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第5章材料的形變和再結(jié)晶 5 0概述5 1彈性和粘彈性5 2晶體的塑性變形5 3回復(fù)和再結(jié)晶5 4熱變形與動(dòng)態(tài)回復(fù) 再結(jié)晶5 5陶瓷材料變形的特點(diǎn)5 6高聚物的變形特點(diǎn) 重點(diǎn)與難點(diǎn) 彈性變形的特點(diǎn)和虎克定律 彈性的不完整性和粘彈性 比較塑性變形兩種基本形式 滑移與孿生的異同點(diǎn) 滑移的臨界分切應(yīng)力 滑移的位錯(cuò)機(jī)制 多晶體塑性變形的特點(diǎn) 細(xì)晶強(qiáng)化與Hall Petch公式 屈服現(xiàn)象與應(yīng)變時(shí)效 彌散強(qiáng)化 加工硬化 形變織構(gòu)與殘余應(yīng)力 回復(fù)動(dòng)力學(xué)與回復(fù)機(jī)制 再結(jié)晶形核機(jī)制 再結(jié)晶動(dòng)力學(xué) 再結(jié)晶溫度及其影響因素 影響再結(jié)晶晶粒大小的因素 晶粒的正常長(zhǎng)大及其影響因素 一次與二次再結(jié)晶以及靜態(tài)再結(jié)晶的區(qū)別 無機(jī)非金屬材料塑性變形的特點(diǎn) 高聚物塑性變形的特點(diǎn) 學(xué)習(xí)方法指導(dǎo) 善于用圖示法分析相關(guān)問題 滑移系中晶面和晶向的關(guān)系 單滑移 多滑移 交滑移等產(chǎn)生的晶體表面痕跡 彌散強(qiáng)化機(jī)制 變形量與強(qiáng)度的關(guān)系 利用本章內(nèi)容中相互矛盾的兩個(gè)方面理解相關(guān)知識(shí)點(diǎn) 一方面介紹了晶體塑性變形的機(jī)制 而另一個(gè)核心內(nèi)容是材料的強(qiáng)化機(jī)制 一方面是晶體滑移的實(shí)現(xiàn) 另一方面材料的強(qiáng)化這是強(qiáng)調(diào)阻礙位錯(cuò)滑移的因素 注意本章內(nèi)容與其他章節(jié)內(nèi)容之間的聯(lián)系 本章除了晶體滑移的理論 還涉及位錯(cuò)運(yùn)動(dòng) 晶界 相結(jié)構(gòu)等重要知識(shí)點(diǎn) 要注重晶體滑移與其之間的聯(lián)系 內(nèi)容體系的建立遵循從特殊到普遍 從理論到應(yīng)用的思路 本章材料變形理論的演變是從單晶體變形到多晶體 單相合金和多相合金 從位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的晶體滑移到多晶體 固溶體和多相合金的強(qiáng)化 以 驅(qū)動(dòng)力 為線索 理解重要概念及其區(qū)別 令變形金屬在受熱時(shí)發(fā)生的回復(fù) 再結(jié)晶 品粒長(zhǎng)大均需要驅(qū)動(dòng)力 如回復(fù)與再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是畸變能差 晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力是晶界能差 同時(shí) 根據(jù)工作是否具有驅(qū)動(dòng)力判斷其是否可以通過再結(jié)晶的方式改善性能等 5 0概述 材料在加工制備過程中或是制成零部件后的工作運(yùn)行中都要受到外力的作用 材料受力后要發(fā)生變形 外力較小時(shí)產(chǎn)生彈性變形 外力較大時(shí)產(chǎn)生塑性 變形 而當(dāng)外力過大時(shí)就會(huì)發(fā)生斷裂 圖5 1為低碳 鋼在單向拉伸時(shí)的應(yīng)力一應(yīng)變曲線 研究材料的變形規(guī)律及其微觀機(jī)制 分析了解各種內(nèi)外因素對(duì)變形的影響 以及研究討論冷變形材料在回復(fù)再結(jié)晶過程中組織 結(jié)構(gòu)和性能的變化規(guī)律 具有十分重要的理論和實(shí)際意義 應(yīng)力 s e e約3單 1生極限J s刻屈服強(qiáng)反J b刻抗拉強(qiáng)反J b b k應(yīng)變圖5 1低碳鋼在單向拉伸時(shí)的應(yīng)力一應(yīng)變曲線 5 1彈性和粘彈性 5 1 1彈性變形的本質(zhì)彈性變形是指外力去除后能夠完全恢復(fù)的那部分變形 可從原子間結(jié)合力的角度來了解它的物理本質(zhì) 原子處于平衡位置時(shí) 系系關(guān)關(guān)的的距離間距子和原力與用量作色町系子u體原肌阻刷刷 二一 工 U U 山山 b一嗣 二 ur二內(nèi) lltill 門 Iit 力 J 丸 f 一 一 明 丁 非 以 L川 M l 處為當(dāng)位生產(chǎn)力原變性 U力 衡產(chǎn)將外其的彈 能用態(tài)平將時(shí) 復(fù)生是 位作狀其時(shí)小樣恢產(chǎn)就 互的離大減這會(huì)所這 一刊相定偏增距 都 為 穩(wěn)將距間刀子置失 距置最后間子報(bào)原位消 間位是力子原侶 衡全 子低這一黨原 力后平完 原曰取 子 力斥除的便形 其于零原置引生去來形變 r T b 5 1 2彈性變形的特征和彈性模量 彈性變形的主要特征是 1 理想的彈性變形是可逆變形 力口載時(shí)變形 卸載時(shí)變形消失并恢復(fù)原狀 2 金屬 陶瓷和部分高分子材料不論是加載或卸載時(shí) 只要在彈性變形范圍內(nèi) 其應(yīng)力與應(yīng)變之間都保持單值線性函數(shù)關(guān)系 即服從虎克CHooke 定律 在正應(yīng)力下 E 在切應(yīng)力下 T Gy 式中 s t分別為正應(yīng)力和切應(yīng)力 e g分別為正應(yīng)變和切應(yīng)變 E G分別為彈性模量 楊氏模量 和切變模量 彈性模量與切變彈性模量之間的關(guān)系為 G E2 1 v 式中 v為材料泊松比 表示側(cè)向收縮能力 一般金屬材料的泊松比在0 25 0 35之間 高分子材料則相對(duì)較大些 彈性模量代表著使原子離開平衡位置的難易程度 是表征晶體中原子間結(jié)合力強(qiáng)弱的物理量 金剛石一類的共價(jià)鍵晶體由于其原子間結(jié)合力很大 故其彈性模量很高 金屬和離子晶體的則相對(duì)較低 而分子鍵的固體如塑料 橡膠等的鍵合力更弱 故其彈性模量更低 通常比金屬材料的低幾個(gè)數(shù)量級(jí) 3 彈性變形量隨材料的不同而異 多數(shù)金屬材料僅在低于比例極限Sp的應(yīng)力 范圍內(nèi)符合虎克定律 彈性變形量一般不超過 5 而橡膠類高分子材料的高彈形變量則可高達(dá)1000 但這種變形是非線性的 5 1 3彈性的不完整性 多數(shù)工程上應(yīng)用的材料為多晶體甚至為非晶態(tài)或者是兩者皆有的物質(zhì) 其內(nèi)部存在各種類型的缺陷 彈性變形時(shí) 可能出現(xiàn)加載線與卸載線不重合 應(yīng)變的發(fā)展跟不上應(yīng)力的變化等有別于理想彈性變形特點(diǎn)的現(xiàn)象 稱之為彈性的不完整性 彈性不完整性的現(xiàn)象包括包申格效應(yīng) 彈性后效 彈性滯后和循環(huán)韌性等 1 包申格效應(yīng) 材料經(jīng)預(yù)先加載產(chǎn)生少量塑性變形 小于4 而后同向加載貝IjSe升高 反向加載則Se下降 此現(xiàn)象稱之為包申格效應(yīng) 它是多晶體金屬材料的普遍現(xiàn)象 彈 后放一些實(shí)際晶體 在加載或卸載時(shí) 應(yīng)變不是瞬時(shí)達(dá)到其平衡值 而是通過一種弛豫過程未完成其變化的 圖5 3 這種在彈性極限Se范圍內(nèi) 應(yīng)變滯后于外加應(yīng)力 并和時(shí)間有關(guān)的現(xiàn)象稱為彈性后效或滯彈性 i 恤 峙 回 c 恤 oj ld 時(shí)間恒應(yīng)力下的應(yīng)力馳豫 圖5 3 3 彈性滯后由于應(yīng)變落后于應(yīng)力 在s e曲線上使加載線與卸載線不重合而形成一封閉回線 稱之 為彈性滯后 彈性滯后表明加載時(shí)消耗于材料的變形功大于卸載時(shí)材料恢復(fù)所釋放的變形功 多余的部分被材料內(nèi)部所消耗 稱之為內(nèi)耗 其大小即用彈性滯后環(huán)面積度量 5 1 4粘彈性 變形形式除了彈性變形 塑性變形外還有一種粘性流動(dòng) 所謂粘性流動(dòng)是指非晶態(tài)固體和液體在很小外力作用下便會(huì)發(fā)生沒有確定形狀的流變 并且在外力去除后 形變不能回復(fù) 純粘性流動(dòng)服從牛頓粘性流動(dòng)定律 as a 