金屬斷裂與失效分析劉尚慈

1、金屬斷裂與失效分析（劉尚慈 編）第一章 概述失效：機械裝備或機械零件喪失其規(guī)定功能的現(xiàn)象。失效類型：表面損傷、斷裂、變形、材質(zhì)變化失效等。第二章 金屬斷裂失效分析的基本思路§21 斷裂失效分析的基本程序一、 現(xiàn)場調(diào)查二、 殘骸分析三、 實驗研究（一） 零件結(jié)構(gòu)、制作工藝及受力狀況的分析（二） 無損檢測（三） 材質(zhì)分析，包括成分、性能和微觀組織結(jié)構(gòu)分析（四） 斷口分析（五） 斷裂力學(xué)分析以線彈性理學(xué)為基礎(chǔ)，分析裂紋前沿附近的受力狀態(tài)，以應(yīng)力強度因子K作為應(yīng)力場的主要參量。 KI Y（ ）1/2 脆性斷裂時，裂紋不發(fā)生失穩(wěn)擴展的條件：KI KIC 對一定尺寸裂紋，其失穩(wěn)的“臨界應(yīng)力”為：

2、c KIC / Y（ ）1/2 應(yīng)力不變，裂紋失穩(wěn)的“臨界裂紋尺寸”為：c （KIC / Y）2/中低強度材料，當(dāng)斷裂前發(fā)生大范圍屈服時，按彈塑性斷裂力學(xué)提出的裂紋頂端張開位移COD（）作為材料的斷裂韌性參量，當(dāng)工作應(yīng)力小于屈服極限時： （8s/E）lnsec(/2s)不發(fā)生斷裂的條件為：C （臨界張開位移）J積分判據(jù)：對一定材料在大范圍屈服的情況下，裂紋尖端應(yīng)力應(yīng)變場強度由形變功差率J來描述。張開型裂紋不斷裂的判據(jù)為： JJIC KIC斷裂韌性；KISCC應(yīng)力腐蝕門檻值（六）模擬試驗 四、綜合分析 分析報告的內(nèi)涵：失效零部件的描述；失效零部件的服役條件；失效前的使用記錄；零部件的制造及處理工

3、藝；零件的力學(xué)分析；材料質(zhì)量的評價；失效的主要原因及其影響因素；預(yù)防措施及改進建議等。 五、回訪與促進建議的貫徹§22 實效分析的基本思路一、 強度分析思路二、 斷裂失效的統(tǒng)計分析三、 斷裂失效分析的故障樹技術(shù)第三章 金屬的裂紋§31 裂紋的形態(tài)與分類裂紋：兩側(cè)凹凸不平，偶合自然。裂紋經(jīng)變形后，局部磨鈍是偶合特征不明顯；在氧化或腐蝕環(huán)境下，裂縫的兩側(cè)耦合特征也可能降低。發(fā)紋：鋼中的夾雜物或帶狀偏析等在鍛壓或軋制過程中，沿鍛軋方向延伸所形成的細小紋縷。發(fā)紋的兩側(cè)沒有耦合特征，兩側(cè)及尾端常有較多夾雜物。裂紋一般是以鋼中的缺陷（發(fā)紋、劃痕、折疊等）為源發(fā)展起來的。一、按宏觀形態(tài)分

4、為： （1）網(wǎng)狀裂紋（龜裂紋），屬于表面裂紋。產(chǎn)生的原因，主要是材料表面的化學(xué)成分、金相組織、力學(xué)性能、應(yīng)力狀態(tài)等與中心不一致；或者在加工過程中發(fā)生過熱與過燒，晶界性能降低等，導(dǎo)致裂紋沿晶界擴展。如： 鑄件表面裂紋：在12501450形成的裂紋，沿晶界延伸，周圍有嚴重的氧化和脫碳。 鍛造、軋制網(wǎng)狀裂紋：由過燒、滲銅、含硫量高等引起。 鍛件加熱溫度過高、時間過長，引起晶粒粗化，脆性增加。如過燒晶界氧化使晶界強度降低，鍛造時沿晶界開裂出現(xiàn)網(wǎng)狀裂紋。當(dāng)鋼中含銅量過高（0.2）時，在熱鍛過程中，表面發(fā)生選擇性氧化（鐵先氧化），使銅的含量相對增加，從而使晶界形成富銅相的網(wǎng)絡(luò)，富銅相熔點低于基體引起開裂。

5、同樣，鍛造時如銅附著在表面，借高溫沿晶界滲入導(dǎo)致銅脆。在顯微鏡下可看到游離的銅沿晶界分布。當(dāng)硫量較高時，低熔點的FeS或FeS與Fe的共晶體存在于晶界，高溫鍛造時，晶界結(jié)合強度低，使塑性變形能力下降，導(dǎo)致鍛造開裂。 熱處理表面裂紋：淬火加熱溫度過高，奧氏體晶粒顯著長大，淬火冷卻中熱應(yīng)力和組織應(yīng)力共同作用引起裂紋；如發(fā)生過燒現(xiàn)象就更容易引起龜裂。表面脫碳使工件表里不同含碳量奧氏體的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度（MS）不同，冷卻先后有差異，擴大了組織轉(zhuǎn)變的不同時性和體積轉(zhuǎn)變的不均勻性。使得淬火組織應(yīng)力增加，使表面產(chǎn)生大的多向應(yīng)力，產(chǎn)生網(wǎng)狀裂紋。 電弧焊起弧電流過大時，局部熱量過高，形成“火字形裂紋”。 淬火

6、后或滲碳后的部件在機加工過程中，表面應(yīng)力可導(dǎo)致表面裂紋；耐熱鋼受表面熱應(yīng)力作用產(chǎn)生腐蝕性疲勞裂紋；不銹鋼發(fā)生晶界腐蝕裂紋。（2）直線型裂紋：常由發(fā)紋或其他非金屬夾雜物在后續(xù)工序中擴展而形成，沿材料縱向分布。裂紋兩側(cè)和金屬基體上，一般有氧化夾雜物和其他非金屬夾雜物。細長零件在淬火中，在表面冷卻比較均勻一致，心部淬透時，淬火應(yīng)力（組織應(yīng)力和熱應(yīng)力）超過材料抗拉強度極限，產(chǎn)生縱向直裂紋。由于心部淬透的細長工件的表層切向應(yīng)力總是大于軸向應(yīng)力，因此淬火裂紋總是縱向直線型。 高溫高壓的蒸汽管道彎管中產(chǎn)生的蠕變裂紋是一些平行的直線性裂紋。 （3）樹枝型裂紋：零件中應(yīng)力腐蝕裂紋；應(yīng)力集中的焊接結(jié)構(gòu)產(chǎn)生的熱裂紋

7、有時也呈樹枝型。 （4）其他裂紋：圓周裂紋：部件變徑處由于熱應(yīng)力和組織應(yīng)力引起的裂紋。輻射狀裂紋：有內(nèi)孔的零件，淬火時，內(nèi)孔處冷速慢，使內(nèi)孔表面常處于拉應(yīng)力狀態(tài)，產(chǎn)生輻射狀裂紋。鍋爐鉚釘孔處產(chǎn)生的堿脆裂紋，也是輻射狀。二、按微觀形態(tài)分為： （1）沿晶裂紋：晶界腐蝕裂紋、苛性脆化裂紋、氫脆裂紋、蠕變裂紋、回火脆性開裂、磨削裂紋、焊接熱裂紋、鑄造裂紋、過燒引起的鍛造裂紋、熱處理裂紋和熱脆裂紋等，熱疲勞裂紋和應(yīng)力腐蝕裂紋有時也是沿晶裂紋。（2）穿晶裂紋：疲勞裂紋、解理斷裂裂紋、韌性斷裂裂紋、淬火冷裂紋、焊接冷裂紋等。熱疲勞裂紋、應(yīng)力腐蝕裂紋等有時也是穿晶的。 （3）混合裂紋：有沿晶的，也有穿晶的，如

