第六章 固体材料的变形与断裂分解
材料科学基础习题与参考答案（doc14页）完美版
材料科学基础习题与参考答案（doc14页）完美版第⼀章材料的结构⼀、解释以下基本概念空间点阵、晶格、晶胞、配位数、致密度、共价键、离⼦键、⾦属键、组元、合⾦、相、固溶体、中间相、间隙固溶体、置换固溶体、固溶强化、第⼆相强化。
⼆、填空题1、材料的键合⽅式有四类，分别是（），（），（），（）。
2、⾦属原⼦的特点是最外层电⼦数（），且与原⼦核引⼒（），因此这些电⼦极容易脱离原⼦核的束缚⽽变成（）。
3、我们把原⼦在物质内部呈（）排列的固体物质称为晶体，晶体物质具有以下三个特点，分别是（），（），（）。
4、三种常见的⾦属晶格分别为（），（）和（）。
5、体⼼⽴⽅晶格中，晶胞原⼦数为（），原⼦半径与晶格常数的关系为（），配位数是（），致密度是（），密排晶向为（），密排晶⾯为（），晶胞中⼋⾯体间隙个数为（），四⾯体间隙个数为（），具有体⼼⽴⽅晶格的常见⾦属有（）。
6、⾯⼼⽴⽅晶格中，晶胞原⼦数为（），原⼦半径与晶格常数的关系为（），配位数是（），致密度是（），密排晶向为（），密排晶⾯为（），晶胞中⼋⾯体间隙个数为（），四⾯体间隙个数为（），具有⾯⼼⽴⽅晶格的常见⾦属有（）。
7、密排六⽅晶格中，晶胞原⼦数为（），原⼦半径与晶格常数的关系为（），配位数是（），致密度是（），密排晶向为（），密排晶⾯为（），具有密排六⽅晶格的常见⾦属有（）。
8、合⾦的相结构分为两⼤类，分别是（）和（）。
9、固溶体按照溶质原⼦在晶格中所占的位置分为（）和（），按照固溶度分为（）和（），按照溶质原⼦与溶剂原⼦相对分布分为（）和（）。
10、影响固溶体结构形式和溶解度的因素主要有（）、（）、（）、（）。
11、⾦属化合物（中间相）分为以下四类，分别是（），（），（），（）。
12、⾦属化合物（中间相）的性能特点是：熔点（）、硬度（）、脆性（），因此在合⾦中不作为（）相，⽽是少量存在起到第⼆相（）作⽤。
13、CuZn、Cu5Zn8、Cu3Sn的电⼦浓度分别为（），（），（）。
材料科学基础
第一章材料的结构1.1名词解释空间点阵：组成晶体的粒子（原子、离子或分子）在三维空间中形成有规律的某种对称排列，如果用点来代表表示组成晶体的粒子，这些点的空间排列就称为空间点阵.晶体结构：即晶体的微观结构，指晶体中实际质点（原子、离子或分子）的具体排列情况. 晶胞：空间格子将晶体结构截成一个个大小、形状相等，包含等同内容的基本单位.配位数：指晶体结构中，与任一原子最近邻且等距离的原子数.致密度：晶胞中原子所占的体积分数.金属键：金属原子间生成的一种特殊的离域共价键.缺位固溶体：这类固溶体一般是由被溶元素溶于金属化合物中生成，溶入元素占据着晶格的正常位置，但另一组分元素应占的某些位置是空着的.电子化合物：其结构形式决定于每个原子平均摊到的价电子数的化合物.间隙相：过渡族金属可与原子半径甚小的非金属元素形成化合物，当金属（M）与非金属（X）的原子半径r X/r M<0.59时，化合物具有简单的晶体结构称为间隙相.间隙化合物：当金属（M）与非金属（X）的原子半径r X/r M>0.59时，其结构复杂，通常称为间隙相.超结构：对于某些合金，当其成分接近一定原子比时，较高温度时为短程有序，缓冷到某一温度以下，会转变为完全有序状态，成为有序固溶体，又称超结构.拓扑密堆相：由大小不同的原子适当配合，得到全部或主要是四面体间隙的复杂结构.固溶体：凡溶质原子完全溶于固态溶剂中，并能保持溶剂元素的晶格类型所形成的合金相称为固溶体.间隙固溶体：原子半径较小的非金属原子（H,B,N和C等）统计地深入过渡金属结构的间隙中形成间隙固溶体.置换固溶体：溶质原子置换了溶剂点阵中的一些溶剂原子.第二章晶体缺陷2.1 名词解释肖脱基空位：当某些原子获得足够高的能量时，就可克服周围原子的束缚，离开原来的平衡位置，离位原子跑到晶体表面或晶界就可形成肖脱基空位.弗仑克尔空位：离位原子跳到晶体间隙中，就形成了弗仑克尔空位.刃型位错：滑移方向与位错线垂直的位错.螺型位错：滑移方向与位错线平行的位错.混合位错：当位错线与滑移方向既不平行又不垂直，而是成任意角度α时，这种位错称为混合型位错.柏氏矢量：可以揭示位错本质并能描述位错行为的矢量.位错密度：单位体积晶体中所含的位错线的总长度.位错的滑移：滑移是指位错线沿滑移面的移动，任何类型的位错均可进行滑移.位错的攀移：攀移是指位错垂直于滑移面的移动，只有刃型位错才能进行攀移.F-R位错源：若某滑移面有一段刃型位错AB，两端被位错网节点钉住不能运动，在沿其垂直线方向外加剪切应力使位错沿滑移面运动，由于两端固定所以只能使位错线弯曲，在应力作用下循环，实现位错增值.