《材料力学性能第5章.ppt》由会员分享，可在线阅读，更多相关《材料力学性能第5章.ppt（117页珍藏版）》请在三一办公上搜索。
1、第五章 断裂,5.1 前言断裂是机械和工程构件失效的主要形式之一。失效形式：如弹塑性失稳、磨损、腐蚀等。断裂是材料的一种十分复杂的行为，在不同的力学、物理和化学环境下，会有不同的断裂形式。研究断裂的主要目的是防止断裂，以保证构件在服役过程中的安全。,断裂分类：韧性断裂（ductile fracture）和脆性断裂(brittle fracture)两大类。在不同的场合下，用不同的术语描述断裂的特征。解理断裂、沿晶断裂和微孔聚合型的延性断裂，是指断裂的微观机制。穿晶断裂和沿晶断裂，是指裂纹扩展路线。正断和切断，是指引发断裂的缘因和断裂面的取向；,正断是由正应力引起的，断裂面与最大主应力方向垂直；
2、切断是由切应力引起的，断裂面在最大切应力作用面内，而与最大主应力方向呈450。本章讨论在室温、单向加载时的金属的断裂，按脆性断裂和延性断裂分别进行论述，包括断裂过程与微观机制，断裂的基本理论以及韧脆转化。,5.2 脆性断裂 脆性断裂的宏观特征，理论上讲，是断裂前不发生塑性变形，而裂纹的扩展速度往往很快，接近音速。脆性断裂前无明显的征兆可寻，且断裂是突然发生的，因而往往引起严重的后果。因此，防止脆断。,5.2.1 解理断裂,脆性断裂的微观机制有解理断裂和晶间断裂。解理断裂是材料在拉应力的作用下，由于原于间结合键遭到破坏，严格地沿一定的结晶学平面(即所谓“解理面”)劈开而造成的。解理面一般是表面能
3、最小的晶面，且往往是低指数的晶面。,解理断口的宏观形貌是较为平坦的、发亮的结晶状断面。解理断口的微观形貌似应为一个平坦完整的晶面。但实际晶体总是有缺陷存在，如位错、第二相粒子等等。解理断裂实际上不是沿单一的晶面，而是沿一族相互平行的晶面(均为解理面)解理而引起的。在不同高度上的平行解理面之间形成了所谓的解理台阶。在电子显微镜下，解理断口的特征是河流状花样，如图5-1所示。河流状花样是由解理台阶的侧面汇合而形成的。,解理台阶可认为是通过解理裂纹与螺旋位错交割而形成，见图5-2；也可认为通过二次解理或撕裂而形成.解理断裂的另一个微观特征是舌状花样，见图5-5；它类似于伸出来的小舌头，是解理裂纹沿孪
4、晶界扩展而留下的舌状凸台成凹坑。,解理断裂,解理阶,解理羽毛,5.2.2 准解理断裂准解理断裂多在马氏体回火钢中出现。回火产物中细小的碳化物质点影响裂纹的产生和扩展。准解理断裂时，其解理面除(001)面外，还有(110)、(112)等晶面。解理小平面间有明显的撕裂棱。河流花样已不十分明显。撕裂棱的形成过程可用图5-8示意地说明，它是由一些单独形核的裂纹相互连接而形成的。,准解理的细节尚待研究，但已知它和解理断裂有如下的不同：准解理裂纹常起源于晶内硬质点，向四周放射状地扩展，而解理裂纹则自晶界一侧向另一侧延伸；准解理断口有许多撕裂棱；准解理断口上局部区域出现韧窝，是解理与微孔聚合的混合型断裂。准
5、解理断裂的主要机制仍是解理，其宏观表现是脆性的。所以，常将准解理断裂归入脆性断裂。,准解理断裂,准解理,5.2.3 沿晶断裂,沿晶断裂是裂纹沿晶界扩展的一种脆性断裂。裂纹扩展总是沿着消耗能量最小，即原子结合力最弱的区域进行的。一般情况下，晶界不会开裂。发生沿晶断裂，势必由于某种原因降低了晶界结合强度。,沿晶断裂的原因大致有：晶界存在连续分布的脆性第二相，微量有害杂质元素在晶界上偏聚，由于环境介质的作用损害了晶界，如氢脆、应力腐蚀、应力和高温的复合作用在晶界造成损伤。钢的高温回火脆性是微量有害元素P,Sb,As,Sn等偏聚于晶界，降低了晶界原子间的结合力，从而大大降低了裂纹沿晶界扩展的抗力，导致
6、沿晶断裂。,图5-9 沿晶断裂的断口形貌,5.3 理论断裂强度和脆断强度理论,5.3.1 理论断裂强度晶体的理论强度应由原子间结合力决定，现估算如下：一完整晶体在拉应力作用下，会产生位移。原子间作用力与位移的关系如图。,曲线上的最高点代表晶体的最大结合力，即理论断裂强度。作为一级近似，该曲线可用正弦曲线表示=msin(2x/d)（5-1）式中x为原子间位移,d为正弦曲线的波长。如位移很小，则sin(2x/d)=(2x/d)，于是=m(2x/d)（5-2）根据虎克定律，在弹性状态下，=E=Ex/a0(5-3)式中E为弹性模量；为弹性应变；a。为原子间的平衡距离。合并式（5-2）和（5-3），消去