阿一一 dt式中 為應(yīng)力 為應(yīng)變速率 稱為粘度系數(shù) 反映了流體的內(nèi)摩擦力 即流體流動(dòng)的難易程度 其單位為Pa so 一些非晶體 有時(shí)甚至多晶體 在比較小的應(yīng)力時(shí)可以同時(shí)表現(xiàn)出彈性和粘性 這就是粘彈性現(xiàn)象 粘彈性變形的特點(diǎn)是應(yīng)變落后于應(yīng)力 當(dāng)加上周期應(yīng)力時(shí) 應(yīng)力一應(yīng)變曲線就成 回線 所包含的面積即為應(yīng)力循環(huán) 周所損耗的能量 即內(nèi)耗 5 2晶體的塑性變形 應(yīng)力超過彈性極限 材料發(fā)生塑性變形 即產(chǎn)生不可逆的永久變形 5 2 1單晶體的塑性變形在常溫和低溫下 單晶體的塑性變形主要通過滑移方式進(jìn)行的 此外 尚有孿生和扭折等方式 1 滑移 滑移線與滑移帶 當(dāng)應(yīng)力超過晶體的彈 性極限后 晶體中就會(huì)產(chǎn)生層片之間的相對(duì)滑移 大量的層片間滑動(dòng)的累積就構(gòu)成晶體的宏觀塑性變形 金屬單晶體拉伸如圖5 40對(duì)滑移線的觀察也表明了晶體塑性變形的不均勻性 滑移只是集中發(fā)生在一些晶面上 而滑移帶或滑移線之間的晶體層片則未產(chǎn)生變形 只是彼此之間作相對(duì)位移而已 圖5 5 精事搜 圖5 5滑移帶形成示意圖 圖5 4金屬單晶體拉伸后的實(shí)物照片 b 滑移系 塑性變形時(shí)位錯(cuò)只沿著一定的晶面和晶向運(yùn)動(dòng) 這些晶面和晶向分別稱為 滑移面 和 滑移方向 晶體結(jié)構(gòu)不同 其滑移面和滑面喃喃陸和滑移方向往往是金屬晶體中原子排列最密的晶面和晶向 這是因?yàn)樵用芏茸畲蟮木嫫涿鎲柧嘧畲?點(diǎn)陣阻力最小 因而容易沿著這些面發(fā)生滑移 至于滑移方向?yàn)樵用芏茸畲蟮姆较蚴怯捎谧蠲芘欧较蛏系脑娱g距最短 即位錯(cuò)b最小 在其他條件相同時(shí) 晶體中的滑移系愈多 滑移過程可能采取的空間取向便愈多 滑移容易進(jìn)行 它的塑性便愈好 據(jù)此 面心立方晶體的滑移系共有 111 43 12個(gè) 體心立方晶體可同時(shí)沿 110 112 123 晶面滑移 密排六方晶體的滑移系僅有 0001 13 3個(gè) 由于滑移系數(shù)目太少 的好 hcp多晶體的塑性不如fcc或bcc 面心立方 體心立方和密排六方精選實(shí)例的滑移面和滑移方向見下表5 1 表5 1一些金屬晶體的滑移面展滑移方向 品體結(jié)構(gòu) 金屬舉例滑移面Cu Ag Au Ni Allll1fAl 在高溫 11UUI 滑移方向 面 立 方 100 110 111011112111231 Fc 111 體心立方 W 民110 Na 子0 08 0 24T r 11121 地 Na 于0 26 0 501 11101 111 Na K 于O 8Tn 123 111 Nb IIOl 111 B eTe 1臼 Ol 1120 10001 1120 1123 Zn i1122 一一一一 Be Re Zr l10101 1120 1120 l00011 密排六方 一 111221 1010 1120 1120 Mg 110111 110101 1120 1120 Ti Zr 1王f 1011100011 c 滑移的臨界分切應(yīng)力 晶體的滑移是在切應(yīng)力作用下進(jìn)行的 但其中許多滑移系并非同時(shí)參與滑移 而只有當(dāng)外力在某一滑移系中的分切應(yīng)力達(dá)到一定臨界值時(shí) 該滑移系方可以首先發(fā)生滑移 該分切應(yīng)力稱為滑移的臨界分切應(yīng)力 滑移的臨界分切應(yīng)力是一個(gè)真實(shí)反映單晶體受力起始屈服的物理量 其數(shù)值與晶體的類型 純度 以及溫度等因素有關(guān) 還與該晶體的加工和處理狀態(tài) 變形速度 以及滑移系類型等因素有關(guān) 常見金屬發(fā)生滑移的切應(yīng)力見表5 20 表5 2 些金屬晶體在生滑穢的 商界分相應(yīng)為純度J喃情移麗滑移方向99 991111 l1Q 1111 llO 金屬溫度It i臨界分回應(yīng)為lMFa Ag 室祖 74 Al 窒祖 0 陌 cu 室溫 99 9 1 111 11 1111 110 0 98 Ni 室沮 99 8 A 5 ffi 室I 1101 111 FE 99 96 27 料 一且 Nb 室溫 11101 t11 33 8 i Ti 室溫 99 99 四101 1120 13 7 100011 理 地 室溫 99 95 1l20 81 室溫 100011 地 99 98 1l20 76 1000111 Mg 330 99 98 ll20 OTM 3 92 地 330 9S 1011 1120 例5 1 設(shè) 為滑移面法線與外 力F中心軸的夾角 為滑移方向與外力F的夾角 則F在滑移方向的分力為Fco磯 而滑 移面的面積為A cos 于是外力在該滑移面沿滑移方向的分切應(yīng)力 為 如圖5 6 r fm mA 怯線 圖5 6例5 1示意圖 F A為試樣拉伸時(shí)橫截面上的正應(yīng)力當(dāng) c 開始滑移 F A s cos cos 稱為取向因子或施密特因子 它是分切應(yīng)力 與軸向應(yīng)力F A的比值 取向因子越大 則分切應(yīng)力 越大 對(duì)任一給定 角而言 若滑移方向是位于F與滑移面法線所組成的平面上 即 900 則沿此方向的 值較其他 的 值大 這時(shí)取向因子cos cos cos cos 900 1 2sin2 故當(dāng) 值為450時(shí) 取向因子具有最大值0 50 這就是說 當(dāng)滑移面與外力方向平行 或滑移方向與外力方向垂直的情況下不可能產(chǎn)生滑移 而當(dāng)滑移方向位于外力方向與滑移面法線所組成的平面上 且 450 時(shí) 取向因子 達(dá)到最大值 0 勻 s最小 即以最小的拉應(yīng) 力就能達(dá)到發(fā)生滑移所需的分切應(yīng)力值 通常 稱取向因子大的為軟取向 而取向因子小的叫做硬取向 d 滑移時(shí)晶面的轉(zhuǎn)動(dòng) 單晶體滑移時(shí) 除滑移面發(fā)生相對(duì)位移外 往往伴隨著晶面的轉(zhuǎn)動(dòng) 對(duì)于只有一組滑移面的hcp 這種現(xiàn)象尤為明顯 圖5 7為單軸拉伸時(shí)晶體發(fā)生轉(zhuǎn)動(dòng)的力偶作用機(jī)制 晶體受壓變形時(shí)也要發(fā)生晶面轉(zhuǎn)動(dòng) 但轉(zhuǎn)動(dòng)的結(jié)果是使滑移面逐漸趨于與壓力軸線相垂直 如圖5 8 另外 單晶體拉伸變形過程見圖5 9 圖5 7單軸拉伸時(shí)晶體轉(zhuǎn)動(dòng)的力偶作用 圖5 8晶體受壓時(shí)的晶面轉(zhuǎn)動(dòng) 壓縮前 b 壓縮后 a 捐移方向 央頭 轉(zhuǎn)胡 b F c 圖5 9單晶體拉伸變形過程b 自由滑移變形c 受夾頭限制的變形 a 原試樣 e 多系滑移 對(duì)于具有多組滑移系的晶體 滑移首先在取向最有利的滑移系 其分切應(yīng)力最大 中進(jìn)行 但由于變形時(shí)晶面轉(zhuǎn)動(dòng)的結(jié)果 另一組滑移面上的分切應(yīng)力也可能逐漸增加到足以發(fā)生滑移的臨界值以上 于是晶體的滑移就可能在兩組或更多的滑移面上同時(shí)進(jìn)行或交替地進(jìn)行 從而產(chǎn)生多系滑移 f 滑移的位錯(cuò)機(jī)制 實(shí)際測(cè)得晶體滑移的臨界分切應(yīng)力值較理論計(jì)算值低34個(gè)數(shù)量級(jí) 表明晶體滑移并不是晶體的一部分相對(duì)于另 部分沿著滑移面作剛性整體位移 而是借助位錯(cuò)在滑移面上運(yùn)動(dòng)來逐步地進(jìn)行的 晶體的滑移必須在一定的外力作用下才能發(fā)生 這說明位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)要克服阻力 位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力首先來自點(diǎn)陣阻力 由于點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的周期性 當(dāng)位錯(cuò)沿滑移面運(yùn)動(dòng)時(shí) 位錯(cuò)中心的能量也要發(fā)生周期性的變化 如圖5 10所示 圖5 10位錯(cuò)滑移時(shí)核心能量的變化 圖5 10中1和2為等同位置 