柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件

6.4合金的塑性變形合金化是提高材料強(qiáng)度的重要方法。合金塑性變形的基本方式仍是滑移和孿生。6.4.1固熔體的塑性變形6.4.1.1固熔強(qiáng)化：隨熔質(zhì)原子含量的增加，單相固熔體合金的強(qiáng)度、硬度不斷增加，塑性、韌性不斷下降，這種現(xiàn)象叫固熔強(qiáng)化(solidsolutionstrengthening

)。6.4合金的塑性變形1柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件2柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件3熔質(zhì)原子的加入不但能提高材料的屈服強(qiáng)度σs和應(yīng)力水平，而且能提高加工硬化速度(曲線斜率增大)。影響固熔強(qiáng)化的一般規(guī)律：1熔質(zhì)原子不同，強(qiáng)化效果不同；熔質(zhì)原子濃度越高，強(qiáng)化作用越大，低濃度時(shí)效果更明顯。2熔質(zhì)原子與基體原子的尺寸相差越大，效果越明顯。熔質(zhì)原子的加入不但能提高材料的屈服強(qiáng)度σs和應(yīng)力水平，而且能43形成間隙固熔體的熔質(zhì)元素比形成置換固熔體的熔質(zhì)元素的強(qiáng)化作用更大。4熔質(zhì)原子與基體原子的價(jià)電子數(shù)相差越大，強(qiáng)化作用越大。3形成間隙固熔體的熔質(zhì)元素比形成置換固熔體的熔質(zhì)元素的強(qiáng)化5固熔強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)是熔質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用、電交互作用和化學(xué)交互作用阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，其中彈性交互作用最強(qiáng)。以正刃位錯(cuò)為例：較大的置換型熔質(zhì)原子容易積聚在位錯(cuò)下方，較小的容易積聚在位錯(cuò)上方；而間隙型原子總是積聚在位錯(cuò)下方。固熔強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)是熔質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用、電交互作用和化6柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件7熔質(zhì)原子與位錯(cuò)彈性交互作用的結(jié)果使熔質(zhì)原子積聚在減小晶格畸變的位置，減低了體系能量，使體系更穩(wěn)定，這種結(jié)構(gòu)稱為“柯氏(Cotrell)氣團(tuán)”。柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，因此固熔體合金變形抗力要高于純金屬。熔質(zhì)原子與位錯(cuò)彈性交互作用的結(jié)果使熔質(zhì)原子積聚在減小晶格畸變8Cottrell氣團(tuán)

在刃位錯(cuò)的拉應(yīng)力區(qū)分布著碳原子列，使總彈性應(yīng)變能下降，晶體處于穩(wěn)定狀態(tài)。與此類似，大的溶質(zhì)原子將向拉應(yīng)力區(qū)“凝聚”，小的溶質(zhì)原子傾向于壓應(yīng)力區(qū)“凝聚”，形成飽和柯氏氣團(tuán)。Cottrell氣團(tuán)9Cottrell氣團(tuán)

當(dāng)具有柯氏氣團(tuán)的位錯(cuò)在外力作用下，欲離開溶質(zhì)原子時(shí)，勢必升高應(yīng)變能。這相當(dāng)溶質(zhì)原子對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，阻礙了位錯(cuò)的移動(dòng)，是固溶強(qiáng)化的重要原因。

位錯(cuò)的移動(dòng)速度小于溶質(zhì)遷移速度，位錯(cuò)將拖著氣團(tuán)一起運(yùn)動(dòng)；位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速度大于溶質(zhì)遷移速度時(shí)，將掙脫氣團(tuán)而獨(dú)立運(yùn)動(dòng)。

無論是哪種情況，均使位錯(cuò)移動(dòng)阻力增大，使金屬強(qiáng)度增高。Cottrell氣團(tuán)106.4.1.2屈服和應(yīng)變時(shí)效：圖示為低碳鋼的典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線，具有明顯的屈服點(diǎn)。試樣在上屈服點(diǎn)發(fā)生明顯塑性變形，應(yīng)力突然下降到下屈服點(diǎn)。然后發(fā)生連續(xù)變形，形成具有微小波動(dòng)的屈服平臺(tái)。曲線后半部分與延性材料的拉伸曲線相同。6.4.1.2屈服和應(yīng)11在延伸階段，試樣的應(yīng)變是不均勻的。開始變形時(shí)會(huì)在樣品表面出現(xiàn)與拉伸軸呈45o交角的應(yīng)變痕，稱為呂德斯(Lüders)帶，應(yīng)力同時(shí)下降到下屈服點(diǎn)。屈服延伸階段，呂德斯帶沿拉伸方向展開。如果有多個(gè)呂德斯帶出現(xiàn)，則會(huì)有應(yīng)力波動(dòng)。當(dāng)屈服擴(kuò)展到整個(gè)試樣時(shí)，屈服延伸即告結(jié)束。在延伸階段，試樣的應(yīng)變是不均勻的。開始變形時(shí)會(huì)在樣品表面出現(xiàn)12柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件13將試樣拉伸到有輕微塑性變形后撤去載荷，稱為預(yù)塑性變形。預(yù)塑性變形后立即加載拉伸，則拉伸曲線沒有屈服點(diǎn)；若放置較長時(shí)間或200oC短時(shí)加熱后再拉伸，則屈服點(diǎn)又重新出現(xiàn)，且屈服應(yīng)力有所提高。此現(xiàn)象稱為應(yīng)變時(shí)效。將試樣拉伸到有輕微塑性變形后撤去載荷，稱為預(yù)塑性變形。預(yù)塑性14屈服點(diǎn)的出現(xiàn)與金屬中存在的微量熔質(zhì)有關(guān)。熔質(zhì)原子在位錯(cuò)處形成的柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，會(huì)導(dǎo)致屈服極限σs提高(上屈服點(diǎn))，而位錯(cuò)一旦掙脫氣團(tuán)的釘扎，便可以在較小的應(yīng)力下繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，較小應(yīng)力對(duì)應(yīng)于拉伸曲線的下曲服點(diǎn)。已經(jīng)屈服的試樣卸載后立即加載拉伸，由于位錯(cuò)已脫離氣團(tuán)釘扎，故不在出現(xiàn)上屈服點(diǎn)。卸載后放置較長時(shí)間或短時(shí)加熱，熔質(zhì)原子又通過擴(kuò)散重新在位錯(cuò)處形成柯氏氣團(tuán)，屈服點(diǎn)又重新出現(xiàn)。屈服點(diǎn)的出現(xiàn)與金屬中存在的微量熔質(zhì)有關(guān)。熔質(zhì)原子在位錯(cuò)處形成15屈服點(diǎn)的出現(xiàn)還與位錯(cuò)增殖有關(guān)。晶體塑性變形會(huì)引發(fā)大量的位錯(cuò)增殖，如F-R源和雙交滑移等，位錯(cuò)大量增殖后，晶體內(nèi)能增大，在維持一定的應(yīng)變速率時(shí)，所需要的流變應(yīng)力flowstress(維持均勻塑性變形所需的外力)相應(yīng)減小，因此出現(xiàn)下屈服點(diǎn)。屈服現(xiàn)象會(huì)使金屬在冷沖壓成型時(shí)出現(xiàn)呂德斯帶，造成工件表面粗糙不平。為此可利用應(yīng)變時(shí)效原理，在沖壓前作一次微量冷沖，或向材料中加入適量的、能與間隙原子形成化合物的元素，有利于減少柯氏氣團(tuán)，消除屈服點(diǎn)。屈服點(diǎn)的出現(xiàn)還與位錯(cuò)增殖有關(guān)。晶體塑性變形會(huì)引發(fā)大量的位錯(cuò)增166.4.2多相合金的塑性變形：單相合金可借固熔強(qiáng)化提高強(qiáng)度，但提高程度有限。通常使用的金屬材料大多是兩相或多相合金。兩相合金的第二相可通過相變熱處理(沉淀強(qiáng)化precipitationstrength

