固体力学—固体材料性态的细观机制.ppt

单击此处编辑母版标题样式,单击此处编辑母版文本样式,第二级,第三级,第四级,第五级,*,固体材料性态的细观机制,第一章 原子和分子结构,1.1,引言,1.2,晶格几何,1.3,工程材料的晶体结构,1.4,工程材料的多晶体结构,1.5,原子内部能量与力,第二章 变形机制,2.1,晶体的弹性变形机制,2.2,晶体的塑性变形机制,2.3,晶体内的位错,2.4,位错应力场,2.5,位错与塑性变形,2.6,多晶体的塑性变形与断裂,2.7,多晶体材料的蠕变机制,2.8,无序高分子材料的变形机制,宏观现象,从微观角度探讨产生这些现象的内在原因,人类对自然界的认识涉及到宇观（宇宙尺度）、巨观（地球尺度）、宏观（人体尺度）、细观（微米尺度）和纳观（纳米尺度）等层次。,力学在每一层次都各有其研究前沿，复杂的力学行为牵涉到多个主导层次的关联问题。,固体变形直至破坏：跨越了从原子结构到宏观的,9,至,11,个尺度量级。细观结构上的细微缺陷，在力场作用下往往会非线性的涌现为整体的破坏，是固体力学挑战性的前沿之一。,尺度效应是反映材料宏微观跨层次的核心科学问题。,1.1,引言,材料学就是研究材料的成分、组织结构、合成加工、性质与使用性能之间关系的科学，这四个方面构成了材料学的基础。,材料性能,简单性能,物理性能,1.,热学性能一导热率、热胀系数等,2.,声学性能一声的吸收、反射等,3.,光学性能一折射率、黑度等,4.,电学性能一导电性、介电系数等,5.,磁学性能一导磁率、矫顽力等,6.,辐射性能一中子吸收截面积、中子散射系数等,力学性能,1.,强度一,，,等,2.,弹性一,E,G,等,3.,塑性一,，,等,4.,韧性一,K,IC,，,C,V,等,化学性能,1.,抗氧化性能,2.,耐腐蚀性,3.,抗渗入性,复杂性能,1.,复合性能一简单性能的组合，如高温疲劳强度等,2.,工艺性能一铸造性、可焊性、切削性等,3.,使用性能一耐磨性、抗弹穿入性、刀刃锋利性等,组织结构（核心）,性能（落脚点）,合成加工,化学成分,不同加工方法的工件组织与性能,材料的性能是由材料的内部结构决定的。,材料的结构根据不同的尺度可以分为不同层次，包括原子结构、原子的排列、相结构、显微组织（多相结构）。晶体中的结构缺陷也包括在结构之中，每个层次的结构都以不同方式决定着材料的性能。,1.2,晶格几何,原子以周期性重复方式在三维空间有规则排列的固体称为晶体。,晶体中原子排列方式多种多样，为了描述其排列规律，通常假定晶体中的物质质点为固定的钢球，由这些钢球堆垛而成晶体，即原子堆垛模型。,为了研究方便，将构成晶体的实际质点忽略而抽象成纯粹的几何点，形成空间点阵，其中每一个点成为阵点或结点。,晶体中原子排列示意图,原子堆垛模型 晶格 晶胞,金的电子显微镜照片,为了表征空间点阵的几何规律，人为地将阵点用一系列相互平行的直线连接起来形成空间格架，这种假想的格架在晶体学上就称为晶格。构成晶格的最基本单元称为晶胞。,可见，将晶胞在三维空间重复堆砌就构成了空间点阵，用晶胞可描述晶体结构。,x,y,z,a,b,c,x,y,z,g,a,b,在同一点阵中可以选取不同的形状和大小的晶胞，因此，认为规定在选取晶胞时应满足下列条件：,晶胞能充分反映整个空间点阵的对称性；,平行六面体内相等的 棱和角的数目应最多，拥有尽可能多的直角；,晶胞的体积应最小。,选取晶胞角上的一阵点作为坐标原点（一般取左下角后面一点）沿三个棱边作坐标轴,x,，,y,，,z,（称为晶轴）。则此晶胞的形状和大小就可由其三个棱边的长度,a,，,b,，,c,和晶轴之间的夹角,，,，,（称为点阵常数）六个参数完全表达出来。,自然界中的晶体有成千上万种，它们的晶体结构各不相同，但根据空间点阵“每个阵点周围有相同的环境”的要求，法国晶体学家布拉菲（,Bravais,）于,1848,年用数学方法证明空间点阵共有且只能有,14,种。