材料力学性能09.
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（1）多晶体塑性变形特点 a.不同时性和不均匀性 b.变形协调性
应变六面体单元： dx, dy, dz
dV0 dxdydz
dV dx(1 x )dy(1 y )dz(1 z )
dV0 (1 x y z )
v
dV dV0 dV0
x
y
z
假设塑性变形体积不变，即：
dVP
d
P x
d
无取向的晶态聚合物在塑件变形 过程中。首先是晶球的破坏，使与 应力垂直的薄晶与无定型相分离， 然后薄晶沿应力方向排列。晶体破 碎成小晶块时，分子链仍然保持折 叠结构。
随着变形进一步发展，小晶体沿拉伸方向整齐 排列，形成长的纤维。
当薄晶转变为微纤维束的 晶块时，分子链沿拉应力方向 伸展开。
由于许多串联排列的晶体 块是从同一薄晶中撕出来的， 所以晶体块之间有许多伸开的 分子链将它们彼此连接在一起。
微纤维的定向排列以及伸展开的分子链的定向排 列，使高分子材料强度大幅度提高。
由于微纤维间的联结，分子链进一步伸展，微纤 维结构的继续变形非常困难，从而造成形变硬化。
非晶态(玻璃态)高分子材料的塑性变形机理主要 是形成银纹。银纹是高分子材料在变形过程中产生的 一种缺陷，由于它的密度低，对光线的反射能力很高， 看起来呈银色，因而得名。
失效方程（或极限条件）
max
s
s
2
即 1 3 s 或
2
2
1 3 s
强度条件
S III
1 3
s
n
[ ]
《评价》
实验表明：理论偏于安全，差异有时达15%
原因：未考虑2 的影响
(2)形状改变比能（第四强度）理论（Mises准则）
1856年 Maxwell提出(其书信出版后才知道) 1904年 Huber 提出该理论的准则 1913年 ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱises提出，但不相信是正确的 1925年 Hencky以能量观点解释与论证
银纹产生于高分子材料的弱结构或缺陷部位。在 拉应力作用下，材料弱结构或缺陷部位往往先被拉开， 形成亚微观裂纹或空洞，这些空洞继续发展便形成肉 眼可见的银纹。
银纹产生和发展的过程
银纹材料体密度约比无银纹材料小50％。 在继续变形过程中，银纹的长度在与拉应力垂直的方 向上生长，其厚度变化不大。 随着塑性交形量的增大，银纹的数量不断增多，高密 度的银纹可产生超过100％的应变。
金属玻璃拉伸纳米尺寸效应
(a)表面加工质量较高的样品在均匀形变后剪切断裂； (b)有表面加工缺陷的样品在缺陷处发生颈缩断裂
5.高分子材料塑性变形特点
高分子材料的塑性变形机理因其状态不同而异。 ➢结晶态高分子材料的塑性变形是由薄晶转变为沿应 力方向排列的微纤维束的过程； ➢非晶态高分子材料的塑性变形有两种方式，即在正 应力作用下形成银纹或在切应力作用下无取向分子链 局部转变为取向排列的纤维束。
由于银纹中的纤维取向排列使强度增高，因 而随着变形量的增大，材料将不断产生应变硬 化。 银纹的尖端可以造成应力集中，将对进一步 的变形和断裂产生直接影响。
第二章 材料变形行为
S2-4 材料的塑性变形
6.宏观屈服条件
微观屈服条件： c
宏观屈服条件：
简单加载: s 或 s
复杂应力状态屈服准则？
(a) 共价键
结合键对位错运动的影响
离子键合的陶瓷，也具有明显的方向性，同号离子相遇， 斥力极大，只有个别滑移系能满足位错运动的几何条件和 静电作用条件。所以只有极少数具有简单晶体结构的单晶 体，如MgO、KCl(均为NaCl型结构)在室温下具有塑性，而 一般晶体结构复杂的材料在室温下不能进行塑性变形。
金属玻璃呈现宏观脆性，但能发生高度局域化的 剪切形变，即形变集中于数量很少、宽度只有几 十纳米的剪切带内；而且剪切带一旦形成便迅速 扩展，导致材料瞬间发生灾难性断裂。
在微观尺度下单一剪切带内的局域剪切应变却可以 达到102 %-103 %。
Al86Ni7Y4.5Co1La1.5块体金属玻璃的压缩行为
(1)最大剪应力（第三强度）理论（Tresca准则）
1773年，Coulomb提出假设
1868年，Tresca完善 《失效准则》