派-F纳力：位错移动时，需要一个力克服晶格阻力，越过势垒，此力称为派-纳力.单位位错：实际晶体中存在的位错的柏氏矢量仅限于少数最短的平移矢量，具有这种柏氏矢量的位错称为单位位错.不全位错：柏氏矢量不等于最短平移矢量整数倍的位错叫不全位错.堆垛层错：不全位错沿滑移面扫过之后，滑移面上下层原子不再占有平常的位置，产生了错排，形成了层错，如果正常堆垛顺序被扰乱，便出现对多层错.汤普森四面体：Thompson提出用来表示晶体中所有重要位错的柏氏矢量和位错反应的参考四面体.位错反应：位错之间的互相转化称为位错反应.扩展位错：一个单位位错分解为两个不全位错，中间夹住一片层错的组态叫做扩展位错.表面能：晶体表面单位面积能量的增加称为比表面能，数值上与表面张力σ相等以γ表示. 界面能：晶界处原子排列紊乱，是能量增高，即产生晶界能.对称倾侧晶界：由一系列柏氏矢量互相平行的同号刃位错垂直排列而成，境界两边对称. 重合位置点阵：当相邻晶粒处在某些特殊位向时，不受晶界存在的影响，两晶粒有1/n的原子处在重合位置，构成一个新的点阵称为“1/n重合位置点阵”.共格晶面：孪晶界上的原子同时位于两个晶体点阵的结点上，为孪晶的两部分晶体所共有，这种形式的界面称为共格界面.失配度：若两相邻晶粒晶面间距相差较大，界面上原子不可能完全一一对应，原子不一一对应的程度称为失配度，用δ表示.非共格界面：当失配度δ>0.25，完全失去匹配能力，称为非共格界面.内吸附：由于界面能的存在，当晶体中存在能降低界面能的异类原子时，这些原子将向晶界偏聚，这种现象叫内吸附.第三章纯金属的凝固3.1 名词解释结晶与凝固：物质由液态到固态的转变过程称作凝固。
《无机非金属材料科学基础》第6章 固体的表面与界面行为
由此我们可以得到一个重要的结论:肥皂池的半径越 小，泡膜两侧的压差越大。
上式是针对球形表面而言的压差计算式，对于 一般的曲面，即当表面并非球形时，压差的计算式 有所不同。一般地讲，描述一个曲面需要两个曲率 半径之值;对于球形，这两个曲率半径恰好相等。一 般曲面两个曲率的半径分别为R1和R2。我们可以得 到一般曲面的压差计算式:
1. 共价键晶体表面能
2. 离子晶体表面能
每一个晶体的自由焓都是由两部分组成，体积 自由焓和一个附加的过剩界面自由焓。为了计算 固体的表面自由焓，我们取真空中0K下一个晶体 的表面模型，并计算晶体中一个原子(离子)移到晶 体表面时自由焓的变化。在0K时，这个变化等于 一个原子在这两种状态下的内能之差。
目录
• 第一节 • 第二节 • 第三节 • 第四节 • 第五节
表面与界面物理化学基本知识 固体的表面(固-气) 固-液界面 浆体胶体化学原理 固-固界面
6.1 表面与界面物理化学基本知识
固体的界面可一般可分为表面、界面和相界面： 1）表面:表面是指固体与真空的界面。 2）界面:相邻两个结晶空间的交界面称为“界面”。 3）相界面:相邻相之间的交界面称为相界面。相界面有
界面间的吻合和结合强度。
表面微裂纹是由于晶体缺陷或外力作用而产生。微 裂纹同样会强烈地影响表面性质，对于脆性材料的强度 这种影响尤为重要。
脆性材料的理论强度约为实际强度的几百倍，正是 因为存在于固体表面的微裂纹起着应力倍增器的作用， 使位于裂缝尖端的实际应力远远大于所施加的应力。
葛里菲斯（Griffith）建立了著名的玻璃断裂理论， 并导出了材料实际断裂强度与微裂纹长度的关系
R 2E C
第六章 固体材料的变形与断裂
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滑移的表面痕迹 单滑移：单一方向的滑移带； 多滑移：相互交叉的滑移带； 交滑移：波纹状的滑移带。
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6. 单晶体的应力-应变曲线
第Ⅰ阶段----易滑移阶段:屈服后首先进行 单滑移，在应力增加不大时，可发生大 量塑变。此时加工硬化系数dτ／dγ很小， 约为10-4G。 第Ⅱ阶段----线性硬化阶段：加工硬化系 数比第Ⅰ阶段约大30倍且基本为常数。 双滑移造成滑移带的交割，使位错密度 急剧增加并互相缠结，加工硬化系数明 显增高。 第Ⅲ阶段----抛物线型硬化阶段：加工硬 化系数逐渐降低，应力与应变关系为 τ＝Kγ1/2。第Ⅲ阶段位错可通过交滑移克 服滑移障碍，使变形易于进行，从而使 加工硬化系数下降。
