冰糖状花样的沿晶断裂 7.3 金属高温力学性能指标 描述材料德尔蠕变性能常采用蠕变极限、持久强度、松弛稳定性三个力学性能指标 蠕变极限：表示材料对高温蠕变变形的抗力，是 选用高温材料 、设计高温下服役机件的主要依据之一。

蠕变极限的表示方法 在给定温度（T）下，使试样在蠕变第二阶段产生规定稳态蠕变速率（ε̇，单位为% h⁄ ）的最大应力定义为蠕变极限，记作σε̇T，单位为 MPa如σ1×105600= 60MPa，表示温度为600℃的条件 - 37 - 下，稳态蠕变速率为1 × 10−5(%)/h的蠕变极限为 60MPa 在给定温度（T）下和在规定的实验时间 t(h)内，使试样产生一定蠕变伸长率（δ，%）的应力值，记作σδ t⁄T，单位为 MPa如σ1×105600= 100MPa，表示材料在600℃温度下，1 × 105h后伸长率为 1%的蠕变极限为 100MPa 持久强度：材料在一定温度（T）下和规定的时间（t）内，不发生畸变断裂的最大应力，记作σtT（MN/m2或 MPa） 这里所指的规定时间是以零件的设计寿命为依据的例如，σ1×103700=300MN m2⁄，表示材料在700℃经 1000 小时后发生断裂的应力，及持久强度为300MN m2⁄ 通过持久强度试验，还可以测定材料的持久塑性持久塑性：用试样断裂后的延伸率和断面收缩率来表示，是衡量材料蠕变脆性的一个重要指标 材料在恒变形的条件下，随着时间的延长，弹性应力逐渐降低的现象称为应力松弛。

材料抵抗应力松弛的能力称为松弛稳定性剩余应力是评价材料应力松弛稳定性的一个指标不同材料或同一材料经不同处理后，在相同的试验温度和初始应力的条件下，经规定时间后，剩余应力越高者，其松弛稳定性越好  - 37 - 第八章 材料的摩擦与磨损性能 摩擦：两个在接触状态下作相当运动或有相对运动趋势的物体，因接触而阻碍相对运动，并使运动速度减慢的现象称为摩擦 磨损：物体表面相互接触并作相对运动时，表面逐渐有微小颗粒分离出来形成磨屑，使表面材料逐渐流失、造成表面损伤的现象称为磨损 摩擦和磨损是物体相互接触并相对运动时伴生的两种现象，摩擦是磨损的原因，磨损是摩擦的结果，有摩擦必有磨损 8.1 摩擦与磨损的基本概念 当物体与另一物体沿接触面的切线方向运动或有相对运动趋势时，在两物体的接触面之间有阻碍它们相对运动的作用力，这种力称为摩擦力 磨损的分类：通常按磨损机理分类可分为黏着磨损、磨料磨损、冲蚀磨损、疲劳磨损（接触疲劳） 、腐蚀磨损和微动磨损 磨损过程 磨合阶段：随着表面被磨平，实际接触面积不断增大，表面应变硬化，磨损速度不断减少 稳定磨损阶段：线段的斜率就是磨损速率接触面积增大，金属材料因塑性变形而发生加工硬化及形成表面氧化膜， 使表面耐磨性提高，是零件正常运转阶段。

剧烈磨损阶段： 随着机器工作时间增加，摩擦副接触表面之间的间隙增大，机件表面质量下降，润滑膜被破坏，引起剧烈震动，磨损剧烈增加，机械效率急降，精度丧失，出现震动和噪声，温升增加，最终将导致零件失效 耐磨性：材料抵抗磨损的性能通常用磨损量来表示材料的耐磨性，磨损量越小，耐磨性越高磨损量既可以用试样摩擦表面法线方向的尺寸减小来表示，也可以用试样体积或质量损失来表示前者称为线磨损，后者称为体积磨损或质量磨损 8.2 磨损模型 黏着磨损 定义：黏着磨损又称咬合磨损，是因两种材料表面某些接触点局部压应力超过该处材料屈服 - 37 - 强度发生粘合并拽开而产生的一种表面损伤磨损 机理：当摩擦副接触时，接触首先发生在少数几个独立的微凸体上因此，在一定的法向载荷作用下，微凸体的局部压力就可能超过材料的屈服压力而发生塑性变形，继而使两摩擦表面产生粘着；此后，在相对滑动过程中，如果粘着点的剪切发生在界面，则磨损轻微；如果剪切发生在界面以下，则材料就会从一个表面转移到另外一表面，继续滑动，一部分转移的材料分离，从而形成游离磨粒 影响因素：脆性材料比塑性材料的抗黏着磨损能力高金属性质越是相近的，构成摩擦副时黏着磨损也越严重；反之，金属间互溶程度越小，晶体结构不同，原子尺寸差别越大，形成化合物倾向较大的金属，构成摩擦副时黏着磨损就较轻微。