，時(shí)效強(qiáng)化ageingstrengthening)或粉末冶金方法(彌散強(qiáng)化dispersionstrengthening)獲得。第二相粒子尺寸與基體晶粒相當(dāng)?shù)姆Q為聚合型合金；第二相很細(xì)且彌散分布于基體中的稱彌散型合金。6.4.2多相合金的塑性變形：單相合金可借固熔強(qiáng)化提高強(qiáng)度176.4.2.1聚合型兩相合金的變形：如果兩相都具有較好塑性，則合金變形阻力取決于兩相的體積分?jǐn)?shù)?？砂吹葢?yīng)變理論或等應(yīng)力理論計(jì)算的平均流變應(yīng)力或平均應(yīng)變。等應(yīng)變理論假定塑性變形過程中兩相應(yīng)變相等，合金產(chǎn)生一定應(yīng)變的流變應(yīng)力為：

σ=φ1σ1+φ2σ2(6-9)式中φ1和φ2為兩相的體積分?jǐn)?shù)。當(dāng)?shù)诙嗔髯儜?yīng)力高于基相(σ2=σ1+Δσ)時(shí),σ=φ1σ1+φ2(σ1+Δσ)

=σ1+φ2Δσ,材料得以強(qiáng)化。6.4.2.1聚合型兩相合金的變形：如果兩相都具有較好塑性18等應(yīng)力理論假定兩相所受的流變應(yīng)力相等，平均應(yīng)變?yōu)椋?/p>

ε=ε1φ1+ε2φ2

當(dāng)?shù)诙嗟膽?yīng)變小于基相應(yīng)變(ε2=ε1φ-Δε)時(shí)，ε=ε1φ1+(ε1φ-Δε)=ε1-Δε,材料得以強(qiáng)化。如果第二相為硬脆相，則合金性能除與兩相相對(duì)含量有關(guān)外，很大程度上取決于硬脆相的形狀與分布。等應(yīng)力理論假定兩相所受的流變應(yīng)力相等，平均應(yīng)變?yōu)椋?91如果硬脆相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于基相晶界上，則基相受限不能變形，應(yīng)力過大即沿晶界斷裂。塑性變差，甚至強(qiáng)度也隨之下降。2如果硬脆相成片狀分布于基相，因變形主要集中在基相，而位錯(cuò)受片層厚度限制，移動(dòng)距離很短，繼續(xù)變形阻力加大，強(qiáng)度得以提高。片層越薄，強(qiáng)度越高；變形越均勻，塑性也越好，類似于細(xì)晶強(qiáng)化。1如果硬脆相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于基相晶界上，則基相受限不能變形203如果硬脆相呈較粗顆粒分布于基相，則因基體連續(xù)，硬脆相顆粒對(duì)基體變形的影響大大減弱，強(qiáng)度下降，塑性、韌性得以提高。3如果硬脆相呈較粗顆粒分布于基相，則因基體連續(xù)，硬脆相顆粒216.4.2.2彌散型兩相合金的塑性變形：當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小顆粒彌散分布于基相時(shí)，將產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。1不變形微粒的強(qiáng)化作用：當(dāng)移動(dòng)的位錯(cuò)與微粒相遇時(shí)，將因奧羅萬(Orowan,位錯(cuò)繞過)機(jī)制而產(chǎn)生位錯(cuò)增殖。6.4.2.2彌散型兩相合金的塑性變形：當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小顆粒22位錯(cuò)繞過時(shí)，既要克服第二相粒子的阻礙作用，又要克服位錯(cuò)環(huán)對(duì)位錯(cuò)源的反向應(yīng)力，而且每一個(gè)位錯(cuò)繞過后都要增加一個(gè)位錯(cuò)環(huán)。因此繼續(xù)變形必須增大外應(yīng)力，從而使流變應(yīng)力迅速提高。此圖為α黃銅中繞Al2O3粒子的位錯(cuò)環(huán)的透射電鏡像。位錯(cuò)繞過時(shí)，既要克服第二相粒子的阻礙作用，又要克服位錯(cuò)環(huán)對(duì)位23位錯(cuò)繞過間距為λ的第二相微粒所需要的切應(yīng)力為：

