金属力学读书报告
任何机械零件或工具，在使用过程中，往往要受到各种形式外力的作用。如起重机上的钢索，受到悬吊物拉力的作用；柴油机上的连杆，在传递动力时，不仅受到拉力的作用，而且还受到冲击力的作用；轴类零件要受到弯矩、扭力的作用等等。这就要求金属材料必须具有一种承受机械荷而不超过许可变形或不破坏的能力。这种能力就是材料的力学性能。金属表现来的诸如弹性、强度、硬度、塑性和韧性等特征就是用来衡量金属材料材料在外力作用下表现出力学性能的指标。
强度是指金属材料在静载荷作用下抵抗变形和断裂的能力。强度指标一般用单位面积所承受的载荷即力表示，符号为σ，单位为MPa。 工程中常用的强度指标有屈服强度和抗拉强度。屈服强度是指金属材料在外力作用下，产生屈服现象时的应力，或开始出现塑性变形时的最低应力值，用σs表示。抗拉强度是指金属材料在拉力的作用下，被拉断前所能承受的最大应力值，用σb表示。
对于大多数机械零件，工作时不允许产生塑性变形，所以屈服强度是零件强度设计的依据；对于因断裂而失效的零件，而用抗拉强度作为其强度设计的依据。
塑性是指金属材料在外力作用下产生塑性变形而不断裂的能力。工程中常用的塑性指标有伸长率和断面收缩率。伸长率指试样拉断后的伸长量与原来长度之比的百分率，用符号δ表示。断面收缩率指试样拉断后，断面缩小的面积与原来截面积之比，用y表示。伸长率和断面收缩率越大，其塑性越好；反之，塑性越差。良好的塑性是金属材料进行压力加工的必要条件，也是保证机械零件工作安全，不发生突然脆断的必要条件。
硬度是指材料表面抵抗比它更硬的物体压入的能力。硬度是材料的重要力学性能指标。一般材料的硬度越高，其耐磨性越好。材料的强度越高，塑性变形抗力越大，硬度值也越高。
金属材料抵抗冲击载荷的能力称为冲击韧性，用ak表示，单位为J/cm2。冲击韧性常用一次摆锤冲击弯曲试验测定，即把被测材料做成标准冲击试样，用摆锤一次冲断，测出冲断试样所消耗的冲击AK，然后用试样缺口处单位截面积F上所消耗的冲击功ak表示冲击韧性。ak值越大，则材料的韧性就越好。ak值低的材料叫做脆性材料，ak值高的材料叫韧性材料。很多零件，如齿轮、连杆等，工作时受到很大的冲击载荷，因此要用ak值高的材料制造。铸铁的ak值很低，灰口铸铁ak值近于零，不能用来制造承受冲击载荷。
第一章 合金强化
从根本上讲，金属强度来源于原子间结合力。如果一个理想晶体，在切应力作用下沿一定晶面和晶向发生滑移形变，根据计算，此时金属的理论切变强度一般是其切变模量的1/10～1/30。而金属的实际强度只是这个理论强度的几十分之一，甚至几千分之一。造成这样大差异的原因曾是人们长期关注的课题。直到1934年，奥罗万(E.Orowan)、波拉尼M.Polanyi)和泰勒(G.I.Taylor)分别提出晶体位错的概念；位错理论的发展揭示了晶体实际切变强度（和屈服强度）低于理论切变强度的本质。在有位错存在的情况下，切变滑移是通过位错的运动来实现的，所涉及的是位错线附近的几列原子。而对于无位错的近完整晶体，切变时滑移面上的所有原子将同时滑移，这时需克服的滑移面上下原子之间的键合力无疑要大得多。金属的理论强度与实际强度之间的巨大差别，为金属的强化提供了可能性和必要性（见形变和断裂）。可以认为实测的纯金属单晶体在退火状态下的临界分切应力表示了金属的基础强度，是材料强度的下限值；而估算的金属的理论强度是经过强化之后所能期望达到的强度的上限。
强化金属的方法有很多，例如冷加工、淬火以及机械热处理等；但最有效而又稳定的方法就是合金化。因为它除了强化金属以外，往往对其他性能也会有所改进，如提高淬透性、增强抗氧化能力等。一般合金化后，由于改变了组织从而强度有所提高的强化称为间接强化。合金化后直接提高了基体金属强度的称为直接强化。主要有直接强化中的固溶强化和间接强化中的弥散强化。 1.1 固溶强化