8、淬火裂紋。 三、按形成原因分： （1）工藝裂紋：鑄造、鍛造、熱處理、磨削、焊接裂紋等。 （2）使用裂紋：機械冷應(yīng)力裂紋、疲勞裂紋、應(yīng)力腐蝕裂紋、蠕變裂紋等。 四、按斷裂力學(xué)的觀點分： （1）穩(wěn)定性裂紋：零件在服役中裂紋的擴展速率非常緩慢。 （2）過渡性裂紋（亞臨界擴展裂紋）：裂紋產(chǎn)生后，開始發(fā)展緩慢，到一定尺寸，發(fā)展加速，造成零件斷裂失效。 過渡性裂紋和零件的受力條件、裂紋的形狀及裂紋處的受力狀態(tài)有關(guān)，其尺寸滿足裂紋的強度因子KKIC 。對于張開型裂紋有： KI1/2Y（/W）KIC 上述是特征應(yīng)力，是特征裂紋長度，W是特征尺寸，Y（/W）物體KI的標定函數(shù)。 （3）危險性裂紋：臨界擴展前夕的

9、裂紋。這類裂紋發(fā)展甚為迅速，在很短的時間內(nèi)導(dǎo)致零件失效。 定量：裂紋應(yīng)力強度因子K接近材料的斷裂韌性KC；或裂紋擴展速度d/dt超過一定數(shù)值。§32 裂紋的起源位置裂紋的起源位置取決于應(yīng)力集中值的大小及材料強度值的高低。 形變和破斷兩個過程的必要條件屈服形狀和材料急劇改變的地方局部應(yīng)力高于平均應(yīng)力的現(xiàn)象就是應(yīng)力集中。有缺陷的金屬材料，往往疲勞極限比較低。應(yīng)力原則或強度原則裂紋總是要沿著最小阻力路線即材料的薄弱環(huán)節(jié)或缺陷處擴展。氧化和碳化的現(xiàn)象淺灰色的氧化鐵脫碳現(xiàn)象尖銳裂紋的疲勞、應(yīng)力腐蝕裂紋前端是尖銳熱裂紋的前端是圓鈍的蠕變裂紋、熱疲勞裂紋等的前端也是圓鈍的疲勞斷裂應(yīng)力腐蝕斷裂氫脆斷

10、裂蠕變斷裂延性斷裂脆性斷裂纖維區(qū)、放射區(qū)、剪切唇斷口三要素纖維狀區(qū)域中心處為裂源放射條紋或人字條紋的收斂處為裂源。應(yīng)力集中的原因三、裂源位于零件表面的無剪切唇部位：一些機械構(gòu)件如厚板、容器、軸類等。四、裂源位于斷口的平坦區(qū)域 斷裂件的宏觀斷口形貌，通常呈現(xiàn)平坦區(qū)和凹凸區(qū)兩部分，后者通常是裂紋失穩(wěn)擴展的形貌特征。平坦區(qū)是裂紋亞穩(wěn)態(tài)緩慢擴展區(qū)。裂源也位于平坦區(qū)內(nèi)。 五、疲勞前沿線曲率半徑最小處為裂源當(dāng)斷口上具有明顯的疲勞斷裂宏觀形貌特征，即貝殼狀條紋時，則疲勞源位于疲勞前沿曲率半徑最小處，如斷口上有與貝殼條紋相垂直的放射狀條紋，則疲勞源在放射狀條紋的匯集處。六、環(huán)境斷裂件腐蝕或氧化最明顯處為裂源由

11、于環(huán)境因素引起的斷裂有：腐蝕疲勞、熱疲勞、氫脆、蠕變斷裂等。其斷裂源部位受環(huán)境介質(zhì)、溫度等條件的影響最大。因此這類斷口的裂源區(qū)被腐蝕或氧化也最明顯。七、斷裂源處往往有缺陷斷裂源往往在零件的自由表面（鑄件例外）。斷裂萌生的部位有產(chǎn)生應(yīng)力集中作用的缺陷（材料缺陷和加工缺陷）和結(jié)構(gòu)因素。光學(xué)顯微鏡的有效放大倍數(shù)低，焦點深度淺（物鏡的垂直鑒別率景深），不適于作斷口觀察。一、 直接觀察二、 斷口剖面觀察掃描電鏡（SEM） 金屬材料的腐蝕坑，通?？煞譃槲诲e腐蝕坑與位向腐蝕坑，失效分析中的腐蝕坑技術(shù)就是利用不同的晶體在一定的浸蝕介質(zhì)下產(chǎn)生的位向腐蝕坑來分析和判斷斷裂的晶體取向。金屬材料在一定的腐蝕介質(zhì)作用下

12、，晶體會發(fā)生溶解，這種溶解一般是不均勻的，有些晶面的溶解速度大，這些易溶晶面一般為晶體的低晶面指數(shù)面。同時，腐蝕溶解不是各向同性，而是各向異性。如是各向同性，蝕坑將呈現(xiàn)一個圓錐體；如是各向異性，蝕坑將呈現(xiàn)一個角錐體。這個角錐體是多面體幾何形狀的一部分。蝕坑在特定的晶面上產(chǎn)生，具有特定的形狀。利用蝕坑的幾何參數(shù)與晶面指數(shù)之間的關(guān)系，十分析研究斷裂面晶體取向的一種簡單的測試技術(shù)。一、 多面體蝕坑二、多邊形腐蝕坑：是在不同的晶面上（失效分析時被研究的斷面）浸蝕低晶面指數(shù)晶面得到的腐蝕坑。切變斷裂縮頸纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇延性斷口宏觀形態(tài)的基本特征是斷口有明顯的纖維區(qū)，斷口顏色灰暗，邊緣有剪切唇，斷口

13、附近有明顯的塑性變形。斷裂韌性f(n)與硬化指數(shù)n有關(guān)的函數(shù)，20Cr2MoV為0.18，30Cr2MoV為0.16，試件厚度B應(yīng)滿足BKS（對中強度鋼K5，高強度鋼K6）。二、 延性破壞斷口的微觀特征延性破壞斷口的纖維狀區(qū)和剪切唇區(qū)的電鏡相貌上，有大量韌窩。大多數(shù)材料，韌窩內(nèi)有夾雜物或第二相粒子。由于工程金屬材料中存在大量的夾雜物和第二相粒子，因此只能發(fā)生不完全延性斷裂。斷裂過程中，在第二相粒子周圍產(chǎn)生空洞，這個過程在縮頸開始形成后更加明顯，通過空洞長大，聯(lián)接，發(fā)生韌窩斷裂。韌窩的存在，說明材料至少在局部微小區(qū)域內(nèi)曾發(fā)生過強烈的塑性變形。但宏觀是否出現(xiàn)很大的延性還不能確定。如宏觀判斷是延性破

