第5章材料的形变和再结晶笔记及课后习题(已整理袁圆2014.8.6)

1、word文档可自由复制编辑笫5章材料的形变和再结晶5.1复习笔记一、弹性和黏弹性1.弹性变形的本质弹性变形是指外力去除后能够完全恢复的那部分变形，当无外力作用时，晶体内原子间的结合能和结合力可通过理论计算得出，它是原子间距离的函数，如图5-1所示。（a）（b）图5-1晶体内的原子间的结合能和结合力（a）体系能量与原子间距的关系（b）原子间作用力和距离的关系原子处于平衡位置时，其原子间距为r。，势能U处于最低位置，相互作用力为零。当原子受力偏离其平衡位置时，原子间距增大时将产生引力；原子间距减小时将产生斥力，外力去除后，原子都会恢复其原来的平衡位置，所产生的变形便完全消失，这就是弹性变形。2弹性

2、变形的特征和弹性模量 弹性变形的主要特征是：（1）理想的弹性变形是可逆变形，加载时变形，卸载时变形消失并恢复原状；（2）金属、陶瓷和部分高分子材料不论是加载或卸载时，只要在弹性变形范围内，其 应力与应变之间都保持单值线性函数关系，即服从胡克定律： 在正应力下：（T =E 在切应力下：T =G,弹性模量与切变弹性模量之间的关系为：式中，U为材料泊松比，表示侧向收缩能力，在拉伸试验时系指材料横向收缩率与纵向 伸长率的比值。弹性模量代表着使原子离开平衡位置的难易程度，反映原子间结合力， 是表征晶体中原子间结合力强弱的物理量。（3）弹性的不完整性 包申格效应材料经预先加载产生少量塑性变形，而后同向加载

3、则Te升高，反向加载则 Te下降。 弹性后效在弹性极限范围内，应变滞后于外加应力，并和时间有关的现象称为弹性后效或滞弹性。 弹性滞后由于应变落后于应力，在 T 曲线上使加载线与卸载线不重合而形成一封闭回线，称之 为弹性滞后，如图 5-2所示。图5-2弹性滞后（环）与循环韧性（a）单向加载弹性滞后（环）（b）交变加载（加载速度慢）弹性滞后（c）交变加载（加载速度快）弹性滞后（d）交变加载塑性滞后（环） 黏弹性黏弹性变形既与时间有关，又具有可回复的弹性变形性质，即具有弹性和黏性变形两方面的特征。特点是应变落后于应力，当加上周期应力时，应力一应变曲线就成一回线，所包 含的面积即为应力循环一周所损耗的

4、能量，即内耗。二、晶体的塑性变形1 单晶体的塑性变形（1）滑移 滑移线与滑移带：当应力超过晶体的弹性极限后，晶体中就会产生层片之间的相对滑移，大量的层片间滑动的累积就构成晶体的宏观塑性变形。 滑移系：塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，这些晶面和晶向分别称为 “滑移面”和“滑移方向”，由滑移面和滑移方向构成了滑移系。 临界分切应力：晶体的滑移是在切应力作用下进行的， 但其中许多滑移系并非同时参与滑移，而只有当外力在某一滑移系中的分切应力达到一定临界值时，该滑移系方可以首先发生滑移，该分切应力称为滑移的临界分切应力。滑移开始的条件可表达为：厂二 G = cr5 cos cos A滑移时晶面

5、的转动： 动，对于只有一组滑移面的图5-3计算分切应力的分析图单晶体滑移时，除滑移面发生相对位移外, hep,这种现象尤为明显。往往伴随着晶面的转If何(b)何图5-4单晶体拉伸变形过程(a)原试样(b)自由滑移变形(c)受夹头限制时的变形 多系滑移对于具有多组滑移系的晶体，滑移首先在取向最有利的滑移系(其分切应力最大)中进行； 位错运动的阻力：a. 点阵阻力；b. 位错与位错的交互作用产生的阻力；c. 运动位错交截后形成的扭折和割阶；d. 与其他晶体缺陷如点缺陷、其他位错、晶界和第二相质点等交互作用产生的阻力，(2) 孪生 定义在切应力作用下，晶体的一部分沿一定晶面和一定的晶向相对于另一部分

6、作均匀的切边、形成孪晶所产生的变形。H9j生方向图5-5面心立方晶体孪生变形示意图(a)孪晶面和孪生方向(b)孪生变形时原子的移动 特点a. 孪生变形也是在切应力作用下发生的，并通常出现于滑移受阻而引起的应力集中区, 因此，孪生所需的临界切应力要比滑移时大得多。b. 孪生是一种均匀切变，即切变区内与孪晶面平行的每一层原子面，均相对于其毗邻晶 面沿孪生方向位移了一定的距离，且每一层原子的切变量，跟它与孪生面的距离成正比。 形成方式a. 通过机械变形而产生的孪晶，也称为变形孪晶”或机械孪晶”，呈透镜状或片状；b. 生长孪晶”，它包括晶体自气态（如气相沉积）、液态（液相凝固）或固体中长大时 形成的孪