融入固溶体中的溶质原子造成晶格畸变，晶格畸变增大了位错运动的阻力，使滑移难以进行，从而使合金固溶体的强度与硬度增加。这种通过融入某种溶质元素来形成固溶体而使金属强化的现象称为固溶强化。在溶质原子浓度适当时，可提高材料的强度和硬度，而其韧性和塑性却有所下降。
其影响因素影响因素主要有以下几点：
（1）溶质原子的原子分数越高，强化作用也越大，特别是当原子分数很低时，强化作用更为显著。
（2）溶质原子与基体金属的原子尺寸相差越大，强化作用也越大。 （3）间隙型溶质原子比置换原子具有较大的固溶强化效果，且由于间隙原子在体心立方晶体中的点阵畸变属非对称性的，故其强化作用大于面心立方晶体的；但间隙原子的固溶度很有限，故实际强化效果也有限。
（4）溶质原子与基体金属的价电子数目相差越大，固溶强化效果越明显，即固溶体的屈服强度随着价电子浓度的增加而提高。
固溶强化的程度主要取决于以下因素：
（1）原始原子和添加原子之间的尺寸差别。尺寸差别越大，原始晶体结构受到的干扰就越大，位错滑移就越困难。
（2）合金元素的量。加入的合金元素越多，强化效果越大。如果加入过多太大或太小的原子，就会超过溶解度。这就涉及到另一种强化机制，分散相强化。
（3）间隙型溶质原子比置换型原子具有更大的固溶强化效果。
（4）溶质原子与基体金属的价电子数相差越大，固溶强化作用越显著。 固溶强化后的金属其屈服强度、拉伸强度和硬度都要强于纯金属。绝大部分情况下，其延展性低于纯金属。导电性比纯金属低很多。抗蠕变，或者在高温下的强度损失，通过固溶强化可以得到改善。
固溶强化按溶质原子在基体中的分布情况可分为均匀强化和非均匀强化。均匀强化是指溶质原子混乱分布于基体中时的强化作用。非均匀强化指溶质原子优先分布于晶体缺陷附近、或作有序排列时的强化。 1.1.1 均匀强化
如图所示，溶质原子混乱的分布于基体中，因为位错线具有一定的弹性，故对同一种分布状态，由于不同溶质原子与位错线的相互作用不一样，位错线的运动就有（a）（b）两种，（a）为相互作用强时，位错线便感到溶质原子密集，（b）为相互作用弱时，位错线便感到溶质原子较疏。
从表面上看，因为间隙式溶质原子固溶后引起的晶格畸变大，对称性差，故应属于（a），置换式的固溶后引起的晶格畸变小，对称性高，故应属于（b）。但事实上，间隙式溶质原子在晶格中，一般总是优先于缺陷先结合，所以已不属于均匀强化的范畴。下面我们还会看到，在均匀强化中，所谓位错与溶质原子相互作用强弱的说法是有局限性的。此外，上述均匀强化的机制显然也不适用于当溶质原子分布的十分密集，以至使位错线的弹性不能发挥的地步。这时，由于位错线附近溶质原子对它的作用有正有负，故平均后，其强化作用就为零了。
目前关于均匀强化有三种理论：Mott-Nabarro理论、Fleischer理论、Feltham理论。
由Mott-Nabarro理论可得
0Gb2c5/8(lnc)2
式中，0——外加切应力；
c——溶质原子浓度；
b——固溶原子与基体原子大小差引起的错配度。
上式在一般浓度范围内c2/3(㏑c)2可近似为1，故0Gbc。此即临界切应力与溶质原子浓度成正比的关系。此外，直接用基体同溶质的Goldschmidt原子直径差△D的对数与
2d τc/dc的对数作图，（以铜合金为例），所得结果如左图所示。看来除Ni以外各合金元素，基本上靠近一斜率为2的直线附近。
Fleischer理论有两个主要的特点，一为溶质原子与基体原子的相互作用中，除了考虑由于大小不同所引起的畸变外，还考虑了由于“软”“硬”不同，即弹性模量不同而产生的影响；另一为置换原子与位错的静水张压力的相互作用中，除了考虑纯刃型的以外，还考虑了纯螺型的。