τ=Gb/λ(6-10)式中G為切變彈性模量；b為柏氏矢量?？梢钥闯觯哼@種強(qiáng)化作用與第二相粒子的間距成反比。λ越小，強(qiáng)化效果越好。因此，減小粒子尺寸(增大粒子數(shù))或提高粒子體積分?jǐn)?shù)(減小粒子間距)，都能使合金的強(qiáng)度提高。位錯(cuò)繞過間距為λ的第二相微粒所需要的切應(yīng)力為：242可變形微粒的強(qiáng)化作用：第二相為可變形微粒時(shí)，位錯(cuò)將切過粒子使其與基相一起變形。在此情況下，強(qiáng)化作用取決于粒子本身的性質(zhì)和與基相的聯(lián)系，主要作用有：1)由于粒子結(jié)構(gòu)與基相不同，當(dāng)位錯(cuò)切過粒子時(shí)，必然造成滑移面上原子錯(cuò)排，需要補(bǔ)充錯(cuò)排能。2)如果粒子是有序相，則位錯(cuò)切過粒子時(shí)，會(huì)產(chǎn)生反向疇界，需要反向疇界能。2可變形微粒的強(qiáng)化作用：第二相為可變形微粒時(shí)，位錯(cuò)將切過粒253)每個(gè)位錯(cuò)切過粒子時(shí)，使其生成寬為b的臺(tái)階，需要增加表面能。4)粒子周圍的彈性力場與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用，產(chǎn)生運(yùn)動(dòng)阻力。5)粒子的彈性模量與基相不同，引起位錯(cuò)能量與線張力變化。上述因素的綜合作用使合金強(qiáng)度得以提高。此外，加大粒子尺寸和增加體積分?jǐn)?shù)也有利于提高強(qiáng)度。3)每個(gè)位錯(cuò)切過粒子時(shí)，使其生成寬為b的臺(tái)階，需要增加表面26在Ni-Cr-Al合金中位錯(cuò)切過Ni3Al粒子的透射電鏡像在Ni-Cr-Al合金中位錯(cuò)切過Ni3Al粒子的透射電鏡像276.5冷變形金屬的組織與性能6.5.1顯微組織的變化：塑性變形后的晶粒呈扁平或纖維狀。變形過程中，位錯(cuò)在應(yīng)力作用下增殖運(yùn)動(dòng)。隨變形量增加，位錯(cuò)密度大量增加且呈不均勻分布，組織內(nèi)形成許多位錯(cuò)包，包壁上有大量位錯(cuò)，包內(nèi)位錯(cuò)密度較低，也稱為變形亞結(jié)構(gòu)或變形亞晶。位錯(cuò)包也隨變形量增大而伸長，數(shù)量增多，尺寸減小。6.5冷變形金屬的組織與性能28柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件296.5.2變形織構(gòu)：隨變形度的增加，多晶材料中的晶粒會(huì)趨于一致，形成擇優(yōu)取向，也稱變形織構(gòu)。最主要的織構(gòu)有兩種：1絲織構(gòu)：拉拔時(shí)形成。特征是各晶粒同一指數(shù)的晶向與拉力軸平行或接近平行，用與軸線平行的晶向<uvw>表示。2板織構(gòu)：軋制時(shí)形成。各晶粒的某一同指數(shù)晶面平行于軋制平面(垂直于壓力軸向)，而某一同指數(shù)晶向平行于滾軋方向。用{hkl}<uvw>表示。6.5.2變形織構(gòu)：隨變形度的增加，多晶材料中的晶粒會(huì)趨于30柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件31柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件32織構(gòu)會(huì)造成材料各向異性，而且退火也不能完全消除。用有織構(gòu)的板材冷沖工件時(shí)，會(huì)因板材的各向異性造成工件邊沿不齊，壁厚不均。這種現(xiàn)象稱為“制耳”。硅鋼片是利用織構(gòu)的一個(gè)典范。冷碾軋后的硅鋼片沿晶粒<100>晶向(碾壓方向)的磁化率μm最高。盡可能地使鐵芯中的磁力線與晶粒的<100>取向相同，可節(jié)省材料和降低鐵損?？棙?gòu)會(huì)造成材料各向異性，而且退火也不能完全消除。336.5.3殘留應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變金屬塑性變形時(shí)，外力所做的功除轉(zhuǎn)化為熱外，還有10%的變形功以殘留應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變的形式保留于金屬內(nèi)，稱為儲(chǔ)存能。6.5.3.1殘留應(yīng)力：也叫內(nèi)應(yīng)力，由物體變形不均勻而產(chǎn)生。根據(jù)變形區(qū)域大小分為宏觀應(yīng)力和微觀應(yīng)力兩種。6.5.3殘留應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變341宏觀應(yīng)力：塑性變形時(shí)，工件各部分變形不均勻而產(chǎn)生宏觀應(yīng)力。如將一根直棒彎曲后，拉伸的部分殘留壓應(yīng)力，壓縮的部分殘留拉應(yīng)力；金屬拉絲后，外層殘留拉應(yīng)力，內(nèi)層殘留壓應(yīng)力。殘留拉應(yīng)力會(huì)降低材料強(qiáng)度，而殘留壓應(yīng)力可顯著提高材料的抗疲勞強(qiáng)度。因此常用滾壓強(qiáng)化或噴丸強(qiáng)化來使工件表面形成壓應(yīng)力，提高其抗疲勞強(qiáng)度。1宏觀應(yīng)力：塑性變形時(shí)，工件各部分變形不均勻而產(chǎn)生宏觀應(yīng)力35柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件362微觀應(yīng)力：由塑性變形時(shí)晶?；騺喚Яｉg或其內(nèi)部的變形不均勻造成。微觀應(yīng)力過大可造成顯微裂紋并導(dǎo)致工件破壞。6.5.3.2點(diǎn)陣畸變：金屬或合金塑性變形后，位錯(cuò)、空位等缺陷大增，使點(diǎn)陣中的一部分原子偏離平衡位置，造成點(diǎn)陣畸變。80~90%的儲(chǔ)存能消耗于點(diǎn)陣畸變。點(diǎn)陣畸變能使金屬處于熱力學(xué)不穩(wěn)狀態(tài)，是金屬回復(fù)和再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力。2微觀應(yīng)力：由塑性變形時(shí)晶?；騺喚Яｉg或其內(nèi)部的變形不均勻376.5.4塑性變形對(duì)性能的影響6.5.4.1應(yīng)變硬化：也稱加工硬化。指塑性變形時(shí)，隨內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)變化，金屬的強(qiáng)度、硬度上升，塑性、韌性下降的現(xiàn)象。加工硬化是強(qiáng)化金屬的重要方法，固態(tài)無相變材料不能用熱處理強(qiáng)化，便可用冷軋之類的應(yīng)變強(qiáng)化工藝提高強(qiáng)度。6.5.4塑性變形對(duì)性能的影響38柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件39加工硬化過程是一個(gè)應(yīng)力和應(yīng)變均勻分布的過程，結(jié)果使塑性變形能均勻分布于整個(gè)工件。但是，變形抗力也會(huì)不斷加大，增加動(dòng)力及設(shè)備消耗。而且，隨冷變形量的增加，材料屈服強(qiáng)度往往比抗拉強(qiáng)度增加更快，導(dǎo)致兩者的差值減小，塑性變形階段縮短，材料超載容易斷裂。因此深度冷加工必須嚴(yán)格控制載荷，或者增加中間退火工序。加工硬化過程是一個(gè)應(yīng)力和應(yīng)變均勻分布的過程，結(jié)果使塑性變形能40圖6-48是金屬單晶體的典型加工硬化曲線?？煞譃槿齻€(gè)階段：1當(dāng)ττc時(shí)開始進(jìn)入塑性變形的初始階段，此階段曲線接近于直線，斜率(稱為加工硬化速率)θ1=dτ/dγ或θ=dσ/dε很小，約10~4G(切變模量)，稱為易滑移階段。圖6-48是金屬單晶體的典412應(yīng)力急劇增加，θ2在G/100~G/300之間，幾乎為一恒定值，稱為線性硬化階段。3加工硬化速率隨應(yīng)變?cè)黾佣粩嘞陆?，曲線呈拋物線狀，稱為拋物線硬化階段。第一階段應(yīng)力較低，只有一組取向有利的滑移系開動(dòng)，所以滑移位錯(cuò)很少受到其他位錯(cuò)干擾，可以移動(dòng)很長距離并可能達(dá)到表面，因此晶體可以產(chǎn)生較大應(yīng)變，加工硬化率也低。2應(yīng)力急劇增加，θ2在G/100~G/300之間，幾乎為一42第二階段發(fā)生了多滑移，位錯(cuò)之間相互作用，產(chǎn)生大量位錯(cuò)纏結(jié)或位錯(cuò)塞積，使位錯(cuò)難以進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，造成應(yīng)力急劇上升，加工硬化速率提高。第三階段，在足夠高的應(yīng)力下，螺位錯(cuò)可以通過交滑移繞過障礙，異號(hào)位錯(cuò)還可以相互抵消，降低位錯(cuò)密度，加工硬化趨勢減緩。第二階段發(fā)生了多滑移，位錯(cuò)之間相互作用，產(chǎn)生大量位錯(cuò)纏結(jié)或位43金屬的流變應(yīng)力與位錯(cuò)密度ρ的關(guān)系為：σb=αGbρ(6-11)式中α為常數(shù)，在0.1~1.0之間；G為切變模量；實(shí)際的晶體加工硬化曲線因晶體結(jié)構(gòu)類型、晶體位向、雜質(zhì)含量及實(shí)驗(yàn)溫度不同而有所變化。面心立方有明顯的三階段加工特征；密排六方的滑移系少，位錯(cuò)交割機(jī)會(huì)少，因此1階段很長而二階段未充分發(fā)展就發(fā)生試樣斷裂；高純體心立方的曲線與面心立方相似，但如果有微量雜質(zhì)就可產(chǎn)生屈服現(xiàn)象使曲線變化。金屬的流變應(yīng)力與位錯(cuò)密度ρ的關(guān)系為：σb=αGbρ44柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件45對(duì)多晶體材料而言，因變形中晶界的阻礙和晶粒之間的協(xié)調(diào)配合要求，各晶粒不可能有共同的單一滑移系開動(dòng)，而只能是多組滑移系同時(shí)開動(dòng)。因此多晶材料的加工硬化曲線沒有單晶體硬化曲線的第一階段，而且加工硬化曲線通常更陡，加工硬化速率更高，晶粒越細(xì)，硬化效果越明顯。對(duì)多晶體材料而言，因變形中晶界的阻礙和晶粒之間的協(xié)調(diào)配合要求46柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件476.5.4.2其他物理、化學(xué)性能的變化：除力學(xué)性能外，凡與結(jié)構(gòu)相關(guān)的物理、化學(xué)性能也都隨變形發(fā)生比較明顯的變化。如導(dǎo)磁率、導(dǎo)電率和溫度系數(shù)都有一定程度的下降。由于塑性變形增加了結(jié)構(gòu)缺陷，金屬自由能升高，有助于金屬中的擴(kuò)散過程，使其化學(xué)活性增加，腐蝕速度加快。6.5.4.2其他物理、化學(xué)性能的變化：除力學(xué)性能外，凡與486.6聚合物的變形聚合物由大分子鏈構(gòu)成，一般都具有柔性，變形時(shí)除了整個(gè)分子的相對(duì)運(yùn)動(dòng)外，還可以實(shí)現(xiàn)分子不同鏈段之間的相對(duì)運(yùn)動(dòng)。這種運(yùn)動(dòng)強(qiáng)烈依賴于溫度和時(shí)間，具有明顯的松弛特性。*三個(gè)應(yīng)力指標(biāo)：σL：比例極限proportionallimit；σy：屈服強(qiáng)度yieldstrength；σb：斷裂強(qiáng)度breakingstrength。注意與金屬材料相關(guān)參數(shù)的區(qū)別。6.6聚合物的變形496.6.1熱塑性聚合物的變形6.6.1.1熱塑性聚合物的應(yīng)力-應(yīng)變曲線：圖6-51為熱塑性聚合物的典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