7、x，得 m=E/2a0(5-4),另一方面，晶体脆性断裂时，形成两个新的表面，需要表面形成功2，其值应等于释放出的弹性应变能，可用图5-10中曲线下所包围的面积来计算得:2=m/(55)m=（E/a0）1/2(56)这就是理想晶体解理断裂的理论断裂强度。可见，在E，a0一定时，m与表面能有关，解理面往往是表面能最小的面，可由此式得到理解。,如用实际晶体的E，a。，值代入式(5-6)计算，例如铁，E=2105 MPa,a0=2.510-10 m，=2 J/m2,则m4104 MPaE/5。高强度钢，其强度只相当于E/100，相差20倍。在实际晶体中必有某种缺陷,使其断裂强度降低。,5.3.2Gr
8、iffith理论,Griffith在1921年提出了裂纹理论。Griffith假定在实际材料中存在着裂纹，当名义应力还很低时，裂纹尖端的局部应力已达到很高的数值，从而使裂纹快速扩展，并导致脆性断裂。设想有一单位厚度的无限宽形板，对其施加一拉应力后，与外界隔绝能源（图5-11)。,无限宽板中Griffith裂纹的能量平衡,板材每单位体积的弹性能为2/2E。长度为2a的裂纹，则原来弹性拉紧的平板就要释放弹性能。根据弹性理论计算，释放出来的弹性能为Ue=-2a2/E(5-7)形成新表面所需的表面能为W=4a(5-8)整个系统的能量变化为Ue+W=4a-2a2/E（5-9）系统能量随裂纹半长a的变化,
9、如图,当裂纹增长到2ac后，若再增长，则系统的总能量下降。从能量观点来看，裂纹长度的继续增长将是自发过程。临界状态为:（Ue+W）/a=4-22a/E=0（5-10）于是，裂纹失稳扩展的临界应力为:c=(2E/a)1/2(5-11)临界裂纹半长为ac=2E/2(5-12)式(5-11)便是著名的Griffith公式。c是含裂纹板材的实际断裂强度，它与裂纹半长的平方根成反比;,对于定裂纹长度a，外加应力达到c时,裂纹即失稳扩展。承受拉伸应力时，板材中半裂纹长度也有一个临界值ac，当a ac时，就会自动扩展。而当aac时，要使裂纹扩展须由外界提供能量，即增大外力。Griffith公式和理论断裂强度
10、公式比较 m=（E/a0）1/2 c=(2E/a)1/2在形式上两者是相同的。在研究裂纹扩展的动力和阻力时，基本概念都是基于能量的消长与变化。,Griffith认为，裂纹尖端局部区域的材料强度可达其理论强度值。倘若由于应力集中的作用而使裂纹尖端的应力超过材料的理论强度值，则裂纹扩展，引起断裂。根据弹性应力集中系数的计算,可以得到相似公式Griffith公式适用于陶瓷、玻璃这类脆性材料。,Griffith-Orowan-Irwin公式实际金属材料在纹尖端处发生塑性变形，需要塑性变形功Wp，Wp的数值往往比表面能大几个量级，是裂纹扩展需要克服的主要阻力。因而，需要修正为:c=E（2+Wp）/a 1
11、/2(5-17)这就是Griffith-Orowan-Irwin公式。需要强调的是，Griffith理论的前提是材料中已存在着裂纹，但不涉及裂纹来源。,5.3.3 脆性断裂的位错理论*如果晶体原来并无裂纹，在应力作用下，能否形成裂纹，裂纹形成和扩展的机制，正应力和切应力在裂纹形成及扩展过程中的作用，以及断裂前是否会产生局部的塑性变形等问题，需要研究解决。用位错运动、塞积和相互作用来解释裂纹的成核和扩展。,5.4 延性断裂,5.4.1 延性断裂特征及过程延性断裂的过程是：“微孔形核微孔长大微孔聚合”三部曲。当拉伸载荷达到最大值时，试样发生颈缩。在颈缩区形成三向拉应力状态，且在试样的心部轴向应力最
12、大。在三向应力的作用下，使得试样心部的夹杂物或第二相质点破裂，或者夹杂物或第二相质点与基体界面脱离结合而形成微孔。增大外力，微孔在纵向与横向均长大；微孔不断长大并发生联接而形成大的中心空腔。最后，沿450方向切断，形成杯锥状断口，见图5-16(e).,20CrMo淬火高温回火断口微孔聚合型(微孔多萌生于碳化物界面),延性断裂的微观特征是韧窝形貌，在电子显微镜下，可以看到断口由许多凹进或凸出的微坑组成。在微坑中可以发现有第二相粒子。一般情况下，宏观断裂是韧性的，断口的宏观形貌大多呈纤维状。韧窝的形状因应力状态而异。在正应力作用下，韧窝是等轴形的；在扭转载荷作用下，韧窝被拉长为椭圆形。,5.4.2