显然，此图要比前面的图要好得多，两者之间成很好的直线关系，其斜率也正好等于3/
2、这说明既考虑溶质原子的大小，又考虑其“软”“硬”的Fleischer理论是比只考虑溶质原子大小的Mott-Nabarro理论更符合实验事实。除此之外，Fleischer理论还强调了合金强化中螺型位错的特殊作用。
Feltham理论既给出τ
0与浓度
c的关系，又给出与形变温度T的关系。不但如此，由于激活体积是θ的函数，而θ同时又依赖于合金元素浓度和温度。正好Basinski等人最近在20多种不同浓度二元固溶合金中，发现在同一温度下，它们的激活体积与屈服应力都落在同一曲线上。 1.1.2 非均匀强化
首先由于合金元素与位错的强烈相互作用，使得在晶体生长过程中位错的密度大大提高，造成与纯金属截然不同的基本结构。这往往成为某些合金非强化的部分原因。譬如，铜中加入少量的镍，银中加入少量的金等。
此外，就目前所知非均匀强化的类型大致可分为浓度梯度强化，Cottrell气团强化，Snoek气团强化，静电相互作用强化，化学相互作用强化和有序强化等几种。
1.1.3 多重因素强化 多重因素强化是指合金中几种强化机制同时起作用的情况。以Au-Ag单晶为例，计算结果表明，当T=600K时，发现所得化学相互作用强化和短程有序强化对合金强化的贡献与实验结果符合的很好。表明Au-Ag合金单晶的强化机制为在均匀强化的基础上叠加了化学相互作用强化和短程有序强化。并且看到在低浓度时，前者起主要作用，在高浓度时，后者起主要作用。类似的多重因素强化作用在Cu-Au固溶体中也存在。 1.1.4 固溶合金临界切应力与温度的关系
我们得到固溶合金的临界切应力与温度存在着如图所示的关系，可以看出，在A区低温部分有着明显的应力下降，并且此下降梯度对间隙式固溶体更为突出；B区中温部分出现一“平台”；C区高温部分应力又出现第二次下降。
关于此三区对应的机制，一般认为，低温区主要是Cottrell气团的贡献，在中温区主要是短程有序和Suzuki气团的强化作用，当温度接近高温区时，由于被破坏的溶质原子的平衡分布得以立即恢复，切应力有所降低，或者甚至变得比初始状态更为稳定，这时为进一步形变，切应力应有某些提高，从而上述平衡状态被重新破坏，如此反复就得到跳跃式流变。 1.2 弥散强化
弥散强化在实际强化金属时是被广为应用的一种方法，它的特点在于不但效率高，而且热稳定性较好。获得这种强化的方法有很多，譬如相分解、时效、内氧化和粉末冶金等。
为了获得更普遍的意义，我们将弥散强化基本上分为两类，一为弥散相产生形变的，简称为第一类；另一类为弥散相不行变的，简称为第二类。一般共格的弥散相属于前者；部分共格和非共格的弥散相属于后者。但弥散相究竟形变与否显然和它的大小、形状以及试样的形变条件等都有关。 1.2.1 弥散强化的机理
弥散强化机构的代表理论是位错理论。在弥散强化材料中，弥散相是位错线运动的障碍，位错线需要较大的应力才能克服障碍向前移动，所以弥散强化材料的强度高。位错理论有多种模型用以讨论屈服强度、硬化和蠕变。 1.2.1.1屈服强度问题 （1）奥罗万机构
按照这个机构，位错线不能直接超过第二相粒子，但在外力下位错线可以环绕第二相粒子发生弯曲，最后在第二相粒子周围留下一个位错环而让位错通过。位错线的弯曲将会增加位错影响区的晶格畸变能，这就增加了位错线运动的阻力，使滑移抗力增大。 （2）安塞尔—勒尼尔机构
安塞尔等人对弥散强化合金的屈服提出了另一个位错模型。他们把由于位错塞积引起的弥散第二相粒子断裂作为屈服的判据。当粒子上的切应力等于弥散粒子的断裂应力时，弥散强化合金便屈服。
GbG 屈服应力2C式中 G—第二相粒子的切变模量；
C—比例常数，可以通过理论计算，通常约为30； —弥散粒子间距；
G—基体金属的切变模量；