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5 多滑移和交滑移 （1）滑移的分类 单滑移：处于软取向的一组滑移系首先开动。 多滑移：由于滑移过程中晶体的转动使两个或多个滑移 系上交替滑移。 交滑移：两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行 的滑移。 （2）等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴 夹角分别相等的一组滑移系。
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改变，形成镜面对称关系（对 抛光面观察有重现性）
位移量 不 同 点
对塑变的贡献 变形应力 变形条件
小于孪生方向上的原子间 距，较小。 有限，总变形量小。 所需临界分切应力远高于 滑移 滑移困难时发生
变形机制
全位错运动的结果
分位错运动的结果
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6.2.3 晶体的扭折 对于那些既不能滑移也不能孪生的地方，为使晶体的形状 与外力相适应，当外力超过某一临界值时，晶体会产生局部弯 曲，这种形式的变形叫扭折。扭折是晶体弯曲变形或滑移在某 些部位受阻，位错在那里堆积而成的。压缩时产生的理想对称 扭折带是由好几个楔形区域组成。扭折带的形成能协调相邻晶 粒或同一晶粒中不同部位之间的变形，并能引起晶体的再取向， 促进晶体变形能力的发挥。
材料力学基础-6-1
6.1.2 滞弹性
对于完全弹性体，加上和除去应力，应变都是瞬时 达到平衡值，没有考虑时间的关系。若在弹性范围内 加载和卸载，发现应变不是瞬时达到其平衡值，而是 通过时间的延长，逐步趋于平衡值。
图中的0a为瞬时产生的弹性 应变；a`b是在应力作用下逐 渐产生的弹性应变叫滞弹性 应变。bc=0a，是应力去除时 瞬时消失的弹性应变； c`d= a`b是除去应力后，随时间的 延长逐步消失的滞弹性应变。
滑 移 带 与 滑 移 面 的 关 系
滑移是靠位错的运动实现的。位错沿滑移面滑移，
当移动到晶体表面时，便产生了大小等于柏氏矢量的
滑移台阶，该台阶称为滑移线，就是滑移面和表面的
交线。每个台阶的高度越为100nm。在金相显微镜下
看到的滑移痕迹往往是许多相距10nm左右的滑移线
形成的滑移带。
2. 滑移系
结论：单晶体没有确定的屈服极限，其屈服极限由 取向因子决定。
同一晶体可有几组晶体学上完全等价的滑移 系，但实际先滑移的是处在软位向的滑移系。密 排六方金属滑移时，只有一组滑移面，故晶体位 向的影响就十分显著。如图。面心立方金属有多 组滑移面，晶体位向的影响就不显著，不同取向 的晶体拉伸屈服强度仅相差两倍。
晶体发生弹性变形时，应力与应变成线性关系， 去掉外力后能够完全恢复原状。弹性变形阶段应力 与应变服从虎克定律（Hooke's law） :
E 或 G
其中σ为正应力，τ为切应力，ε为正应变，γ为切应 变，E为杨氏模量(Modulus of elasticity) ，G为切变 模量。
E与G的关系满足：
映象方法”或“映象规则” —— 一种快速确定具 有最大取向因子的滑移系统的方法。
第6章：固体材料的热力学状态：自由能、相图、相和组织
④低温下：内能项为主→低温相多是低内能，原子排列 规整紧密的相； 高温下：熵项可超过内能项使→混乱度大的相稳定存在。
6.1.4 材料系统的化学势
材料系统多为多元体系，增加成分变数 → 要用化学 热力学与化学位。 由H = U+PV，dH = dU+PdV+VdP =
TdS - PdV+PdV+VdP=TdS+VdP
(2) 系统的功、能变化
容量性质（体积V、质量、熵S等）有加和性; 强度性质（温度T、压强P等）无加和性。
强度性质作用在容量性质上（使其变化），此过程 涉及功： 力F 压力P 而 T•dS 杆l 体积V dl(伸长) dV Fdl(变形功) PdV(机械功)
即强度性质×容量性质的变化 = 功 δQ（无序功）
合并Ⅰ、Ⅱ律：dU=δQ + δW， δQ≤TdS 得: dU－TdS ≤ δ W， 恒温: d(U－TS) ≤ δ W 定义: F≡U－TS, dF ≤ δ W , 若恒V：δ W = 0 故 : d（U－TS）T，V ≤ 0 或 dF ≤ 0 自发过程（＜），平衡过程（=）
同理: d (H－TS)T，P ≤ 0,
热力学Ⅰ律： △U= Q+W 或 du=δQ+δw(以系统为主) P 、V 、T系统
①若恒容: δW= PdV =0 则 △U=Qv, du=δQv ②若恒压: δW = －PdV (系统对外做膨胀功) δQp = du－δW = du+d(PV) = d(U+PV), 令 H≡U+PV (Enthalpy) 则 δQP＝dH △H＝Qp ③若吸、放热（Ｔ变）：