7、晶；c. 变形金属在其再结晶退火过程中形成的孪晶，也称为退火孪晶”，它往往以相互平 行的孪晶面为界横贯整个晶粒，是在再结晶过程中通过堆垛层错的生长形成的。 位错机制由于孪生变形时整个孪晶区发生均匀切变，故其各层晶面的相对位移是借助一个不全位错（肖克利不全位错）运动而造成的。扭折扭折是一种协调性变形，它能引起应力松弛，使晶体不致断裂。晶体经扭折之后，扭折区内的晶体取向与原来的取向不再相同，有可能使该区域内的滑移系处于有利取向，从而产生滑移，折带不仅限于上述情况下发生，还会伴随着形成孪晶而出现。2多晶体的塑性变形（1）晶粒取向的影响各晶粒变形过程中的相互制约和协调性。多晶体的塑性变形与晶体的结构类

8、型有关： 面心立方和体心立方由于滑移系多，塑性变形好，而密排六方滑移系少，变形能力差。；（2）晶界的影响多晶体的屈服强度 cs与晶粒平均直径 d的关系可用著名的霍尔一佩奇（ Hall Petch） 公式表示：6 =旳 +t式中，c反映晶内对变形的阻力，相当于极大单晶的屈服强度；K反映晶界对变形的影响系数，与晶界结构有关。 在低温状态下，（温度低于 0.5T）,细晶粒能使材料具有高的强度、硬度和良好的韧 性及塑性，采用晶粒细化机制； 在高温状态下，（温度高于于 0.5T）,原子活动能增大，扩散速率加快，使得晶界具 有一定的粘滞性，出现扩散蠕变机制。3. 合金的塑性变形（1）单相固溶体合金的塑性变

9、形 固溶强化：溶质原子的存在及其固溶度的增加，使基体金属的变形抗力随之提高。 影响固溶强化的因素：a. 溶质原子的原子数分数越高，强化作用也越大，而当原子数分数很低时，强化效应 显著；b. 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；c. 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；d. 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，即固溶体的屈服 强度随合金电子浓度的增加而提高； 上下屈服点现象的物理本质位错要运动，必须在更大的应力作用下才能挣脱Cottrell气团的钉扎而移动，

10、这就形成了上屈服点；而一旦挣脱之后位错的运动就比较容易，因此应力减小，出现了下屈服点和水平台。(2) 多相合金的塑性变形 聚合型合金的塑性变形：当组成合金的两相晶粒尺寸属同一数量级，且都为塑性相时，合金的变形能力取决于两相的体积分数。 弥散分布型合金的塑性变形：当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相中时，将会产生显著的强化作用。a.不可变形粒子的强化作用不可变形粒子对位错的阻碍作用如图5-6所示。图5-6位错绕过第二相粒子的示意图word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑根据位错理论，迫使位错线弯曲到曲率半径为R时所需的切应力Gbr= 2R此时由于所以位错线弯曲到该状态所需的切应力

11、GbT = T称为奥罗万机制。b.可变形微粒的强化作用当第二相粒子为可变形微粒时，位错将切过粒子使之随同基体一起变形，如图5.7所示。图5-7位错切割粒子的机制第一，位错切过粒子，粒子产生宽度为b的表面台阶，新表面的出现使总的界面能升高； 第二，当粒子是有序结构时， 则位错切过粒子时会打乱滑移面上下的有序排列，产生反相畴界，弓I起能量的升高；第三，由于第二相粒子与基体的晶体点阵不同或至少是点阵常数不同，故当位错切过粒子时必然在其滑移面上造成原子的错排，需要额外作功，给位错运动带来困难；第四，由于粒子与基体的比体积差别，而且沉淀粒子与母相之间保持共格或半共格结合， 故在粒子周围产生弹性应力场，此

12、应力场与位错会产生交互作用，对位错运动有阻碍；第五，由于基体与粒子中的滑移面取向不相一致，则位错切过后会产生一割阶，割阶的存在会阻碍整个位错线的运动；第六，由于粒子的层错能与基体不同，当扩展位错通过后，其宽度会发生变化，引起能量升咼。4. 塑性变形对材料组织与性能的影响（1）显微组织的变化使每个晶粒内部出现大量的滑移带或孪晶带，同时随着变形度的增加， 原来的等轴晶粒将逐渐沿其变形方向伸长。（2）亚结构的变化对于层错能较高的金属和合金（如铝、铁等），其扩展位错区较窄，可通过束集而发生交滑移，故在变形过程中经位错的增殖和交互作用，容易出现明显的胞状结构；而层错能较低的金属材料（如不锈钢、黄铜），其

13、扩展位错区较宽，使交滑移很困难，因此在这类材料中易观察到位错塞积群的存在。（3）性能的变化材料在塑性变形过程中， 随着内部组织与结构的变化， 其力学、物理和化学性能均发生 明显的改变。 加工硬化金属材料经冷加工变形后，强度（硬度）显著提高，而塑性则很快下降。塑性变形部分由三个阶段组成：图5-8单晶体的切应力一切应变曲线显示塑性变形的三个阶段I阶段一一易滑移阶段；n阶段一一线性硬化阶段； 川阶段一一抛物线型硬化阶段。 其他性能的变化经塑性变形后的金属材料，由于点阵畸变、空位和位错等结构缺陷的增加，使其物理性能和化学性能也发生一定的变化。（4）形变织构 在塑性变形中，随着形变程度的增加， 各个晶粒