b—柏矢矢量。 从该方程式可以得出：
（1）屈服应力与基体和弥散相的切变模量的平方根的积成正比，也就是说与基体和弥散相的本性有关；
（2）屈服应力与粒子间距的平方根成反比。
（3）柏氏矢量是位错的重要因素，屈服强度的大小直接与位错有关。 1.2.1.2 蠕变问题
金属在恒定应力下，除瞬时形变外还要发生缓慢而持续的形变，称为蠕变。对于蠕变，弥散粒子的强化有两种情况。
（1）弥散相是位错的障碍，位错必须通过攀移始能越过障碍
显然，位错扫过一定面积所需的时间比纯金属要长，因而蠕变速率降低。设粒子直径为d，粒子间距为，因每次攀移时间正比于d，攀移次数反比于，因而蠕变速率与d成正比。若第二相总量不变，粒子长大总伴随着粒子间距的增大，d和是按近比例增长的，因此，在过时效以前，蠕变速率不受粒子长大的影响。
（2）第二相粒子沉淀在位错上阻碍位错的滑移和攀移
这种具有弥散相的合金的抗蠕受能力与抗回复能力有对应关系。普悦斯顿(O．Preston)等人研究内氧化法弥散强化铜时，形变烧结铜合金的回复温度几乎接近熔点，而形变纯铜的软化在低于T熔点的温度即已完成。 麦克林(D．McLean)认为滑移可以在几个面和几个方向上进行。实线代表滑到纸面上的位错，虚线代表运动出纸面的位错，在粒子之间两组可以相交而形成结点。点线表示在第三种平面上的位错又可与这两组位错形成结点，结果弥散粒子被这些位错乱网所联结。由于乱网中位错密度很高，造成强烈的应变硬化；同时，粒子又阻碍这些位错的滑移与攀移，因而得以保持这种硬化状态而不产生回复。这一过程是提高耐热强度的关键，因为一般加工硬化状态是容易获得的，但要保持到高温不回复则是不容易的。 1.2.2 弥散强化材料的性能
弥散相除A12O 3外，发展了以下化合物：
氧化物：A12O
3、ThO
2、MgO、SiO
2、BeO、CdO、Cr2O
3、TiO
2、ZrO2以及Y2O3和澜系稀土氧化物；
金属间化合物：Ni3A
1、Fe 3AI等；
碳化物、硼化物、硅化物、氮化物：WC、Mo2C、TiC、TaC、Cr3C
2、B4C、SiC、TiB
2、Ni2B、MoSi
2、Mg2Si、TiN、BN等。
在应用上取得一定效果的有TD-Ni及弥散强化无氧铜。
弥散强化材料固有的低延性，需要予以重视和研究改进，但弥散强化材料在性能上的优越性还是主要的。
其主要性能有：（1）再结晶温度高，组织稳定。（2）屈服强度和抗拉强度高。（3）随温度提高硬度下降得少。（4）高温蠕变性能好。（5）高的传导性。（6）疲劳强度高。
第二章 屈服现象
人们习惯用屈服应力来表征金属强度的一个参量，并认为它代表范性形变所需的起始应力。事实上，我们知道金属从弹性形变过渡到范性形变时，中间经过了比较复杂的过程。如图绘出了常见拉伸曲线中的典型屈服现象。其中（a）称为连续过渡，不出现突然屈服的现象；（b）和（c）是出现突然屈服的现象，而前者为非均匀屈服，后者则为均匀屈服。
以前人们所谓的屈服应力是对连续过渡而言，一般指的是上图（a）中的σy或其他认为的标准，对有突然屈服的现象而言（如上图中的（b）和（c）中标出）， σU为上屈服应力， σL为下屈服应力。在非均匀屈服情况下，拉伸曲线中的平直部分，我们称之为Luders应变或屈服平台。
屈服问题的本身，除了由于它对金属由弹性形变过渡到范性形变这一质变的纯理论性质以外，在实际强度问题中，与其他现象的联系也是十分密切的。大量事实证明起始范性形变甚至与试样最后断裂间都存在着紧密的联系。 2.1 非均匀屈服
这一现象最早是在ɑ-铁多晶中发现的，并且Low和Gensamer证明，经湿氢脱碳、氮的试样，室温拉伸时没有屈服现象，渗碳和渗氮之后才有此现象。
