第八章材料的变形与断裂

1、第一节第一节 金属变形概述金属变形概述 0 e p s b k g gt 应力应变曲线应力应变曲线 第二节第二节 金属的弹性变形金属的弹性变形 0 0 lnln(1) l l n f s a dl de l dll ede ll ske k 式中常数 n形变强化指数 0 e p s b k g gt 第三节第三节 滑移与孪晶变形滑移与孪晶变形 塑性变形的主要方式：塑性变形的主要方式：滑移，孪生滑移，孪生，扭折。扭折。 一滑移观察一滑移观察 1 1 滑移：在切应力作用下，晶体的一滑移：在切应力作用下，晶体的一 部分相对于另一部分沿着一部分相对于另一部分沿着一 定的晶面（定的晶面（滑移面滑移面）和

2、晶向）和晶向 （滑移方向滑移方向）产生相对位移，）产生相对位移， 且不破坏晶体内部原子排列且不破坏晶体内部原子排列 规律性的塑变方式。规律性的塑变方式。 滑移变形具有以下特点：滑移变形具有以下特点： (1(1）滑移在切应力作用下产生）滑移在切应力作用下产生 （2 2）滑移沿原子密度最大的晶面）滑移沿原子密度最大的晶面 和晶向发生和晶向发生 （3 3）滑移时两部分晶体的相对）滑移时两部分晶体的相对 位移是原子间距的整数倍位移是原子间距的整数倍 l l 光镜下：滑移带。光镜下：滑移带。 l 2 2 滑移的表象学滑移的表象学 l 电境下：滑移线。电境下：滑移线。 二、滑移机制二、滑移机制 位错宽度越

3、窄，界面能越小，但弹性畸变能很高，反之位错宽位错宽度越窄，界面能越小，但弹性畸变能很高，反之位错宽 度增加，将集中的弹性畸变能分摊到较宽区域内的各个原子面度增加，将集中的弹性畸变能分摊到较宽区域内的各个原子面 上，使每个原子列偏离其平衡位置较小，这样单位体积的弹性上，使每个原子列偏离其平衡位置较小，这样单位体积的弹性 畸变能减小了。畸变能减小了。 2 2 (1) 2 1 21 2 2 1 w b p n u u u a b p n g e gb w gb a g e 为泊松比；为理论抗剪切强度 对金属 （1）p-n的大小，主要取决于位错宽度的大小，主要取决于位错宽度w，位错宽度越小，位错宽度越

4、小， p-n越大，材料就难以变形，相应的屈服强度也越大。越大，材料就难以变形，相应的屈服强度也越大。 (2)位错宽度（也就是位错宽度（也就是p-n ）主要决定于结合键的本性和晶体）主要决定于结合键的本性和晶体 结构。对于方向性很强的共价键，其键角和键长度都很难改结构。对于方向性很强的共价键，其键角和键长度都很难改 变，位错宽度很窄变，位错宽度很窄w=b，故，故p-n很高，因而其宏观表现是屈很高，因而其宏观表现是屈 服强度很高但很脆；而金属键因为没有方向性，位错有较大服强度很高但很脆；而金属键因为没有方向性，位错有较大 的宽度，其的宽度，其w=6b，其，其p-n是很低的。是很低的。 （3）位错在

5、不同的晶面和晶向上运动，位错宽度是不一样）位错在不同的晶面和晶向上运动，位错宽度是不一样 的，只有的，只有b最小，最小，a最大时，位错宽度最大时，位错宽度 才最大，才最大， p-n最小位错只有沿着原子最小位错只有沿着原子 排列最紧密的面及原子密排方向上运排列最紧密的面及原子密排方向上运 动，动， p-n才最小。才最小。 （4）fcc，hcp的的p-n最低，最低，bcc的的p-n 随温度降低而升高。随温度降低而升高。 2 2 (1) 2 1 21 2 2 1 w b p n u u u a b p n g e gb w gb a g e 为泊松比；为理论抗剪切强度 对金属 l三、三、 滑移面和滑