最大剪应力是引起材料塑性屈服的原因 具体说——不管在什么应力状态下，只要构件内 有一点处的最大剪应力max达到材料单向拉伸塑性 屈服剪应力s ，就发生塑性屈服。
《推导》
P y
d
p z
0
塑性变形体积不变条件可以作为塑性变形是否协调的近似判据。
多晶体塑性变形的必要条件：至少5个独立的滑移系。
（2）多晶体塑性变形过程
多晶体塑性变形机制：位错晶界塞积应力集中促使相邻晶粒 位错开动，塑性变形得以传播。
4.陶瓷材料塑性变形特点
在共价键键合的陶瓷中，原子之间的键合是特定的并具有 方向性。当位错以水平方向运动时，必须破坏这种特殊的 原子键合，而共价键的结合力是很强的，位错运动有很高 的点阵阻力。因此，以共价键键合的陶瓷，不论是单晶体 还是多晶体，都难以发生塑性变形。
但是离子键合陶瓷多晶体，由于滑移系统较少不能满足 多晶体协调变形条件，导致多晶体难以塑性变形。
陶瓷晶体的滑移系
➢陶瓷材料一般呈多晶状态，而且还存在气孔、微裂 纹、玻璃相等。位错更加不易向周围晶体传播，更易 在晶界处塞积而产生应力集中，形成裂纹引起断裂。 所以陶瓷材料很难进行塑性变形。
TaC陶瓷断口形貌
材料力学性能
哈尔滨工业大学材料学院 朱景川
思考题：
1.单向正应力和纯剪切应力状态下材料力学行为异同点？
2.为什么材料微观塑性变形是切变过程？
3.如何实现材料的微观塑性切变？
4.临界切应力定律的物理意义？工程意义？
5.如何理解微观塑性变形与宏观塑性变形之关系？ 6.晶体取向软硬与应力状态软硬有何关系？
玻璃材料与一般陶瓷材料的塑性变形机理不同
➢无机玻璃材料：由于不存在晶体中的滑移和孪生的 变形机制，其永久变形是通过分子位置的热激活交换 来进行的，属于粘性流动变形机制，塑性变形需要在 一定的温度下进行。所以普通的无机玻璃在室温下没 有塑性。
非晶态金属材料：
金属玻璃性能特点：高强度、高弹性极限和耐腐蚀 等优异的性能。
7.多晶塑性变形与单晶相比有何特点？为什么？
8.为何常用金属材料拉伸试验中弹性变形与塑性变形之 间分界点难以确定？涉及哪些性能指标？工程上如何解 决此问题？ 9.微观塑性变形机制是均匀的还是非均匀的？如何理解 拉伸颈缩前塑性变形的均匀性？
第二章 材料变形行为
S2-4 材料的塑性变形
3.多晶体的塑性变形
应变六面体单元： dx, dy, dz
dV0 dxdydz
dV dx(1 x )dy(1 y )dz(1 z )
dV0 (1 x y z )
v
dV dV0 dV0
x
y
z
假设塑性变形体积不变，即：
dVP
d
P x
d
无取向的晶态聚合物在塑件变形 过程中。首先是晶球的破坏，使与 应力垂直的薄晶与无定型相分离， 然后薄晶沿应力方向排列。晶体破 碎成小晶块时，分子链仍然保持折 叠结构。
随着变形进一步发展，小晶体沿拉伸方向整齐 排列，形成长的纤维。
当薄晶转变为微纤维束的 晶块时，分子链沿拉应力方向 伸展开。
由于许多串联排列的晶体 块是从同一薄晶中撕出来的， 所以晶体块之间有许多伸开的 分子链将它们彼此连接在一起。
微纤维的定向排列以及伸展开的分子链的定向排 列，使高分子材料强度大幅度提高。
由于微纤维间的联结，分子链进一步伸展，微纤 维结构的继续变形非常困难，从而造成形变硬化。
非晶态(玻璃态)高分子材料的塑性变形机理主要 是形成银纹。银纹是高分子材料在变形过程中产生的 一种缺陷，由于它的密度低，对光线的反射能力很高， 看起来呈银色，因而得名。
失效方程（或极限条件）
max
s
s
2
即 1 3 s 或
2
2
1 3 s
强度条件
S III
1 3
s
n
[ ]
《评价》
实验表明：理论偏于安全，差异有时达15%
原因：未考虑2 的影响
(2)形状改变比能（第四强度）理论（Mises准则）
1856年 Maxwell提出(其书信出版后才知道) 1904年 Huber 提出该理论的准则 1913年 ቤተ መጻሕፍቲ ባይዱises提出，但不相信是正确的 1925年 Hencky以能量观点解释与论证
银纹产生于高分子材料的弱结构或缺陷部位。在 拉应力作用下，材料弱结构或缺陷部位往往先被拉开， 形成亚微观裂纹或空洞，这些空洞继续发展便形成肉 眼可见的银纹。
银纹产生和发展的过程