當(dāng)位錯(cuò)處于這種平衡位置時(shí) 其能量最小 相當(dāng)于處在能谷中 當(dāng)位錯(cuò)從位置1移動(dòng)到位置2時(shí) 需要越過一個(gè)勢(shì)壘 這就是說位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)時(shí)會(huì)遇 到點(diǎn)陣阻力 由于派爾斯 CPeierls 和納巴 羅CNabarro 首先估算了這一阻力 故又稱 為派一納CP N 力 p 2G I v xp 2 W b 式中 b為滑移方向上的原子間距 d為 滑移面的面問距 表位錯(cuò)寬度 v為泊松比 W d 1叫代 由派一納力公式可知 位錯(cuò)寬度越大 則派一納力越小 這是因?yàn)槲诲e(cuò)寬度表示了位錯(cuò)所導(dǎo)致的點(diǎn)陣嚴(yán)重畸變區(qū)的范圍 寬度大則位錯(cuò)周圍的原子就能比較接近于平衡位置 點(diǎn)陣的彈性畸變能低 故位錯(cuò)移動(dòng)時(shí)其他原子所作相應(yīng)移動(dòng)的距離較小 產(chǎn)生的阻力也較小 位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力除點(diǎn)陣阻力外 位錯(cuò)與位錯(cuò)的交互作用產(chǎn)生的阻力 運(yùn)動(dòng)位錯(cuò)交截后形成的扭折和割階 尤其是螺型位錯(cuò)的割階將對(duì)位錯(cuò)起釘扎作用 致使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力增加 位錯(cuò)與其他晶體缺陷如點(diǎn)缺陷 其他位錯(cuò) 晶界和第二相質(zhì)點(diǎn)等交互作用產(chǎn)生的阻力 對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)均會(huì)產(chǎn)生阻力 導(dǎo)致晶體強(qiáng)化 2 孿生 孿生是塑性變形的另一種重要形式 它常作為滑移不易進(jìn)行時(shí)的補(bǔ)充 孿生變形過程當(dāng)面心立方晶體在切應(yīng)力作用下發(fā)生孿 生變形時(shí) 晶體內(nèi)局部地區(qū)的各個(gè)晶面沿著 112 方向 圖5 11a的AC 彼此相對(duì)移動(dòng)距離為的均勻切變 111 產(chǎn)生 圖5 11面心立方晶體孿生變形示意圖 a 孿晶面和孿生方向 b 孿生變形時(shí)原子的移動(dòng) 這樣的切變并未使晶體的點(diǎn)陣類型發(fā)生變化 但它卻使均勻切變區(qū)中的晶體取向發(fā)生變更 變?yōu)榕c未切變區(qū)晶體呈鏡面對(duì)稱的取向 這一變形過程稱為孿生 變形與未變形兩部分晶體合稱為孿晶 均勻切變區(qū)與未切變區(qū)的分界面 即兩者的鏡面對(duì)稱面 稱為孿晶界 發(fā)生均勻切變的那組晶面稱為 孿晶面 即 111 面 孿生面的移動(dòng)方向稱為孿生方向 b 孿生的特點(diǎn) 1 孿生變形也是在切應(yīng)力作用下發(fā)生的 并通常出現(xiàn)于滑移受阻而引起的應(yīng)力集中區(qū) 因此 孿生所需的臨界切應(yīng)力要比滑移時(shí)大得多 2 孿生是一種均勻切變 即切變區(qū)內(nèi)與孿晶面平行的每一層原子面均相對(duì)于其毗鄰晶面沿孿生方向位移了一定的距離 且每一層原子相對(duì)于孿生面的切變量跟它與孿生面的距離成正比 3 孿晶的兩部分晶體形成鏡面對(duì)稱的位向關(guān)系 c 孿晶的形成 在晶體中形成孿晶的主要方式有三種 一是通過機(jī)械變形而產(chǎn)生的孿晶 也稱為 變形孿晶 或 機(jī)械孿晶 它的特征通常呈透鏡狀或片狀 其二為 生長(zhǎng)李晶 它包括晶體自氣態(tài) 如氣相沉積 液態(tài) 液相凝固 或固體中長(zhǎng)大時(shí)形成的孿晶 其三是變形金屬在其再結(jié)晶返火過程中形成的李晶 也稱為 退火孿晶 它往往以相互平行的孿晶面為界橫貫整個(gè)晶粒 是在再結(jié)晶過程中通過堆垛層錯(cuò)的生長(zhǎng)形成的 它實(shí)際上也應(yīng)屬于生長(zhǎng)李晶 系從固體中生長(zhǎng)過程中形成 通常 對(duì)稱性低 滑移系少的密排六方金屬如Cd Zn Mg等往往容易出現(xiàn)孿生變形 面心立方晶體中孿晶的形成見圖5 120 L J L電n 1 B c LA歸 l C 4CHA b J L 日A a 圖5 12面心立方晶體中孿晶的形成 d 孿生的位錯(cuò)機(jī)制 由于孿生變形時(shí) 整個(gè)李晶區(qū)發(fā)生均勻切變 其各層晶面的相對(duì)位移是借助一個(gè)不全位錯(cuò) 肖克萊不全位錯(cuò) 運(yùn)動(dòng)而造成的 孿生的位錯(cuò)極軸機(jī)制見圖5 130 生 通過位錯(cuò)增殖的極軸機(jī)制形成 v b1 H 圖5 13孿生的位錯(cuò)極軸機(jī)制 3 扭折 由于各種原因 晶體中不同部位的受力情況和形變方式可能有很大的差異 對(duì)于那些既不能進(jìn)行滑移也不能進(jìn)行孿生的地方 晶體將通過其他方式進(jìn)行塑性變形 相關(guān)實(shí)例見圖5 14和圖5 150為了使晶體的形狀與外力相適應(yīng) 當(dāng)外力超過某一臨界值時(shí)晶體將會(huì)產(chǎn)生局部彎曲 這種變形方式稱為扭折 變形區(qū)域則稱為扭折帶 扭折變形與孿生不同 它使扭折區(qū)晶體的取向發(fā)生了不對(duì)稱性的變化 扭折是一種協(xié)調(diào)性變形 它能引起應(yīng)力松弛 使晶體不致斷裂 eatta E tBE E LFh rc 一 F tkt J川向 a A aaa BEE E k v d VF J 宇品扭析懵 b a b 圖5 15單晶鋪被壓縮時(shí)的扭折 a 扭折示意圖 b 鋪單晶中的扭折帶 圖514伴隨著形成孿晶而產(chǎn)生的扭折帶 5 2 2多晶體的塑性變形 實(shí)際使用的材料通常是由多晶體組成的 室溫下 多晶體中每個(gè)晶粒變形的基本方式與單晶體相同 但由于相鄰晶粒之間取向不同 以及晶界的存在 因而多晶體的變形既需克服晶界的阻礙 又要求各晶粒的變形相互協(xié)調(diào)與配合 故多晶體的塑性變形較為復(fù)雜 1 晶粒取向的影響 晶粒取向?qū)Χ嗑w塑性變形的影響 主要表現(xiàn)在各晶粒變形過程中的相互制約和協(xié)調(diào)性 當(dāng)外力作用于多晶體時(shí) 由于晶體的各向異性 位向不同的各個(gè)晶體所受應(yīng)力并不一致 處于有利位向的晶粒首先發(fā)生滑移 處于不利方位的晶粒卻還未開始滑移 為了使多晶體中各晶粒之間的變形得到相互協(xié)調(diào)與配合 通過各晶粒的多系滑移來保證 5個(gè)獨(dú)立的滑移系 這就與晶體的結(jié)構(gòu)類型有關(guān) j骨移系甚多的面心立方和體心立方晶體能滿足這個(gè)條件 故它們的多晶體具有很好的塑性 相反 密排六方晶體由于滑移系少 晶粒之間的應(yīng)變協(xié)調(diào)性很差 所以其多晶體的塑性變形能力可低 2 晶界的影響 從第3章得知 晶界上原子排列不規(guī)則 點(diǎn)陣畸變嚴(yán)重 何況晶界兩側(cè)的晶粒取向不同 滑移方向和滑移面彼此不一致 因此 滑移要從一個(gè)晶粒直接延續(xù)到下一個(gè)晶粒是極其困難的 在室溫下晶界對(duì)滑移具有阻礙效應(yīng) 對(duì)只有2 3個(gè)晶粒的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)表明 在品界處呈竹節(jié)狀 見圖5 16 多晶體試樣經(jīng)拉伸后 每一晶粒中的滑移帶都終止在晶界附近 如圖5 17所示 在變形過程中位錯(cuò)難以通過晶界被堵塞在晶界附近 這種在晶界附近產(chǎn)生的位錯(cuò)塞積群會(huì)對(duì)晶內(nèi)的位錯(cuò)源產(chǎn)生一反作用力 此反作用力隨位錯(cuò)塞積的數(shù)目n而增大 n kn LGb式中 為作用于滑移面上外加分切應(yīng)力 L為位 錯(cuò)源至晶界之距離 k為系數(shù) 蟲累 位錯(cuò)k l 刃位錯(cuò) k l v 當(dāng)它增大到某一數(shù)值時(shí) 可使位錯(cuò)源停止開動(dòng) 使晶體顯著強(qiáng)化 圖5 16 經(jīng)拉伸后晶界處呈竹節(jié)狀 圖5 17位錯(cuò)在相鄰晶粒中的作用示意圖 因此 對(duì)多晶體而言 外加應(yīng)力必須大至足以激發(fā)大量晶粒中的位錯(cuò)源動(dòng)作 產(chǎn)生滑移 