6、移方向滑移面和滑移方向 l 滑移面滑移面 （密排面）（密排面） l （1 1）几何要素）几何要素 l 滑移方向（密排方向）滑移方向（密排方向） l l（2 2）滑移系）滑移系 l 滑移系：一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。滑移系：一个滑移面和该面上一个滑移方向的组合。 l 滑移系的个数滑移系的个数:(:(滑移面个数）滑移面个数）（每个面上所具有的滑移（每个面上所具有的滑移 方向的个数）方向的个数） 任意一个任意一个hkl晶面族中，所有的晶面数晶面族中，所有的晶面数 可通过下式算出：可通过下式算出： !2 24 !2 ! 34 nn n mm hkl m是指数中是指数中0的个数，的个数，n是

7、相同指数是相同指数 的个数的个数 1.633,0001, 1120 1.633,1010,1011,1210, 1120 c a c a 1.011112111111 011111 112 1111011112 2 fcc 例和均位于铝的（）平面上。因此（）与（）的滑移是可能的。 （ ）画出（）平面并指出单位滑移矢量和。 （ ）比较具有此二滑移矢量的位错线的能量。 011 112 (1) 2 2 2 2 /21 36 /2 wgb b a ba - - 011 - 011 112112 （ ）由于，且二滑移矢量位于相同的滑 移面，因此g相同。 w w 111(101) 2 110(111) 1

8、01(111) 2 101(111) 2 fcc a a ba a c a d 例2：在金属晶体中，下列的哪个是有效滑移系： l （2 2）滑移系）滑移系 l l 滑移系数目与材料塑性的关系滑移系数目与材料塑性的关系 l 一般滑移系越多，塑性越好；一般滑移系越多，塑性越好； l 与滑移面密排程度和滑移方向个数有关；与滑移面密排程度和滑移方向个数有关； l 与同时开动滑移系数目有关（与同时开动滑移系数目有关（ k k）。）。 四四 孪晶变形孪晶变形 （1 1）孪生：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分）孪生：在切应力作用下，晶体的一部分相对于另一部分 沿一定的晶面和晶向发生均匀切变并形成晶

9、体取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。向的镜面对称关系。 孪生面孪生面 bcc112,fcc111,hcp1012bcc112,fcc111,hcp1012 （2 2）孪生的晶体学）孪生的晶体学 孪生方向孪生方向bcc,fcc,hcpbcc,fcc,hcp 孪晶区孪晶区 112 1 (111)112 3 fccd 中，每层面都相对于其邻晶沿方向位移了 肖克莱不全位错的柏氏矢量肖克莱不全位错的柏氏矢量 ， aaaacad 2 6 4 6 ) 2 2 ( 222 211 ad 6 6 3 1 211 211 6 a b 实质上就是一个肖克实质上就是一个肖克 莱不全位错的

10、移动。莱不全位错的移动。 （3）孪生变形的特点孪生变形的特点 滑移滑移 孪生孪生 相同点相同点1 1 切变；切变；2 2 沿一定的晶面、晶向进行；沿一定的晶面、晶向进行；3 3 不改变结构不改变结构。 不不 同同 点点 晶体位向晶体位向不改变（对抛光面观察无不改变（对抛光面观察无 重现性）重现性）。 改变，形成镜面对称关系（对抛改变，形成镜面对称关系（对抛 光面观察有重现性）光面观察有重现性） 位移量位移量 滑移方向上原子间距的整滑移方向上原子间距的整 数倍，较大。数倍，较大。 小于孪生方向上的原子间距，小于孪生方向上的原子间距， 较小。较小。 对塑变的贡献对塑变的贡献很大，总变形量大。很大，