目前对于非均匀强化，比较全面的解释是Cottrell提出的理论。当外应力未达到σv之前，已有一些被钉扎的F-R源由于局部应力集中的关系而被激活，从而产生一定数量的位错，但由于晶界的阻碍作用而使这些位错不能跑出晶粒以外，故都沿它们自己的滑移面塞积在晶界前。这样，在相邻下一晶粒内距上述位错塞积群的头部逐产生一较大的应力。 2.2 均匀屈服
均匀屈服在ɑ-Fe单晶中是常见的，即使经脱碳、氮，只要形变温度够低也能出现。在多晶中，经脱碳、氮后，试样的屈服也能由非均匀的变成均匀的。
均匀屈服的现象虽早已发现，但其物理实质还是Gilman和Johnston在Lif的研究中阐明的，他们认为均匀屈服与位错随形变的快速增值与位错滑移速度-应力的关系这两个因素有关。试样中起始的可动位错越小，m值越小，则屈服应力下降越明显。并且这种屈服机制不涉及需要某种外来原因造成的位错扎钉或塞积，而仅同材料本身的位错动力学特点有关，所以非均匀屈服又称静态屈服，而均匀屈服就称动态屈服。 2.3 迟屈服现象
所谓迟屈服现象，就是指快速加载超过静态上屈服应力时，试样并不立即屈服而要延迟一段时间，此段时间便称为屈服时间，此现象便称为屈服现象。这种现象在很多体心立方金属中都发现。
尽管很多人提出了很多假设、公式和模型，但是迟屈服现象的微观机制到现在还不是很清楚。 2.4 Hall-Petch公式
0kdn
式中，——晶格摩擦力；
d——晶粒直径；
k——常数。
根据大量实验事实指数n以选取1/2为最合适，对于亚晶粒n取1。此Hall-Petch公式不仅适用于上、下屈服应力，同时也适用于整个流变范围以至断裂。此时常数σi 和k有所不同。
Hall-Petch公式虽是一相当可靠的经验公式，但是要想利用它得出屈服、流变或断裂的微观结论时，则需要特别谨慎。 2.4.1 i和k与各因素的关系
晶格摩擦力σ
固溶iL应包括与温度有关的一项σiL(T)和与结构(指位错状态、元素和沉淀相等)有关的一项σiL(st)，因为任一条直线外推到碳、氮含量为零时的值就是σiL(T)。σiL的其余部分即为σiL(st)。
iU和σiL基本上相σi与形变度的关系比较明确，除对应上、下屈服应力的σ同外, σi在所有实验中都随硬化而增加。但κ与形变度的关系的看法就比较分歧。 一般说来，同样的碳、氮总含量，不同热处理或不同碳、氮总含量的试样，其所得的σi是不一样的，因为它们直接影响σi(st)。 2.4.2 各种因素对屈服应力的影响
上屈服应力对应力集中非常敏感，因此，要想得到真正的上屈服应力必须最大限度的消除应力集中。下屈服应力对其也有影响，只不过没有上屈服应力那么严重。
一般形变温度对α-铁屈服应力的影响可分为三个区域即低温(室温以下)，中温(室温到200℃)和高温(200 ℃以上) Winlock在不同含碳量（0.06%-1.03％)的碳钢室温拉伸结果指出，随形变速度的增加σU和σL都增加，并与碳含量无关，不过σU增加稍快些。
有很多工作一再证明，晶粒直径越小，Δσ就越大。 2.5 屈服机制
Cottrell对非均匀屈服机制作如下解释：首先他强调位错被钉扎有强弱两种之分，并且试样中局部的应力集中还是比较大的，譬如存在微观第二相以及滑移带的尖端等。当位错被钉扎得很牢时，也就是所谓的强钉扎时，可能在起锚前离应力集中更近的完整晶体处先产生了位错，于是所谓的Petch斜率κ就与形变温度无关；当位错被钉扎得不是很牢，也就是所谓的弱钉扎时，那么在同样的应力集中之下，可能被钉扎的位错先于在完整部分产生位错而起锚，这样κ值就与形变温度有关了。
Petch从晶格摩擦力σi进行阐述，得到上屈服应力的公式：
UiUilog101kd1/2 3Nd式中，N——上屈服时单位体积中形变晶粒数；
d——晶粒直径；
iU——晶格摩擦力；
i——形变速度增加10倍时i的增量。