dSU· （dH）S· V≥0； （dU）S· V≤0； P≤0； （dG）T· （dF）T· P≤0 V≤0；
材料科学基础 第6章 材料的塑性变形与再结晶PPT课件
屈服现象
当试样拉伸时，出现 了明显的屈服点。当拉伸 试样开始屈服时，应力随 即突然下降，并在应力基 本恒定情况下继续发生屈 服伸长，所以拉伸曲线上 出现水平台。其中，开始 屈服与下降时所对应的应 力分别为上、下屈服点。
屈服伸长
低碳钢的屈服现象
应变时效
间隙型溶质原子比置换原子具有较大的固溶强化 溶效质果原，子且与由基于体间金隙属原的子价在电体子心数立相方差晶越体大中，的固点溶阵强畸化变 作属用非越对显称著性，的即，固故溶其体强的化屈作服用强大度于随面合心金立电方子晶浓体度的的； 增但加间而隙提原高子。的固溶度很有限，故实际强化效果也有限。
2)固溶强化的原因
1.孪生的变形过程
A 孪生面
孪生方向 C E
A CE C'
C' E'
分析面
孪生区域
孪生面
2.孪生的特点
①②孪孪生生变是形一也种是均在匀切切应变力，作即用切下变发区内与孪晶 生起的面沿子的的临平孪相，应界行生对并力切的方于通集应每向孪常中力③系一位生出区要孪层移面现，比晶原了的于因滑的子一切滑此移两面定变移，时部均的量受大孪分相距跟阻得生晶对离它而多所体于，与引需。形其且孪成每毗生镜一邻面面层晶的对原面距称的位向关
c 2 e 2 f 2 2efcos
因此， 当α= 0°， φ= 45°时，φ+λ= 90°取向因子最大， 正应力在此滑移系
上的分切应力最大。
sin 2 cos 2 2sin cos cos
a2 c2 b2
cos 2 sin 2 cos 2 2sin cos cos
滑移系开始滑移的最小分 切应力值称为临界分切应力。
F在滑移方向上的分切应 力为Fcosλ，滑移的面积为A/ cosφ,因此，外力在滑移面沿 滑移方向的分切应力为：
断裂力学简介
第六章 断裂力学简介及材料典型强韧化机制§6.1 断裂的基本概念§6.1.1 断裂力学的产生和发展断裂是构件破坏的重要形式之一，影响材料断裂的因素很多，如构件的形状及尺寸，载荷的特征与分布，构件材料本身的状态及应用的环境如温度、腐蚀介质等，当然更重要的还有材料本身的强度水平。
为了防止构件的断裂或变形失效，传统的安全设计思想主要立足于外加载荷与使用材料的强度级别的选用，根据常规的强度理论，只要构件服役应力与材料的强度满足⎪⎪⎩⎪⎪⎨⎧=21m ax K K sbσσσ (6- 1) 则认为使用是安全的。
其中σmax 为构建所承受的最大应力；σb ，σs 分别为材料的强度极限和屈服强度，K 1与K 2分别为按强度极限与按屈服强度取用的安全系数。
安全系数是一个大于1的数，其含义为扣除了材料中对强度有影响的诸因素对强度可能造成的损害作用，应当说这种考虑问题的出发点是合理的，也应当是行之有效的，因而多年来这种设计思想在工程设计中发挥了重要作用，而且还会继续发挥其重要作用。
关于断裂力学的最早理论可以追溯到1920年，为了研究玻璃、陶瓷等脆性材料的实际强度比理论强度低的原因，Griffith 提出了在固体材料中或在材料的运行过程中存在或产生裂纹的设想，计算了当裂纹存在时，板状构件中应变能的变化进而得出了一个十分重要的结果。
σc a =常数 (6- 2)其中，σc 是断裂扩展的临界应力；a 为断裂半长度。
该理论非常成功地解释了玻璃等脆性材料的开裂现象，但应用于金属材料并不成功，又由于当时金属材料的低应力破坏事故并不突出，所以在很长一段时间内未引起人们的重视。
1949年E.Orowan 在分析了金属构件的断裂现象后对Griffith 公式提出了修正，他认为产生断裂所释放的应变能不仅能转化为表面能，也应转化为裂纹前沿的塑性应变功，而且由于塑性应变功比表面能大得多，以至于可以不考虑表面能的影响，其提出的公式为：σc a ＝212⎪⎭⎫ ⎝⎛λEU ＝常数 (6- 3) Orowan 公式虽然有所进步，但仍未超出经典的Griffith 公式的范围，而且同表面能一样，形变功U 也是难以测量的，因而该式仍难以实现工程上的的应用。
材料的变形与断裂
由于变形时晶体转动的结果，有两组或几组滑移面同时 转到有利位向，使滑移可能在两组或更多的滑移面上同时 或交替地进行，形成“双滑移”或“多滑移”。
等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角分别相等的一组滑移系
u 对所有的{111}面，φ角是 相同的，为54.7°。一、工程应力 Nhomakorabea应变曲线
低碳钢的应力-应变曲线:
均匀塑变
集中塑变
弹性变形：变形可逆，应力应变呈
线性关系。满足胡克定律
断裂
E