11、总变形量大。有限，总变形量小。有限，总变形量小。 变形应力变形应力有一定的临界分切压力有一定的临界分切压力所需临界分切应力远高于所需临界分切应力远高于 滑移滑移 变形条件变形条件一般先发生滑移一般先发生滑移滑移困难时发生滑移困难时发生 变形机制变形机制全位错运动的结果全位错运动的结果分位错运动的结果分位错运动的结果 l 第四节第四节 单晶体的塑性变形单晶体的塑性变形 l一施密特定律一施密特定律 l l 0 0 , cos coscoscoscos /cos coscos coscos s ks pp pp aa m m a 在滑移方向的分力为pcos ，而滑移面的面积为则 在滑移方向的 cos

12、 分切应力为 当时，晶体开始滑移，此时滑移方向上的分切应力称为临界分切应力 令 称为取向因子 l k k取决于金属的本性，不受取决于金属的本性，不受 ， 的影响；的影响； l 或或 9090 时，时， s s ； ； l s s的取值的取值 ， 4545 时，时， s s最小，晶体易滑移；最小，晶体易滑移； l 软取向：值大；软取向：值大； l取向因子：取向因子：coscos coscos 硬取向：值小。硬取向：值小。 l 1 1 122 2 1 2121 2 222222 111222 1, 1111101001 2111110 1 cos 111111 mpa hk lh k l hhk

13、kl l hklhkl - - 已知纯铜的临界分切应力为问： （ ）要使（）面上产生方向的滑移，应在方向上施加多大的力？ （ ）要使（）面上产生方向的滑移呢？ 解（ ）对立方晶系，两晶向和的夹角为 故滑移面（）的法线方向和拉力轴001的夹角为 co 222222 1 0 1 0 1 11 3 111001 1 2.45 coscos1/2 1/3 (2)110001 c s mpa s = 同理，滑移方向101和拉力轴001的夹角为 1 cos = 2 故 由于滑移方向和方向点积为零，知两晶向垂直，cos =0, = 即作用力方向为001时，在110方向不会产生滑移。 111 101 l滑移时

14、晶体的转动滑移时晶体的转动 l（1 1）位向和晶面的变化）位向和晶面的变化 l 拉伸时拉伸时, ,滑移面和滑移方向趋于滑移面和滑移方向趋于 平行于力轴方向平行于力轴方向; ; l 压缩时，晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。压缩时，晶面逐渐趋于垂直于压力轴线。 l 几何硬化：几何硬化： ， 远离远离4545 ，滑移变得困难，滑移变得困难； l（2 2）取向因子的变化）取向因子的变化 l 几何软化；几何软化； ， 接近接近4545 ，滑移变得容易，滑移变得容易。 l二单滑移、多滑移和交二单滑移、多滑移和交滑移滑移 l1 1、滑移的分类、滑移的分类 l单滑移：单滑移： l双滑移：双滑移： l多滑移：在多个

15、（多滑移：在多个（22）滑移系上同时或交替进行的滑移。）滑移系上同时或交替进行的滑移。 l交滑移交滑移 2 2、等效滑移系：各滑移系的滑移面和滑移方向与力轴夹角、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。分别相等的一组滑移系。 l交滑移交滑移 l （1 1）交滑移：晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方）交滑移：晶体在两个或多个不同滑移面上沿同一滑移方 向进行的滑移。向进行的滑移。 l（2 2）bcc:110,112,123bcc:110,112,123111 111 l（3 3）机制）机制 l 螺位错的交滑移：螺位错从一个滑移面转移到与之相交的螺位错的交滑移：

16、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；另一滑移面的过程； l 螺位错的螺位错的双交滑移双交滑移：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面：交滑移后的螺位错再转回到原滑移面 的过程。的过程。 3.滑移的位错机制滑移的位错机制 大量的理论和试验研究的结果证明，滑移是通过位错在大量的理论和试验研究的结果证明，滑移是通过位错在 滑移面上的运动来实现的。滑移面上的运动来实现的。 刃平面位错运动3d刃型位错运动 3d螺型位错运动 l4 4 滑移的表面痕迹滑移的表面痕迹 l 单滑移：单一方向的滑移带；单滑移：单一方向的滑移带； l 多滑移：相互交叉的滑移带；多滑移：相互交叉的滑移带； l 交滑移：波