进一步根据晶胞的三个棱边长度,a,，,b,，,c,和三个晶轴之间的夹角,，,，,的相互关系对所有晶体进行分类，又可把,14,种空间点阵归纳为,7,个晶系。,晶系,点阵常数关系,立方晶系,a=b=c,=,=,=90,三方晶系,a=b=c,=,=,90,四方晶系,a=b,c,=,=,=90,六方晶系,a=b,c,=,=90,=120,正交晶系,a,b,c,=,=,=90,单斜晶系,a,b,c,=,=90,90,三斜晶系,a,b,c,90,将所有的，（几乎所有的）知识纳入一个叫做标准模型的美丽的理论之中。,Steven Weinberg,在每个晶胞中，阵点并非都位于晶轴之上。基于阵点在晶胞中所处的位置，将晶胞分为以下四种类型：,以正交晶系为例进行说明。,简单（,Simple,）正交,底心（,Base-centered,）正交,面心（,Base-centered,）正交,体心（,Base-centered,）正交,1.3,工程材料的晶体结构,元素周期表中所列的金属元素有八十余种，工业上使用的金属有三四十种。大多数金属都具有简单的晶体结构，常见金属的晶体结构为以下三种：,面心立方晶胞,钢球模型,体心立方晶胞,密排六方晶胞,质点模型,晶胞原子数,晶胞原子数：,由于晶体是由大量晶胞堆砌而成的，故处于晶胞顶角或周面上的原子就不会为一个晶胞所独有，只有晶胞体内的原子才为该晶胞独占。对于立方晶体结构，顶角原子应为,8,个晶胞所共有，因此每个晶胞只占有八分之一个原子，晶胞周面上的原子为相邻两晶胞共有，故每个晶胞只占有二分之一个原子。对于六方晶体结构，顶角原子应为,6,个晶胞所共有，因此每个晶胞只占有六分之一个原子。这样，三种结构每个晶胞拥有的原子数目,n,为：,n=8*1/8+1=2,-,铁、铬、钨等,n=8*1/8+6*1/2=4,-,铁、铝、金,n=12*1/6+2*1/2+3=6,锌、镁等,对于密排六方结构，按照原子为等径钢球可计算出其轴比,c/a1.638,，但实际金属的轴比常偏离此值。这说明视金属原子为等径钢球只是一种近似的假设。实际上，原子半径随原子周围紧邻的原子数和结合键的变化而变化。,点阵常数,晶胞的棱边长度（,a,b,c,）称为点阵常数。如果把原子看作半径为,r,的刚性球，则从几何关系可求出,a,b,c,与,r,之间的关系。,密排面,晶面间距,晶面间距离大的晶面总是原子最密排的晶面,，晶面间距越小，晶面上原子排列越稀疏。,1.4,工程材料的多晶体结构,固体从蒸汽、溶液或熔体中结晶出来时，只有在一定条件下，例如有籽晶存在时，才能形成单晶，而大多数固体属于多晶体（,polycrystalline,）,。多晶是由许多小晶粒组成。这些小晶粒本身可以近似看作单晶，且在多晶体内做杂乱排列。多晶体中晶粒与晶粒的交界区域称为晶界。,成核（,Nuclei,）树枝晶（,Dendrites,）晶粒（,grains,）,杂质成核，在某些方向上迅速成长，形成树枝晶，相邻树枝晶相遇，液相消失，消除树枝晶的痕迹，形成不同方向晶粒组成的多晶体结构。由于晶界的存在破坏了整块晶体的完整性，使原子排列的规律性只存在于每个晶粒内部（长程有序）。这种结构特征可以解释多晶体的各向同性。,湖北江陵楚墓出土越王勾践宝剑,湖南长沙砂子塘战国凹形铁锄,中国古代铁器的金相组织,现代加工技术,纯铁的冷却曲线及晶体结构变化,组织结构（核心）,性能（落脚点）,合成加工,化学成分,晶粒的形状和尺寸对多晶体材料的力学性能有很大的影响，尤其是拉伸强度和硬度。,晶粒的形状和尺寸受成核率、晶粒成长速度、塑性变形和热处理工艺的影响。