13、 微孔形核，长大与聚合,实际金属中总有第二相粒子存在，它们是微孔成核的源。第二相粒子分为两大类，一类是夹杂物，如钢中的硫化物，在不大的应力作用下便与基体脱开或本身裂开而形成微孔；另一类是强化相，如钢中的弥散的碳化物，合金中的弥散的强化相,它们本身比较坚实，与基体结合比较牢固，是位错塞积引起的应力集中或在高应变条件下，第二相与基体塑性变形不协调而萌生微孔的。微孔成核与长大的位错模型，如图5-18(a)-(f)所示。,微孔成核并逐渐长大，有两种不同的聚合模式。一种是正常的聚合，即微孔长大后出现了“内颈缩”，使实际承载的面积减少而应力增加，起了“几何软化”作用。另一种聚合模式是裂纹尖端与微孔、或微孔
14、与微孔之间产生了局部滑移，由于这种局部的应变量大，产生了快速剪切裂开。这种模式的微孔聚合速度快，消耗的能量也较少，所以塑性韧性差。,目前,快速剪切裂开的认识还不够深入，但知道应变强化指数低的材料容易产生剪切裂开。这是因为应变强化阻碍已滑移区的进一步滑移，使滑移均匀，不易产生局部的剪切变形。此外,多向拉应力促使材料处于脆性状态，也容易产生剪切断开。,5.4.3 影响延性断裂的因素,(1)基体的形变强化，基体的形变强化指数越大，则塑性变形后的强化越强烈，哪里变形，哪里便强化，其结果是各处均匀的变形。相反地，如果基体的形变强化指数小，则变形容易局部化，较易出现快速剪切裂开。这种聚合模式塑性韧性低。（
15、2）第二相粒子,钢的塑性下降；硫化物比碳化物的影响要明显得多。同时碳化物形状也对断裂应变有很大影响，球状的要比片状的好很多。,5.5 脆性韧性转变,工程上总是希望构件在韧性状态下工作，避免危险的脆性断裂。航空航天事业，安全第一。,美国二战期间：5000艘全焊接的“自由轮”，238艘完全破坏，其断裂源多在焊接缺陷处，且温度低，aK下降。1954年，美国发射北极星导弹，发射点火不久，就发生爆炸。,构件或材料是韧性或脆性状态，取决材料本身的组织结构，还取决于应力状态，温度和加载速率等因素，并不是固定不变的，而是可以互相转化的。5.5.1 应力状态及其柔度系数由材料力学可知，任何复杂的应力状态都可以用
16、切应力和正应力表示。,切应力促进塑性变形，对塑性韧性有利；拉应力促进断裂，不利于塑性和韧性。最大切应力max=（1-3）与最大当量正应力Smax（Smax=1-（2+3）之比称为应力状态的柔度系数(亦叫软性系数)，即=max/Smax(5-21)值愈大，应力状态愈“柔”，愈易变形而较不易开裂，即愈易处于韧性状态。值愈小，则相反，愈易倾向脆性断裂。,佛里德曼()力学状态图,5.5.2 温度和加载速率的影响,表面能和弹性模量E是决定断裂强度的主要因素。温度对表面能和弹性模量E的影响不大，所以对断裂强度影响不大。温度对屈服强度影响很大，主要是因为温度有助于激活F-R位错源，有利于位错运动，使滑移易于
17、进行。所以，普通碳钢在室温或高温下，断裂前有较大的塑性变形，是韧断。但低于某一温度，位错源激活受阻，难以产生塑性变形，断裂便可能变为脆性的了。,提高加载速率起着与温度相似的作用。加载速率提高，则相对形变速率增加，相对形变速率超过某一限度(如10-1s)会限制塑性变形发展，使塑性变形极不均匀，结果变形抗力提高了，并在局部高应力区形成裂纹。,5.5.3 材料的微观结构的影响影响韧性-脆性转变的组织因素很多，也比较复杂，主要有：(1)晶格类型的影响面心立方晶格金属塑性、韧性好，体心立方和密排六方金属的塑性、韧性较差。面心立方晶格的金属，如铜、铝、奥氏体钢，一般不出现解理断裂而处于韧性状态，也没有韧-