σ<

σL時(shí)，主要由鍵長和鍵角變化引起彈性變形；σL<σ<σy時(shí)，鏈段發(fā)生可恢復(fù)變形；同時(shí)曲線偏離線性關(guān)系；σ>σy時(shí)，聚合物屈服軟化，隨后出現(xiàn)應(yīng)力平臺(tái)，最后因應(yīng)變強(qiáng)化導(dǎo)材料斷裂。6.6.1熱塑性聚合物的變形50由于聚合物具有粘彈性，應(yīng)力-應(yīng)變行為受溫度、應(yīng)變速率的影響很大。如有機(jī)玻璃在4oC時(shí)為典型的硬脆材料，而在60oC時(shí)變?yōu)榈湫偷膭偠g的材料了。一般的說，熱塑性材料在玻璃化溫度Tg以下只發(fā)生彈性變形，而在Tg以上產(chǎn)生粘性流動(dòng)。應(yīng)變速率過大會(huì)使聚合物自身升溫。對(duì)應(yīng)力-應(yīng)變行為的影響相當(dāng)于改變溫度。由于聚合物具有粘彈性，應(yīng)力-應(yīng)變行為受溫度、應(yīng)變速率的影響很51*應(yīng)變速率又稱剪切速率或者速度梯度。該值對(duì)聚合物的變形過程影響甚大。應(yīng)變速率過大將使物體過熱，導(dǎo)致聚合物降解或產(chǎn)生材料破裂等弊病。應(yīng)變速率分布不均勻會(huì)使材料各處分子產(chǎn)生不同程度的取向差異，因而收縮率不同，導(dǎo)致制品翹曲。*應(yīng)變速率又稱剪切速率或者速度梯度。該值對(duì)聚合物的變形過程影52柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件536.6.1.2屈服與冷拉：聚合物與金屬材料相比有以下特點(diǎn)：1聚合物的模量和強(qiáng)度比金屬材料低得多，屈服應(yīng)變和斷裂伸長比金屬高得多；2聚合物屈服以后會(huì)出現(xiàn)應(yīng)變軟化；3聚合物的屈服應(yīng)力強(qiáng)烈依賴于溫度和應(yīng)變速率。6.6.1.2屈服與冷拉：54聚合物塑性變形的本質(zhì)與金屬也不相同。在脆韌轉(zhuǎn)化點(diǎn)Tb與Tg溫度之間，玻璃態(tài)高聚物拉伸初始階段，試樣工作段被均勻拉伸，到達(dá)屈服點(diǎn)時(shí)，出現(xiàn)縮頸。然后試樣整個(gè)工作段被均勻拉細(xì)，然后才發(fā)生斷裂。聚合物塑性變形55如果試樣在被拉斷前卸載，或者被拉斷而自動(dòng)卸載，則大部分變形將保留下來，這種拉伸過程叫冷拉。玻璃態(tài)聚合物冷拉后殘留的變形被加熱到玻璃化溫度Tg以上基本上能完全恢復(fù)，這說明冷拉變形是高彈性的，這種在外力作用下被迫產(chǎn)生的高彈性稱為強(qiáng)迫高彈性。原因是原本被固定了的大分子鏈段在外力作用下發(fā)生了高度的取向運(yùn)動(dòng)而形成大變形。如果試樣在被拉斷前卸載，或者被拉斷而自動(dòng)卸載，則大部分變形將56柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件57結(jié)晶性高聚物的冷拉變形往往要升溫到熔點(diǎn)Tm以上才能恢復(fù)。這是因?yàn)榻Y(jié)晶性聚合物的冷拉過程伴隨有晶粒的取向、破裂和再結(jié)晶等過程。晶粒取向?qū)е碌挠不箍s頸能沿試樣擴(kuò)展而不斷裂。取向改變的晶粒在熔點(diǎn)Tm以下是穩(wěn)定的。聚合物冷拉縮頸過程的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線見圖6-54。冷拉變形是制備高模量和高強(qiáng)度纖維的重要工藝。結(jié)晶性高聚物的冷拉變形往往要升溫到熔點(diǎn)Tm以上才能恢復(fù)。這是58柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件596.6.1.3剪切帶與銀紋：聚合物屈服時(shí)的塑性變形是以剪切滑移的方式進(jìn)行的，當(dāng)滑移發(fā)生在一小范圍內(nèi)時(shí)則形成剪切帶。圖示為聚對(duì)苯二甲酸乙二脂試樣中的剪切帶，帶內(nèi)的分子鏈取向高度平行。剪切帶通常形成于材料的缺陷或裂縫等應(yīng)力集中區(qū)域。孿生和馬氏體轉(zhuǎn)變Martensitictransformation

也可形成剪切帶。6.6.1.3剪切帶與銀紋：聚合物屈服時(shí)的塑性變形是以剪切60某些玻璃態(tài)聚合物在拉伸時(shí)會(huì)在表面產(chǎn)生與拉伸軸垂直的微細(xì)凹槽，其成因是材料在張應(yīng)力的作用下局部屈服變形，類似于縮頸過程。因它能反射光線而顯得銀光閃閃，故稱之為銀紋。銀紋不同于裂紋，裂紋的兩個(gè)張開面之間是空的，而銀紋是由高度取向的纖維束和空穴組成，仍有一定的強(qiáng)度。某些玻璃態(tài)聚合物61柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件626.6.2熱固性塑料的變形：熱固性塑料為三維網(wǎng)格結(jié)構(gòu)，分子移動(dòng)困難，拉伸時(shí)顯示出脆性金屬或陶瓷一樣的變形特性，但在壓縮時(shí)卻可以發(fā)生大量的塑性變形。環(huán)氧樹脂為一種強(qiáng)交聯(lián)聚合物，其Tg為100oC，在室溫下呈剛硬的玻璃態(tài)，但在壓縮時(shí)容易剪切屈服并出現(xiàn)應(yīng)變軟化。剪切屈服的過程是均勻的，試樣不出現(xiàn)任何局部變形現(xiàn)象。6.6.2熱固性塑料的變形：熱固性塑料為三維網(wǎng)格結(jié)構(gòu)，分子63柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件646.7陶瓷材料的塑性變形陶瓷的強(qiáng)度高、重量輕、耐高溫、耐磨損、耐腐蝕，用途極廣。但塑性和韌性都差，限制了其應(yīng)用范圍。6.7.1陶瓷晶體的塑性變形：陶瓷晶體通常為共價(jià)鍵或離子鍵結(jié)構(gòu)，在室溫下一般都沒有塑性，彈性變形階段結(jié)束后立即發(fā)生脆性斷裂。6.7陶瓷材料的塑性變形65與金屬材料相比，陶瓷晶體有以下特點(diǎn)：1彈性模量比金屬大得多，常高出幾倍。2陶瓷晶體的彈性模量不僅與鍵結(jié)構(gòu)有關(guān)，而且與相結(jié)構(gòu)及其分布，以及氣孔率相關(guān)，而金屬材料的彈性模量對(duì)組織不敏感。3陶瓷的抗壓強(qiáng)度高于抗拉強(qiáng)度越一個(gè)數(shù)量級(jí)，而金屬的兩者相當(dāng)，這是由于陶瓷中存在裂紋的緣故。與金屬材料相比，陶瓷晶體有以下特點(diǎn)：664陶瓷的實(shí)際斷裂強(qiáng)度低于理論強(qiáng)度約1~3個(gè)數(shù)量級(jí)，其原因是生產(chǎn)工藝缺陷導(dǎo)致的微裂紋引起應(yīng)力集中。5與金屬材料相比，陶瓷晶體具有良好的高溫抗蠕變性能，而且在高溫下也有一定塑性。4陶瓷的實(shí)際斷裂強(qiáng)度低于理論強(qiáng)度約1~3個(gè)數(shù)量級(jí)，其原因是67*蠕變creep

固體材料在保持應(yīng)力(小于彈性極限)不變的情況下，應(yīng)變隨時(shí)間緩慢增長的現(xiàn)象。金屬、高分子材料和巖石等在一定條件下都具有蠕變性質(zhì)。*蠕變creep