17、纹状的滑移带。交滑移：波纹状的滑移带。 2 011 1 2 /n m - 6 假定某面心立方晶体可以开动的滑移系为 111，试回答下列问题： （）给出引起滑移的单位位错的柏氏矢量，并说明。 （ ）如果滑移是由纯刃型位错引起的，试指出位错线的方向。如果是由纯螺型位错 引起的又怎样？ （3）指出上述两种情况下，滑移时位错线运动的方向。 （4）假定在该滑移系上作用一大小为7 10的切应力，试计算单位刃位错及单 位螺位错线受力的大小和方向。（设晶格常数为a=0.2nm) 9 011 2 (2)2 1 011 3 2 1 011 2 2 0.2 10 2 a b b b a b b - - 解：(1)单

18、位位错的柏氏矢量为 如果滑移由纯刃位错引起的，则位错线方向与 垂直，且应位于滑移面上，故为 1 。 如果滑移由纯螺位错引起的，则位错线方向应与 平行，为。 （ ）若为刃位错，则滑移时位错线的运动方向与位错线垂直，即与b一致，为011。 若为螺位错，则滑移位错线的运动方向与位错线和b垂直，为 1 。 (4) 10 6104 1.414 10 7 101.414 109.899 10/ 211 m fbn m f f 单位位错线上的作用力大小为 对螺位错， 的方向垂直于位错线，为，并指向未滑移区； 对刃位错， 的方向也垂直于位错线，为011，并指向未滑移区。 一、晶界和晶体位向对塑性变形的影响一、

19、晶界和晶体位向对塑性变形的影响 1 1 晶粒之间变形的传播晶粒之间变形的传播 位错在晶界塞积位错在晶界塞积 应力集中应力集中 相邻晶粒位错源开动相邻晶粒位错源开动 相相 邻晶粒变形邻晶粒变形 塑变塑变 2 2 晶粒之间变形的协调性晶粒之间变形的协调性 （1 1）原因：各晶粒之间变形具有非同时性。）原因：各晶粒之间变形具有非同时性。 （2 2）要求：各晶粒之间变形相互协调。（独立变形会导）要求：各晶粒之间变形相互协调。（独立变形会导 致晶体分裂）致晶体分裂） （3 3）条件：独立滑移系）条件：独立滑移系 5 5个。（保证晶粒形状的自由变个。（保证晶粒形状的自由变 化）化） 3 3、 晶界的影响晶

20、界的影响 （1 1）晶界的特点：原子排列不规则；分布有大量缺陷。）晶界的特点：原子排列不规则；分布有大量缺陷。 （2 2）晶界对变形的影响）晶界对变形的影响: :滑移、孪生多终止于晶界滑移、孪生多终止于晶界, ,极少极少 穿过。穿过。 多晶体变形的特点：多晶体变形的特点： （1）滑移的传递，必须激发相邻晶粒的位错源）滑移的传递，必须激发相邻晶粒的位错源 （2）变形抗力比单晶体大，变形更不均匀）变形抗力比单晶体大，变形更不均匀 （3）形变时需要各晶粒协调变形，从而需要五个以上的滑移系。）形变时需要各晶粒协调变形，从而需要五个以上的滑移系。 二、晶粒大小对材料强度与塑性的影响二、晶粒大小对材料强度

21、与塑性的影响 a a 晶粒越细，强度越高晶粒越细，强度越高( (细晶强化细晶强化：霍尔配奇公式：霍尔配奇公式) ) s s= = 0 0+kd+kd-1/2 -1/2 原因：晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。原因：晶粒越细，晶界越多，位错运动的阻力越大。 （有尺寸限制）（有尺寸限制） 晶粒越多，变形均匀性提高由应力集中晶粒越多，变形均匀性提高由应力集中 导致的开裂机会减少，可承受更大的变导致的开裂机会减少，可承受更大的变 形量，表现出形量，表现出高塑性高塑性。 b b 晶粒越细，晶粒越细， 塑韧性提高塑韧性提高 细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易细晶粒材料中，应力集中小，裂纹不易 萌生；