14、壞，其微觀形貌一定有韌窩。此時材料是在普遍屈服的情況下發(fā)生斷裂的。如果材料滿足平面應(yīng)變條件作快速的不穩(wěn)定低能量擴展，就整個構(gòu)件來說，宏觀塑性變形不大，破壞是脆性的，材料未曾發(fā)生過普遍屈服，但在斷口兩側(cè)的微觀區(qū)域內(nèi)，仍然發(fā)生過很大的剪切變形，其斷裂是微孔型的的能量撕裂（假定此時不發(fā)生解理），斷口也是韌窩花樣。所以，韌窩花樣只說明斷裂過程是按微孔聚集型的方式進行的，而不一定說明是延性的。韌窩不僅在晶內(nèi)，而且在晶界也能形成。晶界韌窩，不一定以第二相粒子為核心。耐熱鋼高溫低應(yīng)力蠕變斷裂是微孔聚集型的沿晶斷裂。沿晶型的韌窩斷裂，無明顯的宏觀塑性變形，屬脆性斷口。蠕變斷裂一般是延性的？韌窩的形態(tài)受應(yīng)力狀態(tài)

15、的影響較大。韌窩密度與第二相質(zhì)點近似為線性關(guān)系；韌窩大小也與第二相質(zhì)點的間距有關(guān)。韌窩的深淺可以判斷材料的塑性變形能力。三、蛇形滑移花樣一般純金屬或韌性較好的合金或材料缺口的底部，都在較大的塑性變形后以滑移面分離形式斷裂。金屬的完全延性斷裂也是一種沿滑移面不斷滑移造成的斷裂。大多數(shù)工程材料滑移不是在單一的滑移面上進行；但由于晶粒位向不同，相互約束牽制，不能只沿一個滑移面滑移而分離，而形成起伏彎曲的條紋形貌，一般稱之為蛇形滑移花樣。一些高延性金屬，滑移可不斷進行下去形成漣波狀花樣，或拉伸痕跡區(qū)，或者無特征的平滑區(qū)域。（無特征區(qū)寬度與KIC有關(guān)）解理斷裂是脆性的穿晶斷裂，通常發(fā)生在非面心立方晶格中

16、，沿特定的低晶面指數(shù)的原子面進行，發(fā)生原子尺度范圍的拉伸分離，幾乎不發(fā)生塑性變形。一、解理斷口的宏觀特征解理斷口通常呈脆性斷口特征，沒有明顯塑性變形；斷口與正應(yīng)力垂直，斷口表面平齊，斷口的顏色比較光亮。其最突出的宏觀特征是有小刻畫面放射狀條紋（或人字條紋）。小刻畫面在強光下轉(zhuǎn)動時可以看到很亮的反光小平面。小刻面即為解理刻面，許多小刻面組成解理斷口。二、解理斷口的微觀特征 解理斷裂的微觀特征：有解理臺階與河流花樣，解理舌，解理扇以及魚骨裝花樣等。最常見的微觀特征是河流花樣。河流花樣通過晶界時，形貌發(fā)生變化。解理舌是其典型特征之一。 一、準解理斷裂斷口的宏觀特征準解理斷口 準解理斷裂是一種穿晶斷裂

17、，斷口有解理斷裂的形貌，又伴隨很多的局部塑性變形痕跡。其小斷面尺度相當(dāng)于淬火前原奧氏體晶粒度大小，不像解理斷口那么平整并稍有凹陷；河流起源于晶內(nèi)，形狀短而彎曲，支流少，形成大量高密度撕裂棱；有時也有舌狀花樣；常發(fā)生在回火馬市體或貝氏體組織中。準解理小斷面位向與鐵素體基本的解理面100并不嚴格對應(yīng)。 一、沿晶斷裂通常是脆性斷口 蠕變是嗎沿晶斷裂通常是脆性斷口，斷裂前無明顯塑變；斷口一般與正應(yīng)力垂直；斷口表面平齊，斷口邊緣往往沒有剪切唇；表面呈顆粒狀，通常呈現(xiàn)出晶粒的外形；斷口的顏色有時比較光亮，有時卻比較灰暗；有時也有放射裝花紋或人字花條紋。暗灰色的脆性斷口大多是鋼的熱脆、回火脆性、時效脆性、過

18、熱、應(yīng)力腐蝕、熱疲勞斷裂、焊接熱裂、蠕變斷裂等沿晶脆斷斷口。氫脆斷裂的斷口顏色比較光亮。二、沿晶斷裂斷口的微觀特征晶粒是多面體，沿晶斷裂的微觀形貌反映出這種多面體的特征。沿晶斷裂的原因通常有三種情況：晶界上存在脆性沉淀相，晶間弱化，晶界受環(huán)境因素作用。沿晶斷裂按斷裂的性質(zhì)可分為：沿晶脆性斷裂，沿晶延性斷裂（沿晶蠕變斷裂），沿晶疲勞斷裂（高溫疲勞斷裂）。1晶界沉淀相引起的沿晶脆斷一類是沉淀相連續(xù)，當(dāng)晶界上的沉淀相粒子覆蓋率為100，形成脆性網(wǎng)狀薄膜時，以脆性薄膜分裂發(fā)生斷裂。奧氏體CrNi鋼中碳化物沿晶界呈網(wǎng)狀分布，就引起沿晶脆斷。另一類是沉淀相不連續(xù)，但有相當(dāng)?shù)木Ы绺采w率。當(dāng)外力作用于沉淀相位

19、置時，圍繞晶界沉淀相首先形成顯微孔洞，這些空洞長大，最后連續(xù)起來，引起沿晶裂紋，導(dǎo)致沿晶斷裂。2晶界上雜物引起的晶界脆斷某些固溶雜質(zhì)的晶界偏聚，是沿晶脆斷的主要原因之一。高強度低合金鋼中的第一類回火脆性，又稱350脆性，不但是伴隨馬氏體回火的顯微組織轉(zhuǎn)變所引起的，碳化物或氮化物的沉淀也是第一類回火脆性的原因。雜質(zhì)的存在，是第一類回火脆性發(fā)生的必要條件。雜質(zhì)元素向晶界偏聚引起第二類回火脆性和沿晶斷裂已為大量事實所證明。這類脆性常是當(dāng)合金鋼在375560溫度范圍等溫時效時被觀察到，也可能在回火后緩慢冷卻時產(chǎn)生。晶界的雜質(zhì)偏聚也對結(jié)構(gòu)鋼的延性脆性轉(zhuǎn)變溫度有影響。第六章 疲勞斷裂特征除了低循環(huán)強度范圍

20、的斷裂以外，都是脆性斷口。平滑的疲勞斷裂區(qū)凹凸不平的最終斷裂區(qū)年輪疲勞斷裂過程中，先發(fā)生微裂紋疲勞裂紋擴展區(qū)常與外界相通，斷口表面受到各種介質(zhì)的氧化或腐蝕，常呈黑色或褐色。瞬斷區(qū)由纖維狀、放射狀及剪切唇在疲勞斷裂的初始階段，顯微裂紋的擴展主要以滑移方式進行，只有25個晶粒范圍，與拉伸方向成450角。二、疲勞裂紋擴展第二階段的微觀特征 1疲勞紋的一般特點與存在條件第二階段其斷口主要特征是疲勞紋（輝紋、平行條紋）的存在。在疲勞斷口的微觀范圍內(nèi)，通常由許多大小不同、高低不同的小斷塊組成。疲勞紋是一系列基本上互相平行的條紋，略帶彎曲呈波浪形，并與裂紋局部擴展方向垂直。每一條輝紋代表一次載荷循環(huán)。形成疲