弹性变形 图6-1 低碳钢的应力-应变曲线
塑性变形：不可逆的永久变形。
弹性变形－塑性变形－断裂
二、真应力-真应变曲线
•真应力-真应变曲线，在 载荷达到最大值是继续上 升直至断裂(这点与工程应力-应
c＝scoscos
c取决于金属的本性，不受，的影响； 或＝90时，s ；
s的取值 ，＝45时，s最小，晶体 易滑移；
软取向：值大； 取向因子：coscos 硬取向：值小。
3）软取向与硬取向
软取向：晶体中滑移系与外力的取向接近45º，处于 易滑移的位向，具有较小的σs值。
硬取向：晶体中滑移系与外 力取向远离45º，需要较大的 σs值才能滑移。
变曲线不同)
•说明金属在塑性变形过程 中不断发生加工硬化，外 力必须不断增高，才能使 变形继续进行。
图6-3 真应力-真应变曲线
三、金属的弹性变形
材料的弹性形变与材料中原子间的结合键相关。 材料的结合键↑，则弹性模量 ↑。
所以以共价键和离子键结合的材料(金刚石、陶瓷等)， E最 高，金属次之，聚合物、橡胶(分子键)最低；
金属弹性变形的实质就是金属晶格在外力作 用下产生的弹性畸变。
第六章固体材料的应变率效应与试验技术
MTS高速试验机
6.3 固体材料实验技术
（2）落锤试验机
问题：难以达 到恒定应变率 加载
6.3 固体材料实验技术
（3）旋转飞轮拉伸试验机
可以实现近似 恒定速率加载。
ห้องสมุดไป่ตู้
6.3 固体材料实验技术
（4）膨胀环
炸药驱动，激光测量径向位移； 当环的截面尺寸远小于环的半径时，可以认为它只受到环向简单拉伸。
6.3 固体材料实验技术
Hopkinson压杆原型实验示意图
产生指定长度脉冲
（5）轻气炮系统
一级轻气炮：速度最高达到 1100m/s; 二级轻气炮：速度最高达到 8000m/s;
电磁炮：速度最高达到15km/s;
等离子加速器：速度最高达到 25km/s。
6.3 固体材料实验技术
（6）Hopkinson 杆系统
Hopkinson杆又称为Kolsky杆，1914年由B.Hopkinson 最先发明
（2）应变率效应
低碳钢单轴屈服应力随应变率的变化
6.1 固体材料的应变率效应
（2）应变率效应
大量试验结果表明，对于很多材料来说，随着应变率的增加：
材料的强度升高，包括屈服强度和极限强度； 材料的韧性下降，延伸率下降； 材料呈现韧-脆转变。
了解材料性能对于应变率的依赖性具有重要的意义：
深入理解材料的力学行为，如变形模式、破坏机理等； 完善材料的本构关系，使数值模拟更为精确。
（2）应变率效应
7075铝合金无应变率效应
Ti6Al4V钛合金应变率效应明显
6.1 固体材料的应变率效应
（2）应变率效应
上屈 服点 极限拉 伸应力 下屈 服点
106/s 2/s 55/s 0.001/s
第六章 固体材料的变形与断裂
利弊
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残余应力引起的变形
47
6.5 金属及合金强化的位错解释
强度是指材料在外力作用下，抵抗塑性变形与断裂的能力。 教材图6－30
6.5.1 柯氏（Cottrell）气团
Cottrell气团指溶质原子在位错周围的聚集。教材图6－31
Cottrell气团的作用：对运动的位错钉扎。 若位错运动很慢，气团能扩散跟上，这时气团拖拽力很小； 若位错运动很快，位错摆脱气团，这时气团对位错的阻力也很小； 位错中速运动时，位错强迫拖着气团一起运动，此时阻力最大。 产生固溶强化效应，但气团在高温条件下会消失，失去强化效果。 用柯氏气团可解释合金中出现应变时效和屈服现象。
孪生形核难，长大快，通常以猝发的方式形成 并使应力-应变曲线上呈现锯齿状 。
31
6.2.3 晶体的扭折
扭折： 塑性形变的一种形式。出现条件:滑移和孪生困难时发生。
镉单晶体压缩时出现扭折带外貌及示意图 锌单晶在拉伸形变时出现的扭折带外貌和描述扭 折带的示意图
32
6.3 多晶体的塑性变形
锌的单晶体与多晶体的应力－应变曲线
第六章 固体材料的变形
1
什么是弹性变形？
6.1 弹性变形
在外力作用下物体产生了变形，当外力去除 后回复原来的形状与大小，这种可逆变形就叫做 弹性变形。
弹性变形
塑性变形
2
6.1.1 普弹性
特征：（1）应力与应变间符合线性关系，即满足虎克定律：
在正应力下：σ= E·ε 其中E为杨氏模量 在切应力下：τ= G·γ 其中G为切变模量 G=E/2(1+υ)， υ为泊松比 （2）加上或去除应力时应变都能瞬时达到平衡 ▲陶瓷材料、金属材料及玻璃态高分子材料，在较小负荷下 首先发生的就是这种形变
固体材料的变形与断裂分解课件 (一)
固体材料的变形与断裂分解课件 (一)固体材料的变形与断裂分解课件是材料学中非常重要的一门课程。