才能覺察到宏觀的塑性變形 由于晶界數(shù)量直接決定于晶粒的大小 因此 晶界對(duì)多晶體起始塑變抗力的影響可通過晶粒大小直接體現(xiàn) 實(shí)踐證明 多晶體的強(qiáng)度隨其晶粒細(xì)化而提高 多晶體的屈服強(qiáng)度Ss與晶粒平均直徑d的關(guān)系可用著名的霍爾一佩奇 Hall Petch 公式表示 q 口口 Kd2 0 0 0 Kd 2 式中 反映晶內(nèi)對(duì)變形的阻力 相當(dāng)于極大單晶的屈服強(qiáng)度 K反映晶界對(duì)變形的影響系數(shù) 與晶界結(jié)構(gòu)有關(guān) 進(jìn)二步實(shí)驗(yàn)證明 霍爾一佩奇公式適用性甚廣 因此 一般在室溫使用的結(jié)構(gòu)材料都希望獲得細(xì)小而均勻的晶粒 因?yàn)榧?xì)晶粒不僅使材料具有較高的強(qiáng)度 硬度 而且也使它具有良好的塑性和韌性 即具有良好的綜合力學(xué)性 當(dāng)變形溫度高于O 5Tm 熔點(diǎn) 以上時(shí) 由 于原子活動(dòng)能力的增大 以及原子沿晶界的擴(kuò)散速率加快 使高溫下的晶界具有一定的粘滯性特點(diǎn) 它對(duì)變形的阻力大為減弱 即使施加很小的應(yīng)力 只要作用時(shí)間足夠長(zhǎng) 也會(huì)發(fā)生晶粒沿晶界的相對(duì)滑動(dòng) 成為多晶體在高溫時(shí)一種重要的變形方式 此外 在高溫時(shí) 多晶體特別是細(xì)品粒的多晶體還可能出現(xiàn)另一種稱為擴(kuò)散性蠕變的變形機(jī)制 這個(gè)過程與空位的擴(kuò)散有關(guān) 據(jù)此 在多晶體材料中往往存在一 等強(qiáng)溫度飛 低于Te時(shí) 晶界強(qiáng)度高于晶粒內(nèi)部的 高于Te時(shí)則得到相反的結(jié)果 見圖5 18 圖5 18等溫強(qiáng)度示意圖 5 2 3塑性變形對(duì)材料組織與性能的影響 塑性變形不但可以改變材料的外形和尺寸 而且能夠使材料的內(nèi)部組織和各種性能發(fā)生變化 在變形的同時(shí) 伴隨著變性 1 顯微組織的變化 經(jīng)塑性變形后 金屬材料的顯微組織發(fā)生明顯的改變 一每個(gè)晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的滑移帶或?qū)\晶帶外 一隨著變形度的增加 原來的等軸晶粒將逐漸沿其變形方向伸長(zhǎng) 一當(dāng)變形量很大時(shí) 晶粒變得模糊不清 晶粒己難以分辨而呈現(xiàn)出一片如纖維狀的條紋 稱為纖維組織 纖維的分布方向即是材料流變伸展的方向 一晶體的塑性變形是借助位錯(cuò)在應(yīng)力作用下運(yùn)動(dòng)和不斷增殖 隨著變形度的增大 晶體中的位錯(cuò)密度迅速提高 經(jīng)嚴(yán)重冷變形后 位錯(cuò)密度可從原先退火態(tài)的106 107cm 2增至1011 1012cm 2o 2 亞結(jié)構(gòu)的變化 經(jīng)一定量的塑性變形后 晶體中的位錯(cuò)線通過運(yùn)動(dòng)與交互作用 開始呈現(xiàn)紛亂的不均勻分布 并形成位錯(cuò)纏結(jié) 進(jìn)一步增加變形度時(shí) 大量位錯(cuò)發(fā)生聚集 并由纏結(jié)的位錯(cuò)組成胞狀亞結(jié)構(gòu) 一此時(shí) 變形晶粒是由許多這種胞狀亞結(jié)構(gòu)組成 各胞之間存在微小的位向差 一隨著變形度的增大 變形胞的數(shù)量增多 尺寸減小 一如果經(jīng)強(qiáng)烈冷軋或冷拉等變形 則伴隨纖維組織的出現(xiàn) 其亞結(jié)構(gòu)也將由大量細(xì)長(zhǎng)狀變形胞組成 3 性能的變化 材料在塑性變形過程中 隨著內(nèi)部組織與結(jié)構(gòu)的變化 其力學(xué) 物理和化學(xué)性能均發(fā)生明顯的改變oa 加工硬化 金屬材料經(jīng)冷加工變形后 強(qiáng)度 硬度 顯著提高 而塑性則很快下降 即產(chǎn)生了加工硬化現(xiàn)象 加工硬化是金屬材料的一項(xiàng)重要特性 可被用作強(qiáng)化金屬的途徑 特別是對(duì)那些不能通過熱處理強(qiáng)化的材料如純金屬 以及某些合金 如奧氏體不銹鋼等 主要是借冷加工實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化的 問啊劇國(guó)B nu nHAU za t電ta a T E i 由 切應(yīng)變 圖5 19單晶體的切應(yīng)力 切應(yīng)變曲線顯示塑性變形的三個(gè)階段 11階段一一線性硬化階段 金屬單晶體的典型應(yīng)力一應(yīng)變曲線 也稱加工硬化曲線 其塑性變形部分是由三個(gè)階段所組成 圖5 19 I階段一一易滑移階段 當(dāng) 三 c后 應(yīng)力增加不多 便能產(chǎn)生相當(dāng)大的變形 此段接近于直線 其斜率 I 或 即加工硬化率低 一般I為 10 4G數(shù)量級(jí) G 為材料的切變模量 隨著應(yīng)變量增加 應(yīng)力線性增長(zhǎng) 此段也呈直線 且斜率較大 加工硬化十分顯著 9IIG 300 近乎常數(shù) 111階段一一拋物線型硬化階段 隨應(yīng)變?cè)黾?應(yīng)力上升緩慢 呈拋物線型 9111逐漸下降O 圖5 20 回心立方 Cu hh迦軍 切應(yīng)變 多晶體的塑性變形由于晶界的阻礙作用和晶粒之間的協(xié)調(diào)配合要求 各晶粒不可能以單一滑移系動(dòng)作而必然有多組滑移系同時(shí)作用 因此多晶體的應(yīng)力一應(yīng)變曲線不會(huì)出現(xiàn)單晶曲線的第l階段 而且其硬化曲線通常更陡 圖5 21 三種典型晶體結(jié)構(gòu)金屬單晶體的硬化曲線 圖5 20 面心立方和體心立方晶體顯示出典型的三階段 至于密排六方金屬單晶體的第I階段通常很長(zhǎng) 遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過其他結(jié)構(gòu)的晶體 以致于第II階段還未充分發(fā)展時(shí)試樣就已經(jīng)斷裂了 300 多晶體 0 012mm 單品體 10 4呻t主Il t圖5 21多晶體與單晶體塑性變形對(duì)比 勿同 哩寺Z叫 干 多品悴 圖5 22 時(shí) 199 99 21 i申民 呀 3D 40 其硬化曲線通常更陡 細(xì)晶粒多晶體在變形開始階段尤為明顯 圖5 22 塑性變形過程中位錯(cuò)密度的增加及其所產(chǎn)生的釘扎作用是導(dǎo)致加工硬化的決定性因素 b 其他性能的變化 經(jīng)塑性變形后的金屬材料 由于點(diǎn)陣畸變 空位和位錯(cuò)等結(jié)構(gòu)缺陷的增加 使其物理性能和化學(xué)性能也發(fā)生一定的變化 如塑性變形通?？墒菇饘俚碾娮杪试龈?增加的程度與形變量成正比 另外 塑性變形后 金屬的電阻溫度系數(shù)下降 磁導(dǎo)率下降 熱導(dǎo)率也有所降低 鐵磁材料的磁滯損耗及矯頑力增大 由于塑性變形使得金屬中的結(jié)構(gòu)缺陷增多 自由焰升高 因而導(dǎo)致金屬中的擴(kuò)散過程加速 金屬的化學(xué)活性增大 腐蝕速度加快 4 形變織構(gòu) 在塑性變形中 隨著形變程度的增加 各個(gè)晶粒的滑移面和滑移方向都要向主形變方向轉(zhuǎn)動(dòng) 逐漸使多晶體中原來取向互不相同的各個(gè)晶粒在空間取向上呈現(xiàn)一定程度的規(guī)律性 這一現(xiàn)象稱為擇優(yōu)取向 這種組織狀態(tài)則稱為形變織構(gòu) 形變織構(gòu)隨加工變形方式不同主要有兩種類型 拔絲時(shí)形成的織構(gòu)稱為絲織構(gòu) 其主要特征為各晶粒的某一晶向大致與拔絲方向相平行 軋板時(shí)形成的織構(gòu)稱為板織構(gòu) 其主要特征為各晶粒的某一晶面和晶向分別趨于同軋面與軋向相平行 5 殘余應(yīng)力 塑性變形中外力所作的功除大部分轉(zhuǎn)化成熱之外 還有一小部分以畸變能的形式儲(chǔ)存在形變材料內(nèi)部 這部分能量叫做儲(chǔ)存能 儲(chǔ)存能的具體表現(xiàn)方式為 宏觀殘余應(yīng)力 微觀殘余應(yīng)力及點(diǎn)陣畸變 按照殘余應(yīng)力平衡范圍的不同 通?？