22、晶界多，裂纹不易传播，在断裂萌生；晶界多，裂纹不易传播，在断裂 过程中可吸收较多能量过程中可吸收较多能量, ,表现表现高韧性高韧性。 单相合金的变形与强化单相合金的变形与强化 1 1 固溶强化固溶强化 （1 1）固溶强化：固溶体材料随溶质含量提高其强度、硬）固溶强化：固溶体材料随溶质含量提高其强度、硬 度提高而塑性、韧性下降的现象。度提高而塑性、韧性下降的现象。 （2 2）固溶强化的影响因素）固溶强化的影响因素 溶质原子含量越多，强化效果越好；溶质原子含量越多，强化效果越好； 溶剂与溶质原子半径差越大，强化效果越好；溶剂与溶质原子半径差越大，强化效果越好； 溶质原子与基体金属价电子数差越大，强

23、化效果越好；溶质原子与基体金属价电子数差越大，强化效果越好； 间隙式溶质原子的强化效果高于置换式溶质原子。间隙式溶质原子的强化效果高于置换式溶质原子。 （3）固溶强化的机制：）固溶强化的机制： 溶质原子与位错的：化学交互作用溶质原子与位错的：化学交互作用 电交互作用电交互作用 几何交互作用几何交互作用 l弹性交互作用弹性交互作用柯氏气团对位错的钉扎作用。柯氏气团对位错的钉扎作用。 2.2.屈服和应变时效屈服和应变时效 材料开始出现塑性变形时外加应力突然下降的现象叫屈服现象。材料开始出现塑性变形时外加应力突然下降的现象叫屈服现象。 现象：上下屈服点、屈服平台现象：上下屈服点、屈服平台 吕德斯带吕

24、德斯带 在发生屈服延伸阶段，试样的应变是不均匀的，在发生屈服延伸阶段，试样的应变是不均匀的， 在试样表面可观察到与纵轴约呈在试样表面可观察到与纵轴约呈45交角的应变痕迹，称为吕交角的应变痕迹，称为吕 德斯（德斯（lders）带。）带。 吕德斯带会造成拉伸和深冲过程中工件表面不平整。吕德斯带会造成拉伸和深冲过程中工件表面不平整。 2.2.屈服和应变时效屈服和应变时效 变形和时效的影响：去载后立即加载不出现屈服现象；变形和时效的影响：去载后立即加载不出现屈服现象； 去载后放置一段时间或去载后放置一段时间或200200加热后再加载出现屈服。加热后再加载出现屈服。 原因：柯氏气团的存在、破坏和重新形成

25、。原因：柯氏气团的存在、破坏和重新形成。 二、第二相对合金变形的影响二、第二相对合金变形的影响 结构：基体第二相。结构：基体第二相。 1.1.聚合型两相合金的变形聚合型两相合金的变形 2 2 性能性能 （1 1）两相性能接近：按强度分数相加计算。）两相性能接近：按强度分数相加计算。 （2 2）软基体硬第二相）软基体硬第二相 第二相网状分布于晶界（二次渗碳体）；第二相网状分布于晶界（二次渗碳体）； a a结构结构 两相呈层片状分布（珠光体）；两相呈层片状分布（珠光体）； 第二相呈颗粒状分布（三次渗碳体）。第二相呈颗粒状分布（三次渗碳体）。 1122 不可变形微粒的强化作用：位错绕过第二相粒子不可