对于非均匀屈服而言，原则上只要能使位错开始运动难于保持其运动就行，也就是承认非均匀屈服现象同金属中存在某种对起始滑移的障碍相联系。就均匀屈服而言，也只要可动位错密度和位错速度—应力指数足够小即可。但事实上，上述条件能否满足却因结构的不同而会有所不同。
屈服过程中的晶格摩擦力有派-纳力即晶格摩擦力中与温度有关的部分，螺旋位错上的割阶即晶格摩擦力来自螺型位错上的割阶，固溶原子气团，微观第二相，交滑移。
第三章 疲劳现象
在生产实践中，人们很早就发现，虽然加在机械部件上的应力远小于其断裂强度(甚至比屈服强度还低)时，但经多次循环后，此机械部件常常也会骤然断裂。这种金属在循环应力作用下发生断裂的现象就称为疲劳。
疲劳按应力状态可分为弯曲疲劳、扭转疲劳、拉压疲劳及复合疲劳。按环境和接触情况可分为大气疲劳、腐蚀疲劳、热疲劳、接触疲劳。按断裂寿命和应力高低可分为高周疲劳（低应力疲劳，105次以上循环）、低周疲劳（高应力疲劳，102~105次循环之间）。 3.1 金属疲劳断裂过程
尽管疲劳失效的最终结果是部件的突然断裂，但实际上它们是一个逐渐失效的过程，从开始出现裂纹到最后破坏断裂需要经过很长的时间。因此，疲劳断裂的宏观断口一般由三个区域组成，即疲劳裂纹产生区（裂纹源）、裂纹扩展区和最后断裂区。
金属疲劳裂纹大多产生于零件或构件表面的薄弱区。由于材料质量、加工缺陷或结构设计不当等原因，在零件或试件的局部区域造成应力集中，这些区域偏是疲劳裂纹核心产生的策源地。
疲劳裂纹产生后在交变应力作用下，继续扩展长大，每一次的应力循环都会使裂纹扩大，在疲劳裂纹扩展区留下一条条的向心弧线，叫做前沿线或疲劳线，这些弧线形成像“贝壳”一样的花纹，所以又叫做贝壳线或海滩线。
在最后断裂区，由于疲劳裂纹不断扩展，零件或试样的有效断面积逐渐减小，因此应力不断增加，当应力超过材料的断裂强度时，则发生断裂，形成最后断裂区。 3.2 疲劳极限
当应力低于某值时，材料经受无限次循环应力也不发生疲劳断裂，此应力值即为材料的疲劳极限。
对金属疲劳寿命的估算可以有三种方法：应力-寿命法，即S-N法；应变-寿命法，即N法；断裂力学方法。
S-N法主要要求零件有无限寿命或寿命很长，因而应用在零件受较低应力幅的情况下，零件的破断周次很高，一般大于105周次，亦即所谓高周疲劳。一般的机械零件如传动轴、汽车弹簧和齿轮都是属于此种类型。对于这类零件是以S-N曲线获得的疲劳极限为基准，在考虑零件的尺寸影响，表面质量的影响等，加一安全系数，便可确定许用应力。
实验证明，金属材料所受循环应力的最大值max越大，则疲劳断裂前所经历的应力循环周次越低，反之越高。根据循环应力max和应力循环周次N建立S-N曲线。
3.3 疲劳硬化三阶段
Haigh最早根据疲劳过程中的发热现象，将整个疲劳过程分成三个阶段。一般来说当外加应力小于试样的疲劳极限时，开始发热速度很大，随后很快降到一定值。若外加应力大于试样的疲劳极限时，则发热速度随着开始的升高而很快下降到某一定值，然后又逐渐升高，到断裂前，其升高速度便陡增，出现明显的三个阶段。
第一阶段实际上是指开始循环头数千周时的起始硬化阶段，也有称为“热脉冲”的。这种起始硬化，对于确定退火金属在试验的其余期间的状态极为重要；第二阶段中，硬化和发热速度都先降到一较稳定值，随着应力的增加，硬化和发热速度又逐渐增加；第三阶段硬化和发热速度都增加很快，相当于疲劳断裂过程。
总的来讲，疲劳过程所引起的变化，其效果与淬火或辐照的作用很相似，能产生较多的点缺陷、割阶甚至蜷线位错。唯一不同之处在于它们只限于局部地区，尤其在相同负载下，表面对疲劳形变的影响比单向形变的敏感。疲劳硬化一般比单向的也大，与温度的依赖关系密切，热稳定性也较高。 3.4 疲劳过程中组织结构的变化