蓪⑵浞譃槿N 1 第一類內(nèi)應(yīng)力 又稱宏觀殘余應(yīng)力 它是由工件不同部分的宏觀變形不均勻性引起的 故其應(yīng)力平 衡范圍包括整個(gè)工件 例如 圖5 23和圖 5 24中將金屬棒施以彎曲載荷 則上邊受拉而伸長(zhǎng) 下邊受到壓縮 變形超過彈性極限產(chǎn)生了塑性變形時(shí) 則外力去除后被伸長(zhǎng)的一邊就存在壓應(yīng)力 短邊為張應(yīng)力 這類殘余應(yīng)力所對(duì)應(yīng)的畸變能不大 僅占總儲(chǔ)存能的0 1 左右 國(guó)5 23 金屬棒彎曲變形后的殘留應(yīng)力 四 圃 圖5 24 金屬拉絲后的殘留應(yīng)力 2 第二類內(nèi)應(yīng)力 又稱微觀殘余應(yīng)力 它是由晶粒或亞晶粒之間的變形不均勻性產(chǎn)生的 其作用范圍與晶粒尺寸相當(dāng) 即在晶粒或亞晶粒之間保持平衡 這種內(nèi)應(yīng)力有時(shí)可達(dá)到很大的數(shù)值 甚至可能造成顯微裂紋并導(dǎo)致工件破壞 3 第三類內(nèi)應(yīng)力 又稱點(diǎn)陣畸變 其作用范圍是幾十至幾百納米 它是由于工件在塑性變形中形成的大量點(diǎn)陣缺陷 如空位 問隙原子 位錯(cuò)等 引起的 變形金屬中儲(chǔ)存能的絕大部分 80 90 用于形成點(diǎn)陣畸變 這部分能量提高了變形晶體的能量 使之處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài) 故它有一種使變形金屬重新恢復(fù)到自由大含最低的穩(wěn)定結(jié)構(gòu)狀態(tài)的自發(fā)趨勢(shì) 并導(dǎo)致塑性變形金屬在加熱時(shí)的回復(fù)及再結(jié)晶過程 5 3回復(fù)和再結(jié)晶 經(jīng)塑性變形的材料具有白發(fā)恢復(fù)到變形前低自由能狀態(tài)的趨勢(shì) 當(dāng)冷變形金屬加熱時(shí)會(huì)發(fā)生回復(fù) 再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大等過程 了解這些過程的發(fā)生和發(fā)展規(guī)律 對(duì)于改善和控制金屬材料的組織和性能具有重要的意義 5 3 1冷變形金屬在加熱時(shí)的組織與性能變化 冷變形后材料經(jīng)重新加熱進(jìn)行退火之后 其組織和性能會(huì)發(fā)生變化 觀察在不同加熱溫度下變化的特點(diǎn)可將退火過程分為回復(fù) 再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大三個(gè)階段 圖5 25 回復(fù)是指新的無畸變晶粒出現(xiàn)之前所產(chǎn)生的亞結(jié)構(gòu)和性能變化的階段 再結(jié)晶是指出現(xiàn)無畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過程 晶粒長(zhǎng)大是指再結(jié)晶結(jié)束之后晶粒的繼續(xù)長(zhǎng)大 固復(fù) 十 輯結(jié)屬 f 矗位最大 t t 13 s 雹4 宮2 事 加熱溫度或保溫時(shí)間 圖5 25 冷變形金屬退火時(shí)晶粒形狀大小的變化 由圖5 25和圖5 26可見 在回復(fù)階段 由于不發(fā)生大角度晶界的遷移 品粒的形狀和大小與變形態(tài)的相同 仍保持著纖維狀或扁平狀 從光學(xué)顯微組織上幾乎看不出變化 在再結(jié)晶階段 首先是在畸變度大的區(qū)域產(chǎn)生新的無畸變晶粒的核 心 然后逐漸消耗周圍的變形基體而長(zhǎng)大 直到形變組織完全改組為新的 無畸變的細(xì)等軸晶粒為止 最后 在晶界表面能的驅(qū)動(dòng)下 新晶?；ハ嗤淌扯L(zhǎng)大 從而得到一個(gè)在該條件下較為穩(wěn)定的尺寸 稱為晶粒長(zhǎng)大階段 a b c 圖5 26顯微組織變化 示意圖 冷變形金屬在退火過程中的性能和能量變化 1 強(qiáng)度與硬度 回復(fù)階段的硬度變化很小 約占總變化的1 5 麗再結(jié)晶階段則下降較多 可以推斷 強(qiáng)度具有與硬度相似的變化規(guī)律 上述情況主要與金屬中的位錯(cuò)機(jī)制有關(guān) 即回復(fù)階段時(shí) 變形金屬仍保持很高的位錯(cuò)密度 而發(fā)生再結(jié)晶后 則由于位錯(cuò)密度顯著降低 故強(qiáng)度與硬度明顯下降 2 電阻 變形金屬的電阻在回復(fù)階段己表現(xiàn) 明顯的下降趨勢(shì) 因?yàn)殡娮杪逝c晶體點(diǎn)陣中的點(diǎn)缺陷 如空位 間隙原子等 密切相關(guān) 點(diǎn)缺陷所引起的點(diǎn)陣畸變會(huì)使傳導(dǎo)電子產(chǎn)生散射 提高電阻率 它的散射作用比位錯(cuò)所引起的更為強(qiáng)烈 因此 在回復(fù)階段電阻率的明顯下降就標(biāo)志著在此階段點(diǎn)缺陷濃度有明顯的減小 3 內(nèi)應(yīng)力 在回復(fù)階段 大部或全部的宏觀內(nèi)應(yīng)力可以消除 而微觀內(nèi)應(yīng)力則只有通過再結(jié)晶方可全部消除 4 亞晶粒尺寸 在回復(fù)的前期 亞晶粒尺寸變化不大 但在后期 尤其在接近再結(jié)晶時(shí) 亞晶粒尺寸就顯著增大 5 密度 變形金屬的密度在再結(jié)晶階段發(fā)生 急劇增高 顯然除與前期點(diǎn)缺陷數(shù)目減小有關(guān)外 主要是在再結(jié)晶階段中位錯(cuò)密度顯著降低所致 6 儲(chǔ)能的釋放 當(dāng)冷變形金屬加熱到足以引起應(yīng)力松弛的溫度時(shí) 儲(chǔ)能就被釋放出來 回復(fù)階段時(shí)各材料釋放的儲(chǔ)存能量均較小 再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)的溫度對(duì)應(yīng)于儲(chǔ)能釋放曲線的高峰處 圖5 27 上述介紹的性能變化情況見圖5 280 再A結(jié)a 霄結(jié) 再撞Sc fI A 純金屬B 不純的金屬C A口一合 Bi八 蝠 I 瑤摞 II 溫度 圖5 27 變形金屬加熱時(shí)儲(chǔ)能的釋放 回復(fù) Fl 硬度 臨件坦坦拭N問劇也樹干 二 溫度圖5 28變形金屬加熱時(shí)性能的變化 5 3 2回復(fù) 1 回復(fù)動(dòng)力學(xué) 圖5 29 回復(fù)是冷變形金屬在退火時(shí)發(fā)生組織性能變化的早期階段 回復(fù)特征通?？捎?級(jí)反應(yīng)方程來表達(dá) dx 一一 cx dt式中 t為恒溫下的加熱時(shí)間 x為冷變形導(dǎo) 致的性能增量經(jīng)加熱后的殘留分?jǐn)?shù) 和溫度有關(guān)的比例常數(shù) c為與材料 c1直與溫度的關(guān)系具有典型的熱激活過程 的特點(diǎn) 可由著名的阿累尼烏斯方程來描述 Qjc coglE Arrhenius 式中 Q為激活能 R為氣體常數(shù) T為絕 對(duì)溫度 Co為比例常數(shù) 回復(fù)方程式 lnt A 一二RT式中 A為常數(shù) 作lnt l T圖 如為直線 則 由直線斜率可求得回復(fù)過程的激活能 E國(guó) 司變電量自o E 喘0 畫 自時(shí)間 圖5 29經(jīng)拉伸變形的純鐵在不同溫度下加熱時(shí) 屈服強(qiáng)度的回復(fù)動(dòng)力學(xué) 回復(fù)動(dòng)力學(xué)特點(diǎn) 1 回復(fù)過程沒有孕育期 隨著退火的開始進(jìn)行 發(fā)生軟化 2 在一定溫度下 初期的回復(fù)速率很大 以后逐漸變慢 直到最后回復(fù)速率為零 3 每一溫度的回復(fù)程度有一極限值 返火溫度越高 這個(gè)極限值也越高 而達(dá)到此極限所需時(shí)間則越短 4 回復(fù)不能使金屬性能恢復(fù)到冷變形前的水平 例5 1回復(fù)動(dòng)力學(xué)方程例 己知辭單晶的回復(fù)激活能Q 20000cal mol 在OOC回復(fù)到殘留75 的加工硬化需5min 請(qǐng)問在270C和 500C回復(fù)到同樣程度需多長(zhǎng)時(shí)間 解 fl 5e200叮1性古 0 185 Crnin 20000 4 18 11 f二元 8 31 273223 二185 rnin 13 天 測(cè)量出幾個(gè)不同溫度下回復(fù)到相同P值所需的時(shí)間 利用 4 式并取對(duì)數(shù) 得到 lnt 常數(shù) 主 RT 從htJ關(guān)系可求出激活能 矛惻以推斷可能的回復(fù)機(jī)制 2 回復(fù)機(jī)制 低溫回復(fù)低溫時(shí) 回復(fù)主要與點(diǎn)缺陷的遷移有關(guān) b 中溫回復(fù)加熱溫度稍高時(shí) 