14、的滑移面和滑移方向都要向主形变方 向转动，逐渐使多晶体中原来取向互不相同的各个晶粒在空间取向上呈现一定程度的规律性，这一现象称为择优取向，这种组织状态则称为形变织构。 形变织构类型：a. 拔丝形成的织构称为丝织构，主要特征为各晶粒的某一晶向大致与拔丝方向相平行；b. 轧板形成的织构称为板织构，其主要特征为各晶粒的某一晶面和晶向分别趋于同轧 面与轧向相平行。（5）残余应力 第一类内应力：又称宏观残余应力，它是由工件不同部分的宏观变形不均匀性引起的， 第二类内应力：又称微观残余应力，它是由晶粒或亚晶粒之间的变形不均匀性产生的。 第三类内应力：又称点阵畸变，其作用范围是几十至几百纳米，它是由于工件在

15、塑性 变形中形成的大量点阵缺陷(如空位、间隙原子、位错等)引起的。三、回复和再结晶1、冷变形金属在加热时的组织与性能变化冷变形后材料经重新加热进行退火之后，其组织和性能会发生变化， 根据在不同加热温度下变化的特点，可将退火过程分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段。(1) 回复是指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性能变化的阶段；(2) 再结晶是指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒的过程；(3) 晶粒长大是指再结晶结束之后晶粒的继续长大。回耳再结晶品铀艮大I tIrlhh加热温度或保温时间一*图5-9冷变形金属退火时晶粒形状和大小的变化 冷变形金属在退火过程中性能和能量的变化：图5-10冷

16、变形金属退火时某些性能和能量的变化(1) 强度与硬度：回复阶段的硬度变化很小，而再结晶阶段则下降较大。(2) 电阻：变形金属的电阻在回复阶段已表现明显的下降趋势。(3) 内应力：在回复阶段，大部分或全部的宏观内应力可以消除，而微观内应力则只 有通过再结晶方可全部消除。(4) 亚晶粒尺寸：在回复的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在后期，尤其是在接近再 结晶时，亚晶粒尺寸就显著增大。(5) 密度：变形金属的密度在再结晶阶段发生急剧增高，除与前期点缺陷数目减少有 关外，主要是因再结晶阶段中位错密度显著降低所致。储能就被释放出来。(6) 储能释放：当冷变形金属加热到足以引起应力松弛的温度时,2回复(1)回

17、复动力学回复是冷变形金属在退火时发生组织性能变化的早期阶段，在此阶段内物理、力学性能的回复程度是随温度和时间变化的。回复动力学曲线表明，回复是一个弛豫过程。 其特点为: 没有孕育期； 在一定温度下，初期的回复速率很大，随后即逐渐变慢，直到趋近于零； 每一温度的回复程度有一极限值，退火温度越高，这个极限值也越高，而达到此一极限值所需的时间则越短； 预变形量越大，起始的回复速率也越快，晶粒尺寸减小也有利于回复过程的加快。这种回复特征通常可用一级反应方程来表达：式中，t为恒温下的加热时问；x为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数；c为与材料和温度有关的比例常数；(2)回复机制 低温回复：低温时，回

18、复主要与点缺陷的迁移有关。冷变形时产生了大量点缺陷 一一空位和间隙原子，点缺陷运动所需的热激活较低，因而在较低温度时就可进行； 中温回复：加热温度稍高时，会发生位错运动和重新分布。回复的机制主要与位错的滑移有关：同一滑移面上异号位错可以相互吸引而抵消； 高温回复：高温(0.3T熔)时，刃型位错可获得足够的能量产生攀移。a. 攀移产生了两个重要的后果：第一，使滑移面上不规则的位错重新分布，刃型位错垂直排列成墙， 这种分布可显著降低位错的弹性畸变能，因此，可看到对应于此温度范围，有较大的应变能释放。第二，沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错墙(小角度亚晶界)，以及由此所产生的亚晶，即多边化

19、结构。b. 高温回复多边化过程的驱动力主要来自应变能的下降，多边化过程产生的条件：第一，塑性变形使晶体点阵发生弯曲；第二，在滑移面上有塞积的同号刃型位错；第三，须加热到较高的温度，使刃型位错能够产生攀移运动。3. 再结晶(1) 再结晶过程几种不同的形核机制： 晶界弓出形核； 亚晶形核。借助亚晶作为再结晶的核心，其形核机制分类：a. 亚晶合并机制；b. 亚晶迁移机制。图5-11三种再结晶形核方式的示意图(a)亚晶粒合并形核(b)亚晶粒长大形核(c)凸出形核长大再结晶晶核形成之后，它就借界面的移动而向周围畸变区域长大。再结晶动力学再结晶动力学决定于形核率 N和长大速率 G的大小。假定均匀形核、晶核