26、变形微粒的强化作用：位错绕过第二相粒子( (粒子、粒子、 位错环阻碍位错运动位错环阻碍位错运动) ) 弥散强化弥散强化 可变形微粒的强化作用位错切过第二相粒子（表面能、可变形微粒的强化作用位错切过第二相粒子（表面能、 错排能、粒子阻碍位错运动）错排能、粒子阻碍位错运动） 2.弥散型两相合金的塑性变形弥散型两相合金的塑性变形 位错绕过间距 的第二相微粒所需要的切应力为 gb = l一、显微组织的变化一、显微组织的变化 l l 1 1 形成纤维组织形成纤维组织 l 杂质呈细带状或链状分布。杂质呈细带状或链状分布。 晶粒拉长晶粒拉长; ; 2 2、变形织构、变形织构 （1 1）形变织构：多晶体材料由

27、塑性变形导致的各晶粒呈择优）形变织构：多晶体材料由塑性变形导致的各晶粒呈择优 取向的组织。取向的组织。 丝织构丝织构：某一晶向趋于与拔丝方向平行。（拉拔时形成）某一晶向趋于与拔丝方向平行。（拉拔时形成） （2 2）类型）类型 板织构板织构：某晶面趋于平行于轧制面，某晶向趋于平某晶面趋于平行于轧制面，某晶向趋于平 行于主变形方向。（轧制时形成）行于主变形方向。（轧制时形成） 2 2 形成形变织构形成形变织构 力学性能：利力学性能：利: :深冲板材变形控制深冲板材变形控制; ;弊：制耳弊：制耳。 （3 3）对性能的影响）对性能的影响 ( (各向异性各向异性) ) 物理性能物理性能: :硅钢片硅钢片

28、100100100100织构可减少铁损。织构可减少铁损。 3 3 形成位错胞形成位错胞 变形量变形量 位错缠结位错缠结 位错胞位错胞 （大量位错缠结在胞壁，胞内位错密度低。（大量位错缠结在胞壁，胞内位错密度低。) ) 4残留应力和点阵畸变残留应力和点阵畸变 （1 1）宏观内应力，是由于金属表层与心部变形不一致造成）宏观内应力，是由于金属表层与心部变形不一致造成 的，所以存在于表层与心部之间；的，所以存在于表层与心部之间； （2 2）微观内应力，是由于晶粒之间变形不均匀造成的，所）微观内应力，是由于晶粒之间变形不均匀造成的，所 以存在于晶粒与晶粒之间；以存在于晶粒与晶粒之间； （3 3）点阵畸变

29、，是由于晶体缺陷增加引起点阵畸变增大而）点阵畸变，是由于晶体缺陷增加引起点阵畸变增大而 造成的内应力，所以存在于晶体缺陷中。造成的内应力，所以存在于晶体缺陷中。 二塑性变形对性能的影响二塑性变形对性能的影响 1 1 对力学性能的影响（加工硬化）对力学性能的影响（加工硬化） （1 1）加工硬化（形变强化、冷作强化）：随变形量的增）加工硬化（形变强化、冷作强化）：随变形量的增 加，材料的强度、硬度升高而塑韧性下降的现象。加，材料的强度、硬度升高而塑韧性下降的现象。 曲线明显可分为三个阶段：曲线明显可分为三个阶段： i 易滑移阶段：发生单滑易滑移阶段：发生单滑移，移， 位错移动和增殖所遇到的位错移动

30、和增殖所遇到的 阻力很小，阻力很小，i 很低，约为很低，约为 10-4g数量级。数量级。 ii线性硬化阶段：发生多线性硬化阶段：发生多 系滑移，位错运动困难，系滑移，位错运动困难， ii 远大于远大于i 约为约为 g/100g/300 ，并接近，并接近 于一常数。于一常数。 iii抛物线硬化阶段：与抛物线硬化阶段：与 位错的多滑移过程有关，位错的多滑移过程有关， iii 随应变增加而降低，随应变增加而降低， 应力应变曲线变为抛物线。应力应变曲线变为抛物线。 强化金属的重要途径；强化金属的重要途径； 利利 提高材料使用安全性；提高材料使用安全性； （2 2）利弊）利弊 材料加工成型的保证。材料加