,1.5,原子内部能量与力,空间中两个原子的相互作用包括相互作用的引力（,attractive force,）和斥力（,repulsive force,），当两个原子相距为,r,时，其势能可表示为：,设,r=r,0,时两原子平衡，因为系统能量最低时稳定，此时,E,p,取最小值,mn,，说明与斥力相关的能量受,r,的影响更大,考虑两个原子,A,和,B,位于平衡位置，相距为,r,0,，此时两原子之间相互作用的引力和斥力的合力为零。现在给,B,一个无穷小的正向位移,dr,，必然会出现恢复力,F,，在此过程中恢复力所做的功等于势能的变化量。,m,n,为正的常数，与温度有关，键能与温度有关。,Energy diagram,Force diagram,根据能量曲线的形状，将能量曲线在平衡位置附近的区域定义为能量井，,D,为井的深度。定义键能,E,B,为破坏结合键所需的能量。,三原子作用模型,固态金属中的周期势场,r,0,dr,F,原子能够结合成为晶体的根本原因在于原子结合起来后可使体系的总能量降低。,由于两侧原子的共同作用，使,B,原子处于一个对称的势能谷中，且能谷更深了。能谷的深浅反映出原子结合的强弱，能谷越深，结合能越大，原子结合越牢固。,第二章 变形机制,2.1,晶体的弹性变形机制,晶体弹性变形的物理机制可以用晶体中原子结构及其作用力来解释。取如下图所示的密排六方晶胞中一个密排面，只在,x,方向作用一拉应力,xx,，使相邻原子间产生,x,=x-a,变形，根据上一章获得的原子间作用力公式得：,晶体结构,结合力,温度升高时晶体膨胀，原子间距,a,变大，弹性模量,E,下降。,以上所获得的弹性模量的值仅适于密排六方晶体中在密排面上沿晶轴方向受一维载荷的情况；当晶轴方向与载荷作用方向存在一夹角,时，弹性模量,E,可以看成是,的函数，,E,=E,（,）。此时,E,的平均值就可以看作是所有可能方向作用的结果。,对于多晶体而言，晶粒的分布是随机的，因此，上述计算得到的弹性模量的平均值可以表示晶体宏观的弹性性能。,实验获得镁的泊松比,0.33,，铝的泊松比,0.32,0,.34,以上的计算仅仅考虑两个原子之间的相互作用，而实际的晶体结构由大量的原子组成，故而计算时要应用此方法考虑多个原子相互作用的情况。同时由于实际晶体结构的复杂性，以上的计算结果在实际上仅具有数量级上的精确性，但可以解释一些物理现象。,将一个表面抛光的单晶体拉伸达到一定量的塑性变形后，在光学显微镜下观察，会发现抛光表面存在许多相互平行的线条，称为滑移带。,铜单晶变形后出现的滑移带,延性材料拉伸破坏,2.2,晶体的塑性变形机制,滑移带和滑移线结构示意图,若进一步用电子显微镜观察，发现每条滑移带均由许多聚集在一起的相互平行的滑移线组成，这些滑移线实际上是晶体表面产生的一个个小台阶，其高度约为,1000,个原子间距，滑移细线间的距离约为,100,个原子间距。,相互靠近的一组小台阶在宏观是一个大台阶，这就是滑移带。,对变形后的晶体进行,x,射线结构分析，发现晶体结构类型并未改变，同时，平行线两侧晶体的取向亦未发生改变，故可推知，,晶体的滑移是晶体一部分相对于另一部分沿着晶面发生的平移滑动,。每一层晶面平移滑动后在晶体表面形成一个滑移台阶（滑移线），台阶的高度标志了该晶面的滑移量，所有滑移台阶的积累造成了宏观塑性变形。,滑移的距离是滑移方向原子间距的整数倍,由滑移带和滑移线结构示意图可以看出，晶体的滑移并非是均匀分布的，滑移集中在某些晶面上，可连续滑动一个很大的距离，而相邻两条滑移线之间的晶体并未滑移。,点阵变形,滑移带和滑移线结构示意图,常温下晶体的塑性变形的主要方式有滑移和孪晶两种，此外还有扭折，其中滑移是最基本的方式。高温变形时，还会以扩散蠕变与晶界滑动方式进行。,滑移特征,1,滑移系,在塑性变形试样中出现的滑移线与滑移带并不是任意排列的，它们彼此之间或者相平行，或者互成一定角度，这表明金属中的滑移只能沿一定的晶面和一定的晶向进行。这些特定的晶面和晶向分别称为金属的滑移面和滑移方向。