固體材料在保持應(yīng)力(小于彈性極限)不變68*美國華盛頓州的塔科馬(Tacoma)大橋，是蠕變?yōu)碾y性后果的經(jīng)典例子。該橋主跨長853.4m，全長1810.56m，橋?qū)?1.9m，而梁高僅1.3m。位居世界第三。1940年7月1日建成通車?；靵y的氣流使它經(jīng)常發(fā)生扭曲運(yùn)動(dòng)，因而被稱做“舞動(dòng)的格蒂”(GallopingGertie)。到1940年11月7日7時(shí)，狂風(fēng)襲擊了這座搖擺不定的大橋，這種古怪的扭曲越來越嚴(yán)重，11點(diǎn)10分鋼纜斷裂，大橋自我毀滅了。

*美國華盛頓州的塔科馬(Tacoma)大橋，是蠕變?yōu)碾y性后果696.7.2非晶體陶瓷的變形：玻璃的變形表現(xiàn)為各向同性的黏滯性流動(dòng)。分子鏈等原子團(tuán)在應(yīng)力作用下相對(duì)運(yùn)動(dòng)引起變形，原子團(tuán)之間的相互作用表現(xiàn)為變形阻力，或叫流阻力。流阻力與玻璃的黏度η有關(guān)，而η與溫度相關(guān)：

η=η0exp(＋Qη/RT)(7-12)式中Qη為粘滯變形激活能；η0為常數(shù)。6.7.2非晶體陶瓷的變形：玻璃的變形表現(xiàn)為各向同性的黏滯70Qη前加“＋”是強(qiáng)調(diào)隨溫度上升，η總是減小的。溫度和成分對(duì)玻璃黏度的影響見圖示。改變玻璃組分，如加入Na2O等變質(zhì)劑可以打破SiO2的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，使原子團(tuán)容易運(yùn)動(dòng)，能降低玻璃的黏度。Qη前加“＋”是強(qiáng)調(diào)隨溫度上升，η總是減小的。溫度和成分71玻璃的韌化：將玻璃加熱到退火溫度，然后快冷，當(dāng)玻璃表面收縮變硬而內(nèi)部仍然可流動(dòng)時(shí)，將玻璃小幅度變形使表面拉應(yīng)力松弛；當(dāng)玻璃內(nèi)部完全冷卻而收縮時(shí)，會(huì)在表層產(chǎn)生殘余壓應(yīng)力。殘余壓應(yīng)力使表面微裂紋不易萌生和擴(kuò)展，玻璃便不易破裂了。玻璃的韌化：將玻璃加熱到退火溫度，然后快冷，當(dāng)玻璃表面收縮變72*習(xí)題8:為什么高聚物在冷拉過程中細(xì)頸截面積保持基本不變?將已冷拉的非晶態(tài)高聚物加熱到玻璃化轉(zhuǎn)變溫度之上,冷拉中產(chǎn)生的形變能否恢復(fù)?解:縮頸過程對(duì)應(yīng)于無規(guī)取向的分子鏈向拉伸方向取直的過程;拉長的過程對(duì)應(yīng)于取向一致的分子鏈范圍擴(kuò)大的過程,此過程中截面積基本不變,直至斷裂.將已冷拉的非晶態(tài)高聚物加熱到玻璃化溫度之上時(shí),高度的取向分子鏈的恢復(fù)原有構(gòu)形,形變能基本恢復(fù).如果發(fā)生了分子鏈相對(duì)滑移，則形變不能恢復(fù).*習(xí)題8:為什么高聚物在冷拉過程中細(xì)頸截面積保持基本不變?736.4合金的塑性變形合金化是提高材料強(qiáng)度的重要方法。合金塑性變形的基本方式仍是滑移和孿生。6.4.1固熔體的塑性變形6.4.1.1固熔強(qiáng)化：隨熔質(zhì)原子含量的增加，單相固熔體合金的強(qiáng)度、硬度不斷增加，塑性、韌性不斷下降，這種現(xiàn)象叫固熔強(qiáng)化(solidsolutionstrengthening

)。6.4合金的塑性變形74柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件75柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件76熔質(zhì)原子的加入不但能提高材料的屈服強(qiáng)度σs和應(yīng)力水平，而且能提高加工硬化速度(曲線斜率增大)。影響固熔強(qiáng)化的一般規(guī)律：1熔質(zhì)原子不同，強(qiáng)化效果不同；熔質(zhì)原子濃度越高，強(qiáng)化作用越大，低濃度時(shí)效果更明顯。2熔質(zhì)原子與基體原子的尺寸相差越大，效果越明顯。熔質(zhì)原子的加入不但能提高材料的屈服強(qiáng)度σs和應(yīng)力水平，而且能773形成間隙固熔體的熔質(zhì)元素比形成置換固熔體的熔質(zhì)元素的強(qiáng)化作用更大。4熔質(zhì)原子與基體原子的價(jià)電子數(shù)相差越大，強(qiáng)化作用越大。3形成間隙固熔體的熔質(zhì)元素比形成置換固熔體的熔質(zhì)元素的強(qiáng)化78固熔強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)是熔質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用、電交互作用和化學(xué)交互作用阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，其中彈性交互作用最強(qiáng)。以正刃位錯(cuò)為例：較大的置換型熔質(zhì)原子容易積聚在位錯(cuò)下方，較小的容易積聚在位錯(cuò)上方；而間隙型原子總是積聚在位錯(cuò)下方。固熔強(qiáng)化的實(shí)質(zhì)是熔質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用、電交互作用和化79柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件80熔質(zhì)原子與位錯(cuò)彈性交互作用的結(jié)果使熔質(zhì)原子積聚在減小晶格畸變的位置，減低了體系能量，使體系更穩(wěn)定，這種結(jié)構(gòu)稱為“柯氏(Cotrell)氣團(tuán)”?？率蠚鈭F(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，因此固熔體合金變形抗力要高于純金屬。熔質(zhì)原子與位錯(cuò)彈性交互作用的結(jié)果使熔質(zhì)原子積聚在減小晶格畸變81Cottrell氣團(tuán)

在刃位錯(cuò)的拉應(yīng)力區(qū)分布著碳原子列，使總彈性應(yīng)變能下降，晶體處于穩(wěn)定狀態(tài)。與此類似，大的溶質(zhì)原子將向拉應(yīng)力區(qū)“凝聚”，小的溶質(zhì)原子傾向于壓應(yīng)力區(qū)“凝聚”，形成飽和柯氏氣團(tuán)。Cottrell氣團(tuán)82Cottrell氣團(tuán)

當(dāng)具有柯氏氣團(tuán)的位錯(cuò)在外力作用下，欲離開溶質(zhì)原子時(shí)，勢必升高應(yīng)變能。這相當(dāng)溶質(zhì)原子對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，阻礙了位錯(cuò)的移動(dòng)，是固溶強(qiáng)化的重要原因。

位錯(cuò)的移動(dòng)速度小于溶質(zhì)遷移速度，位錯(cuò)將拖著氣團(tuán)一起運(yùn)動(dòng)；位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)速度大于溶質(zhì)遷移速度時(shí)，將掙脫氣團(tuán)而獨(dú)立運(yùn)動(dòng)。