會(huì)發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和重新分布小回復(fù)的機(jī)制主要與位錯(cuò)的滑移有關(guān) c 高溫回復(fù)高溫 0 3Tm 時(shí) 刃型位錯(cuò)可 獲得足夠能量產(chǎn)生攀移 通過攀移使同一滑移面上異號(hào)位錯(cuò)相消 位錯(cuò)密度下降 位錯(cuò)重排成較穩(wěn)定的組態(tài) 構(gòu)成亞晶界 形成回復(fù)后的亞晶結(jié)構(gòu) 多邊化前后刃型位錯(cuò)變化見圖5 30 b 圖5 30多邊化前 后刃型位錯(cuò)的排列情況 a 多邊化前 b 多邊化后 從上述回復(fù)機(jī)制可以理解 回復(fù)過程中電阻率的明顯下降主要是由于過量空位的減少和位錯(cuò)應(yīng)變能的降低 內(nèi)應(yīng)力的降低主要是由于晶體內(nèi)彈性應(yīng)變的基本消除 硬度及強(qiáng)度下降不多則是由于位錯(cuò)密度下降不多 亞晶還較細(xì)小之故 3回復(fù)返火的應(yīng)用1 回復(fù)機(jī)制與性能的關(guān)系內(nèi)應(yīng)力降低 彈性應(yīng)變基本消除 硬度和強(qiáng)度下降不多 位錯(cuò)密度降低不明顯 亞晶較細(xì) 電阻率明顯下降 空位減少 位錯(cuò)應(yīng)變能降低 2 去應(yīng)力退火降低應(yīng)力 保持加工硬化效果 防止工件變形 開裂 提高耐蝕性 5 3 3再結(jié)晶 再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是變形金屬經(jīng)回復(fù)后未被釋放的儲(chǔ)存能 相當(dāng)于變形總儲(chǔ)能的90 通過再結(jié)晶退火可以消除冷加工的影響 故在實(shí)際生產(chǎn)中起著重要作用 1 再結(jié)晶過程再結(jié)晶是一種形核和長(zhǎng)大過程 即通過在變形組織的基體上產(chǎn)生新的無畸變?cè)俳Y(jié)晶晶核 并通過逐漸長(zhǎng)大形成等軸晶粒 從而取代全部變形組織的過程 圖5 31 a d e i f 圖5 31 再結(jié)晶過程示意圖 形核 1 晶界弓出形核 圖5 32 對(duì)于變形 程度較小 一般小于20 的金屬 其再結(jié)晶 核心多以晶界弓出方式形成 即應(yīng)變誘導(dǎo)晶界移動(dòng)或稱為凸出形核機(jī)制 2 亞晶形核 圖5 33 此機(jī)制一般是在大的變形度下發(fā)生 借助亞晶作為再結(jié)晶的核心 其形核機(jī)制又可分為以下兩種 亞晶合并機(jī)制 亞晶遷移機(jī)制 業(yè)晶粒合并形核 晶粒長(zhǎng)大形核 晶界弓出形核 c 圖5 32 形核機(jī)制示意圖 晶界凸出形核 變形量較小時(shí) 20 晶界弓出形核 凸向亞晶粒小的方向 A A 圖5 33具有亞晶組織的晶界凸出形核示意圖 b 長(zhǎng)大 驅(qū)動(dòng)力 畸變能差方式 晶核向畸變晶粒擴(kuò)展 至新晶粒相互接觸 注 再結(jié)晶不是相變過程 2 再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)決定于形核率和長(zhǎng)大速率G的大小 和G不隨時(shí)間而改變的情況下 在恒溫下經(jīng)過t時(shí)間后 已經(jīng)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù) R可用下式表示 1 1 時(shí)再結(jié)晶速率和產(chǎn)生某一體積分?jǐn)?shù) R所需的時(shí)間t成反比 即V l t 故此1 AEgf去式中為常數(shù) Q為再結(jié)晶的激活能 R為 氣體常數(shù) T為絕對(duì)溫度 規(guī)律有孕育期 溫度越高 變形量越大孕育期越短 在體積分?jǐn)?shù)為0 5時(shí)速率最大 然后減慢 其中 純鐵和碳鋼的情況見圖5 34和圖5 350 100 100r i Ii 80擊目 恤 40隨t 20 市叫田 匯1 退火時(shí)間I min wcO 26620 C 102 圖5 34純鐵的再結(jié)晶 圖5 35變形量對(duì)碳鋼再結(jié)晶的影響 3 再結(jié)晶溫度1再結(jié)晶溫度 經(jīng)嚴(yán)重冷變形 變形量 70 的金屬或合金 在lh內(nèi)能夠完成再結(jié)晶的 再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù) 95 最低溫度 高純金屬 T再 0 25 0 35 Tm0 2經(jīng)驗(yàn)公式 斗工業(yè)純金屬 T再 0 35 0劇Tmo合金 T再 0 4 0 9 Tm0 注 再結(jié)晶退火溫度一般比上述溫度高1002000C 3影響因素 變形量越大 驅(qū)動(dòng)力越大 再結(jié)晶溫度越低 純度越高 再結(jié)晶溫度越低 加熱速度太低或太高 再結(jié)晶溫度提高 4 影響再結(jié)晶的因素 1 退火溫度 溫度越高 再結(jié)晶速度越大 2 變形量 變形量越大 再結(jié)晶溫度越低 隨變形量增大 再結(jié)晶溫度趨于穩(wěn)定 變形量低于一定值 再結(jié)晶不能進(jìn)行 如原始晶粒尺寸 晶粒越小 驅(qū)動(dòng)力越大 晶界越多 有利于形核 4 微量溶質(zhì)元素 阻礙位錯(cuò)和晶界的運(yùn)動(dòng) 不利于再結(jié)晶 5 第二分散相 間距和直徑都較大時(shí) 提高畸 變能 并可作為形核核心 促進(jìn)再結(jié)晶 直徑和間距很小時(shí) 提高畸變能 但阻礙晶界遷移 阻礙再結(jié)晶 5 再結(jié)晶晶粒大小的控制 晶粒大小一變形量關(guān) 系圖 1 變形量 圖 存在臨界變形量 生產(chǎn)中應(yīng)避免臨界變形量 2 原始晶粒尺寸 晶粒越小 驅(qū)動(dòng)力越大 形核 位置越多 使晶粒細(xì)化 3 合金元素和雜質(zhì) 增加儲(chǔ)存能 阻礙晶界移動(dòng) 有利于晶粒細(xì)化 4 溫度變形溫度越高 回復(fù)程度越大 儲(chǔ)存能減小 晶粒粗化 退火溫度越高 臨界變形度越小 晶粒粗大 6再結(jié)晶的應(yīng)用 恢復(fù)變形能力改善顯微組織消除各向異性提高組織穩(wěn)定性 再結(jié)晶返火 再結(jié)晶溫度 T再 1002000C 5 3 4晶粒長(zhǎng)大 再結(jié)晶結(jié)束后 材料通常得到細(xì)小等軸晶粒 若繼續(xù)提高加熱溫度或延長(zhǎng)加熱時(shí)間 將引起晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大 對(duì)晶粒長(zhǎng)大而言 晶界移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力通常來自總的界面能的降低 晶粒長(zhǎng)大按其特點(diǎn)可分為兩類 正常晶粒長(zhǎng)大與異常晶粒長(zhǎng)大 二次再結(jié)晶人前者表現(xiàn)為大多數(shù)晶粒幾乎同時(shí)逐漸均勻長(zhǎng)大 而后者則為少數(shù)晶粒突發(fā)性的不均勻長(zhǎng)大 1 晶粒的正常長(zhǎng)大 1 正常長(zhǎng)大 再結(jié)晶后的晶粒均勻連續(xù)的長(zhǎng)大02 驅(qū)動(dòng)力 界面能差 界面能越大 由率半徑越小 驅(qū)動(dòng)力越大 長(zhǎng)大方向是指向曲率中心 而再結(jié)晶晶核的長(zhǎng)大方向相反 3 晶粒的穩(wěn)定形狀 晶界趨于平直 晶界夾角趨于1200C 二維坐標(biāo)中晶粒邊數(shù)趨于6 圖5 36 I圖W晶拉長(zhǎng)大時(shí)晶界移動(dòng)方向 4影響晶粒長(zhǎng)大的因素 1 溫度 溫度越高 晶界易遷移 晶粒易粗化 2 分散相粒子 阻礙晶界遷移 降低晶粒長(zhǎng)大速率 一般有晶粒穩(wěn)定尺寸d和第二相質(zhì)點(diǎn)半徑隊(duì)體積分?jǐn)?shù) 的關(guān)系 d 4r 3 3 雜質(zhì)與合金元素 氣團(tuán)作 釘扎晶界 不利于晶界移動(dòng) 4 晶粒位向差 小角度晶界的界面能小于大角度晶界 因而前者的移動(dòng)速率低于后者 2晶粒的異常長(zhǎng)大 釘扎晶界的第二相溶于基體 再結(jié)晶織構(gòu)中位向一致晶粒的合并 大晶粒吞并小晶粒 1 機(jī)制 各向異性織構(gòu)明顯優(yōu)化磁導(dǎo)率晶粒大小不均性能不均 2 對(duì)組織和性能的影響 