18、脆转变，其韧性可以维持到低温。体心立方晶格的金属，如铁、铬、钨和普通钢材，韧脆转变受温度及加载速率的影响很大，因为在低温和高加载速率下，它们易发生孪晶，也容易激发解理断裂。,(2)成分的影响 钢中含碳量增加，塑性变形抗力增加，不仅冲击韧性降低，而且韧脆转变温度明显提高，转变的温度范围也加宽了。钢中的氧、氮、磷、硫、砷、锑和锡等杂质对韧性也是不利的。磷降低裂纹表面能，硅可限制交滑移，促进出现孪生，都起着提高韧-脆转变温度的不利作用。,合金元素的影响比较复杂，镍、锰以固溶状态存在，降低韧脆转变温度，这可能与下列因素有关，提高了裂纹表面能；氮、碳等原子被吸收到Ni、Mn所造成的局部畸变区中去，减少了
19、它们对位错运动的钉扎作用。在钢中形成化合物的合金元素，如铬、钼、钛等，是通过细化晶粒和形成第二相质点来响韧脆转变温度的，它和热处理后的组织密切相关。,(3)晶粒大小的影响 晶粒细，滑移距离短，在障碍物前塞积的位错数目较少，相应的应力集中较小，而且由于相邻晶粒取向不同，裂纹越过晶界有转折，需要消耗更多的能量；晶界对裂纹扩展有阻碍作用，裂纹能否越过晶界，往往是产不产生失稳扩展的关键。晶粒越细，则晶界越多，阻碍作用越大。晶粒细化既提高了材料的强度，又提高了它的塑性和韧性。形变强化、固溶强化。弥散强化(沉淀强化)等方法，在提高材料强度的同时，总要降低一些塑性和韧性。,第六章 切口强度与切口冲击韧性,6
20、.1 前言 1、广义的“切口”切口的存在造成：应力应变集中和多向性。二战事故分析的结论：脆断钢板，其夏比V型切口试件冲击值AKV在10时低于15ft.lbf(20.35N.m)；韧性钢板，其AKV值在10时高于15ft.lbf。,2、切口强度：,用带切口的拉伸试件测定其断裂时的名义应力(净断面平均应力)，记为bN，,3、切口敏感性,切口强度对抗拉强度的比值定义为切口强度比NSR：NSR=bNb 若NSR1.0，表示材料对切口不敏感，或者说材料是切口韧性的；若NSR1.0，则材料对切口敏感，材料是切口脆性的60。,6.2 局部应力与局部应变,一受拉伸裁荷的薄板，其中的应力分布是均 匀的。若在板的
21、中心钻一圆孔，则在孔的周围应力分布发生了很大的变化如图6-1所示；在孔的边缘，拉应力最大，离孔边越远，应力越小。最后趋近于净断面平均应力，即名义应力n。,应力集中系数 Kt 的定义：Kt=max/n。,图6-1 受拉伸的中心圆孔扳,6.3 切口强度的实验测定,切口强度通常用切口圆柱试件(见图6-5(a)或双切口平板试件(见图6-5(b)，进行拉伸试验予以测定。切口几何的三个主要参数为：切口深度t、切口根部的曲率半径、切口张角 切口强度：切口试件拉伸断裂最大载荷，除以切口处的净断面积。切口断面收缩率，称为切口塑性(Notch Ductility)。,图6-5 切口试件与切口几何,图6-7 零件中
22、的切口根部塑性区（1）和材料元（2）,6.5 切口强度的估算,6.5.1 切口根部裂纹形成准则 切口零构件或试件的断裂可能包含三个阶段：在切口根部形成裂纹，形成于切口根裂纹的亚临界扩展，当裂纹达到临界尺寸时发生断裂。裂纹在切口根部形成，可以假定是由切口根部材料元的断裂引起的，如图6-7所示。,(1)脆性材料-脆性材料遵循正应力断裂准则。Ktni=f(6-13)式中ni为裂纹形成时切口试件所受的名义应力，或称切口根部裂纹形成应力。,(2)塑性材料 塑性材料遵循正应变断裂准则。Ktni=（Eff）1/2(6-14)公式(6-14）是塑性材料的切口根部裂纹起始准则。(Eff）1/2可以认为是工业金属
23、结构材料理论强度值的一种量度。公式(6-14)的力学意义是：当切口根部虚拟的弹性应力Ktn达到理论断裂强度时，则裂纹在切口根部形成。,在平面应变状态下，切口根部裂纹形成准则为Ktni=0.64（Eff）1/2(6-15),比较公式(6-14)和(6-15)，可以看出，平面应变状态下切口根部裂纹形成应力，仅为平面应力状态下的64。,切口敏感度系数：,切口强度比：,切口敏感度系数：,当 Kt1.0；当KtKbN，NSR1.0,冲击载荷与静载荷的主要在于加载速率不同；加载速率佷高，而后者加载速率低。加载速率用应力增长率=d/dt表示，单位为MPas。变形速率有两种表示方法：即绝对变形速率和相对变形速