21、勞條紋的條件之一是至少1000次以上的循環(huán)壽命，必要條件是疲勞裂紋前端必須處于張開型的平面應(yīng)變狀態(tài)。2疲勞紋的類型及其形態(tài)通常把疲勞分成延性疲勞和脆性疲勞。延性疲勞紋可分為：非晶體學(xué)的延性疲勞裂紋，其形態(tài)與金屬的晶體結(jié)構(gòu)、組織無關(guān)。在疲勞紋花樣中，看不到晶界、顯微組織的痕跡。在高應(yīng)力強度因子幅K下形成的延性疲勞紋大多是非晶體學(xué)的延性疲勞紋。高分子聚合物、體心立方金屬等材料，即使在低應(yīng)力強度因子幅下也形成非晶體學(xué)的延性疲勞紋。晶體學(xué)延性疲勞紋，具有晶體學(xué)特性。第七章 應(yīng)力腐蝕破裂金屬在拉應(yīng)力和特定的腐蝕環(huán)境的共同作用下發(fā)生的脆性斷裂稱為應(yīng)力腐蝕破裂（SCC）。 1拉應(yīng)力引起的SCC殘余應(yīng)力的影響

22、大于工作應(yīng)力?？p隙中的腐蝕產(chǎn)物體積大于生成他的金屬，可以產(chǎn)生很高的應(yīng)力，足以引起SCC。2存在一臨界應(yīng)力SCC。當(dāng)工作應(yīng)力低于SCC時將不產(chǎn)生SCC。二、環(huán)境因素 1.“合金環(huán)境”組合的特性 2溶液的溫度和濃度3能使金屬鈍化：合金的均勻腐蝕率超過0.120.25mm/a便很少發(fā)生SCC。三、SCC裂紋擴展的速度活性通路電化學(xué)理論認為，在合金中存在易腐蝕“活性通路”，電化學(xué)腐蝕沿“活性通路”進行。應(yīng)力撕破金屬活性通路的表面膜，電解液進入裂紋尖端，迅速產(chǎn)生電化學(xué)腐蝕。活性通路產(chǎn)生的原因：晶界和晶界的析出相，產(chǎn)生沿晶SCC的材料晶界電位低于晶內(nèi)；塑性變形引起的陽極區(qū)或陽極晶界區(qū)等。對于低碳鋼，晶界析

23、出的碳化物會引起晶界處鐵素體的變形，成為連續(xù)的活性通路，引起晶界SCC。奧氏體不銹鋼在敏化溫度范圍內(nèi)于晶界析出碳化鉻，構(gòu)成晶間破斷的通路。機械化學(xué)效應(yīng)理論認為，在拉應(yīng)力和腐蝕介質(zhì)的聯(lián)合作用下，金屬表面產(chǎn)生微裂紋，裂紋前端快速溶解。應(yīng)力腐蝕電池的陰極區(qū)是金屬的表面，陽極區(qū)是裂紋兩側(cè)和尖端。兩側(cè)被氧化膜覆蓋使腐蝕極為緩慢；尖端因受應(yīng)力集中的作用產(chǎn)生局部塑性變形，使其陽極溶解加速。形變屈服的金屬可達高的屈服速度，證明了機械化學(xué)效應(yīng)。對陽極溶解型SCC一般以表面膜破裂理論解釋。腐蝕產(chǎn)物楔入理論闡明固體腐蝕產(chǎn)物的楔入是產(chǎn)生拉應(yīng)力的來源。腐蝕的陰極反應(yīng)產(chǎn)生氫，氫脆理論認為所有SCC都是氫引起的。在應(yīng)力作用

24、下腐蝕反應(yīng)生成的氫擴散到裂紋前緣，在三向應(yīng)力區(qū)富集導(dǎo)致開裂。一、應(yīng)力腐蝕裂紋的起源應(yīng)力腐蝕裂紋起源于與腐蝕介質(zhì)相接觸的表面。二、裂紋的形態(tài)特征應(yīng)力腐蝕裂紋宏觀上垂直于拉應(yīng)力，形態(tài)呈樹枝狀。裂紋有：晶間型、穿晶型和混合型?；旌闲褪且砸环N形態(tài)為主，支縫中出現(xiàn)另一種形態(tài)。三、應(yīng)力腐蝕斷口形貌特征1宏觀特征SCC破斷宏觀斷口為脆性斷口，沒有明顯塑性變形，斷口與拉應(yīng)力方向垂直。斷口表面無金屬光澤，為褐色或暗色，發(fā)生腐蝕或氧化。氧化物或腐蝕產(chǎn)物分布不均勻，在裂源處最多。2微觀特征碳鋼和低合金鋼的應(yīng)力腐蝕斷口大多是沿晶開裂；在含Cl介質(zhì)中鉻不銹鋼呈沿晶斷裂；奧氏體不銹鋼在Cl介質(zhì)常為穿晶斷裂。穿晶型的應(yīng)力腐

25、蝕斷口，往往具有 “塊狀花樣”、“泥狀花樣”及“河流花樣”、“扇形花樣”等形貌特征。應(yīng)力腐蝕的微觀斷口還具有腐蝕坑及二次裂紋等形貌特征。高強度鋼，斷口形態(tài)隨K值變化。第八章 金屬的氫損傷氫來源于：金屬的冶煉及熱加工過程中，可能吸氫，酸洗、電鍍時有部分氫進入金屬，工作介質(zhì)中含有氫，放氫型腐蝕陰極反應(yīng)生成的氫進入金屬。二、氫在鋼中存在的形式氫在鋼種存在的形式有如下幾種：以氫原子的形式固溶于鋼中。在高強度鋼中，氫主要是以原子狀態(tài)溶入金屬晶格中，形成間隙固溶體。氫原子在鐵中擴散激活能很低，很容易在鋼種擴散，是產(chǎn)生氫脆的主要作用者；氫以離子H+形式存在。進入金屬中的氫有一部分可離解成H+和電子。離子H+

26、被電子所束縛，活動能力降低；生成H2。金屬中氫含量超過其在固體中的溶解度時，便從過飽和固溶體中析出成為H2。H2易于在金屬內(nèi)部缺陷如晶界、相界、微裂紋、硫化物等夾雜物處析出，使金屬產(chǎn)生白點。生成氫化物。氫與某些元素生成氫化物。鈦合金中，當(dāng)H含量超過固溶度時生成TiHx（x1.531.99）使韌性下降；鋼中的Fe3C和H2反映生成C H4，使鋼產(chǎn)生裂紋。氫在應(yīng)力梯度作用下，向缺口尖端及裂紋尖端的三向應(yīng)力區(qū)偏聚，引起氫脆。氫金屬與合金在應(yīng)力作用下，純粹由于氫的緣故，經(jīng)一定時間后破壞，稱為氫脆。氫脆是一種延性破壞。一、第一類氫脆第一類氫脆為內(nèi)部氫脆，是金屬在冶煉和各種加工過程中吸收過量的氫而造成的，

27、對于鋼，氫含量3ppm就可出現(xiàn)。這種氫脆裂紋在材料受載之前已經(jīng)存在，再除氫已無濟于事，是不可逆的。第一類氫脆包括：氫腐蝕、鋼中白點引起的氫脆、氧化物氫脆等。1氫腐蝕氫腐蝕是氫在高溫高壓下，與鋼中的碳及Fe3C發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成CH4，在鋼中生成裂紋和鼓泡，使鋼的性能下降或破壞。氫腐蝕主要發(fā)生在高溫（一般高于220），故也稱高溫氫腐蝕，也是一種不可逆的脆性。當(dāng)氫進入鋼中，在高溫下引起鋼的組織和成分發(fā)生變化，致使鋼內(nèi)部脫碳并產(chǎn)生裂紋。氫腐蝕可發(fā)生于鋼在氫環(huán)境工作條件下，也可發(fā)生在高溫（高于350）下蒸汽管道中，4H2O+3FeFe3O4+8H，就會造成氫腐蝕。氫腐蝕的過程是一種脫碳過程。Fe3C+