降低強(qiáng)度和塑韌性晶粒粗大提高表面粗糙度 3再結(jié)晶退火的組織 1 再結(jié)晶圖 退火溫度 變形量與晶粒大小的關(guān)系圖 2 再結(jié)晶織構(gòu) 再結(jié)晶退火后形成的織構(gòu) 退火可將形變織構(gòu)消除 也可形成新織構(gòu) 擇優(yōu)形核 沿襲形變織構(gòu) 擇優(yōu)生長(zhǎng) 特殊位向的再結(jié)晶晶核快速長(zhǎng)大 3 返火孿晶 再結(jié)晶返火后出現(xiàn)的孿晶 是由于再結(jié)晶過程中因晶界遷移出現(xiàn)層錯(cuò)形成的 5 4熱變形與動(dòng)態(tài)回復(fù) 再結(jié)晶 冷塑性變形引起的加工硬化 可以通過加熱發(fā)生再結(jié)晶來加以消除 如果金屬在再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行壓力加工 那么塑性變形所引起的加工硬化就可以立即被再結(jié)晶過程所消除 將金屬或合金加熱至再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行的壓力加工稱為熱加工 在再結(jié)晶溫度以下的加工稱為冷加工 在熱加工過程中 金屬內(nèi)部同時(shí)進(jìn)行著加工硬化和再結(jié)晶軟化這兩個(gè)相反的過程 不過此時(shí)的再結(jié)晶是在加工的同時(shí)發(fā)生的 稱為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 它與上一章介紹的冷加工后退火時(shí)發(fā)生的再結(jié)晶是不盡相同的 有時(shí)在熱加工過程中硬化和軟化這兩個(gè)因素不能剛好全部抵消 5 4 1動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 熱加工時(shí) 硬化過程與軟化過程是同時(shí)進(jìn)行的 按其特征不同 可分為下述五種形式 1 動(dòng)態(tài)回復(fù) 2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 1 2 是在溫度和負(fù)荷聯(lián)合作用下發(fā)生的 3 亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 4 靜態(tài)再結(jié)晶 5 靜態(tài)回復(fù) 3 4 5 是在變形停止之后 即在無負(fù)荷作用下發(fā)生的 1動(dòng)態(tài)回復(fù) 圖5 38 特點(diǎn) 流變應(yīng)力不隨應(yīng)變而變的穩(wěn)態(tài)流變 1 真應(yīng)力一真應(yīng)變曲線 圖5 37 1 微應(yīng)變階段 11 動(dòng)態(tài)回復(fù)的初始階段 111 穩(wěn)態(tài)變形階段 R12 l 晶粒伸長(zhǎng) 位話密度增加 位錨密度不變 巨 品發(fā)展 巨品保恃等軸 尺寸不變 平均取向差不變 m 一一一一 一一一 一二一 應(yīng)變圖5 37真應(yīng)力一真應(yīng)變曲線 160 句 8 不lO s 3 0 IO zs l 2 3 XlO ls I3 0 10 s t 6 0 xlO 5s 1 茍 0 40 6 0 8 1 0 0 2 圖5 38動(dòng)態(tài)回復(fù)的應(yīng)力應(yīng)變曲線 流變曲線 2 組織結(jié)構(gòu)的變化 熱加工后的晶粒沿變形方向伸長(zhǎng) 同時(shí) 晶粒內(nèi)部出現(xiàn)動(dòng)態(tài)回復(fù)所形成的等軸亞晶粒 亞晶尺寸與穩(wěn)態(tài)流變應(yīng)力成反比 并隨變形溫度升高和變形速度降低而增大 圖5 39 創(chuàng)光學(xué)顯微組織 偏振光430X b 搬進(jìn)t電鏡照片 圖5 39鋁在4000C擠壓時(shí)動(dòng)態(tài)回復(fù)所形成的亞晶 3 動(dòng)態(tài)回復(fù)的機(jī)制 1 是位錯(cuò)的攀移和交滑移 攀移在動(dòng)態(tài)回復(fù)中起主要的作用 2 層錯(cuò)能的高低是決定動(dòng)態(tài)回復(fù)進(jìn)行充分與否的關(guān)鍵因素 3 動(dòng)態(tài)回復(fù)易在層錯(cuò)能高的金屬 如鋁及鋁合金中發(fā)生 2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 1 真應(yīng)力真應(yīng)變曲線 圖5 40 I加工硬化階段 0 c 11 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的權(quán)始階段 c三 s 111 穩(wěn)態(tài)流變階段 三 s 1十E十二E 4 2 一L 一二一一一 t 1 應(yīng)變 噸 t 回5刷低層錯(cuò)能金屬在熱細(xì)工溫度的應(yīng)力句應(yīng)變曲線 示意困 v 1一連續(xù)的快速動(dòng)態(tài)再鋪晶 2一反復(fù)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的機(jī)制 在熱加工過程中 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶也是通過形核和長(zhǎng)大完成的 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核方式與 及由此引起的位錯(cuò)組態(tài)變化有關(guān) 當(dāng) 較低時(shí) 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是通過原晶界的弓出機(jī)制形核 而當(dāng) 較高時(shí) 則通過亞晶聚集長(zhǎng)大方式進(jìn)行 3 組織結(jié)構(gòu)的變化 圖5 41 晶粒是等軸的 大小不均勻 晶界呈鋸齒狀 等軸晶內(nèi)存在被纏結(jié)位錯(cuò)所分割成的亞晶粒 圖5 41 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的先錐照片 的錦在93400變形時(shí) 嗣1 63x10 28 1 e 7 0 在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成的品位中的捕結(jié)位錯(cuò) 薄膜透射電能照片 4 層錯(cuò)能較低的金屬 如銅及銅合金 熱 加工過程中發(fā)生的軟化過程主要來自動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 現(xiàn)存的晶界往往是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的主要形核之處 形變溫度越高 應(yīng)變速率越小 應(yīng)變量越大 越有利于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒大小d主要決定于熱變形時(shí)的流變應(yīng)力 ocd n D 常數(shù)0 1 0 5 5 4 2熱加工對(duì)金屬組織和性能的影響 1 消除了某些鑄造缺陷 較鑄態(tài)具有較佳的機(jī)械性能 圖5 42 圖5 42鑄造組織成為變形組織 2 加工流線 圖5 43 二 囡 5 43 注叫WZ hh u川 F hz t飛 OMS 蘭耳飛 HU V民運(yùn)V 飛 棋藝節(jié)鹽川 dJ川 Jktr川mu N C的困山 尋m圖 圖5 45Cr12鋼中的碳化物帶 圖5 46H62帶狀組織 5 4 3蠕變 金屬在室溫下或者溫度在低于O 3Tm時(shí)的變形 主要是通過滑移和孿晶兩種方式進(jìn)行的 而在溫度高于O 3Tm會(huì)發(fā)生位錯(cuò)的攀移 從而產(chǎn)生蠕變現(xiàn)象 所謂蠕變 是指材料在高溫下的變形不僅與應(yīng)力有關(guān) 而且和應(yīng)力作用的時(shí)間有關(guān) 在恒定的溫度與應(yīng)力下 金屬發(fā)生蠕變的典型情況如圖5 47所示 整個(gè)的隔變過程可分為三個(gè)階段 櫚錮 第三蠟黃階段 EEZ 如觸階段 I JOOr典型的蠕壺曲線 固5 47 由自需變速率逐漸減慢的第一階段到恒速蠕變的第二階段 在蠕變過程后期 蠕變速率加快直至斷裂 是為蠕變第三階段 隨著溫度與應(yīng)力的增高 蠕變第二階段漸短 金屬的蠕變很快由第一階段過渡到第三階段 使高溫下服役的零件壽命大大減少 因?yàn)樵谌渥兊诙A段蠕變速率最低 