采用表面化学热处理改变材料表面状态，可有效地减轻黏着磨损黏着磨损严重时表现为胶合，当接触压应力和滑动速度乘积小于某一数值时，可不发生胶合改善润滑条件，提高表面氧化膜与基体金属的结合能力，以增强氧化膜的稳定性，阻止金属之间直接接触，以及降低表面粗糙度等也可以减轻黏着磨损 磨料磨损 定义：外界硬颗粒或者对磨表面上的硬突起物或粗糙峰在摩擦过程中引起表面材料脱落的现象，又称磨粒磨损 微观机制 微观切削机制：法向载荷将磨料压入摩擦表面，滑动时磨料对表面产生切削作用，材料脱离表面形成磨屑 微观变形机制：磨料在载荷作用下压入摩擦表面而产生压痕，滑动时使表面产生严重的塑性变形，压痕两侧材料受到损伤，因而易从表面挤出或剥落 微观断裂机制：摩擦表面在磨料产生的循环接触应力作用下，表面材料开始出现疲劳裂纹并逐渐扩大，最后从表面剥离 影响因素 硬度：磨料硬度 Ha, 与被磨材料硬度 H 之间的相对值会影响磨料磨损的特性当 Ha ＜（0.7~1）H 时，将不会产生磨料磨损或产生轻微磨损；Ha ＞ H 以后，磨损量随 Ha值的增大而增大，呈线性关系；若 Ha值更大时，将产生严重磨损，但磨损量不再随 Ha值的增大而变化。

磨料尺寸：一般金属的磨损量随磨料平均尺寸的增大而增加，到某一临界值后，磨损量便保持不变，即磨损与磨料的尺寸无关 载荷和滑动距离：磨损量与表面压力成正比当压力达到转折值 pc 时, 线磨损量随压力的增加变得平缓滑动速度在 0.1m/s 以下时，随滑速的增加磨损率略有降低；当滑速为 0.1~0.5m/s - 37 - 时，滑速的影响很小；当滑速大于 0.5m/s 时，随滑速增大，磨损先略有增加，达到一定值后，其影响又减小了 材料组织：材料的显微组织不同，对耐磨性有不同的影响以钢为例，钢中的显微组织对材料抗磨料磨损能力也有影响，马氏体耐磨性最好，铁素体因硬度太低，耐磨性最差 冲蚀磨损 定义：指流体或固体以松散的小颗粒按一定的速度和角度对材料表面进行冲击所造成的磨损，又称侵蚀磨损 冲蚀磨损可以分为两个大类，即气固冲蚀磨损和流体冲蚀磨损 腐蚀磨损 定义：摩擦过程中，由于机械作业以及金属表面与周围介质发生化学或电化学反应，共同引起的表面损伤 分类：按腐蚀介质的性质，腐蚀磨损可分为两类，即化学腐蚀磨损和电化学腐蚀磨损化学腐蚀磨损——金属材料在气体介质或非电解质溶液中的磨损；电化学腐蚀磨损——金属材料在导电性电解质溶液中的磨损。

微动磨损 定义：在机械设备中，常常由于机械振动引起一些紧密配合的零件接触表面间产生很小振幅的相对振动，其振幅约为10−2μm 数量级，由此而产生的磨损称为微动磨损 8.3 磨损试验方法  - 37 - 试样试验常用的磨损试验机 图(a)为销盘型试验机；图(b)为环块型磨损试验机；图(c)为往复运动型试验机；图(d)为滚子型磨损试验机 材料耐磨性能的评定方法 表示方法 线磨损量 U（mm 或μm ） ：磨损表面法线方向的尺寸变化值； 质量（重量）磨损量 W（g 或 mg） ：磨损试样的质量（重量）损失； 体积磨损量 V（mm3或μm3） ：磨损试样的体积损失 磨损量的测定方法 失重法：用精密分析天平称量试样试验前后的质量变化确定磨损量 尺寸变化法：采用测微卡尺或螺旋测微仪，测定零件某个部位磨损尺寸（长度、厚度和直径）的变化量来确定磨损量 形貌测定法：利用触针式表面形貌测量仪可以测出磨损前后表面粗糙度的变化，主要用于磨损量非常小的超硬材料磨损或轻微磨损情况 刻痕法：采用专门的金刚石压头在经受磨损的零件或试样表面上预先刻上压痕，测量磨损前后刻痕尺寸的变化来确定磨损量，能测定不同部位磨损的分布。