银纹材料体密度约比无银纹材料小50％。 在继续变形过程中，银纹的长度在与拉应力垂直的方 向上生长，其厚度变化不大。 随着塑性交形量的增大，银纹的数量不断增多，高密 度的银纹可产生超过100％的应变。
金属玻璃拉伸纳米尺寸效应
(a)表面加工质量较高的样品在均匀形变后剪切断裂； (b)有表面加工缺陷的样品在缺陷处发生颈缩断裂
5.高分子材料塑性变形特点
高分子材料的塑性变形机理因其状态不同而异。 ➢结晶态高分子材料的塑性变形是由薄晶转变为沿应 力方向排列的微纤维束的过程； ➢非晶态高分子材料的塑性变形有两种方式，即在正 应力作用下形成银纹或在切应力作用下无取向分子链 局部转变为取向排列的纤维束。
由于银纹中的纤维取向排列使强度增高，因 而随着变形量的增大，材料将不断产生应变硬 化。 银纹的尖端可以造成应力集中，将对进一步 的变形和断裂产生直接影响。
第二章 材料变形行为
S2-4 材料的塑性变形
6.宏观屈服条件
微观屈服条件： c
宏观屈服条件：
简单加载: s 或 s
复杂应力状态屈服准则？
(a) 共价键
结合键对位错运动的影响
离子键合的陶瓷，也具有明显的方向性，同号离子相遇， 斥力极大，只有个别滑移系能满足位错运动的几何条件和 静电作用条件。所以只有极少数具有简单晶体结构的单晶 体，如MgO、KCl(均为NaCl型结构)在室温下具有塑性，而 一般晶体结构复杂的材料在室温下不能进行塑性变形。
金属玻璃呈现宏观脆性，但能发生高度局域化的 剪切形变，即形变集中于数量很少、宽度只有几 十纳米的剪切带内；而且剪切带一旦形成便迅速 扩展，导致材料瞬间发生灾难性断裂。
在微观尺度下单一剪切带内的局域剪切应变却可以 达到102 %-103 %。
Al86Ni7Y4.5Co1La1.5块体金属玻璃的压缩行为
(1)最大剪应力（第三强度）理论（Tresca准则）
1773年，Coulomb提出假设
1868年，Tresca完善 《失效准则》
最大剪应力是引起材料塑性屈服的原因 具体说——不管在什么应力状态下，只要构件内 有一点处的最大剪应力max达到材料单向拉伸塑性 屈服剪应力s ，就发生塑性屈服。
《推导》
P y
d
p z
0
塑性变形体积不变条件可以作为塑性变形是否协调的近似判据。
多晶体塑性变形的必要条件：至少5个独立的滑移系。
（2）多晶体塑性变形过程
多晶体塑性变形机制：位错晶界塞积应力集中促使相邻晶粒 位错开动，塑性变形得以传播。
4.陶瓷材料塑性变形特点
在共价键键合的陶瓷中，原子之间的键合是特定的并具有 方向性。当位错以水平方向运动时，必须破坏这种特殊的 原子键合，而共价键的结合力是很强的，位错运动有很高 的点阵阻力。因此，以共价键键合的陶瓷，不论是单晶体 还是多晶体，都难以发生塑性变形。
但是离子键合陶瓷多晶体，由于滑移系统较少不能满足 多晶体协调变形条件，导致多晶体难以塑性变形。
陶瓷晶体的滑移系
➢陶瓷材料一般呈多晶状态，而且还存在气孔、微裂 纹、玻璃相等。位错更加不易向周围晶体传播，更易 在晶界处塞积而产生应力集中，形成裂纹引起断裂。 所以陶瓷材料很难进行塑性变形。
TaC陶瓷断口形貌
材料力学性能
哈尔滨工业大学材料学院 朱景川
思考题：
1.单向正应力和纯剪切应力状态下材料力学行为异同点？
2.为什么材料微观塑性变形是切变过程？
3.如何实现材料的微观塑性切变？
4.临界切应力定律的物理意义？工程意义？
5.如何理解微观塑性变形与宏观塑性变形之关系？ 6.晶体取向软硬与应力状态软硬有何关系？
玻璃材料与一般陶瓷材料的塑性变形机理不同
➢无机玻璃材料：由于不存在晶体中的滑移和孪生的 变形机制，其永久变形是通过分子位置的热激活交换 来进行的，属于粘性流动变形机制，塑性变形需要在 一定的温度下进行。所以普通的无机玻璃在室温下没 有塑性。
非晶态金属材料：
金属玻璃性能特点：高强度、高弹性极限和耐腐蚀 等优异的性能。
7.多晶塑性变形与单晶相比有何特点？为什么？
8.为何常用金属材料拉伸试验中弹性变形与塑性变形之 间分界点难以确定？涉及哪些性能指标？工程上如何解 决此问题？ 9.微观塑性变形机制是均匀的还是非均匀的？如何理解 拉伸颈缩前塑性变形的均匀性？
第二章 材料变形行为
S2-4 材料的塑性变形
3.多晶体的塑性变形