20、为球形，N和G不随时间而改变的情况下，推导出在恒温下经过 t时间后，已经再结晶的体积分数 怩, 可用下式表示：r( IzNG 孤=1 一 exp ( -J这就是约翰逊一梅厄方程，它适用于符合上述假定条件的任何相变。等温回复的情况相似，在两个不同的恒定温度产生同样程度的再结晶时，可得：牛=頁(盘P)(3) 再结晶温度及其影响因素：冷变形金属开始进行再结晶的最低温度称为再结晶温度，它可用金相法或硬度法测定。 变形程度的影响：随着冷变形程度的增加，储能也增多，再结晶的驱动力就越大，因 此再结晶温度越低，同时等温退火时的再结晶速度也越快； 原始晶粒尺寸：在其他条件相同的情况下，金属的原始晶粒越细小，

21、则变形的抗力越大，冷变形后储存的能量较高，再结晶温度则较低； 微量溶质原子：微量溶质原子的存在对金属的再结晶有很大的影响； 第二相粒子第二相粒子的存在既可能促进基体金属的再结晶，也可能阻碍再结晶， 这主要取决于基体上分散相粒子的大小及其分布； 再结晶退火工艺参数： 加热速度、加热温度与保温时间等退火工艺参数，对变形金属的再结晶有着不同程度的影响。退火时间图5-12退火时间与再结晶温度的关系(4) 再结晶后的晶粒大小再结晶完成以后，位错密度较小的新的无畸变晶粒取代了位错密度很高的冷变形晶粒。利用约翰逊一梅厄方程， 可以证明再结晶后晶粒尺寸 d与N和G之间存在着下列关系：常数(紂 变形度的影响a.

22、 当变形程度很小时，晶粒尺寸即为原始晶粒的尺寸，这是因为变形量过小，造成的 储存能不足以驱动再结晶，所以晶粒大小没有变化；b. 当变形程度增大到一定数值后，此时的畸变能已足以引起再结晶，但由于变形程度不大，N/G比值很小，因此得到特别粗大的晶粒；c. 当变形量大于临界变形量之后，驱动形核与长大的储存能不断增大，而且形核率N增大较快，使 N/G变大，因此，再结晶后晶粒细化，且变形度越大，晶粒越细化。 退火温度的影响退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸的影响比较弱。原始晶粒尺寸TI 0 临界变形髦图5-13变形量与再结晶晶粒尺寸的关系4. 晶粒长大(1) 晶粒的正常长大及其影响因素再结晶完成后，晶粒长

23、大是自发过程， 正常晶粒长大时，晶界的平均移动速度 V由下式 决定：v = mp = m式中. 为晶界的平均迁移率；为晶界的平均驱动力，为晶界的平均曲率半径；为dD单位面积的晶界能为晶粒平均直径的增大速度。 温度：温度越高，晶粒的长大速度也越快； 分散相粒子：当合金中存在第二相粒子时，由于分散颗粒对晶界的阻碍作用，从而使晶粒长大速度降低。根据牛顿第二定律，此力也等于在晶界移动的相反方向粒子对晶界移动所施的后拉力或约束力。当9=45时，此约束力为最大，即：Fmax= n rb, Dmin=4r/3 u； 晶粒问的位向差：实验表明，相邻晶粒间的位向差对晶界的迁移有很大影响； 杂质与微量合金元素。(

24、2) 异常晶粒长大(二次再结晶)异常晶粒长大又称不连续晶粒长大或二次再结晶，是一种特殊的晶粒长大现象。发生异常晶粒长大的基本条件是正常晶粒长大过程被分散相微粒、织构或表面的热蚀沟等所强烈阻碍。5再结晶退火后的组织(1) 再结晶退火后的晶粒大小再结晶退火后的晶粒大小主要取决于预先变形度和退火温度。(2) 再结晶织构通常具有变形织构的金属经再结晶后的新晶粒若仍具有择优取向，称为再结晶织构。再结晶织构与原变形织构之间可存在以下三种情况： 与原有的织构相一致； 原有织构消失而代之以新的织构； 原有织构消失不再形成新的织构。(3) 退火孪晶某些面心立方金属和合金， 如铜及铜合金，镍及镍合金和奥氏体不锈钢

25、等， 冷变形后经 再结晶退火，其晶粒中会出现退火孪晶。 孪晶带在晶粒内终止处的孪晶界， 以及共格孪晶界 的台阶处均属于非共格的孪晶界。四、热变形与动态回复、再结晶1动态回复与动态再结晶热加工时的回复和再结晶过程比较复杂，按其特征可分为以下五种形式：(1) 动态回复(2) 动态再结晶(3) 亚动态再结晶(4) 静态回复(5) 静态再结晶(1)动态回复动态回复是高层错能金属热加工过程中起主导作用的软化机制。动态回复时应力-应变曲线I 微应变阶段，应力增大很快，并开始出现加工硬化，总应变小于1 %;n均匀应变阶段，斜率逐渐下降，材料开始均匀塑性变形，同时出现动态回复，加 工硬化”部分被动态回复所引起