24、率。绝对变形速率为单位时间内试件长度的增长率V=dl/dt，单位为ms。相对变形速率即应变速率，=d/dt，单位为s-1。,6.7 切口冲击韧性,6.7.1 冲击载荷的特点,弹性变形以介质中的声速传播。而普通机械冲击时的绝对变形速率在103ms以下。在弹性变形速率高于加载变形速率时，则加载速率对金属的弹性性能没有影响。塑性变形发展缓慢，若加载速率较大，则塑性变形不能充分进行。静载:受的应力取决于载荷和零件的最小断面积。冲击载荷具有能量特性，与零件的断面积、形状和体积有关。,不含切口零件的冲击：冲击能为零件的整个体积均匀地吸收，从而应力和应变也是均匀分布的；零件体积愈大，单位体积吸收的能量愈小，
25、零件所受的应力和应变也愈小。含切口零件的冲击：切口根部单位体积将吸收更多的能量，使局部应变和应变速率大为升高。,另一个特点是：承载系统中各零件的刚度都会影响到冲击过程的持续时间、冲击瞬间的速度和冲击力大小。这些量均难以精确测定和计算。且有弹性和塑性。因此，在力学性能试验中，直接用能量定性地表示材料的力学性能特征；冲击韧性即属于这一类的力学性能。,6.7.2 切口冲击韧性的测定,常用的冲击试验原理如图6-9所示。,试验：质量m的摆锤，举至高度H 势能mgH1；锤释放，将试件冲断。摆锤失去一部分能量，这部分能量就是冲断试件所作的功，称为冲击功，以Ak表示。剩余的能量使摆锤扬起高度H2，故剩余的能量
26、即为mgH2。Ak=mgH1-mgH2=mg(H1-H2)(6-22)Ak的单位为Kgf.m或J。,图6-9 摆锤冲击试验原理示意图,切口为U型：冲击韧性值：aKU=Ak/AnAk 冲击功，AN 净断面积。V型切口：冲击韧性值：aKV=AK/An。,6.7.3 切口冲击韧性的意义及应用,切口试什的断裂可能经历三个阶段：裂纹在切口根部形成，裂纹的亚临界扩展和最终断裂。切口试件的冲击断裂可能要吸收三部分能量：裂纹形成能、亚临界扩展能、断裂能。,评定原材料的冶金质量和热加工后的半成品质量，通过测定冲击韧性和断口分析，可揭示原材料中夹渣、气泡、偏析、严重分层等冶金缺陷和过热、过烧、回火脆性等锻造以及热
27、处理缺陷等；,具体用途有：,确定结构钢的冷脆倾向及韧脆转变温度；冲击韧性反映着材料对一次和少数次大能量冲击断裂的抗力，因而对某些在特殊条件下服役的零件，如弹壳、防弹甲板等，具有参考价值：评定低合金高强钢及其焊缝金属的应变时效敏感性。,6.8 低温脆性,金属材料的强度一般均随温度的降低而升高，而塑性则相反。,一些具有体心立方晶格的金属，如Fe、Mo和W，当温度降低到某一温度时，由于塑性降低到零而变为脆性状态。这种现象称为低温脆性。,低温脆性从现象上看，是屈服强度和断裂强度随温度降低而变化的速率问题。倘若屈服强度随温度的下降而升高较快，而断裂强度升高较慢，则在某一温度Tc以下，sf，金属在没有塑性
28、变形的情况下发生断裂，即表现为脆性的；而在Tc以上，sf，金属在断裂前发生塑性变形，故表现为塑性的。,图6-11 金属的强度和塑性随温度的变化12,研究低温脆性的主要问题是确定韧脆-转化温度。实验方法介绍：将试件冷却到不同的温度测定冲击功AK，得到断口形貌特征与温度的关系曲线。然后按一定的方法确定韧脆转化温度。能量法：有下列几种：(1)以V型切口冲击试件测定的冲击功AK=15 ft 1bf(20.3N M)对应的温度作为韧脆转化温度，并记为V15TT。实践经验总结而提出的方法.(2)图6-12中的曲线有两个平台。上平台所对应的能量称为高阶能，下平台所对应的能量称为低阶能。将低阶能开始上升的温度
29、定义为韧-脆转化温度，记为NDT称为零塑性温度。在NDT以下，试件的断口为100的结晶状断。,图6-12 各种确定韧脆转化温度的方法及所确定的韧-脆转化温度,(4)高阶能与低阶能的平均值所对应的温度定义为韧-脆转化温度，记为FTT(Fracture Transition Temperature),(3)将高阶能开始降低的温度定义为韧-脆转化温度。记为FTP(Fracture Transition Plastic)当温度高于FTP，试件的断口为100的纤维状断口。,断口形貌法 断口上有纤维区、放射区(结晶区)和剪切唇。在不同的温度下,上述三个区的相对面积是不同的；结晶区的面积随温度的变化，结晶区