,一个滑移面与其上的一个滑移方向组成一个滑移系,（滑移与滑移系有关，但与缺陷更是紧密相关），,每一个滑移系表示金属晶体进行滑移时可能采取的一个空间取向。在其它条件相同时，晶体中的滑移系越多，滑移过程可能采取的空间取向便越多，该金属的塑性便越好。,滑移系的多少主要取决于晶体结构。滑移面一般总是晶体的密排面，而滑移方向也总是密排晶向。这是,因为晶体中密排面之间距离最大，其结合力最弱，滑移阻力最小，故最易滑动。,沿原子密度最大的晶向滑移时阻力也最小。滑移面和滑移方向通常是原子排列最密集的平面和方向。,晶面间距,面心立方晶体滑移系,2,滑移临界分切应力,对于金属晶体受到的外力可将其分解为垂直某滑移面的正应力和沿此滑移面的切应力。,实验表明，只有当作用于滑移面上沿着滑移方向的分切应力达到一定的数值时，晶体才沿着该滑移系开始滑移。,开始滑移所需的最小分切应力，称为临界分切应力，以,crit,表示。,设如图所示一截面积为,A,的圆柱形金属单晶体，受到轴向拉力,P,的作用。,横截面,A,上的正应力为：,P,在滑移面上沿滑移方向的切向分力为：,滑移面的面积为：,则,P,在滑移方向上的分切应力为：,令 称为取向因子。,当滑移面的法线、滑移方向和外力轴三者处于同一平面，且滑移面的倾斜角为,45,时，取向因子取最大值,0.5,，此时的分切应力也最大，是最有利于滑移的取向，称为软取向。,临界分切应力的大小主要取决于金属的本性，与外力无关。,屈服极限,Y,则不同，晶体取向不同时，,Y,在一个很大的范围内变化，如图所示。当,=45,时，即处于软取向时，晶体产生塑性变形的屈服极限最小。换句话说，就是在最下的拉应力作用下，即可达到滑移所需要的临界分切应力值。当取向因子降低时，屈服极限迅速升高，这意味着需要更大的拉应力才能使晶体滑移，而导致塑性变形。,镁晶体的屈服应力与晶体取向的关系（施密特的实验结果）,虽然同一金属晶体可以有几组晶体学上完全等价的滑移系，但实际滑移时，不是沿着这些滑移系同时开动，而是沿着最有利的滑移系（即取向因子最大）首先滑移。,面心立方晶体滑移系,P,P,实际晶体的塑性变形及其复杂，在室温下，晶体的塑性变形除了有滑移外，还有孪晶，与滑移相比，孪晶的特点为：,滑移和孪晶是晶体冷塑性变形的主要形式,使一部分晶体发生了均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上进行。,孪晶后晶体的变形部分的位向发生了改变，滑移后晶体各部分位向均未改变。,与滑移系类似，孪晶要素也与晶体结构有关，但同一结构的孪晶面、孪晶方向与滑移面，滑移方向可以不同。,铝中的滑移带,锌中的孪晶*,1500,3,滑移时晶体的转动,随滑移的进行，金属晶体会产生转动，从而导致晶体空间取向发生变化。,如下图所示，当晶体在拉伸力,P,作用下产生滑移时，假若不受夹头的限制，即拉伸机夹头可以自由移动，欲使滑移面的滑移方向保持不变，拉伸轴取向必须不断变化。但是上夹头是固定不动的，拉伸轴方向不能改变，如此，晶体的取向就必须不断发生变化，即试样中部的滑移面朝着与拉伸轴平行的方向发生转动，使相当于,角增大，,角减小，即拉伸轴和滑移方向的夹角不断变小，结果造成了晶体位向的改变。,晶体在拉伸时的转动,原试样,自由滑移变形,受夹头限制时的变形,圆柱形单晶的滑移,由上述分析可见，,滑移过程中滑移面及滑移方向的转动必然导致取向因子的改变,，如果某一滑移系原处于软取向，在拉伸时，随晶体取向的变化，滑移面的法向与外力轴的夹角越来越远离,45,，使滑移变得越来越困难，这种现象称为“几何硬化”。与此相反，经滑移和转动后，滑移面法线与外力轴的夹角越来越接近,45,，使滑移越来越易于进行，这种现象称为“几何软化”。,同理，压缩时，晶体的滑移面则力图转至与压力轴方向垂直的位置，使滑移面法线与压力轴重合，如下图所示。