26、的 软化”所抵消；川一一稳态流变阶段，加工硬化与动态回复作用接近平衡，加工硬化率趋于零， 出现应力不随应变而增高的稳定状杰。稳态流变的应力受温度和应变速率影响很大。图 5-14动态回复机制随着应变量的增加，位错通过增殖，其密度不断增加，开始形成位错缠结和胞状亚结构。 动态回复时的组织结构在动态回复所引起的稳态流变过程中，随着持续应变，虽然晶粒沿变形方向伸长呈纤维状，但晶粒内部却保持等轴亚晶无应变的结构，动态回复所形成的亚晶，其完整程度、尺寸 大小及相邻亚晶间的位向差，主要取决于变形温度和变形速率。（2）动态再结晶对于低层错能金属（如 Cu, Ni, YFe,不锈钢等），由于它们的扩展位错宽度很

27、宽，难 以通过交滑移和刃型位错的攀移来进行动态回复，因此发生动态再结晶的倾向性大。动态再结晶时应力-应变曲线金属发生动态再结晶时真应力 -真应变曲线具有图5.16所示的特征。在高应变速率下， 动态再结晶过程也分三个阶段：I 微应变加工硬化阶段。& o,此时虽已经出现动态再结晶软化作用，但加工硬化仍占主导地位。当 d = max后，由于再结晶加快，应力将随应变增加而下降。图5-15发生动态再结晶时真应力-真应变曲线川一一稳态流变阶段。& o（发生均匀变形的应变量），加工硬化与动态再结晶软化达 到动态平衡。 动态再结晶的机制在热加工过程中，动态再结晶也是通过形核和长大完成的。动态再结晶的形核方式与

28、形变率及由此引起的位错组态变化有关。 动态再结晶的组织结构在稳态变形期间，金属的晶粒是等轴的，晶界呈锯齿状。2 热加工对组织性能的影响（1）热加工对室温力学性能的影响 热加工不会使金属材料发生加工硬化，但能消除铸造中的某些缺陷，如将气孔、疏松焊合； 改善夹杂物和脆性物的形状、大小及分布； 部分消除某些偏析； 将粗大柱状晶、树枝晶变为细小、均匀的等轴晶粒，其结果使材料的致密度和力学性 能有所提咼。因此，金属材料经热加工后比铸态具有较佳的力学性能。(2)热加工材料的组织特征 加工流线热加工时，由于夹杂物、偏析、第二相和晶界、相界等随着应变量的增大，逐渐沿变形 方向延伸，在经浸蚀的宏观磨面上会出现流

29、线或热加工纤维组织； 带状组织复相合金中的各个相，在热加工时沿着变形方向交替地呈带状分布，这种组织称为带状组织”。3. 蠕变(1)蠕变曲线5. 17所示。蠕变曲线上的任材料蠕变过程可用蠕变曲线来描述。典型的蠕变曲线如图一点的斜率，表示该点的蠕变速率，整个蠕变过程可分为三个阶段:word文档可自由复制编辑典型蠕变曲线 & /)随时间而呈下降趋势。刚开始，位错源图 5-16I 瞬态或减速蠕变阶段。蠕变速率(容易运动，蠕变速率大。随着形变增加，位错运动的障碍与阻力不断增加，使得蠕变速率逐 渐降低。n 稳态蠕变阶段。蠕变速率不变，即(& / t )=常数，这一段是直线。这个阶段，形变硬化产生和消失达到

30、一个平衡状态。；川一加速蠕变阶段。 蠕变速率随时间而上升。 试样中出现颈缩或者裂纹，使得蠕变速率急剧上升，最终试样断裂。(2)蠕变机制 位错蠕变(回复蠕变)：在蠕变过程中，滑移仍然是一种重要的变形方式； 扩散蠕变：当温度很高( 0.9T)和应力很低时，扩散蠕变是其变形机理； 晶界滑动蠕变：在高温下，由于晶界上的原子容易扩散，受力后易产生滑动，故促进 蠕变进行。4. 超塑性 发生缩颈现象，材料的这种特性称为超塑性。为了使材料获得超塑性，通常应满足以下三个 条件：材料在一定条件下进行热变形，可获得伸长率达500%2000%的均匀塑性变形，且不(1) 具有等轴细小两相组织，晶粒直径10um，而且在超

31、塑性变形过程中晶粒不显著 长大；(2) 超塑性形变在 0.50.65T熔温度范围内进行；(3) 低的应变速率 s, 一般在10-210-4s1范围内，以保证晶界扩散过程得以顺利进行。(1) 超塑性的特征在高温下材料的流变应力 6不仅是应变s和温度T的函数，而且对应变速率 s也很敏感, 并存在以下关系：式中，K为常数；m称为应变速率敏感指数。(2) 超塑性的本质关于超塑性变形的本质，多数观点认为系由晶界的转动与晶粒的转动所致。实验表明， 超塑性变形时组织结构变化具有以下特征： 超塑性变形时，没有晶内滑移也没有位错密度的增高。 由于超塑性变形在高温下长时间进行，因此晶粒会有所长大。 尽管变形量很大