28、4H 3Fe+CH4，或者C+4H CH4，甲烷在鋼中的擴散能力很低，聚集在晶界原有的微觀空隙內(nèi)。該區(qū)域的碳濃度降低了，要通過擴散來補充，這樣CH4量不斷增大形成局部高壓，產(chǎn)生裂紋。鋼產(chǎn)生氫腐蝕后，在鋼表面發(fā)生嚴重的脫碳，特別是在溫度較高、氫壓較低時；在鋼的表面下，裂紋在鐵素體和珠光體界面上形核。裂紋長大過程中，珠光體中的滲碳體逐漸消失。在雜質(zhì)處，特別是硫化錳處也可形成裂紋。提高溫度，氫蝕加快。2白點冶煉等加工過程中吸收過量的氫，在冷卻中未及時逸出，氫原子將從固溶體中析出并存留在某些顯微空隙處結(jié)合為分子狀態(tài)，產(chǎn)生高壓力。氫分子析出造成的內(nèi)應(yīng)力可與相變應(yīng)力共同作用造成脆性開裂。鋼中的白點在縱向斷

29、口上為橢圓形的白色斑點。二、第二類氫脆第二類氫脆是在應(yīng)力和含氫介質(zhì)作用下引起的脆性斷裂。高速變形不發(fā)生第二類氫脆，變形速度降低，金屬的氫脆敏感性增加；裂紋源是應(yīng)力和氫脆交互作用下逐步形成的。這類氫脆通常是可逆的（鈦合金可出現(xiàn)不可逆氫脆）。氫脆斷裂的形態(tài)特征氫脆不是一種獨立的斷裂機制，氫的加入只是有助于某種斷裂機制，其斷裂方式可能是沿晶的也可能是穿晶的。一、宏觀特征鋼出現(xiàn)氫脆時，由于延性和塑性下降，故為脆性斷口，斷口比較平齊。大型鑄件因白點發(fā)生斷裂，在斷口上可觀察到白點，在縱向斷口上，白點多橢圓形，直徑從零點幾毫米至十幾毫米，亦有大至幾十毫米者。在橫剖面上白點為一細小的裂紋（發(fā)紋）。高強度鋼的氫

30、脆斷口比較平齊，裂紋源大多在皮下。對于缺口試樣，缺口半徑大時，裂源遠離缺口，半徑小時，則靠近缺口。氫脆斷口上存在放射狀條紋；或是呈顆粒狀。二、顯微特征白點裂紋大多數(shù)情況下是穿晶裂紋，白點裂紋的邊緣呈鋸齒狀。裂紋附近未發(fā)現(xiàn)氧化脫碳現(xiàn)象。高強度鋼氫脆斷口無固定的特征。低合金鋼氫致開裂斷口的不同部位（相對不同的KI值），隨著裂紋的擴展方向，斷口形貌從沿晶斷裂到韌窩斷裂呈規(guī)律性變化。第九章 金屬的蠕變斷裂蠕變是金屬在恒定應(yīng)力（在一定溫度下，晶粒表面或近表面物質(zhì)有一定活度，逐漸由高勢能態(tài)向低勢能態(tài)轉(zhuǎn)變，即晶體表面張力作用下，表面積縮小的過程就是蠕變，其不過只是受外界應(yīng)力的影響而已）下發(fā)生緩慢而又連續(xù)的塑

31、性變形現(xiàn)象。蠕變斷裂是一種獨立的斷裂機制。蠕變后金屬不到屈服點就有可能屈服或斷裂。碳素鋼在300500以上才會出現(xiàn)蠕變現(xiàn)象；合金鋼在400以上才會出現(xiàn)蠕變現(xiàn)象。蠕變失效：由蠕變導(dǎo)致的失效蠕變失效，分為兩類：蠕變變形失效和蠕變斷裂失效。蠕變伸長aod時間cb典型的蠕變曲線有四個階段，如圖所示。oa為瞬時蠕變階段。ab為蠕變第階段，稱為蠕變減速階段。bc為蠕變第階段，其特點是蠕變速度為常數(shù)，在整個蠕變階段中，這部分的蠕變速度最小。cd為蠕變加速階段。至d點試樣發(fā)生蠕變斷裂。蠕變的第階段可占整個過程時間的4045。蠕變第階段，低溫時其蠕變曲線可用如下經(jīng)驗公式表示 1+lg式中與1均為常數(shù)，故又稱為對

32、數(shù)蠕變或蠕變。高溫時蠕變第階段可寫成2+1/2式中與2均為常數(shù)，故又稱為蠕變。在其中間溫度時采取 +lg+1/2恒速的蠕變第階段是蠕變量和時間呈線性關(guān)系，即3+K式中3與K均為常數(shù)。 蠕變加速的第階段是蠕變裂紋大量萌生和擴展至斷裂的階段，這一階段無公認的表達式，一般稱為蠕變階段。1§94蠕變理論一、蠕變形變機制圖（略）高溫下材料的蠕變變形在不同的條件下由不同的機制控制。大致分為兩類：位錯蠕變和擴散蠕變。二、蠕變理論一金屬熔點Tm為準，按照溫度不同，可分為三類：當(dāng)T0.25Tm時為低溫蠕變，此時基本上不產(chǎn)生回復(fù)；當(dāng)0.25TmT0.5 Tm時稱為中溫蠕變，此時動態(tài)回復(fù)可顯著進行，但擴散

33、并不見明顯；當(dāng)T0.5Tm時稱為高溫蠕變，此時擴散過程能顯著進行，回復(fù)通過位錯的攀移來實現(xiàn)。（一）低溫蠕變低溫蠕變是對數(shù)蠕變，可以用（9-1）是來描述其變形的時間和規(guī)律。最早的低溫蠕變理論是位錯耗竭理論。目前低溫蠕變比較合適的是林位錯理論。加工硬化的第階段（線性硬化區(qū)）開始時，原滑移系統(tǒng)中位錯塞積產(chǎn)生的長程應(yīng)力導(dǎo)致次滑移系統(tǒng)的激活，于是產(chǎn)生大量林位錯。林位錯是穿過滑移面的位錯，它可以是原生網(wǎng)格中的位錯，也可以是次滑移系統(tǒng)中的位錯。林位錯理論認為，低溫時沒有回復(fù)，滑移位錯受到林位錯交截時的阻礙：林位錯的釘札作用；和林位錯的彈性交互作用；形成割階等?；莆诲e和林位錯相遇時，可通過位錯反應(yīng)形成一個相

34、互吸引的交結(jié)，滑移位錯要越過去，必須破壞這個交結(jié)，這需要外力做功來供給所需要的能量。有效交結(jié)激活能等于沒有外力時激活能克服林位錯產(chǎn)生的彈性內(nèi)應(yīng)力后對位錯移動所做的功。但在恒應(yīng)力蠕變時，由于原滑移面中位錯和林位錯的增加所造成的加工硬化，要使作用在位錯上的力不斷增加才能克服彈性內(nèi)應(yīng)力，因此有效的應(yīng)力不斷減少，從而蠕變變形不斷減少。根據(jù)林位錯理論得出的蠕變變形時間公式與（91）式經(jīng)驗公式一致。（二）中溫蠕變理論中溫蠕變時，其蠕變曲線可用式（9-3）所示的混合形式表示。對蠕變激活能的研究發(fā)現(xiàn)，在中溫范圍蠕變激活能與交滑移激活能很接近，因此中溫回復(fù)蠕變機制是螺位錯交滑移機制。螺位錯可以沿著通過位錯線的任