,晶体在压缩时的晶面转动,压缩前 压缩后,思考：滑移机理,晶体滑移时，滑移面上的原子究竟是怎样移动的呢？,最初设想滑移面上的原子像一个整体那样作相对滑移，这种滑移方式称为“刚性滑移”，如下图所示。,在切应力作用下原子层刚性滑移示意图,可是按照刚性滑移模型从理论上计算出的临界分切应力比实测值高三个数量级。大量的实验表明，,晶体的滑移是通过位错的运动来实现的,。由于晶体内部存在大量的缺陷，故实际变形的应力要比理论小得多。,2.3,晶体内的位错,原子以周期性重复方式在三维空间有规律排列形成晶体。理想晶体中每一个原子都按晶体结构的要求占据它们应有的位置，但实际金属晶体中的原子排列未必完全规则。,这些原子排列的规律性受到严重偏离的区域，称之为晶体缺陷，晶体缺陷对金属的许多性能有着极重要的影响。,根据晶体缺陷的几何特征，可将它们分为三类：,点缺陷：偏离区域在三维空间的各个方向上尺度均很小，约为一个或几个原子间距，又被称为零维缺陷。,线缺陷：偏离区域在两个空间方向的尺度很小，在另一个方向的尺度较大，也称一维缺陷，如位错。,面缺陷：偏离区域在一个空间方向的尺度很小，在另两个方向的尺度较大，也称二维缺陷，如晶界。,晶体中的点缺陷并非固定不动的，由于原子的热运动，点缺陷将不断产生，运动和消亡。,刃型位错,edge dislocation,理想的完整晶体可以被看作是由一层层原子平面按照一定的规律平行堆垛而成的。假如一个额外的半原子面从上方切入晶体，则刀刃周围的原子必然发生位置的偏移，半原子面的最下端直线（即刀刃）便是刃型位错的中心线，称为刃型位错线。显然，离位错线越远，相对于理想晶体排列状态的偏离越小。,习惯上，将半原子面在晶体上部的位错称为正刃型位错，记作“,”，将半原子面在晶体下部的位错称为负刃型位错，记作“,”。注意：刃型位错的正负只是相对而言的，例如，同一位错，经过晶体旋转,180,后，正负号也改变。,螺型位错,screw dislocation,假设有一简单的立方晶体，沿,ABCD,平面局部切开，该裂缝只在晶体的右侧贯穿，然后沿,aa,方向使晶体上部的右侧边缘移动一个原子间距。由于晶体的左侧未被切开，结果使晶体右侧上下两部分局部发生扭动，如下图所示，其中图,b,为图,a,的俯视图。从图中可以看出，,EF,线与,aa,线之间形成了一个上下两层原子相对错动的区域。在这个点阵严重畸变的区域里，从立体模型的正面看过去，原来的原子平面变成了螺旋面。,这个严重的畸变区便是螺形位错，与刃型位错一样，离位错线越远，相对于理想晶体的排列偏离越小。,以大拇指代表螺旋前进的方向，其他四指代表螺旋面的螺旋方向，符合右手法则的称为右旋螺形位错，符合左手法则的称为左旋螺形位错。,螺型位错的左右并非是相对的，一个晶体的螺型位错不管从哪个方向看都不变。图中为,右旋螺形位错。,混合位错,既有刃型位错特征又有螺型位错特征的位错，称为混合位错。,柏氏矢量,Burgers vector,1939,年，柏格斯提出把位错抽象成一条线，用形成位错的滑移矢量定义位错矢量，并称之为柏格斯矢量，简称为柏氏矢量，以,b,表示。,该矢量的模称为位错的强度，用柏氏矢量可以表示位错引起的晶格畸变。,柏氏矢量的确定方法,规定位错线的正向：通常规定位错线由线面向外伸出的方向为正向；,按右手法则作回路：右手大拇指指向位错线的正向，回路方向按右手螺旋方向确定。,从实际晶体中的任一原子,M,出发，围绕位错线（避开严重畸变区）以一定 的步数作一个封闭回路,MNOPQ,（其中,Q,点和,M,点重合），该回路称为柏氏回路。,在完整晶体中按同样的方向和步数作相同的回路，该回路并不封闭，即,Q,点和,M,点不重合。,由终点向始点引一矢量,QM,使该回路封闭，则矢量,QM,即为实际晶体中位错的柏氏矢量,b,。,刃型位错的柏氏矢量在二维晶格中就能确定，而要确定螺型位错的柏氏矢量则只能在三维晶格中进行。