30、面积百分比的增大,表示材料变脆。通常取结晶状断口面积占50时的温度为韧脆转化温度，记为50FATT(Fracture Appearance Transition Temperature)。在低温下服役的零件，其最低工作温度应高于韧-脆转化温度。这是韧性的温度储备。韧性温度储备的大小取决于机件的重要程度。,图6-13 冲击断口形貌示意图,影响因素：,钢的成分、组织和冶金质量。a.降低钢中的碳、磷含量；细化晶粒，热处理成低碳马氏体和回火素氏体，可提高高阶能；b.增加钢中碳、磷、氧含量，Si、Al含量超过一定值以及应变时效等，降低高阶能；形成上贝氏体以及应变时效，均提高韧脆转化温度；c.增加镍含量，
31、细化晶粒，形成低碳马氏体和回火索氏体，消除回火脆性等，将降低韧脆转化温度；d.增加钢中镍、铜含量，有利于提高低阶能,本章完,第七章 断裂韧性,7.1 前言 研究表明，很多脆断事故与构件中存在裂纹或缺陷有关，而且断裂应力低于屈服强度，即低应力脆断。解决裂纹体的低应力脆断，形成了断裂力学这样一个新学科。断裂力学的研究内容包括 裂纹尖端的应力和应变分析；建立新的断裂判据；断裂力学参量的计算与实验测定，断裂机制和提高材料断裂韧性的途径等。,7.2 裂纹的应力分析,7.2.1 裂纹体的三种变形模式 1)型或张开型 外加拉应力与裂纹面垂直，使裂纹张开，即为型或张开型，如图7-1(a)所示。2)型或滑开型
32、外加切应力平行于裂纹面并垂直于裂纹前缘线，即为型或滑开型，如图7-1(b)所示。3)型或撕开型 外加切应力既平行于裂纹面又平行于裂纹前缘线，即为型或撕开型，如图7-1(c)所示。,7.2.2 I型裂纹尖端的应力场与位移场,设有一无限大板，含有一长为2a的中心穿透裂纹，在无限远处作用有均布的双向拉应力。线弹性断裂力学给出裂纹尖端附近任意点P(r,)的各应力分量的解。,I型裂纹尖端处于三向拉伸应力状态，应力状态柔度系数很小，因而是危险的应力状态。由虎克定律，可求出裂纹尖端的各应变分量；然后积分，求得各方向的位移分量。下面仅写出沿y方向位移分量V的表达式。,在平面应力状态下：,在平面应变状态下：,若
33、为薄板，裂纹尖端处于平面应力状态;若为厚板，裂纹尖端处于平面应变状态，z=0 平面应力 z=(x+y)平面应变(7-1a),由上式可以看出，裂纹尖端任一点的应力和位移分量取决于该点的坐标(r,)，材料的弹性常数以及参量KI。对于图7-2a所示的情况，KI可用下式表示 KI=(7-3)若裂纹体的材料一定，且裂纹尖端附近某一点的位置(r,)给定时，则该点的各应力分量唯一地决定于KI之值；KI之值愈大，该点各应力,位移分量之值愈高。KI反映了裂纹尖端区域应力场的强度，故称为应力强度因子。它综合反映了外加应力裂纹长度对裂纹尖端应力场强度的影响。,7.2.3 若干常用的应力强度因子表达式,图7-3 中心
34、穿透裂纹试件,试件和裂纹的几何形状、加载方式不同，KI的表达式也不相同。下面抄录若干常用的应力强度因子表达式。含中心穿透裂纹的有限宽板 如图7-3所示，当拉应力垂直于裂纹面时，Feddesen给出KI表达式如下,KI=asec(a/W)（7-4）,图7-4 紧凑拉伸试件,图7-5 单边裂纹弯曲试件,a)三点弯曲试件,b)四点弯曲试件,7.3 裂纹扩展力或裂纹扩展的能量释放率,7.3.1 裂纹扩展力 断裂力学处理裂纹体问题有两种方法：设想一含有单边穿透裂纹的板，受拉力P的作用，在其裂纹前缘线的单位长度上有一作用力GI，驱使裂纹前缘向前运动，故可将GI称为裂纹扩展力。材料有抵抗裂纹扩展的能力，即阻
35、力R，仅当GIR时，裂纹才会向前扩展。,图7-9 裂纹扩展力GI原理示意图,a)受拉的裂纹板,b)裂纹面及GI,若外力之功W0，则有 GI=-Ue/a=-Ue/a(7-13),7.3.2 裂纹扩展的能量释放率,设裂纹在GI的作用下向前扩展一段距a,则由裂纹扩展力所做的功为GIBa,B为裂纹前线线长度，即试件厚度；若B=1，则裂纹扩展功为GIa.若外力对裂纹体所作之功为W，并使裂纹扩展了a,则外力所做功的一部分消耗于裂纹扩展，剩余部分储存于裂纹体内,提高了弹性体的内能Ue，故 WGIa十Ue(7-11)所以：(7-12),这表明在外力之功为零的情况下,裂纹扩展所需之功，要依靠裂纹体内弹性能的释放