32、，但晶粒形状始终保持等轴状。 原来两相呈带状分布的合金，在超塑性变形后可变为均匀分布。 当用冷形变和再结晶方法制取超细晶粒合金时，如果合金具有织构，则在超塑性变形后织构消失。(3) 超塑性的应用五、陶瓷材料变形的特点1. 陶瓷材料难以变形的原因陶瓷材料原子之间通常是由离子键、共价键所构成的。在共价键结合的陶瓷中， 原子之间是通过共用电子对形式进行键合的，具有方向性和饱和性， 并且其键能相当高。 在塑性变形时，位错运动必须破坏这种强的原子键合，何况共价键晶体的位错宽度一般极窄，因此， 位错运动遇到很大的点阵阻力(PN力)，结合键的本质是共价晶体固有特性是难以变形。2. 陶瓷脆性在多晶体中只有2个

33、独立的滑移系，因此对于离子键的多晶体陶瓷，往往很脆，且易在晶界形成裂纹，最终导致脆断。图5-17 结合键对位错运动的影响(a)共价键(b)离子键陶瓷脆性还与材料的工艺制备因素有关。烧结合成的陶瓷材料难免存在显微孔隙，在加热冷却过程中，由于热应力的存在， 往往导致显微裂纹， 并由氧化腐蚀等因素在其表面形成 裂纹，因此，在陶瓷材料中先天性裂纹或多或少地总是存在。还必须指出以下几点：(1)非晶态陶瓷与晶态陶瓷不同，在玻璃化温度Tg以下，会产生弹性变形，在 T a以上，材料的变形则类似液体发生黏滞性流动。(2) 变形温度同样对陶瓷材料的力学行为产生显著影响。(3) 为了改善陶瓷的脆性，目前采取降低晶粒

34、尺寸，使其亚微米或纳米化来提高其塑 性和韧性，采取氧化锆增韧、相变增韧，或采用纤维，或颗粒原位生长增强等有效途径来改 善之。(4) 高聚物的变形特点应力-应变试验是一种常用的研究高分子材料的力学行为试验。从应力-应变曲线上，可以获得模量、屈服强度、断裂强度和断裂伸长率等一些评价材料性能的重要的特征参数，以下是其应力-应变图：2010L0Jword文档可自由复制编辑应变朋图5-18高分子应力-应变曲线1-脆性高分子2-玻璃态聚合物3-弹性体 发生结晶的破坏、取向和再结晶过程，其过程颇为复杂：a.在变形之前，两邻近折叠链片晶及片晶间无定型区；(b) 在变形的第一阶段，无定型系带链伸展；(c) 在第

35、二阶段，折叠链片晶倾斜；(d) 在第三阶段，晶体链段分离；(e) 在最后变形阶段，晶体和系带链沿着拉伸轴方向取向。5.2课后习题详解5-1 有一根长为5m直径为3mnm勺铝线，已知铝的弹性模量为 70GPa求在200N的拉 力作用下，此线的总长度。答：在弹性范围内，应力与应变符合胡克定律，而Fword文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑1=人十詡。200所以1 +70 X 109 X4=5.00202 (m) =5002.02 (mr)5-2 一 Mg合金的屈服强度为 l80MPa, E为45GPa求不至于使一块 lOmrtK 2mmB勺Mg板发生塑性变形的最大载荷。在此载荷作用下，该

36、镁板每mm的伸长量为多少？答：不发生塑性变形的最大载荷可根据应力近似等于屈服强度时来计算：= 180 X 10& X 10 X 2 X 10 = 3 600N ： 5-3 已知烧结 Al 203的孔隙度为 5%,其E=370GPa若另一烧结 AI2Q的E=270GPa试求其孔隙度。答：陶瓷材料的E与其孔隙体积分数之间的关系可用下式表示E =耳1 一 1* 9 + 0, 9”)式中Eo为无孔隙材料的弹性模量。将已知条件代入上式，可求得 _ 1-1? 9 + 0.=_3西X_ I L 9 X 0? 05 + 0. 9 X (0. 05)=407. 8 GPa270 X 109 = 407. 8 X

37、 10(1 - L +0.9故=19. 61%5-4 有一 Cu-30 % Zn黄铜板冷轧 25%后厚度变为Icm，接着再将此板厚度减小到0.6cm ,试求总冷变形度，并推测冷轧后性能的变化。答：A Ad*畛变形度=笃严X100%25% =空三匹X 100% A专cm-yW 0. Stu总变形度=丄飞X 100% = 55%冷轧后黄铜板强度和硬度提高，而塑性、韧性降低，这就是加工硬化现象。5-5 有一截面为10mnK 10mm的镍基合金试样，其长度为40mm拉伸试验结果如下。載荷他标距0+0.0431CTO40. 186 20040,2102000+0.410480040.610960041.