它主要讲述了固体材料在外界作用下的变形行为，以及在超过其承受极限时的断裂分解过程。
以下是本课件的主要内容。
一、固体材料的变形1. 弹性变形弹性变形是指材料在受到外部力作用时，能够迅速恢复原状的现象。
在本课件中，我们会讲述弹性模量的概念及计算方法，并结合实例进行分析。
2. 塑性变形塑性变形是指材料在受到外部力作用时，产生塑性不可逆变形的现象。
本课件中，我们将深入探讨材料的屈服点、本构关系、应变硬化等概念及计算方法，以及应用于实际情况的案例分析。
3. 蠕变变形蠕变变形是指材料在长时间受持续应力作用下，产生缓慢但逐渐加重的塑性变形现象。
本课件将探讨蠕变现象的影响因素及计算方法，并分析蠕变材料的工程应用。
二、固体材料的断裂分解1. 断裂韧性断裂韧性是指材料在断裂过程中，所能承受的最大应力值，也是衡量材料抗断裂能力和脆性程度的重要指标。
本课件将介绍断裂韧性的概念和计算方法，并结合实例进行分析。
2. 断裂形式材料在断裂时，可能会出现拉伸、剪切、压缩等不同的断裂形式。
本课件将详细讲解不同断裂形式的特点和影响因素，并以实际案例进行分析比较。
3. 断裂方式材料的断裂方式有很多种，主要有韧性断裂和脆性断裂。
本课件将深入探讨这两种不同断裂方式的特征、影响因素及其应用。
总之，固体材料的变形与断裂分解课件是材料学中不可或缺的一门课程。
通过对本课件的学习，学生们将对于材料变形规律、断裂现象及应对措施等方面有更深刻的理解和认识。
同时，也为他们今后的材料科学研究和工程应用提供了有力的支持和帮助。
材料科学基础_第6章_固态相变的基本原理
固态相变与液态相变相比的的特点 ➢ 1.相变阻力大。 固态相变的驱动力也是新旧两相的自由能
差，这个差值越大，越有利于相变的进行 ➢ 2.新相与母相界面上原子排列易保持一定的匹配。新相与
母相界面上原子排列易保持一定的匹配的根本原因就在于 它有利于相变阻力的降低 ➢ 3.新相与母相之间存在一定的晶体学位向关系。
24
（2）共格性长大和非共格性长大 ➢ 扩散相变：新相长大是通过非共格相界面的扩散性移动。
即使在形核阶段形成了界面能低的共格界面，从而促进了 形核，但是共格界面扩散性移动困难，最后演变为非共格 界面。 ➢ 非扩散相变：新相长大是依靠相界面按切边方式进行的， 只有在维持两相的共格关系时才能长大，在形核和长大阶 段都必须维持界面的共格性。只有当新相长大到一定程度 ，由于共格应变能扩大，引起两相中较软的一相发生塑性 变形，共格性就会遭到破坏，长大停止。
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4) 过渡相
➢ 易出现过渡相，有些反应不能进行到底，过渡相可以 长期保留。
➢ 这种情况通常发生在稳定相的成分与母相相差较远，转变 温度较低，原子扩散慢，稳定相的形核困难。钢中的渗碳 体其实也是铁碳平衡中的一过渡相。
➢ 过渡相从热力学来说不利，但从动力学来说有力，也 是减小相变阻力的重要途径之一
形核时两相保持一定的位相关系，是固态相变按 阻力最小进行的有效途径之一
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3）.长大特点
（1）惯习现象
➢ 固态相变时，新相往往以特定的晶向在母相的特定晶面
上形成，这个晶面即称为惯习面，而晶向则称为惯习方向 ，这种现象叫做惯习现象。 ➢ 在许多情况下，惯习面和惯习方向就是取向关系中母相的 晶面和晶向，但也可以是别的晶面或晶向。
是温度和时间对形核都有影响，晶核可以在等温过程中形 成。 ➢ 非热激活形核：通过快速冷却在变温过程中形核，是变温 形核。马氏体相变
第六章 固体材料的变形与断裂.
取向因子：coscos
,硬取向
临界分切应力与首开滑移系
临界分切应力：当外力在某个滑移面的滑移方向上的分切应力 达到某一临界值时，这个滑移系开始出现滑移，材料开始发生
塑性变形，这个切应力值叫临界分切应力，它是决定材料强度 的直接因素。
首开滑移系: 在某一外力作用下，取向因子最大的滑移系将有 最大的分切应力，外力加大，它将首先达到临界分切应力，开 始发生滑移，所以把取向因子最大的滑移系称为这个外力下的
单晶体的应力-应变曲线
在切应力作用下的变形
孪生变形
孪生：在切应力作用下，晶体的一部 分相对于另一部分沿一定晶面（孪生 面）和晶向（孪生方向）发生切变。 金属晶体中变形部分与未变形部分在孪 生面两侧形成镜面对称关系。→发生孪 生的部分（切变部分）称为孪生带或孪 晶。 ※ 孪生借助于切变进行，所需切应力大，速度快，在滑移较难 进行时发生. ※ 孪生→原子移动的相对位移是原子间距的分数值.