疲劳与单向拉伸形变静态硬化曲线的特点大致相同，但其组织结构的变化却相差很远。 （1）滑移带的特点
Ewing和Hamphrey最早用退火纯铁作转动弯曲疲劳试验，发现应力在屈服点以下时，经过几千次循环后，试样中少数晶粒内就出现细滑移线。随着循环次数的增多就有更多的滑移线产生，原有滑移线的滑移量也加大。特别是那些新产生的滑移线，多数处在原有滑移线的附近，形成滑核带。带与带间看不到滑移线，故其分布较静拉伸时显得更不均匀。交变应力越大，沿移带就越多，滑移带的长度和深度也越大。 （2）挤出和侵入
挤出和侵入现象已是疲劳形变中的一个普遍现象，不过在纯金属和稳定合金中，其高度较低，约为1-2微米。挤出和侵入的现象与金属层错能的关系也是很特殊的，不像硬化与层错能成正比，而是层错能越低越容易出现挤出和侵入，譬如很多铝合金和铜合金的挤出和侵入都较纯铝和纯铜的明显，这样挤出和侵入的形成机制好像与交滑移无关。实验证明挤出扣侵入的出现可能与第二滑移系统的参与有关。
（3）疲劳后的位错状态
疲劳形变后的位错状态与疲劳应力的关系很大。以铝为例，Segall等人和Snowden的工作指出，一般高应力下的疲劳结果和单向形变的差不多，都为不同形式的位错胞。但低应力下疲劳时，却出现平行﹤112﹥方向的长位错环，位错上割阶密度也较大，以至出现蜷线位错，类似淬火处理。加入合金元素后(譬如A1-3％Mg合金)，更有利于位错偶束的出现。实验指出应变振幅的大小直接关系到疲劳试样中的位错状态，当应变振幅够大时，在1/4循环后就可得到位错胞结构。
3.5 疲劳与蠕变的交互作用 至今我们讨论疲劳或蠕变都是分开来研究的，但在实际情况中，它们往往总是共存的。因此有必要研究疲劳与蠕变的交互作用，可惜有关这方面的系统工作还不多，目前这方面的研究多数采用单向循环应力产生的疲劳蠕变和用颠值应力产生的一般蠕变的方法来进行，并称前者为动态蠕变，后者为静态蠕变。
借用Miner-Robinson指出的累积损伤法则，如累积是线性的，该法则建立在蠕变损伤分数υα和疲劳损伤分数υf之和等于1的假定上，如果累积是非线性的，则应加入交互作用项 ：
aB(af)1/2f1
式中，蠕变损伤分数：ai1Nti
tr疲劳损伤分数：fi1NNi NfΔti——在最大拉伸负载下停留的时间； tr——纯蠕变断裂时间；
Ni——为疲劳蠕变试验断裂的总循环次数； Nf——为纯疲劳断裂的循环次数； B——交互作用系数。
当B＝0时表明无疲劳蠕变交互作用；
当B＞0时为正交互作用，即断裂寿命比线性法则预期的要低； 当B＜0时为负交互作用，即断裂寿命比线性法则预期的要高。
根据试验结果，可以求出交互作用系数B，然后再把试验数据代入上式，便可估算零件的使用寿命。 3.6 影响疲劳的因素
由于至今对金属疲劳的形变机制还不是很清楚，所以我们更应该注意各种因素对疲劳的影响，以弄清它的实质。此外，从应用的角度出发，研究一些因素对疲劳的影响也是完全有必要的。
影响疲劳的因素主要有：疲劳振幅，负荷系统，应力集中，温度，频率，试样大小及形状，试样表面，介质，组织结构。 3.7 热疲劳
热疲劳就其字面上来说，应解释成是由于温度起伏而引起的热应力所产生的疲劳现象。不过就纯金属而言，热疲劳实质上是来自晶体各向异性所导致的热应力的作用，这一点在Boas和Honeycombe早期工作中已得到证实。如果试样本身存在着温度梯度(譬如表面与内部温度差别很大)，当然也能产生很大的热应力以至出现局部范性形变。如果温度变化又足够快，幅度又足够大，很明显表层膨胀产生的热应力超过其断裂强度后也会出现裂纹。
金属对热疲劳的阻力，不但与热传导、比热等热学性质有关，而且还与弹性常数、屈服强度等力学性质以及密度、几何因素等有关。所以一般脆性材料导热性差，热应力又不能得到足够的范性松弛，故热疲劳致裂的危险最大。