38、61138002.412130044.01269004S. 0127 600幅0113 80E破断50. 2试计算其抗拉强度、屈服强度、弹性模量E及延伸率。答：127 600=1. 276 GPaword文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑可以从拉伸的应力一应变曲线上求得，为lOOOMPa,=172, 4 GPaF=旦=10X iox 疋7 _ 40. 2-40405-6 将一根长为20m、直径为l4mm的铝棒通过孔径为12.7mm的模具拉拔，试求: 这根铝棒拉拔后的尺寸； 这根铝棒要承受的冷加工率。答：变形过程中，总的体积不变，设拉拔后的长度为L,则X 20 X 103 存 7： X

39、 雾 XL XI/故 L=24.3m加工率即为断面收缩率/14. 0!M 2 )从2 )/14.0=18%word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑5-7确定下列情况下的工程应变和真实应变.说明何者更能反映真实的变形特性: 由L伸长至1.1L ; 由h压缩至0.9 h ; 由L伸长至2L; 由h压缩至0.5 h。答:(1.L即=In =9, 5%word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑 轧=4；1江=00% = 5 晋= 69. 3% =产-心七戸=_彩辱从上得知 丁工 e,变形量越大， T和 e之间的差值就越大。 比较和，将长度为 L 的均匀试

40、样伸长I倍与压缩其长度的1/2，二者真实应变量的绝对值相等，而工程应变量的 绝对值却不相等，所以用真实应变更能反映真实的变形特性。5-8对于预先经过退火的会属多晶体，其真实的应力一应变曲线塑性部分可近似表示为、:：w 其中k和n为经验常数，分别称为强度系数和应变硬化指数。若有A，B两种材料，其k值大致相等，而 na=0.5， nb=0.2，则问： 哪一种材料的硬化能力较高，为什么？ 同样的塑性应变时，A和B哪个位错密度高，为什么 ？ 导出应变硬化指数 n和应变硬化率之间的数学公式。答:对 =土，乙H比 ，所以 卜丫 “匚.word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑dgy当-:时，若

41、屮：贝U n较大者，I也较大，所以 A比B的应变硬化能力高。当 T cos& = 伫I t I v I庄耐血+如鬲._if +诚+成-府十瞒+琥(111)滑移系:cosA =_二=ij1X7242word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑(负号不影响切应力大小，故取正号)word文档可自由复制编辑(111)滑移系:cosA= -31 01XV2. 1cos 护=1 xV3 V3r= & cos A cos $ = j卫=0V35-10 有一 bcc晶体的1山匸1H滑移系的临界分切力为60MPa试问在001和010a -一| a | | | co& 亠 cos ,| . I1 a !

42、1旳占I +“#工+如 丿话+药+矗*丿瞬+址+榜001方向：CO3A 31 xV3 V3方向必须施加多少的应力才会产生滑移 答：矢量数性积：=0迹亠1X260cos A cos?ix0故在此方向上无论施加多大应力都不能产生滑移。010方向：CQsAtOS- = 146. 97(MPa)5-11 Zn单晶在拉伸之前的滑移方向与拉伸轴的夹角为45,拉伸后滑移方向与拉伸轴的夹角为30，求拉伸后的延伸率。答:如图26所示，AC和A U分别为拉伸前后晶体中两相邻滑移面之间的距离。因为 拉伸前后滑移面间距不变，即AC=A C,故拉伸轴方向ff *滑穆方向扯神轴方向1i 潸轉方向（S）拉神前（b）检悴后图

43、26&C： ACA矽 _ AB _ Si而 win 45 AB _ AC sin455-12 Al单晶在室温时的临界分切应力汀I V。若在室温下将铝单晶试样做拉伸试验时，拉伸轴为123方向，试计算引起该样品屈服所需施加的应力。答：Al系fee晶体结构，其滑移系为111 。当外力轴为123时，根据映像规则从立方晶系的标准投影图得知，首先开动的滑移系为：；101，故u为123与:晶面的法线L厂之间的夹角，入为123与101 之间的夹角,遇妇二！土Z土* =丄14X73 尿如二 1 + 03 = 2_cos J cos A = V X2 = L69MPa25-13 将Al单晶制成拉伸试棒（其截面积为

44、9mm）进行室温拉伸，拉伸轴与001相交 成36.7 ，与011相交成19.1。，与111相交成22.2 ，开始屈服时载荷为 20.4N，试 确定主滑移系的分切应力。答：由已知的拉伸轴方向，根据立方晶系（001）标准投影图可以确定主滑移系为1101。设应力轴方向为uvw，从已知条件有cos 36.7=小 二斥 * + # +21Q- 巳+仞42 J庐+孑+/cos 22.令 l - -j- ；： ；- ：.-.,可解得 u=0.26 , v=0.54 , w=0.80所以cosA=0. 75”二土警土匹V3t= cjeosAcos =腭岛 X 0. 75 X 0, 62 = L 01 MPay

45、 x i o5-14 Mg单晶体的试样拉伸时，3个滑移方向与拉伸轴分别相交成38, 45, 85,而基面法线与拉伸轴相交成60。如果在拉应力为 2.05MPa时开始观察到塑性变形，则Mg的临界分切应力为多少 ？答：Mg的滑移面为（0001 ）面（基面），由滑移面的滑移方向上的分切应力广可知，当U为定值（60 ）时，入越小，T越大，所以在拉应力作用下，晶体沿与拉伸轴交 成38的那个滑移方向滑移而产生塑性变形。因此Mg的临界分切应力r= tr4 cosAcos# = 2, 05 X cos60th X cos38=Z 05 X 0花 X 6 788 匸 6 807 7MPa5-15 MgO为NaC