36、来补偿。因此，GI又可称为裂纹扩展的能量释放率。,GI的概念:缓慢地加载,裂纹不扩展。外力与加载点位移之间呈线性关系。外力所做之功为P/2。部分释放的能量即作为裂纹扩展所需之功。,图7-10 裂纹扩展的能量变化示意图,a)受拉的中心裂纹板,b)伸长后固定边界使裂纹扩展a,c)弹性能的变化,在Griffith理论中，释放的弹性能为,7.4.1 断裂韧性的物理概念 当GI增大，达到材料对裂纹扩展的极限抗力时，裂纹体处于临界状态。此时，GI达到临界值GIC，裂纹体发生断裂，故裂纹体的断裂应力c可由式(7-16)求得,(7-18),平面应力状态下 GI=KI2/E(7-16),上面是用简单的比较法，给
37、出GI与KI间的关系式。,平面应变状态下 GI=(1-2)KI2/E(7-17),7.4 平面应变断裂韧性,这表明：脆性材料对裂纹扩展的抗力是形成断裂面所需的表面能或表面张力。金属材料，断裂前要消耗一部分塑性功Wp，故有,对比可以看，对于脆性材料，有,GIC=2（7-19）,表面能或塑性功Wp都是材料的性能常数，故GIC也是材料的性能常数。GIC的单位为Jmm2，与冲击韧性的相同，故可将GIC称为断裂韧性。,GIC=2(十Wp)（7-20）,另一方面，KIC又是应力强度因子的临界值；当KI=KIC时，裂纹体处于临界状态，既将断裂。裂纹体的断裂判据，即KIC判据,工程中常用KIC进行构件的安全性
38、评估，KI的临界值可由下式给出,(7-21),由此可见，KIC也是材料常数，称为平面应变断裂韧性。,7.4.2 线弹性断裂力学的工程应用,已知构件中的裂纹长度a和材料的KIC值，则可由下式求其剩余强度r,r=(7-22),ac=(7-23),已知:KIc和构件的工作应力r，则可由下式求得构件的临界裂纹尺寸，即允许的最大的裂纹尺寸,式中Y是由裂纹体几何和加载方式确定的参数。,例1 火箭壳体材料的选用及安全性预测有一火箭壳体承受很高的工作应力，其周向工作拉应力1400 MPa。壳体用超高强度钢制造，其0.2=1700 MPa，KIC=78 MPam。焊接后出现纵向半椭圆裂纹，尺寸为a1.0 mm，
39、a2c0.3，问是否安全。K1=1.1(a/Q)1/2,Q=f(a/c),解：根据a2c和/0.2的值，由图7-8求得裂纹形状因子之值。将KIC,a和Q之值代入上式，求得壳体的断裂应力为1540MPa，稍大于工作应力，但低于材料的屈服强度。因此，壳体在上述情况下是安全的；对于一次性使用的火箭壳体，材料选用也是合理的。,例2*计算构件中的临界裂纹尺寸，并评价材料的脆断倾向。一般构件中，较常见的是表面半椭圆裂纹。由前式并从安全考虑，其临界裂纹尺寸可由下式估算,ac=0.25(75/1500)2=0.625 mm,(1)超高强度钢 这类钢的屈服强度高而断裂韧性低。若某构件的工作应力为1500 MPa
40、，而材料的KIC=75MPam,则,ac=0.25(KIC/)2(7-24),(2)中低强度钢 这类钢在低温下发生韧脆转变。在韧性区，KIC可高达150 MPam。而在脆性区，则只有30-40 MPam，甚至更低。,这类钢的设计工作应力很低，往往在200 MPa以下。取工作应力为200 MPa，则在韧性区，ac0.25(150/200)2=140 mm。,因用中低强度钢制造构件，在韧性区不会发生舱断；即使出现裂纹，也易于检测和修理。而在脆性区ac=0.25(30/200)2=5.6 mm。所以中低强度钢在脆性区仍有脆断的可能。,式(7-26)为塑性区的边界线表达式,其图形如图7-11所示。,7
41、.5 裂纹尖端塑性区,7.5.1 塑性区的形状和尺寸问题：当r0时，x,y,z,xy等各应力分量均趋于无穷大。Irwin计算出裂纹尖端塑性区的形状和尺寸,(7-26),因此，需要参照实验结果将平面应变状态下的塑性区宽度进行修正。,(平面应变),在x轴上，0，塑性区宽度为,(平面应力)(7-27),图7-12 应力松弛后的塑性区,考虑到应力松弛的影响,裂纹尖端塑性区尺寸扩大了一倍。,7.5.2 裂纹尖端塑性区修正,图7-13 等效裂纹法修正 KI,塑性变形，改变了应力分布。为使线弹性断裂力学的分析仍然适用，必须对塑性区的影响进行修正,(7-30),按弹性断裂力学计算得到的y分布曲线为ADB，屈服