35、何平面運動，但它的滑移的平面應(yīng)是阻力最小而且應(yīng)力又最大的平面，若在這個平面上的運動受阻，可以在熱激活的幫助下沿其他平面滑移。不論是高層錯能材料還是低層錯能材料，螺位錯若分解為擴展位錯，則在交滑移之前必須事先束集，而且束集的長度要達到一個臨界值。如果束集太短，位錯有可能重新分解回到原來的滑移面上，不能實現(xiàn)交滑移。束集的能量需要熱激活來提供，不論金屬層錯能的高低，只要應(yīng)力和溫度達到要求，交滑移就可以通過一次激活完成。交滑移的產(chǎn)生，之多導(dǎo)致位錯螺型部分的銷毀，故隨著蠕變的進行，位錯密度不斷增加。因此蠕變速率總有下降趨勢而達不到穩(wěn)定。所以，位錯交滑移的蠕變機制是一種不能完全消除硬化的回復(fù)過程，它主要反

36、映蠕變第階段過渡到第階段是的一種低溫回復(fù)。（三）高溫蠕變1位錯蠕變溫度較高時，蠕變第階段和第階段重疊，故這時總?cè)渥兛蓪憺?1/3+K高溫位錯蠕變由蠕變與穩(wěn)態(tài)蠕變兩部分組成（不考慮蠕變第階段）。蠕變由于在形變中發(fā)生位錯塞集，在熱激活的幫助下，位錯通過攀移不斷地進行多邊化，使蠕變不斷發(fā)生。在蠕變時，溫度較高，可以發(fā)生一些回復(fù)，但回復(fù)軟化還不足以與加工硬化相平衡，因而蠕變速率逐步下降，當(dāng)回復(fù)與應(yīng)變硬化達到平衡時，就進入蠕變穩(wěn)態(tài)階段。高溫蠕變激活能與自擴散激活能一致。在位錯蠕變中，自擴散與位錯攀移過程中的空位擴散有關(guān)。在穩(wěn)態(tài)蠕變過程中，Weertman理論時穩(wěn)態(tài)蠕變的位錯攀移理論，其具體出發(fā)點是穩(wěn)態(tài)蠕

37、變由位錯的攀移所決定。位錯不斷增殖，同時又不斷通過攀移而消失。增殖與攀移處于平衡時就達到穩(wěn)態(tài)蠕變。位錯攀移有多種形式：a.越過Lomer-Contrell位錯；b.臨近滑移面上異號刃位錯相消；c.位錯通過攀移形成小角度晶界或加入已存的小角度晶界；d.在晶界前塞集的位錯沿晶界攀移；e.塞集在第二相質(zhì)點前的位錯，將攀移越過第二相質(zhì)點?？梢姡€(wěn)態(tài)蠕變，若某一個位錯被激活發(fā)生了攀移，為了使應(yīng)力狀態(tài)平衡，位錯源必須再放出一個新的位錯以恢復(fù)原有的位錯排列。另一方面攀移上來的位錯或者與異號位錯遭遇而消失，或者被晶界、亞晶界所吸收。這樣蠕變不斷地進行，內(nèi)部又形成了亞晶，亞晶界上的位錯密度不斷增加，但晶內(nèi)的位錯

38、密度大體不變。穩(wěn)態(tài)蠕變速度和位錯攀移速度成正比。位錯攀移必然導(dǎo)致局部空位濃度的變化，位錯的攀移速度取決于位錯線周圍空位的濃度梯度。由擴散方程考慮空位的流動可得出穩(wěn)態(tài)蠕變的速率。2擴散蠕變擴散蠕變是高溫低應(yīng)力下的一種蠕變機制。其發(fā)生的溫度范圍為0.851 Tm，是以大量空位沿一定的方向擴散，從而引起蠕變。這種機制的蠕變速率既與外加應(yīng)力成正比，也與金屬的自擴散速率成正比。§95 蠕變斷裂理論一、蠕變斷裂類型與蠕變斷裂機制圖蠕變斷裂可以是穿晶的，也可以是沿晶的。當(dāng)發(fā)生高溫斷裂時的溫度低于等強溫度時，由于材料的晶內(nèi)強度低于晶界強度，這時發(fā)生穿晶型蠕變斷裂。高溫下發(fā)生快速斷裂時，由于等強度溫度

39、升高也會發(fā)生穿晶型蠕變斷裂。高溫低應(yīng)力蠕變是工程上常見的蠕變類型。而高溫低應(yīng)力蠕變的斷裂方式通常是沿晶蠕變斷裂。沿晶蠕變裂紋有楔型裂紋（W型）和空穴型裂紋（R型）兩種，他們導(dǎo)致的蠕變斷裂有所不同。不同的蠕變斷裂的發(fā)生取決于蠕變的條件，不同的應(yīng)力和溫度將導(dǎo)致在不同的時間發(fā)生斷裂，并且發(fā)生的蠕變斷裂的類型也是不同的。在一定的應(yīng)力條件下，斷裂時間是由試驗溫度或或工作溫度所決定的。發(fā)生穿晶蠕變斷裂的時間最短，而沿晶蠕變斷裂的的時間較長。發(fā)生空穴型蠕變斷裂是在較低的應(yīng)力條件下，其斷裂時間最長。二、楔型蠕變裂紋的形成機理一般較低的試驗溫度、較高的應(yīng)力以及較高的蠕變速率有利于楔型裂紋的形成。楔型裂紋較早在A

40、l合金中，繼而在NIMONIC型合金中發(fā)現(xiàn)。鍋爐內(nèi)過熱器發(fā)生蠕變爆管的管子中經(jīng)常發(fā)現(xiàn)W型裂紋。W型蠕變裂紋萌生于三晶粒交界處，然后沿晶界擴展。形成楔型裂紋的理論稱之為應(yīng)力集中理論。當(dāng)晶界位錯塞積，發(fā)生W型晶界裂紋時，形成裂紋所需的切應(yīng)力 （9-19）式中 切應(yīng)力；G剪切模量；表面能；d滑移帶長度，此處可視為晶粒直徑。若單位時間楔型裂紋高度h的變化等于晶界滑動的平均值，則楔型裂紋高度的變化率將近似等于晶界滑移所造成的形變率，即dh/dt·d (9-20) 假定蠕變時僅僅考慮晶界滑移，形成裂紋的條件tfd2 （9-21）或 h2 （9-22）式中 外加應(yīng)力；tf 斷裂時間。g ；滑移根據(jù)

41、式（9-21）和（9-22）可以導(dǎo)出蠕變斷裂時間為tf 2/（d ） （9-23）在楔型裂紋的形成過程中，晶界上雜質(zhì)的偏析和晶粒大小對其影響很大。若雜質(zhì)偏聚在晶界上，或有弱化晶界的第二相沉淀，此時將使表面能下降，則由式（9-19）和（9-23），裂紋形核所需的外力和斷裂時間均下降，即楔型裂紋容易形成。若材料經(jīng)熱處理后晶界的延性降低，易形成裂紋。如在三晶粒交界處形成較大的碳化物，蠕變抗力將下降；如碳化物沿晶界均勻分布，晶界滑移阻力增加，則不易形成裂紋，蠕變斷裂抗力將提高。晶粒大小對蠕變抗力有較大的影響。在多晶粒金屬中，晶粒粗大，配合晶界滑移產(chǎn)生相應(yīng)變形將變得困難，從而使三晶粒交界處的應(yīng)力集中不易