46、I型结构，其滑移面为110，滑移方向为,试问沿哪一方向拉 伸（或压缩）不会引起滑移 ？答：根据氧化镁结构滑移系的特点，只有沿与所有都垂直的方向拉伸（或压缩）才不会引起滑移。由立方晶系（001 ）标准投影图可知，不可能存在与所有极点都相距90的极点，因此，对氧化镁不存在任何不会引起滑移的拉伸（或压缩）方向。5-16 一个交滑移系包含一个滑移方向和包含这个滑移方向的两个晶面，如bcc晶体（101） -111（110）,写出bcc晶体的其他3个同类型的交滑移系。答：由立方晶系（001）标准投影图可查得，bcc晶体其他3个同类型的交滑移系是：（Toi）Cun（Tw）t on）Ti（iio）t cno）

47、n5-17 fcc 和bcc金属在塑性变形时，流变应力与位错密度p的关系为：V式中T 0为没有干扰位错时使位错运动所需的应力，也即无加工硬化时所需的切应力，G为切变模量，b为位错的伯氏矢量，a为与材料有关的常数，a=0.3-0.5。实际上，此公式也是 加工硬化方法的强化效果的定量关系式。若Cu单晶体的t o=700kPa，初始位错密度他=1讥屮，则临界分切应力为多少 ？已知Cu的G=42X 103MPa b=0.256nm, 111Cu单 晶产生I %塑性变形所对应的求它产生1 %塑性变形后的位错密度。答：壮=命十应 応=700+0. 4 X42X10s X 0, 256X1O& X 710=

48、836 kPa由立方晶系（001）标准投影图查得拉伸轴为111时，可开动的滑移系为（111） 011 及另外5个与其等效的滑移系，可算得开动其中任一滑移系时取向因子都为word文档可自由复制编辑COS COS A = X 23763 76=tj coscosA 40 X=10, SO MPaword文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑10, 89 X 103 - 7000?4 X 42 X 10fi X 0. 256 X10-?=5* 61 X 105ctn5-18 证明：bcc及fee金属产生孪晶时，孪晶面沿孪生方向的切变均为0.707。证明：bee晶体的孪晶面为112，孪生方向为1

49、11,孪生时切过距离为 1/6111，故 孪生时孪晶面沿孪生方向的切变$ =解=甕=卒=。7”fee晶体的孪晶面为111，孪生方向为112,孪生时切过距离为 1/3 （ 112），故孪生 时孪晶面沿孪生方向的切变word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑5-19 试指出Cu和a Fe两晶体易滑移的晶面和晶向，并求出他们的滑移面间距，滑移方向上的原子间及点阵阻力。（已知Gcu-48i3GPa,ti（rFt8L6GPa,1J=0.3）o解：Cu系fee结构，其易滑移面为111，易滑移方向为110o2G2 X 48 3001 0, 3exp90. 45 MPaa Fe系bee结构，其滑移面

50、为110，易滑移方向为111。Tp-H =2X31 600 X 10fi一现=152. 8 MPa5-20 设运动位错被钉扎以后，其平均间距（ p为位错密度），又设Cu单晶已经应变硬化到这种程度， 作用在该晶体所产生的分切应力为l4MPa,已知G=40GPa b=0.256nm,计算Cu单晶的位错密度。解：运动位错被钉扎以后，长度为L的位错线段可作为位错源，所产生的分切应力即为开动此位错源所需的分切应力，即14 X 106 =40 X 1051 X a 256 X 10word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑p= L 869 X5-21 设合金中一段直位错线运动时受到间距为A的第二

51、相粒子的阻碍， 试求证：使位=窖=畀址（扣错按绕过机制继续运动所需的切应力为：，式中，T为线张力；b为伯氏矢量；G为切变模量；ro为第二相粒子半径；B为常数。证明：不可变形粒子的强化作用：运动的位错与不可变形粒子相遇时，将受其阻挡，使位错线绕着它发生弯曲。由于位错具有线张力T,故要使位错线弯曲，必须克服其线张力的T 2T作用。位错线绕过间距为 入的粒子时，所需切应力bX11/COS 彎位错的线张力相似于液体的表面张力，可用单位长度位错的能量来表示，而单位长度位错的能量丁 口苗RT=ET-7in 代入上式，则2Gb2RGb_ Gb 引口 A&竝 4” m 一加肤也心一阮严b応其中word文档可自由复制编辑word文档可自由复制编辑a Fe5-22 40钢经球化退火后，渗碳体全部呈半径为10um的球状，且均匀地分布在word文档可自由复制编辑基础上。已知 Fe的切变模量 G=7.9x 104MPa a Fe的点阵常数 a=0.28nm,试计算40钢 的切变强度。解：为了方便起见，计算时忽略基体相a Fe中的VC,并忽略Fe与FesC密度上的差异。 对40钢，碳的质量分数 WC=0.004，则Fe3C相所占体积分数：0. 0042仰0667 0+06若单位体积内Fe3C的颗粒数为Nv,则：輕潜=务Ny0, 0