塑性变形
1. 定义：不能恢复的永久性变形叫塑性变形。当应力大于弹性 极限时，材料不但发生弹性变形，而且还发生塑性变形，即 在外力去除后，其变形不能得到完全的恢复，而具有残留变 形或永久变形。
2. 塑性：是指材料能发生塑性变形的量或能力，用伸长率(δ %) 或断面减缩率(ψ %)表示。 3. 实质：塑性变形的实质是在应力的作用下，材料内部原子相 邻关系已经发生改变，故外力去除后，原子回到另一平衡位 置，物体将留下永久变形。
滑移系上位错运动的阻力（派纳力）最小。
典型晶格的滑移系
FCC
滑移系对性能的影响
晶体中滑移系愈多，晶体发生滑移的可能性便愈大，材料的 塑性愈好，并且，其中一个滑移面上存在的滑移方向数目比 滑移面数目的作用更大。 在金属材料中，具有体心立方晶格的铁与具有面心立方晶格 的铜及铝，虽然它们都具有12个滑移系，但铁的塑性不如铜 及铝，而具有密排六方晶格的镁及锌等，因其滑移系仅有3
第五章-固体材料的变形与断裂
形
与 2.3、内耗： 滞弹性时，应力应变曲线所包围的面积表示应力
断
循环一周所消耗的能量，叫内耗。
裂
第
5.2 单晶体的塑性变形
五
章
固 体
1、单晶体塑性变形的方式： 常温下有三种：滑移、孪生、扭折；
材
高温下还有扩散蠕变、晶界滑动。
料
的 变
2、滑移：
形
晶体的一部分相对另一部分 沿着一定晶面和晶向的运动。
与
断 3、滑移带 试样表面出现的滑移变形的痕迹，它
裂
是由相互平行的滑移线组成；而滑移
线又是由微小的滑移台阶造成的。
第
5.2 单晶体的塑性变形
五
章
固 4、滑移系
体
位错运动所受的阻力即派纳力为
p
2G
1
2a
e b(1 )
材
式中：G—切变模量，ν—泊桑比，a—晶面间距，b—原子间距。
形
与 断 裂
S ab a2 A 4 4cos cos
则切应力为
P cos P cos cos cos cos
SA
第
5.2 单晶体的塑性变形
五
章
固 6、临界分切应力 c
体 材
当 s 时，对应的切应力达到临界分切应力 c
料 的
s
材 塑性变形和粘性变形。金属材料多为前两种变形，而有
料
的 些高分子材料可能发生第三种变形。
变
形 与
2、弹性变形：
断 裂
E(或 E G 或) E或GG表 示使E原子（2离1开平）衡位G置的难易程度，只取决
— 正应力 — 切应力 于 —晶正体应的变原子 —结切合应本变性， —而泊与桑晶比粒大E —小杨以氏及模组量织G —变切变模量
固体材料的变形与断裂
线表示滑移面
2.晶粒位向的影响
软位向的“A”晶粒首先滑移，位错在晶界塞积。 在外力P下 A晶粒转动，当转至周围晶粒“B”的位 向时，位错穿越晶界，使第二批晶粒滑移，依次 第三批...产生宏观塑变。
fcc、bcc金属塑性好：∵滑移系多、协调好。 hcp金属塑性差：∵滑移系少，各晶粒难以协调。
A、B、C各晶粒位向不同
以面心立方单晶体为例： 若外力轴为（001）方向： 与{111}四个晶面法线的夹角相同： υ = 54。70 与每个滑移面的两个滑移方向夹角相同 λ =450 可同时有4*2=8个滑移系同时开动。
滑移是位错运动，多滑移时，造成位错交割、缠结，使加工 硬化效果增强。
第六章 固体材料的变形与断裂
6.2单晶体的塑性变形 6.2.1滑移
d：晶粒直径。
∴d↓、σ s↑（如图）
第六章 固体材料的变形与断裂
６.３多晶体的塑性变形
6.3.2晶粒大小对塑性变形的影响
1.晶粒细,强度高的原因
2.晶粒细，塑性好的原因
第六章 固体材料的变形与断裂
6.4塑性变形对组织与性能的影响
6.4.1塑性变形对组织结构的影响 1.显微组织变化
原多边形等轴晶粒沿变形方向被拉长
第六章 固体材料的变形与断裂
６.３多晶体的塑性变形
6.3.2晶粒大小对塑性变形的影响
细化晶粒强化(晶界强化)：由于细化晶粒，使材料强度、硬度 升高的现象。
细晶：使σ s↑、HB↑
、δ ↑、 ak↑，提高综合性能的主要途径。
霍尔——配奇（Hall-petch）公式： σ s=σ 0+KⅩd-½ σ 0:相当于单晶强度。
5.多滑移与交滑移
（2）交滑移 交滑移:两个或多个滑移面同时沿一个滑移方向滑移（滑移线呈波纹状）
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6.1.2 滞弹性 ⑴ 定义： 在弹性范围内快速加载或卸载 后，随时间延长产生附加弹性应变的现象。 ⑵ 影响因素： a）晶体中的点缺陷；显微组织的不均匀性。 b）切应力越大，影响越大。 c）温度升高，变形量增加。 由于应变滞后于应力，使加载曲线与卸载 曲线不重合而形成的闭合曲线，称为弹性 滞后环。 内耗 ⑶ 益处：减振材料（机床床身、缸体等）； 危害：长期承载的传感器，影响精度。 乐器要求循环韧性小。
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6.2.2 孪生 定义：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分沿一定 的晶面和晶向发生均匀切变并形成晶体取向的镜面对称关系。 孪生面 A1{111},A2{112},A3{1012} 1.孪生的晶体学 孪生方向 A1<112>,A2<111>,A3<1011> 孪晶区域
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孪生的晶体学要素示意图 K1表示孪生面，在形变过程中，不发生畸变和旋转；η1为孪晶的孪生方向。 垂直于孪生面K1并含有η1矢量的平面就是剪切面。K2为另一个不畸变面；η2 表示K2面和剪切面的交线。s表示孪生切变，它引起孪生点阵。K1、K2、η1、 η2和s叫做孪生的晶体学元素。如果给定两个元素（如K1和η2或K2和η1）， 其它元素就可以通过Bilby-Crocker形变孪生理论计算求得。一般孪晶可分为 I型和II型孪晶。当K1和η2为有理数，K2及η1为无理数，两个孪生晶体以K1 面作镜面对称操作时，为I型孪晶；II型孪晶则是K2及η1为有理数，K1和η2为 无理数，两个孪生晶体以η1方向旋转π作对称操作。K1、K2、η1和η2四个参 量均为有理数时，孪晶为复合型孪晶，两个孪生晶体具有I型与II型的性质。