無論是哪種情況，均使位錯(cuò)移動(dòng)阻力增大，使金屬強(qiáng)度增高。Cottrell氣團(tuán)836.4.1.2屈服和應(yīng)變時(shí)效：圖示為低碳鋼的典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線，具有明顯的屈服點(diǎn)。試樣在上屈服點(diǎn)發(fā)生明顯塑性變形，應(yīng)力突然下降到下屈服點(diǎn)。然后發(fā)生連續(xù)變形，形成具有微小波動(dòng)的屈服平臺(tái)。曲線后半部分與延性材料的拉伸曲線相同。6.4.1.2屈服和應(yīng)84在延伸階段，試樣的應(yīng)變是不均勻的。開始變形時(shí)會(huì)在樣品表面出現(xiàn)與拉伸軸呈45o交角的應(yīng)變痕，稱為呂德斯(Lüders)帶，應(yīng)力同時(shí)下降到下屈服點(diǎn)。屈服延伸階段，呂德斯帶沿拉伸方向展開。如果有多個(gè)呂德斯帶出現(xiàn)，則會(huì)有應(yīng)力波動(dòng)。當(dāng)屈服擴(kuò)展到整個(gè)試樣時(shí)，屈服延伸即告結(jié)束。在延伸階段，試樣的應(yīng)變是不均勻的。開始變形時(shí)會(huì)在樣品表面出現(xiàn)85柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件86將試樣拉伸到有輕微塑性變形后撤去載荷，稱為預(yù)塑性變形。預(yù)塑性變形后立即加載拉伸，則拉伸曲線沒有屈服點(diǎn)；若放置較長時(shí)間或200oC短時(shí)加熱后再拉伸，則屈服點(diǎn)又重新出現(xiàn)，且屈服應(yīng)力有所提高。此現(xiàn)象稱為應(yīng)變時(shí)效。將試樣拉伸到有輕微塑性變形后撤去載荷，稱為預(yù)塑性變形。預(yù)塑性87屈服點(diǎn)的出現(xiàn)與金屬中存在的微量熔質(zhì)有關(guān)。熔質(zhì)原子在位錯(cuò)處形成的柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用，會(huì)導(dǎo)致屈服極限σs提高(上屈服點(diǎn))，而位錯(cuò)一旦掙脫氣團(tuán)的釘扎，便可以在較小的應(yīng)力下繼續(xù)運(yùn)動(dòng)，較小應(yīng)力對(duì)應(yīng)于拉伸曲線的下曲服點(diǎn)。已經(jīng)屈服的試樣卸載后立即加載拉伸，由于位錯(cuò)已脫離氣團(tuán)釘扎，故不在出現(xiàn)上屈服點(diǎn)。卸載后放置較長時(shí)間或短時(shí)加熱，熔質(zhì)原子又通過擴(kuò)散重新在位錯(cuò)處形成柯氏氣團(tuán)，屈服點(diǎn)又重新出現(xiàn)。屈服點(diǎn)的出現(xiàn)與金屬中存在的微量熔質(zhì)有關(guān)。熔質(zhì)原子在位錯(cuò)處形成88屈服點(diǎn)的出現(xiàn)還與位錯(cuò)增殖有關(guān)。晶體塑性變形會(huì)引發(fā)大量的位錯(cuò)增殖，如F-R源和雙交滑移等，位錯(cuò)大量增殖后，晶體內(nèi)能增大，在維持一定的應(yīng)變速率時(shí)，所需要的流變應(yīng)力flowstress(維持均勻塑性變形所需的外力)相應(yīng)減小，因此出現(xiàn)下屈服點(diǎn)。屈服現(xiàn)象會(huì)使金屬在冷沖壓成型時(shí)出現(xiàn)呂德斯帶，造成工件表面粗糙不平。為此可利用應(yīng)變時(shí)效原理，在沖壓前作一次微量冷沖，或向材料中加入適量的、能與間隙原子形成化合物的元素，有利于減少柯氏氣團(tuán)，消除屈服點(diǎn)。屈服點(diǎn)的出現(xiàn)還與位錯(cuò)增殖有關(guān)。晶體塑性變形會(huì)引發(fā)大量的位錯(cuò)增896.4.2多相合金的塑性變形：單相合金可借固熔強(qiáng)化提高強(qiáng)度，但提高程度有限。通常使用的金屬材料大多是兩相或多相合金。兩相合金的第二相可通過相變熱處理(沉淀強(qiáng)化precipitationstrength

，時(shí)效強(qiáng)化ageingstrengthening)或粉末冶金方法(彌散強(qiáng)化dispersionstrengthening)獲得。第二相粒子尺寸與基體晶粒相當(dāng)?shù)姆Q為聚合型合金；第二相很細(xì)且彌散分布于基體中的稱彌散型合金。6.4.2多相合金的塑性變形：單相合金可借固熔強(qiáng)化提高強(qiáng)度906.4.2.1聚合型兩相合金的變形：如果兩相都具有較好塑性，則合金變形阻力取決于兩相的體積分?jǐn)?shù)。可按等應(yīng)變理論或等應(yīng)力理論計(jì)算的平均流變應(yīng)力或平均應(yīng)變。等應(yīng)變理論假定塑性變形過程中兩相應(yīng)變相等，合金產(chǎn)生一定應(yīng)變的流變應(yīng)力為：

σ=φ1σ1+φ2σ2(6-9)式中φ1和φ2為兩相的體積分?jǐn)?shù)。當(dāng)?shù)诙嗔髯儜?yīng)力高于基相(σ2=σ1+Δσ)時(shí),σ=φ1σ1+φ2(σ1+Δσ)

=σ1+φ2Δσ,材料得以強(qiáng)化。6.4.2.1聚合型兩相合金的變形：如果兩相都具有較好塑性91等應(yīng)力理論假定兩相所受的流變應(yīng)力相等，平均應(yīng)變?yōu)椋?/p>

ε=ε1φ1+ε2φ2

當(dāng)?shù)诙嗟膽?yīng)變小于基相應(yīng)變(ε2=ε1φ-Δε)時(shí)，ε=ε1φ1+(ε1φ-Δε)=ε1-Δε,材料得以強(qiáng)化。如果第二相為硬脆相，則合金性能除與兩相相對(duì)含量有關(guān)外，很大程度上取決于硬脆相的形狀與分布。等應(yīng)力理論假定兩相所受的流變應(yīng)力相等，平均應(yīng)變?yōu)椋?21如果硬脆相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于基相晶界上，則基相受限不能變形，應(yīng)力過大即沿晶界斷裂。塑性變差，甚至強(qiáng)度也隨之下降。2如果硬脆相成片狀分布于基相，因變形主要集中在基相，而位錯(cuò)受片層厚度限制，移動(dòng)距離很短，繼續(xù)變形阻力加大，強(qiáng)度得以提高。片層越薄，強(qiáng)度越高；變形越均勻，塑性也越好，類似于細(xì)晶強(qiáng)化。1如果硬脆相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于基相晶界上，則基相受限不能變形933如果硬脆相呈較粗顆粒分布于基相，則因基體連續(xù)，硬脆相顆粒對(duì)基體變形的影響大大減弱，強(qiáng)度下降，塑性、韌性得以提高。3如果硬脆相呈較粗顆粒分布于基相，則因基體連續(xù)，硬脆相顆粒946.4.2.2彌散型兩相合金的塑性變形：當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小顆粒彌散分布于基相時(shí)，將產(chǎn)生顯著的強(qiáng)化作用。1不變形微粒的強(qiáng)化作用：當(dāng)移動(dòng)的位錯(cuò)與微粒相遇時(shí)，將因奧羅萬(Orowan,位錯(cuò)繞過)機(jī)制而產(chǎn)生位錯(cuò)增殖。6.4.2.2彌散型兩相合金的塑性變形：當(dāng)?shù)诙嘁约?xì)小顆粒95位錯(cuò)繞過時(shí)，既要克服第二相粒子的阻礙作用，又要克服位錯(cuò)環(huán)對(duì)位錯(cuò)源的反向應(yīng)力，而且每一個(gè)位錯(cuò)繞過后都要增加一個(gè)位錯(cuò)環(huán)。因此繼續(xù)變形必須增大外應(yīng)力，從而使流變應(yīng)力迅速提高。此圖為α黃銅中繞Al2O3粒子的位錯(cuò)環(huán)的透射電鏡像。位錯(cuò)繞過時(shí)，既要克服第二相粒子的阻礙作用，又要克服位錯(cuò)環(huán)對(duì)位96位錯(cuò)繞過間距為λ的第二相微粒所需要的切應(yīng)力為：