42、松弛，容易形成裂紋。三、空穴型蠕變裂紋的形成機理孔穴型蠕變裂紋易于形成在較高溫度和低應(yīng)力的條件下。其裂紋的早期形態(tài)是孔洞，孔洞主要分布在與拉應(yīng)力相垂直的橫晶界上，空洞的位置并不擇優(yōu)分布于三晶粒交匯處?？锥慈缋^續(xù)長大就連接形成沿晶蠕變裂紋?？锥吹男纬芍饕邢聦賰煞N假說：（1）微空型蠕變裂紋形成的晶界滑移理論蠕變微孔主要分布于與拉伸應(yīng)力垂直的橫晶界上。微孔的形核位置通常有：滑移帶與橫晶界相交處，滑移帶與滑移晶界相交產(chǎn)生彎折。銅晶界微孔的間距與滑移帶的間距相一致證明了這種機制。亞晶界與滑移境界的的相交處。晶界上的第二相粒子處。晶界原有的臺階“坎”處。裂紋形成與晶界滑移是不可分的，由于滑移在微孔形核位

43、置處發(fā)生應(yīng)力集中，形成微孔。晶內(nèi)滑移在滑移帶和晶界處形成微孔。晶界滑移與晶內(nèi)滑移帶在晶界上相交割，在交割處位錯積塞或晶界滑移受阻而產(chǎn)生應(yīng)力集中，以致形成孔洞。微空形成之后，在應(yīng)力集中的作用下，或空位的流入，微孔可以不斷長大。同樣，在晶界滑移過程中，當(dāng)晶界割階或彎折處也產(chǎn)生微孔。依據(jù)“坎”所受剪應(yīng)力的方向不同有張開型和壓縮型兩種。張開型的“坎”在晶界滑動過程中形成微孔。然而由于晶內(nèi)不止一個滑移系被激活，故兩種“坎”都能成為微孔的形核處。微孔的形成與晶界的滑移是不可分的。（2）孔穴型蠕變裂紋的空位理論孔穴型蠕變裂紋的空位理論認為，R型孔洞的形成和長大是由空位凝聚而產(chǎn)生的。空位的來源可以是晶體中的空

44、位在熱起伏和拉力的作用下向橫晶界遷移。當(dāng)遷移至晶界的空位達到足夠的濃度時，形成微孔?？瘴坏漠a(chǎn)生也可以是由于蠕變過程中位錯的切割和攀移，空位向晶界遷移而聚集形成微孔。如忽略形成孔洞附近彈性形變能的變化，則產(chǎn)生一孔洞所需的能量為W=4R2-4R3/3式中 拉應(yīng)力；R微孔半徑；表面能。若dW/dR 為極小值時，則可求得微孔的臨界半徑R2/若微孔小于臨界尺寸，則將被分解而消失；若大于臨界尺寸，則隨空位的流入凝聚為孔洞。在高溫蠕變條件下，蠕變激活能和蠕變斷裂激活能都與自擴散激活能相等。這也說明蠕變斷裂過程中的裂紋形成可能與擴散過程密切相關(guān)。金屬在蠕變變形過程中，由于形變的進行，孔位會不斷增多。在外力作用

45、下孔位向橫晶界的聚集于擴散有關(guān)。四、蠕變裂紋的長大R型蠕變微孔尺寸滿足臨界尺寸條件之后，可以在晶界滑移的作用下或是孔位的繼續(xù)流入過程中繼續(xù)長大。由蠕變裂紋的形核、長大和擴展，直至蠕變斷裂可詳細化分為以下5個階段：（1）形核期，在晶界的臺階處生成微孔核心，它優(yōu)先處于橫晶上；（2）微孔長大，微孔達穩(wěn)定尺寸后，在晶界滑移和空位流入的作用下不斷長大，并且由于形核的繼續(xù)發(fā)生，微孔的數(shù)量增多；（3）形成微孔鏈，在同一橫晶界上形成多個尺寸相近的微孔，此時微孔的擴展速度明顯加快；（4）形成橫向裂紋和顯微裂紋，在同一晶界上的微孔鏈相互連接形成橫向裂紋和顯微裂紋；（5）宏觀裂紋的擴展，顯微裂紋擴展成為宏觀裂紋并繼

46、續(xù)擴展。形成宏觀裂紋之后，在宏觀裂紋的前沿繼續(xù)以上過程。形成的橫向裂紋和顯微裂紋與宏觀裂紋發(fā)生剪切斷裂相連接，裂紋的擴展示斷續(xù)式（跳躍式）的。當(dāng)裂紋作緩慢擴展至裂紋尺寸達失穩(wěn)尺寸后，發(fā)生斷裂。對W型蠕變裂紋，當(dāng)擴展至晶界長度時就可定義為蠕變斷裂；對R型蠕變裂紋，當(dāng)孔洞占試樣截面超過一定比例時就定義為斷裂。根據(jù)空位聚集形核理論可導(dǎo)出蠕變斷裂壽命k的表達式kA3KT（/）/（GDg）式中 A常數(shù)，一般情況A=6×10-3；孔洞沿晶界的平均間距；Dg晶界擴展系數(shù)；晶界寬度；原子體積；應(yīng)力；G切變模量。§96 裂紋體蠕變裂紋的擴展高溫下工作的部件，有的是含有裂紋的。蠕變條件下裂紋的

47、擴展行為要比常溫下復(fù)雜得多。高溫下裂紋的尖端可以鈍化。宏觀裂紋的擴展往往由許多的單個裂紋（或損傷）的擴大或連接而發(fā)生。裂紋前沿的材料中蠕變應(yīng)力發(fā)生再分布。高溫斷裂力學(xué)研究在蠕變條件下的擴展，預(yù)測裂紋體高溫零件的壽命取得了一定的進展。一、裂紋長度與時間的關(guān)系大量的試驗證明，蠕變裂紋的擴展有延滯破壞的特征。裂紋的擴展有孕育階段，在此階段內(nèi)裂紋幾乎不擴展，或擴展甚微。此后是裂紋的亞臨界擴展及失穩(wěn)擴展乃至斷裂。隨著載荷降低，孕育期亦將延長，裂紋擴展也較慢。當(dāng)載荷低于某一數(shù)值時，孕育期可延長到高溫部件所需的使用期限，或裂紋不擴展的門檻值。試驗表明，開裂時間ti（分鐘）與應(yīng)力強度因子KI有如下關(guān)系tiAi

48、KIBi式中 Ai、Bi與溫度、材料、試驗條件有關(guān)的常數(shù)。開裂率（開裂時間的倒數(shù)）與溫度的關(guān)系為1/ tiA0cexp（Qi/RT）式中 A、C材料常數(shù)；0初始應(yīng)力；Qi開裂激活能；R氣體常數(shù)，R8.314J·K-1·mol-1。二、裂紋的擴展速度1裂紋的擴展速度與應(yīng)力強度因子KI的關(guān)系對于非“恒K”的試樣，在試驗過程中，隨著裂紋的擴展，應(yīng)力強度因子的數(shù)值不斷提高。蠕變裂紋的亞臨界擴展階段，蠕變裂紋的擴展速率d/dt與應(yīng)力強度因子KI的關(guān)系為d/dtAKIS式中 A、S溫度、材料、試驗條件（應(yīng)力、缺口類型）有關(guān)的常數(shù)。上述公式只適用于高強度、低延性材料，或在蠕變過程中發(fā)生沿