且蠕變量易于推算 故高溫下工作的零件其設(shè)計(jì)壽命多在這一階段 咽Z T 功 l T 罔5 48蠕變速事和溫度的關(guān)系這一階段的蠕變速率和溫度有著指數(shù)關(guān)系 當(dāng)作ln l T時(shí) 可得出一直線 其斜率為 Q R Q為蠕變過程的激活能 圖5 48 在蠕變第二階段 一般認(rèn)為是由位錯(cuò)滑移產(chǎn)生的加工硬化和由位錯(cuò)攀移產(chǎn)生的高溫回復(fù) 這兩個(gè)過程的速率相等 于是便形成了恒定的蠕變速率過程 5 4 4超塑性 某些金屬材料 在特定條件下拉伸時(shí) 能得到特別高的延伸率 這一現(xiàn)象稱為超塑性 按產(chǎn)生超塑性的冶金因素不同 可將其分為兩類 1 微晶超塑性 組織超塑性 2 相變超塑性目前研究最多的是微晶超塑性 1超塑性的表示 力學(xué)性能指標(biāo) 不產(chǎn)生縮頸和獲得高延伸率是衡量材料超塑性的兩項(xiàng)指標(biāo) 延伸率用 1 10 10 x100 表刁之 相變超塑性不產(chǎn)生縮頸的抗縮頸能力用應(yīng)變速率敏感指數(shù)m表示Om越高 越有利于獲得超塑性 超塑性合金 m 0 3 0 9 2超塑性的特征抗縮頸能力應(yīng)一變速率敏感指數(shù)m在溫度T 應(yīng)變量 T一定的條件下 真應(yīng)力 與應(yīng)變速率的關(guān)系為 K mK 常數(shù)對(duì) 1 式求導(dǎo) 19 lgK m19 19 19B m m即19 lg 關(guān)系曲線的斜率 圖5 49 圖5 50和圖5 51 e畫 102 我地 毒W(wǎng) E 1重塑佳范E m Q s 窯0 3 10 10幅4 10 1 O s 10 110 e 分 l 因5 49 Mg Al共晶合金在3500C變形時(shí)的流變應(yīng)力 6和參數(shù)m與應(yīng)變速率的關(guān)系 晶粒尺寸10 6微米 t10 棋也 EE anvtA l 10 t 靜 1圖5 50熱加工伏態(tài)的Al C哄屠含金在不同溫度試驗(yàn)時(shí)的就變應(yīng)力與應(yīng)變速率的關(guān)系 0 以及參數(shù)m與應(yīng)變速事的關(guān)革 b E V秘 1 ht AHV 1 10 1 也咽H F 血U圃 EE 10輯 葉眼 1 川川rhdEE 品川咀 1 晶 HV 帽 mm 陽 4d EMFaTE 配 4 嚕品 q啞 A W U唱 10 10 J t t秒 1 huw E 噸 晶HM 品 咽 AHUE E且 1 7SI m lO 10 10 10 1 11111 t 8 C 圖5 51Al 共屠合金于5120 C時(shí)品位尺寸與0的關(guān)系 a 及品收尺寸與刑的關(guān)系 b 3 組織超塑性變形后的組織變化 1 晶粒保持為等軸狀 但產(chǎn)生粗化 2 有明顯的晶界滑動(dòng)和晶粒轉(zhuǎn)動(dòng) 沒有明顯的晶內(nèi)滑移 也沒有位錯(cuò)密度的顯著升高 看不到晶內(nèi)亞結(jié)構(gòu) 3 不產(chǎn)生織構(gòu) 4 組織超塑性變形的機(jī)制 目前傾向于認(rèn)為是晶界滑動(dòng)和晶?；剞D(zhuǎn)為 主 伴有原子的擴(kuò)吱目二 微晶超塑變形機(jī)制 圖5 52 晶粒轉(zhuǎn)換機(jī)制的二維表示法 b 伴隨定向擴(kuò)散的晶界滑動(dòng)機(jī)制 虛線箭頭代表體擴(kuò)散方向 圖5 52微晶超塑變形機(jī)制 e 討論 熱加工雖然不致引起加工硬化 但也會(huì) 使金屬的組織和性能發(fā)生很大的變化 如 1 通過熱加工 可以使鑄態(tài)金屬中的氣孔焊合 從而使其致密度得以提高 2 通過熱加工 可以使鑄態(tài)金屬中的粗大枝晶和柱狀晶粒破碎 從而使其晶粒細(xì)化 機(jī)械性能得以提高 3 通過熱加工 可以使鑄態(tài)金屬中的枝晶偏析和非 金屬夾雜的分布發(fā)生改變 使它們沿著變形的方向細(xì)碎拉長(zhǎng) 形成所謂熱加工 纖維組織 又稱 流線 從而使金屬的機(jī)械性能具有明顯的各向異性 縱向上的性能顯著優(yōu)于橫向上的 因此 熱加工時(shí)應(yīng) 力求工件流線分布合理 圖5 53 為鍛造曲軸的合理 流線分布 它可保證曲軸工作時(shí)所受的最大拉應(yīng)力與流線一致 而外加切應(yīng)力或沖擊力與流線垂直 使曲軸不易斷裂 圖5 53 b 為切削力日工制成的曲軸 其流線分布不合理 易沿軸肩發(fā)生斷裂 b 切削力 1工曲軸 圖5 53曲軸的流線分布 3 lPl1 5 5陶瓷材料變形的特點(diǎn) 陶瓷材料具有強(qiáng)度高 重量輕 耐高溫 耐磨損 耐腐蝕等一系列優(yōu)點(diǎn) 作為結(jié)構(gòu)材料 特別是高溫結(jié)構(gòu)材料極具潛力 但由于陶瓷材料的塑 韌性差 在一定程度上限制了它的應(yīng)用 本節(jié)將討論陶瓷材料變形特點(diǎn) 5 5 1陶瓷晶體的塑性變形 陶瓷晶體一般由共價(jià)鍵和離子鍵結(jié)合 在室溫靜拉伸時(shí) 除少數(shù)幾個(gè)具有簡(jiǎn)單晶體結(jié)構(gòu)的晶體如 KCI MgO外 般陶瓷晶體結(jié)構(gòu)復(fù)雜 在室溫下沒有塑性 如圖5 54所示 即彈性變形階段結(jié)束后 立即發(fā)生脆性斷裂 這與金屬材料具有本質(zhì)差異 和金屬材料相比 陶瓷晶體具有如下特點(diǎn) 陶魯吉b占G 金屬 b E 圖5 54金屬材料與陶瓷材料的應(yīng)力 應(yīng)變曲線 1 陶瓷晶體的彈性模量比金屬大得多 常高出幾倍 這是由其原子鍵合特點(diǎn)決定的 共價(jià)鍵晶體的鍵具有方向性 使晶體具有較高的抗晶格畸變和阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的能力 使共價(jià)鍵陶瓷具有比金屬高得多的硬度和彈性模量 離子鍵晶體的鍵方向性不明顯 但滑移不僅要受到密排面和密排方向的限制 而且要受到靜電作用力的限制 因此實(shí)際可移動(dòng)滑移系較少 彈性模量也較高 2 陶瓷晶體的彈性模量 不僅與結(jié)合鍵有 關(guān) 而且還與其相的種類 分布及氣孔率有關(guān) 而金屬材料的彈性模量是一個(gè)組織不敏感參數(shù) 3 陶瓷的壓縮強(qiáng)度高于抗拉強(qiáng)度約一個(gè)數(shù)量級(jí) 圖5 55 而金屬的抗拉強(qiáng)度和壓縮強(qiáng)度一般相等 這是由于陶瓷中總是存在微裂紋 拉伸時(shí)當(dāng)裂紋一達(dá)到臨界尺寸就失穩(wěn)擴(kuò)展立即斷裂 而壓縮時(shí)裂紋或者閉合或者呈穩(wěn)態(tài)緩慢擴(kuò)展 使壓縮強(qiáng)度提高 nunvnu nL 罷 b 4 A n川V 八川Va 0 005 a 幣 nM導(dǎo)面 b 0 01 0 005 b 圖5 55陶瓷的應(yīng)力 應(yīng)變曲線 4 陶瓷的理論強(qiáng)度和實(shí)際斷裂強(qiáng)度相差1 3個(gè)數(shù) 量級(jí) 引起陶瓷實(shí)際抗拉強(qiáng)度較低的原肉是陶瓷中因工藝缺陷導(dǎo)致的微裂紋 在裂紋尖端引起很高的應(yīng)力集中 裂紋尖端之最大應(yīng)力可達(dá)到理論斷裂強(qiáng)度或理論屈服強(qiáng)度 因陶瓷晶體中可動(dòng)位錯(cuò)少 位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)又困難 所以 一旦達(dá)到屈服強(qiáng)度就斷裂了 因而使陶瓷晶體的抗拉強(qiáng)度遠(yuǎn)低于理論屈服強(qiáng)度 5 和金屬材料相比 陶瓷晶體在高溫下具有良好的抗蠕變性能 而且在高溫下也具有一定塑性 如圖5 56所示 叭錮 一 低速加 fr溫低速加載 應(yīng)變 圖5 56陶瓷材料的應(yīng)力 應(yīng)變曲線 5 6高聚物的變形特點(diǎn) 聚合物材料具有己知材料中可變范圍最寬的變形性質(zhì) 包括從液體 軟橡膠到剛性固體 而且 與金屬材料相比 聚合物的變形強(qiáng)烈地依賴于溫度和時(shí)間 表現(xiàn)為粘彈性 即介于彈性材料和粘性流體之間 聚合物的變形行為與其結(jié)構(gòu)特點(diǎn)有關(guān) 聚合物由大分子鏈構(gòu)成 這種大分子鏈一般都具有柔性 但柔性鏈易引起粘性流動(dòng) 可采用適當(dāng)交聯(lián)保證彈性 除了整個(gè)分子的相對(duì)運(yùn)動(dòng)外 還可實(shí)現(xiàn)分子不同鏈段之間的相對(duì)運(yùn)動(dòng) 1屈服與冷拉