τ=Gb/λ(6-10)式中G為切變彈性模量；b為柏氏矢量?？梢钥闯觯哼@種強(qiáng)化作用與第二相粒子的間距成反比。λ越小，強(qiáng)化效果越好。因此，減小粒子尺寸(增大粒子數(shù))或提高粒子體積分?jǐn)?shù)(減小粒子間距)，都能使合金的強(qiáng)度提高。位錯(cuò)繞過間距為λ的第二相微粒所需要的切應(yīng)力為：972可變形微粒的強(qiáng)化作用：第二相為可變形微粒時(shí)，位錯(cuò)將切過粒子使其與基相一起變形。在此情況下，強(qiáng)化作用取決于粒子本身的性質(zhì)和與基相的聯(lián)系，主要作用有：1)由于粒子結(jié)構(gòu)與基相不同，當(dāng)位錯(cuò)切過粒子時(shí)，必然造成滑移面上原子錯(cuò)排，需要補(bǔ)充錯(cuò)排能。2)如果粒子是有序相，則位錯(cuò)切過粒子時(shí)，會(huì)產(chǎn)生反向疇界，需要反向疇界能。2可變形微粒的強(qiáng)化作用：第二相為可變形微粒時(shí)，位錯(cuò)將切過粒983)每個(gè)位錯(cuò)切過粒子時(shí)，使其生成寬為b的臺(tái)階，需要增加表面能。4)粒子周圍的彈性力場與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用，產(chǎn)生運(yùn)動(dòng)阻力。5)粒子的彈性模量與基相不同，引起位錯(cuò)能量與線張力變化。上述因素的綜合作用使合金強(qiáng)度得以提高。此外，加大粒子尺寸和增加體積分?jǐn)?shù)也有利于提高強(qiáng)度。3)每個(gè)位錯(cuò)切過粒子時(shí)，使其生成寬為b的臺(tái)階，需要增加表面99在Ni-Cr-Al合金中位錯(cuò)切過Ni3Al粒子的透射電鏡像在Ni-Cr-Al合金中位錯(cuò)切過Ni3Al粒子的透射電鏡像1006.5冷變形金屬的組織與性能6.5.1顯微組織的變化：塑性變形后的晶粒呈扁平或纖維狀。變形過程中，位錯(cuò)在應(yīng)力作用下增殖運(yùn)動(dòng)。隨變形量增加，位錯(cuò)密度大量增加且呈不均勻分布，組織內(nèi)形成許多位錯(cuò)包，包壁上有大量位錯(cuò)，包內(nèi)位錯(cuò)密度較低，也稱為變形亞結(jié)構(gòu)或變形亞晶。位錯(cuò)包也隨變形量增大而伸長，數(shù)量增多，尺寸減小。6.5冷變形金屬的組織與性能101柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件1026.5.2變形織構(gòu)：隨變形度的增加，多晶材料中的晶粒會(huì)趨于一致，形成擇優(yōu)取向，也稱變形織構(gòu)。最主要的織構(gòu)有兩種：1絲織構(gòu)：拉拔時(shí)形成。特征是各晶粒同一指數(shù)的晶向與拉力軸平行或接近平行，用與軸線平行的晶向<uvw>表示。2板織構(gòu)：軋制時(shí)形成。各晶粒的某一同指數(shù)晶面平行于軋制平面(垂直于壓力軸向)，而某一同指數(shù)晶向平行于滾軋方向。用{hkl}<uvw>表示。6.5.2變形織構(gòu)：隨變形度的增加，多晶材料中的晶粒會(huì)趨于103柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件104柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件105織構(gòu)會(huì)造成材料各向異性，而且退火也不能完全消除。用有織構(gòu)的板材冷沖工件時(shí)，會(huì)因板材的各向異性造成工件邊沿不齊，壁厚不均。這種現(xiàn)象稱為“制耳”。硅鋼片是利用織構(gòu)的一個(gè)典范。冷碾軋后的硅鋼片沿晶粒<100>晶向(碾壓方向)的磁化率μm最高。盡可能地使鐵芯中的磁力線與晶粒的<100>取向相同，可節(jié)省材料和降低鐵損?？棙?gòu)會(huì)造成材料各向異性，而且退火也不能完全消除。1066.5.3殘留應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變金屬塑性變形時(shí)，外力所做的功除轉(zhuǎn)化為熱外，還有10%的變形功以殘留應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變的形式保留于金屬內(nèi)，稱為儲(chǔ)存能。6.5.3.1殘留應(yīng)力：也叫內(nèi)應(yīng)力，由物體變形不均勻而產(chǎn)生。根據(jù)變形區(qū)域大小分為宏觀應(yīng)力和微觀應(yīng)力兩種。6.5.3殘留應(yīng)力和點(diǎn)陣畸變1071宏觀應(yīng)力：塑性變形時(shí)，工件各部分變形不均勻而產(chǎn)生宏觀應(yīng)力。如將一根直棒彎曲后，拉伸的部分殘留壓應(yīng)力，壓縮的部分殘留拉應(yīng)力；金屬拉絲后，外層殘留拉應(yīng)力，內(nèi)層殘留壓應(yīng)力。殘留拉應(yīng)力會(huì)降低材料強(qiáng)度，而殘留壓應(yīng)力可顯著提高材料的抗疲勞強(qiáng)度。因此常用滾壓強(qiáng)化或噴丸強(qiáng)化來使工件表面形成壓應(yīng)力，提高其抗疲勞強(qiáng)度。1宏觀應(yīng)力：塑性變形時(shí)，工件各部分變形不均勻而產(chǎn)生宏觀應(yīng)力108柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件1092微觀應(yīng)力：由塑性變形時(shí)晶?；騺喚Яｉg或其內(nèi)部的變形不均勻造成。微觀應(yīng)力過大可造成顯微裂紋并導(dǎo)致工件破壞。6.5.3.2點(diǎn)陣畸變：金屬或合金塑性變形后，位錯(cuò)、空位等缺陷大增，使點(diǎn)陣中的一部分原子偏離平衡位置，造成點(diǎn)陣畸變。80~90%的儲(chǔ)存能消耗于點(diǎn)陣畸變。點(diǎn)陣畸變能使金屬處于熱力學(xué)不穩(wěn)狀態(tài)，是金屬回復(fù)和再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力。2微觀應(yīng)力：由塑性變形時(shí)晶?；騺喚Яｉg或其內(nèi)部的變形不均勻1106.5.4塑性變形對(duì)性能的影響6.5.4.1應(yīng)變硬化：也稱加工硬化。指塑性變形時(shí)，隨內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)變化，金屬的強(qiáng)度、硬度上升，塑性、韌性下降的現(xiàn)象。加工硬化是強(qiáng)化金屬的重要方法，固態(tài)無相變材料不能用熱處理強(qiáng)化，便可用冷軋之類的應(yīng)變強(qiáng)化工藝提高強(qiáng)度。6.5.4塑性變形對(duì)性能的影響111柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件112加工硬化過程是一個(gè)應(yīng)力和應(yīng)變均勻分布的過程，結(jié)果使塑性變形能均勻分布于整個(gè)工件。但是，變形抗力也會(huì)不斷加大，增加動(dòng)力及設(shè)備消耗。而且，隨冷變形量的增加，材料屈服強(qiáng)度往往比抗拉強(qiáng)度增加更快，導(dǎo)致兩者的差值減小，塑性變形階段縮短，材料超載容易斷裂。因此深度冷加工必須嚴(yán)格控制載荷，或者增加中間退火工序。加工硬化過程是一個(gè)應(yīng)力和應(yīng)變均勻分布的過程，結(jié)果使塑性變形能113圖6-48是金屬單晶體的典型加工硬化曲線。可分為三個(gè)階段：1當(dāng)ττc時(shí)開始進(jìn)入塑性變形的初始階段，此階段曲線接近于直線，斜率(稱為加工硬化速率)θ1=dτ/dγ或θ=dσ/dε很小，約10~4G(切變模量)，稱為易滑移階段。圖6-48是金屬單晶體的典1142應(yīng)力急劇增加，θ2在G/100~G/300之間，幾乎為一恒定值，稱為線性硬化階段。3加工硬化速率隨應(yīng)變?cè)黾佣粩嘞陆?，曲線呈拋物線狀，稱為拋物線硬化階段。第一階段應(yīng)力較低，只有一組取向有利的滑移系開動(dòng)，所以滑移位錯(cuò)很少受到其他位錯(cuò)干擾，可以移動(dòng)很長距離并可能達(dá)到表面，因此晶體可以產(chǎn)生較大應(yīng)變，加工硬化率也低。2應(yīng)力急劇增加，θ2在G/100~G/300之間，幾乎為一115第二階段發(fā)生了多滑移，位錯(cuò)之間相互作用，產(chǎn)生大量位錯(cuò)纏結(jié)或位錯(cuò)塞積，使位錯(cuò)難以進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)，造成應(yīng)力急劇上升，加工硬化速率提高。第三階段，在足夠高的應(yīng)力下，螺位錯(cuò)可以通過交滑移繞過障礙，異號(hào)位錯(cuò)還可以相互抵消，降低位錯(cuò)密度，加工硬化趨勢減緩。第二階段發(fā)生了多滑移，位錯(cuò)之間相互作用，產(chǎn)生大量位錯(cuò)纏結(jié)或位116金屬的流變應(yīng)力與位錯(cuò)密度ρ的關(guān)系為：σb=αGbρ(6-11)式中α為常數(shù)，在0.1~1.0之間；G為切變模量；實(shí)際的晶體加工硬化曲線因晶體結(jié)構(gòu)類型、晶體位向、雜質(zhì)含量及實(shí)驗(yàn)溫度不同而有所變化。面心立方有明顯的三階段加工特征；密排六方的滑移系少，位錯(cuò)交割機(jī)會(huì)少，因此1階段很長而二階段未充分發(fā)展就發(fā)生試樣斷裂；高純體心立方的曲線與面心立方相似，但如果有微量雜質(zhì)就可產(chǎn)生屈服現(xiàn)象使曲線變化。金屬的流變應(yīng)力與位錯(cuò)密度ρ的關(guān)系為：σb=αGbρ117柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件118對(duì)多晶體材料而言，因變形中晶界的阻礙和晶粒之間的協(xié)調(diào)配合要求，各晶粒不可能有共同的單一滑移系開動(dòng)，而只能是多組滑移系同時(shí)開動(dòng)。因此多晶材料的加工硬化曲線沒有單晶體硬化曲線的第一階段，而且加工硬化曲線通常更陡，加工硬化速率更高，晶粒越細(xì)，硬化效果越明顯。對(duì)多晶體材料而言，因變形中晶界的阻礙和晶粒之間的協(xié)調(diào)配合要求119柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件1206.5.4.2其他物理、化學(xué)性能的變化：除力學(xué)性能外，凡與結(jié)構(gòu)相關(guān)的物理、化學(xué)性能也都隨變形發(fā)生比較明顯的變化。如導(dǎo)磁率、導(dǎo)電率和溫度系數(shù)都有一定程度的下降。由于塑性變形增加了結(jié)構(gòu)缺陷，金屬自由能升高，有助于金屬中的擴(kuò)散過程，使其化學(xué)活性增加，腐蝕速度加快。6.5.4.2其他物理、化學(xué)性能的變化：除力學(xué)性能外，凡與1216.6聚合物的變形聚合物由大分子鏈構(gòu)成，一般都具有柔性，變形時(shí)除了整個(gè)分子的相對(duì)運(yùn)動(dòng)外，還可以實(shí)現(xiàn)分子不同鏈段之間的相對(duì)運(yùn)動(dòng)。這種運(yùn)動(dòng)強(qiáng)烈依賴于溫度和時(shí)間，具有明顯的松弛特性。*三個(gè)應(yīng)力指標(biāo)：σL：比例極限proportionallimit；σy：屈服強(qiáng)度yieldstrength；σb：斷裂強(qiáng)度breakingstrength。注意與金屬材料相關(guān)參數(shù)的區(qū)別。6.6聚合物的變形1226.6.1熱塑性聚合物的變形6.6.1.1熱塑性聚合物的應(yīng)力-應(yīng)變曲線：圖6-51為熱塑性聚合物的典型應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