第6章 固体材料的变形与断裂
6.1 弹性变形
6.2 单晶体的滑移变形
6.3 多晶体的滑移变形
6.4 塑性变形对金属组织与性能的影响
6.5 金属及合金强化的位错解释 6.6 断裂
1
弹性变形－塑性变形－断裂
2
6.1.1 弹性变形
定义：当外力去除后，能恢复到原来形状或尺寸的变形 特点：单调、可逆、变形量很小（＜0.5~1.0%） 弹性的物理本质：金属原子间结合力抵抗外力的宏观表现。 弹性模量 E G 1.弹性模量的物理意义和作用 ⑴物理意义：材料对弹性变形的抗力。 ⑵用途：工程上亦称为材料的刚度，表征金属材料对弹 性变形的抗力，其值越大，则在相同压力下产生的弹性变形就 愈小。机器零件或构件用AE表示。 2.影响弹性模量的因素 * ⑴晶体原子的本性和晶格类型；（原子结合的本性） 非过渡族，原子半径↑、E↓； 过渡族，原子半径↑、E↑， 且E一般都较大。 原子密排方向的E大。 ⑵溶质原子与其强化； ⑶显微组织（指热处理后）； ⑷温度； ⑸加载速率； ⑹冷变形。一般影响不大。 3
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5 多滑移和交滑移 （1）滑移的分类 单滑移：处于软取向的一组滑移系首先开动。 多滑移：由于滑移过程中晶体的转动使两个或多个滑移 系上交替滑移。 交滑移：两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方向进行 的滑移。 （2）等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴 夹角分别相等的一组滑移系。
12 12
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变形与未变形两部分晶体合称为孪晶；
均匀切变区与未切变区的分界面（即两者的镜面对称面）称为 孪晶界；
发生均匀切变的那组晶面称为孪晶面；
孪晶面的移动方向称为孪生方向。
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2. 孪生变形的特点
滑移
孪生
相同点
（2）交滑移机制 螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的 另一滑移面的过程； 螺位错的双交滑移：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面 的过程。
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面心立方晶体中，扩展位错由两个肖克莱不全位锗和它们所 夹的层错带构成，如图2-24，扩展位错只能沿层错面移动。如果 增大应力可使扩展位错束集，即使两个肖克莱不全位错结合成 一个螺型全位错使可交滑移至另一滑移面，然后在该滑移面扩 展开、如图6-14所示。热激活可促进交滑移，故升高温度有利于 交滑移进行。交滑移过程还与扩展位错的宽度有关。当材料的 层错能很低时，由于扩展位错宽度d与金属的层错能γ成反比。 故扩展位错宽度大。束集时作的功也大，交滑移困难。
5
2 滑移系 滑移面 （密排面） （1）几何要素 滑移方向（密排方向）
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3 滑移的临界分切应力（c）
c：在滑移面上沿滑移方面开始滑移的最小分切应力。
外力在滑移方向上的分解。
c＝scoscos
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c取决于金属的本性，不受，的影响； 或＝90时，s ；
c＝scoscos s的取值
，＝45时，s最小， 晶体易滑移； 软取向：值大； 取向因子：coscos 硬取向：值小。
9
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4 滑移时晶体的转动
（1）位向和晶面的变化 拉伸时,滑移面和滑移方向趋于平行于力轴方向 压缩时，晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。
几何硬化：，远离45，滑移变得困难；
（2）取向因子的变化
几何软化；，接近45，滑移变得容易。
4
6.2 单晶体的塑性变形
常温下塑性变形的主要方式：滑移、孪生、扭折。 6.2.1 滑移 1 滑移：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部 分沿着一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）产生相对 位移，且不破坏晶体内部原子排列规律性的塑变方式。 光镜下：滑移带（无重现性）。 2 滑移的表象学 电镜下：滑移线。
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滑移的表面痕迹 单滑移：单一方向的滑移带； 多滑移：相互交叉的滑移带； 交滑移：波纹状的滑移带。
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6. 单晶体的应力-应变曲线
第Ⅰ阶段----易滑移阶段:屈服后首先进行 单滑移，在应力增加不大时，可发生大 量塑变。此时加工硬化系数dτ／dγ很小， 约为10-4G。 第Ⅱ阶段----线性硬化阶段：加工硬化系 数比第Ⅰ阶段约大30倍且基本为常数。 双滑移造成滑移带的交割，使位错密度 急剧增加并互相缠结，加工硬化系数明 显增高。 第Ⅲ阶段----抛物线型硬化阶段：加工硬 化系数逐渐降低，应力与应变关系为 τ＝Kγ1/2。第Ⅲ阶段位错可通过交滑移克 服滑移障碍，使变形易于进行，从而使 加工硬化系数下降。