49、晶蠕變斷裂的情況。2裂紋擴展速度與凈截面應(yīng)力net的關(guān)系韌性材料的蠕變裂紋擴展時，裂紋的尖端會發(fā)生較大的局部變形，使裂紋尖端附近發(fā)生應(yīng)力的再分布。這種情況下凈截面應(yīng)力與裂紋擴展的關(guān)系較為密切。凈截面應(yīng)力是指不考慮應(yīng)力集中的缺口凈截面平均應(yīng)力。蠕變裂紋的擴展速率d /dt與凈截面應(yīng)力net的關(guān)系為d/dtNPnet式中 N、P材料常數(shù)。3裂紋擴展速度與修正J積分C*的關(guān)系（能量分析觀點）式中 B試樣厚度；裂紋長度；形變功率或能量變化率（d/dt），可由載荷加載位移速率曲線P下的面積求得。C*可看作是蠕變裂紋擴展單位面積所需的形變功率。試驗證實蠕變裂紋擴展速率與C*有如下對應(yīng)關(guān)系d/dt（C*）式

50、中 為與材料有關(guān)的常數(shù)，取決于材料在拘束條件下的蠕變斷裂延伸率f。對于CrMo、CrMoV鋼可得以下近似公式d/dt300（C*）0.85/fC*表示裂紋尖端附近的彈塑性應(yīng)力應(yīng)變速率場。因此C*在原則上適用于彈塑性狀態(tài)下蠕變裂紋擴展的分析。然而達到工程應(yīng)用，還需要更多的試驗證實和制定合理的計算工程結(jié)構(gòu)中裂紋C*參數(shù)的方法。 一、研究蠕變疲勞交互作用的意義調(diào)峰機組在每一次啟動運行停車的過程中，零件都經(jīng)受一次加載保載卸載的循環(huán)。保載時間內(nèi)零件承受設(shè)計應(yīng)力和溫度的作用，停車后便完全卸載，溫度亦相應(yīng)降低。因此可以近似看成是具有一定保持時間的“拉拉”循環(huán)。尖峰負荷機組在高溫低周疲勞的條件下工作，受蠕變和

51、疲勞的交互作用。二、蠕變疲勞交互作用及其影響因素材料在高溫下，蠕變起主導(dǎo)作用，循環(huán)應(yīng)變幅的影響不大；低溫下疲勞起主導(dǎo)作用。1溫度的影響溫度對蠕變裂紋和蠕變疲勞交互作用下的影響：隨著溫度升高，蠕變裂紋擴展速度，蠕變疲勞交互作用下裂紋擴展速度均增加，裂紋開裂時間縮短。在應(yīng)力、應(yīng)力幅、保持時間相同的條件下，斷裂時間tr(h)與溫度T(K)的關(guān)系如下：1/ trAeQ/RT式中 A材料常數(shù)；Q激活能，J/mol；R氣體常數(shù)。溫度升高，鋼的屈服強度下降，總應(yīng)變中塑性應(yīng)變所占的比例增加。溫度升高晶界迅速弱化，材料由穿晶斷裂變?yōu)檠鼐嗔?。這兩種因素，使高溫疲勞強度下降。但對應(yīng)變時效材料，溫度升高時可出現(xiàn)相反

52、的趨勢。2保持時間在高溫低周疲勞中，當(dāng)應(yīng)力或應(yīng)變增加到一定數(shù)值后，在一定時間內(nèi)，裂紋擴展速度保持恒定，此段時間稱為保持時間?？刂茟?yīng)變?yōu)楸３炙沙冢豢刂戚d荷則為保持蠕變。構(gòu)件在高溫載荷被保持的時間內(nèi)，盡管構(gòu)件大多數(shù)部位處于彈性區(qū)，但在應(yīng)力集中處可出現(xiàn)塑性區(qū)。保持時間使保時蠕變的裂紋開裂時間比蠕變要短，而相對于高溫疲勞而言開裂時間是增加的。拉伸保持時間增加，蠕變疲勞交互作用下的裂紋擴展速率增加。保持時間降低斷裂壽命；保持時間越長，低周疲勞周次越少。保持時間在斷裂中使鋼的脆性增加。當(dāng)材料在高溫下為韌性，在蠕變疲勞交互作用下保持一定時間，疲勞在蠕變過程中起作用，在斷口上出現(xiàn)疲勞輝紋，并使晶界裂紋發(fā)展，由

53、穿晶裂紋轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐Я鸭y。如果保持時間延長，斷口上疲勞輝紋消失，形成大量晶界裂紋，呈現(xiàn)蠕變脆性斷裂。3頻率的影響在常溫下，除非進入超聲頻區(qū)域，頻率對疲勞壽命影響不大。但在高溫下，與時間有關(guān)的過程起主導(dǎo)作用。一般疲勞壽命隨頻率的降低而減少。在保持時間不長時，疲勞壽命隨頻率降低而減少，當(dāng)應(yīng)變范圍較小時，影響更明顯；而保持時間較長時，頻率的影響減小。同樣當(dāng)頻率較低時，保持時間的影響亦減小。隨著頻率的改變，斷口特征也不同。頻率較高時為穿晶斷口，較低時為沿晶斷口，中間為混合斷口。第十章 熱疲勞§101 概述一、熱疲勞現(xiàn)象材料在加熱、冷卻的循環(huán)作用下，由于交變的熱應(yīng)力引起的破壞稱為“熱疲勞”。熱應(yīng)

54、力的來源是多種多樣的，大體上可分為：（1）結(jié)構(gòu)中溫度分布不均勻引起的應(yīng)力； （2）零件之間的溫度差或約束限制金屬自由膨脹或收縮引起的應(yīng)力； （3）熱膨脹系數(shù)不同的材料的組合形成的應(yīng)力。mn汽水 對于塑性材料，溫度循環(huán)引起的塑性變形極小，而且塑性變形可使應(yīng)力得到松弛，要多次溫度循環(huán)才能使疲勞裂紋擴展導(dǎo)致破壞。有些脆性材料，在溫度變化速度十分快、幅度較大時，一次溫度循環(huán)所形成的熱應(yīng)力就會超過材料的斷裂強度，在這種情況下發(fā)生的破壞現(xiàn)象稱為熱沖擊。 熱疲勞舉例：爐管中的水在m-n間波動，當(dāng)水面波動到m位置時，mn之間為水，由于水的導(dǎo)熱系數(shù)大，mn部分金屬溫度不會很高；當(dāng)水面波動到n位置時，mn之間為蒸汽，蒸汽的導(dǎo)熱系數(shù)小，mn部分金屬溫度升高。認為水面在mn之間周期性波動，此段金屬的溫度也發(fā)生周期性變化，必然產(chǎn)生交變熱應(yīng)力，會產(chǎn)生熱疲勞破壞。汽輪機汽缸中循環(huán)熱應(yīng)力是由第一調(diào)節(jié)汽門室附近的溫度波動和汽輪機在起停時汽缸內(nèi)外壁溫差所引起的。正常運行情況下，汽缸內(nèi)外壁溫差并不顯著；在汽輪機冷態(tài)啟動時，高溫蒸汽快速流過冷態(tài)汽缸，使汽缸產(chǎn)生很大內(nèi)外壁溫差，相應(yīng)引起較大熱應(yīng)力，內(nèi)壁為壓應(yīng)力，外壁為拉應(yīng)力。相反，當(dāng)停機時，汽缸處于高溫態(tài)，低溫蒸汽很快流過，產(chǎn)生和起動時相反作用。另外高壓氣缸還會產(chǎn)生蠕變。當(dāng)熱應(yīng)力循環(huán)到一定次數(shù)，汽缸某些薄弱環(huán)節(jié)將產(chǎn)生