,注意：,刃型位错柏氏矢量与位错线垂直,螺型位错柏氏矢量与位错线平行,柏氏矢量与回路起点的选择，回路的大小无关（避开严重畸变区）,2.4,位错应力场,晶体中有位错存在时，位错周围的原子都偏离了其原来的平衡位置而处于弹性应变状态。在位错线的中心区产生严重畸变，而且在其周围点阵中产生了弹性应变和应力场，影响了晶体的许多性能，尤其是强度性能。,位错弹性连续介质模型,用连续的弹性介质来代替实际晶体，由于是弹性体，所以符合虎克定律；,近似地认为晶体内部由连续介质组成，晶体中没有空隙，因此晶体中的应力、应变、位移等是连续的，可用连续函数表示；,把晶体看成是各向同性的，这样晶体的弹性常数（弹性模量、泊松比等）不随方向而改变。这样就可以应用经典的弹性理论计算应力场。,这种理论模型忽略了晶体结构，因此不能处理原子严重错排的位错线中心区。但对中心区以外的区域的问题所得结果是可靠的。因此分析位错应力场时，常设想把半径约为,0.5-1nm,的中心区挖去，而在中心区以外的区域采用弹性连续介质模型导出应力公式。,下图是分析螺型位错的应力场时采用的连续介质模型。,将一弹性圆柱体挖去半径为,r,0,的中心区后，沿,xz,面切开。然后使两个切开面沿,z,轴移动一个柏氏矢量,b,的距离，再把这两个面粘结。这样，该圆柱体的应力场与位错线在,z,轴，柏氏矢量为,b,，滑移面为,xoz,的螺型位错周围的应力场相似。,螺型位错的应力场,螺型位错连续介质模型,采用直角坐标时，螺型位错应力场表达式为：,下图是分析刃型位错的应力场时采用的连续介质模型。,将一弹性圆柱体挖去半径为,r,。的中心区后，沿,xoz,面切开。然后使两个切开面沿,x,轴移动一个柏氏矢量,b,的距离，再把这两个面粘结。这样，在该圆柱体内产生了与位错线在,z,轴，柏氏矢量为,b,，滑移面为,xoz,的刃型位错相似的应力场。,将刃型位错的应力场看作是一个平面应变问题，采用半逆解法进行求解。,Chapter12 Eqs(12.83),刃型位错应力场,刃型位错连续介质模型,2.5,位错与塑性变形,晶体滑移时，滑移面上的原子究竟是怎样运动的呢？最初设想晶体中的原子是理想规则排列，并且在切应力的作用下作整体的相对滑动，即“刚性滑移”。可是按此模型算出的临界分切应力比实测值高,34,个数量级。,位错本是,1920,年左右提出的一种假设，,50,年时通过透射电镜等实验观察到位错，然后通过几十年的发展，建立了位错理论。,在切应力作用下原子层刚性滑移示意图,晶体的滑移是通过位错运动来实现的,以刃型位错为例，如下图所示，晶体在滑移时，并不是滑移面上的全部原子同时移动，而是只有位错线中心附近的少数原子移动很小的距离（小于一个原子间距），因此,所需的应力要比晶体作整体刚性滑移低得多,。当一个位错移到晶体表面时，便会在表面上留下一个原子间距的滑移台阶，其大小等于柏氏矢量。如果大量的位错滑过晶体，就会在晶体表面形成显微镜下能观察到的滑移痕迹，这就使滑移线的实质。因此，可将位错线看作是晶体中已滑移区域和未滑移区域的分界。,铜单晶变形后出现的滑移带,滑移带和滑移线结构示意图,滑移面上的位错线,螺型位错运动导致晶体滑移,刃型位错和螺型位错运动导致的晶体滑移如下图所示。可以看出，同一晶体，受到同一方向的切应力，最后得到了同一滑移效果，但位错运动的过程并不一样。,刃型位错运动的方向与其位错线垂直，即与柏氏矢量一致。因此，刃型位错的滑移面是由位错线与柏氏矢量所决定的平面，其滑移方向为柏氏矢量的方向；,螺型位错运动的方向也垂直于位错线，但同时垂直于柏氏矢量，即其运动方向与晶体滑移方向相互垂直。,2.6,多晶体的塑性变形与断裂,实际使用的材料大多数是多晶体。多晶体塑性变形的基本方式也是滑移与孪晶，但多晶体由许多取向不同的晶粒组成，晶粒之间还有晶界，使多晶体的变形过程更为复杂。