42、并应力松驰后的y分布曲线为CDEF,此时的塑性区宽度为R0(见图7-13)。,如果，将裂纹顶点由O虚移到O点，则在虚拟的裂纹顶点O以外的弹性应力分布曲线为GEH，与线弹性断裂力学的分析结果符合；而在EF段，则与实际应力分布曲线重合。这样，线弹性断裂力学的分析结果仍然有效。但在计算KI时，要采用等效裂纹长度代替实际裂纹长度，即,(7-31),计算表明，修正量ry，正好等于应力松驰后的塑性区宽度R0的一半，即ry=r0,虚拟的裂纹顶点在塑性区的中心。,平面应变断裂韧性KIC的测定具有更严格的技术规定。这些规定是根据线弹性断裂力学的理论提出的。在临界状态下，塑性区尺寸正比于(KIC/0.2)2。KI
43、C值越高，则临界塑性区尺寸越大。测定KIC时，为保证裂纹尖端塑性区尺寸远小于周围弹性区的尺寸，即小范围屈服并处于平面应变状态，故对试件的尺寸作了严格的规定。,7.6 平面应变断裂韧性KIC的测定,B2.5(KIC/0.2)2，W2B，,即韧带尺寸比R0大20倍以上。实验教学录象,高强度结构材料断裂韧性的提高，对保证构件的安全，是很重要的。但是，某些韧化技术虽能有效地提高KIC，而付出的代价却很高。因此，要综合考虑韧化技术的技术经济效益，以决定取舍。,3）热处理,2）控制钢的成分和组织,7.7 金属的韧化,1）提高冶金质量,7.9 裂纹尖端张开位移,7.9.1 线弹性条件下CTOD的意义及表达式
44、 裂纹长度的概念:裂纹尖端由O点虚移到O点(见图7-13)，裂纹长度由a变为a*a+ry。由图看出，原裂纹尖端O处要张开，张开位移量为2V.这个张开位移就是CTOD，即。根据公式(7-2)，可求得，在平面应力条件下,=2V=（7-39）,裂纹尖端的张开位移CTOD(Crack Tip Opening Displacement)来间接表示应变量的大小；用临界张开位移c来表征材料的断裂韧性。,图7-21 裂纹尖端张开位移,可见，与KI，GI可以定量换算。在小幅范围内，KIKIC，GIGIC既然可以作为断裂判据，则C亦可作为断裂判。,7.9.2 弹塑性条件下CTOD的意义及表达式,对大范围屈服，KI
45、与GI已不适用，但CTOD仍不失其使用价值.,图7-23 J积分的定义,7.10 J积分,7.10.1 J积分的意义和特性,如图所示,设有一单位厚度(B=1)的I型裂纹体,逆时针取一回路，其所包围的体积内应变能密度为,回路上任一点作用应力为T.,（7-53）,在弹塑性条件下，如将应变能密度定义为弹塑性应变能密度，也存在该式等号右端的能量线积分，称为J 积分。,JI为I型裂纹的能量线积分。在线弹性条件下,可以证明，在弹塑性小应变条件下，也是成立的。还可证明，在小应变条件下，J积分和路径无关，即J的守恒性。,JI=GI=KI2/E,或 JI=GI,（7-54）,（7-55）,J积分也可用能量率的形
46、式来表达，即在弹塑性小应变条件下，式(7-54)成立，这是用试验方法测定JIC的理论根据。,7-24 J积分的形变功差率的意义,这便是J积分的形变功差率意义，是J积分的能量表达式，只要测出阴影面积OABO和a，便可计算JI值。,(a)载荷位移曲线,(b)试样,需要指出，塑性变形是不可逆的，因此求J值必须单调加载，不能有卸载现象。但裂纹扩展意味着有部分区域卸载，所以在弹塑性条件下，式（7-55）不能象GI那样理解为裂纹扩展时系统势能的释放率，而应理解为：裂纹相差单位长度的两个等同试样，加载到等同位移时，势能差值与裂纹面积差值的比率，即所谓形变功差率。,正因为这样，通常J积分不能处理裂纹的连续扩张问题，其临界值只是开裂点，不一定是失稳断裂点。,本章完,7.10.2 JIC判据,在弹塑性小应变条件下，可以建立以JIC为准则的断裂判据，即JIC判据:JIJIC。只要满足上式，裂纹就会开始扩展，但不能判断其是否失稳断裂。目前，JI判据及JIC测试目的，主要期望用小试样测出JIC，换算成大试样的KIC，然后再按KI判据去解决中、低强度钢大型件的断裂问题。,