σ<

σL時(shí)，主要由鍵長和鍵角變化引起彈性變形；σL<σ<σy時(shí)，鏈段發(fā)生可恢復(fù)變形；同時(shí)曲線偏離線性關(guān)系；σ>σy時(shí)，聚合物屈服軟化，隨后出現(xiàn)應(yīng)力平臺(tái)，最后因應(yīng)變強(qiáng)化導(dǎo)材料斷裂。6.6.1熱塑性聚合物的變形123由于聚合物具有粘彈性，應(yīng)力-應(yīng)變行為受溫度、應(yīng)變速率的影響很大。如有機(jī)玻璃在4oC時(shí)為典型的硬脆材料，而在60oC時(shí)變?yōu)榈湫偷膭偠g的材料了。一般的說，熱塑性材料在玻璃化溫度Tg以下只發(fā)生彈性變形，而在Tg以上產(chǎn)生粘性流動(dòng)。應(yīng)變速率過大會(huì)使聚合物自身升溫。對(duì)應(yīng)力-應(yīng)變行為的影響相當(dāng)于改變溫度。由于聚合物具有粘彈性，應(yīng)力-應(yīng)變行為受溫度、應(yīng)變速率的影響很124*應(yīng)變速率又稱剪切速率或者速度梯度。該值對(duì)聚合物的變形過程影響甚大。應(yīng)變速率過大將使物體過熱，導(dǎo)致聚合物降解或產(chǎn)生材料破裂等弊病。應(yīng)變速率分布不均勻會(huì)使材料各處分子產(chǎn)生不同程度的取向差異，因而收縮率不同，導(dǎo)致制品翹曲。*應(yīng)變速率又稱剪切速率或者速度梯度。該值對(duì)聚合物的變形過程影125柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件1266.6.1.2屈服與冷拉：聚合物與金屬材料相比有以下特點(diǎn)：1聚合物的模量和強(qiáng)度比金屬材料低得多，屈服應(yīng)變和斷裂伸長比金屬高得多；2聚合物屈服以后會(huì)出現(xiàn)應(yīng)變軟化；3聚合物的屈服應(yīng)力強(qiáng)烈依賴于溫度和應(yīng)變速率。6.6.1.2屈服與冷拉：127聚合物塑性變形的本質(zhì)與金屬也不相同。在脆韌轉(zhuǎn)化點(diǎn)Tb與Tg溫度之間，玻璃態(tài)高聚物拉伸初始階段，試樣工作段被均勻拉伸，到達(dá)屈服點(diǎn)時(shí)，出現(xiàn)縮頸。然后試樣整個(gè)工作段被均勻拉細(xì)，然后才發(fā)生斷裂。聚合物塑性變形128如果試樣在被拉斷前卸載，或者被拉斷而自動(dòng)卸載，則大部分變形將保留下來，這種拉伸過程叫冷拉。玻璃態(tài)聚合物冷拉后殘留的變形被加熱到玻璃化溫度Tg以上基本上能完全恢復(fù)，這說明冷拉變形是高彈性的，這種在外力作用下被迫產(chǎn)生的高彈性稱為強(qiáng)迫高彈性。原因是原本被固定了的大分子鏈段在外力作用下發(fā)生了高度的取向運(yùn)動(dòng)而形成大變形。如果試樣在被拉斷前卸載，或者被拉斷而自動(dòng)卸載，則大部分變形將129柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件130結(jié)晶性高聚物的冷拉變形往往要升溫到熔點(diǎn)Tm以上才能恢復(fù)。這是因?yàn)榻Y(jié)晶性聚合物的冷拉過程伴隨有晶粒的取向、破裂和再結(jié)晶等過程。晶粒取向?qū)е碌挠不箍s頸能沿試樣擴(kuò)展而不斷裂。取向改變的晶粒在熔點(diǎn)Tm以下是穩(wěn)定的。聚合物冷拉縮頸過程的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線見圖6-54。冷拉變形是制備高模量和高強(qiáng)度纖維的重要工藝。結(jié)晶性高聚物的冷拉變形往往要升溫到熔點(diǎn)Tm以上才能恢復(fù)。這是131柯氏氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)有釘扎作用課件1326.6.1.3剪切帶與銀紋：聚合物屈服時(shí)的塑性變形是以剪切滑移的方式進(jìn)行的，當(dāng)滑移發(fā)生在一小范圍內(nèi)時(shí)則形成剪切帶