,多晶体的变形受到晶界的阻碍和位向不同的晶粒的影响；,任何一个晶粒的塑性变形都受到相邻晶粒的约束，需协同变形以保持材料的连续性。,钼中的晶粒间界,纯铁的显微组织,晶粒取向的影响,在多晶体中，由于各个晶粒位向不同，在给定外力作用下，不能同时变形。处于有利取向的晶粒，其分切应力较早达到临界分切应力，首先发生滑移；处于硬取向的晶粒，还未开始滑移。在位向有利的晶粒内开始塑性变形，意味着其滑移面上的位错已开动，并源源不断地沿着滑移面发射位错。但是由于周围晶粒的位向不同，滑移系取向不同，因此，运动着的位错不能越过晶界，在晶界处造成塞积。这种塞积造成很高的应力集中，会使相邻晶粒中某些滑移系的分切应力达到临界值而开动。,相邻晶粒的滑移会使应力集中松弛，使原晶粒中的位错源重新开始，并使位错移出这个晶粒。这样变形便从一个晶粒传向另一个晶粒，并波及整个试样。,多晶体的每个晶粒都处于其它晶粒的包围之中，其变形必须与周围的晶粒相互协调配合，否则就不能保持材料的连续性，会造成空隙而导致材料破坏。这样就使多晶体的塑性变形较单晶体困难，其屈服应力也高于单晶体。,多晶体滑移示意图,晶界的影响,双晶粒试样拉伸变形前后的形状,变形后，晶界处呈竹节状，说明晶界附近滑移受阻，变形量较小。这是因为晶界上的原子排列不达规则，杂质和缺陷多，能量较高，阻碍位错的通过，即晶界对塑性变形起阻碍作用。晶界越多，即晶粒越细，材料的强度越高。（细晶强化）,金属铸锭的组织,1,细晶区,2,柱状晶区,3,中心等轴晶区,应变强化现象（,strain hardening,）,单滑移：一个滑移系统上的分切应力最大并达到了临界切应力，这时只发生单滑移。,交滑移：螺位错在两个相交的滑移面上运动。,多滑移：当拉力轴在晶体的特定取向上，可能会使几个滑移系上的分切应力相等，在同时达到临界切应力时，就会发生多滑移,。,滑移变形：,由于这些滑移系是由不同位向的滑移面和滑移方向构成，所以当一个滑移系启动后，另一滑移系的滑动就必须穿越前者，两个滑移系上的位错会有交互作用，产生交割和反应。位错的交割对位错运动的影响不大，,但,位错的反应会形成一个不可动的位错，使得两个滑移面上随后运动的位错受到阻塞（pile,up,）。,位错的增殖：金属变形后产生大量位错。,金属在退火态位错密度只有,10,8,/cm,2,，但强烈变形之后位错密度可达,10,12,/cm,2,。理论和实验都得出流变应力和位错密度有以下关系,:,增殖方式主要有两种：,F-R,源,(Frank-Read source),和双交滑移机制。,工业用钢强烈冷变形后的显微组织,穿晶断裂可以是韧性断裂，也可以是脆性断裂；离子键晶体的断裂往往以穿晶解理为主。,沿晶断裂则多为脆性断裂，断口呈结晶状，沿晶断裂是晶界结合力较弱的一种表现。共价键陶瓷晶界较弱，断裂方式主要是晶界断裂。,韧性断口,脆性穿晶断口,脆性沿晶断口,2.7,多晶体材料的蠕变机制,2.7.1,热蠕变（,thermally induced creep,）,高应力位错蠕变（,dislocation creep,）,加工硬化时位错的堆积 由于热回复造成的位错攀爬,在这一过程中，位错攀爬受点缺陷扩散的影响。,随着温度的升高，结构中会产生空位缺陷（空位扩散的方向与原子运动到空位的方向相反）。如果一个刃型位错上出现空位并且沿垂直于滑移面的方向运动了一个原子间距，这一过程就被称为位错攀移。通过位错攀移，位错就可以滑移通过加工硬化产生的障碍，这一过程减弱了加工硬化对结构性能的影响，被称为热回复。,结构中障碍的特性,点缺陷扩散率,位错的运动,蠕变速率,第一阶段：可移动位错逐渐消耗，位错不断在障碍处堆积；,第二阶段：位错攀爬速度与位错堆积速度相等；,第三阶段：蠕变过程与蠕变损伤相伴，有效承载面积的下降会导致蠕变速率增加，以致形成蠕变断裂。,低应力扩散蠕变（,diffusion creep,）,施加的应力不足以使位错运动时，应力场中由于点缺陷引起的原子扩散迁移质量流引起的蠕变。