31、工成型的保证。 弊弊 变形阻力提高，动力消耗增大；变形阻力提高，动力消耗增大； 脆断危险性提高。脆断危险性提高。 2 2 对物理、化学性能的影响对物理、化学性能的影响 导电率、导磁率下降，比重、热导率下降；导电率、导磁率下降，比重、热导率下降； 结构缺陷增多，扩散加快；结构缺陷增多，扩散加快； 化学活性提高，腐蚀加快。化学活性提高，腐蚀加快。 三陶瓷材料的塑性变形三陶瓷材料的塑性变形 l （1）陶瓷晶体的弹性模量比金属大得多，常高出几倍。）陶瓷晶体的弹性模量比金属大得多，常高出几倍。 这是由其原子键合特点决定的这是由其原子键合特点决定的 。共价键晶体的键具有方向。共价键晶体的键具有方向 性，使

32、晶体具有较高的抗晶格畸变和阻碍位错运动的能力，性，使晶体具有较高的抗晶格畸变和阻碍位错运动的能力， 使共价键陶瓷具有比金属高得多的硬度和弹性模量。离子使共价键陶瓷具有比金属高得多的硬度和弹性模量。离子 键晶体的键方向性不明显，但滑移不仅要受到密排面和密键晶体的键方向性不明显，但滑移不仅要受到密排面和密 排方向的限制，而且要受到静电作用力的限制，因此实际排方向的限制，而且要受到静电作用力的限制，因此实际 可移动滑移系较少，弹性模量也较高。可移动滑移系较少，弹性模量也较高。 （2）陶瓷晶体的弹性模量，不仅与结合键有关，而且还与）陶瓷晶体的弹性模量，不仅与结合键有关，而且还与 其相的种类、分布及气孔

33、率有关，而金属材料的弹性模量其相的种类、分布及气孔率有关，而金属材料的弹性模量 是一个组织不敏感参数。是一个组织不敏感参数。 （3）陶瓷的压缩强度高于抗拉强度约一个数量级，而金属的抗）陶瓷的压缩强度高于抗拉强度约一个数量级，而金属的抗 拉强度和压缩强度一般相等。这是由于陶瓷中总是存在微裂纹，拉强度和压缩强度一般相等。这是由于陶瓷中总是存在微裂纹， 拉伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展立即断裂，而压缩时裂拉伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展立即断裂，而压缩时裂 纹或者闭合或者呈稳态缓慢扩展，使压缩强度提高。纹或者闭合或者呈稳态缓慢扩展，使压缩强度提高。 al2o3断裂强度 （a）拉伸断裂应力 2

34、80mpa， （b）压缩断裂应力2 100mpa l（4）陶瓷的理论强度和实际断裂强度相差）陶瓷的理论强度和实际断裂强度相差1-3个数量级。引个数量级。引 起陶瓷实际抗拉强度较低的原因是陶瓷中因工艺缺陷导致的起陶瓷实际抗拉强度较低的原因是陶瓷中因工艺缺陷导致的 微裂纹，在裂纹尖端引起很高的应力集中，裂纹尖端之最大微裂纹，在裂纹尖端引起很高的应力集中，裂纹尖端之最大 应力可达到理论断裂强度或理论屈服强度（因陶瓷晶体中可应力可达到理论断裂强度或理论屈服强度（因陶瓷晶体中可 动位错少，位错运动又困难，所以，一旦达到屈服强度就断动位错少，位错运动又困难，所以，一旦达到屈服强度就断 裂了）。因而使陶瓷晶体的抗拉强度远低于理论屈服强度。裂了）。因而使陶瓷晶体的抗拉强度远低于理论屈服强度。 l（5）和金属材料相比，陶瓷晶体在高温下具有良好的抗蠕变）和金属材料相比，陶瓷晶体在高温下具有良好的抗蠕