扩散蠕变可以出现在晶粒内部，也可以出现在晶界上。,2.7.2,辐射蠕变（,irradiation-induced creep,）,通过中子轰击点阵中的原子，粒子间碰撞产生点缺陷，然后产生位错攀移及位错滑移，进而产生蠕变应变。,2.8,无序高分子材料的变形机制,高分子材料属于有机物质，它具有大的分子量，商业上用的高分子材料分子量至少在,10,4,g/g,mol,以上。这样巨大的分子是由许多小分子通过聚合反应形成的，因此高分子也叫聚合物。,乙烯单体 聚乙烯聚合物,加聚反应,由于聚合物中碳原子间的共价键可以旋转以及各聚合物分子间作用力较弱，因此，线形聚合物分子很柔软而且多以卷曲的形状存在。其变形具有很强的温度敏感性，为粘弹性材料。,共聚物：两种或两种以上不同单体分子形成几种长链共同聚合在一起。,高分子材料按受热表现分类：,热塑性：热塑性聚合物，受热时软化，可塑制成一定的形状，冷却时变硬，再加热仍可软化或再成型。,热固性：热固性聚合物，初受热时变软，这时可塑制成一定形状，但加热到一定时间或固化剂后，就硬化定型，再重复加热也不会软化了。,热塑性聚合物冷拉过程应力,应变曲线和试样形状变形示意图,比例极限：线弹性和非线性弹性；,屈服强度：应变软化（应力随应变的增加而减小）由不均匀形变产生；,应力平台：应力不变而应变持续增加，在此过程中消除了不均匀形变；,应变强化：导致材料断裂，变形使柔软弯曲的链拉直并使链沿外力方向排列，也就是产生择,优取向，这增加了结晶化程度，也会引起聚合物的加工硬化。,在拉伸初始阶段，试样工作段被均匀拉伸；到达屈服点时，工作段局部区域出现颈缩，继续拉伸时，颈缩区和未发生颈缩的区域截面都基本保持不变，但颈缩不断沿试样扩展，直到整个工作段均匀变细后，才再度被均匀拉伸至断裂。如果试样在拉断前卸载，或试样因拉断而自动卸载，则拉伸中产生的大变形除少量可恢复外，大部分变形将保留下来。这样一个拉伸过程被称为冷拉。,聚合物的塑性变形与金属的不同点：,聚合物的模量和强度比金属材料低得多，屈服应变和断裂伸长比金属高得多；,聚合物屈服后出现应变软化；,聚合物的屈服应力强烈地依赖温度和应变速率。,热塑性聚合物冷拉过程应力,应变曲线和试样形状变形示意图,由于聚合物具有粘弹性，其应力,应变行为受温度、应变速率的影响很大，下图给出了有机玻璃在室温附近的一组应力,应变曲线。可见，随温度的上升，有机玻璃的模量、屈服强度和断裂强度下降，延性增加。在,4,，有机玻璃是典型的刚而脆的材料，,66,时，已变成典型的刚而韧的材料。,应变速率对应力,应变行为的影响是增加应变速率相当于降低温度。,温度对有机玻璃拉伸应力,应变的影响,2.8.2,热固性聚合物的变形,热固性聚合物所用的原料都是分子量较低的粘稠液体，开始混合时，还是先产生线性链，以后逐渐交联，最后形成刚硬的三维网格结构。热固性聚合物中分子不易运动，在拉伸时表现出脆性金属或陶瓷一样的变形特性，但是，在压应力下仍能发生大量的塑性变形。,环氧树脂在室温下拉伸和压缩时的应力,应变曲线,热固性：热固性聚合物，初受热时变软，这时可塑制成一定形状，但加热到一定时间或固化剂后，就硬化定型，再重复加热也不会软化了。,参考文献：,Elastic and Inelastic Stress Analysis(Appendix)Irving H.Shames,材料科学基础 石德珂，沈莲编 西安交通大学出版社,1995,年,11,月第,1,版,材料科学基础 徐恒钧主编 北京工业大学出版社,2001,年,10,月第,1,版,材料科学基础 刘智恩主编 西北工业大学出版社,2000,年,8,月第,1,版,金属学及热处理 胡德林主编 西北工业大学出版社,1994,年,6,月第,1,版,高分子材料强度及破坏行为 傅政主编 化学工业出版社,2006,年,5,月第一版,