考研材料力学性能课件

1、材料力学性能哈尔滨工业大学材料学院朱景川2.解释右图现象，并指出此图绘制不合理之处。思考题：1.普弹性、线弹性、非线弹性、高弹性、粘弹性、弹性蠕变、应力松弛、伪弹性、鉄弹性、内耗、循环韧性、等现象、物理本质与相互关系。4.为何交变载荷下弹性应变为0时应力不为0？5.弹性比功与循环韧性异同点？3.从微观与宏观角度解释弹性模量的影响因素。6.为何橡胶的弹性模量随温度升高而增大？S2-4 材料的塑性变形第二章 材料变形行为变形条件:不可逆性：温度、时间相关性：1.塑性变形现象(1)宏观特征s变形量较大：组织和性能变化大：非线性：组织和环境敏感性：(2)工程意义塑性成形的基础:构件安全性的保障：形变强

2、化是材料强化的重要手段。松弛应力消耗能量加工硬化2.单晶体的塑性变形(1)理论切变强度晶体整体滑移切变模型2.单晶体的塑性变形(1)理论切变强度令a=b,s(2)塑性变形的滑移机制滑移是位错运动的结果：刃型位错滑移过程刃型位错滑移模型螺形位错及其滑移螺形位错滑移过程螺型位错运动使晶体滑移引起塑性变形的模型混合型位错运动使晶体滑移引起塑性变形的模型位错滑移变形实验证据：F-R位错增值机制滑移的方向性:实际金属中的滑移系滑移条件单晶体单向拉伸宏观与微观变形之关系S2-4 材料的塑性变形滑移条件临界切应力定律屈服时： =c, =s c取决于晶体的本性，不受，的影响； 或90时，s ；cscoscos

3、 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。 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。(3)塑性变形的孪生机制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. 特点：孪生原子移动的相对位移是原子间距的分数值.变形量较小 FCC金属一般不发生孪生，

4、少数在极低温度下发生，BCC金属仅在室温或受冲击时发生。HCP金属较容易发生孪生。 锌中的形变孪晶纯铁低温冲击变形孪晶黄铜中的退火孪晶ZrO2Ni功能梯度材料中的退火孪晶 纯铝中可逆形变孪晶 Phys. Rev. Lett. 102, 20 (2009) 原位拉伸过程中纯铝裂纹尖端形变孪晶生长及退孪晶过程的系列高分辨像。L1L7为孪晶界上肖克莱位错台阶。左图(a-c)为L1L4位错台阶向前移动的孪生过程。右图(a-d)为L5L7位错台阶移动回裂尖直至孪晶完全消失的退孪生过程。孪生四要素:一对不畸变的面K1、K2和一对不畸变的方向1、2 孪生几何参数 镉发生孪生变形时的应力-应变曲线 孪生对宏观

5、应力-应变曲线的影响 孪生变形和滑移的对比滑移孪生相同点切变；方向性；不改变晶格。不同点晶体位向不改变(对抛光面观察无重现性)改变，形成镜面对称关系(对抛光面观察有重现性)位移量滑移方向上原子间距的整数倍，较大。小于孪生方向上的原子间距，较小。对塑变的贡献很大，总变形量大。有限，总变形量小。变形应力临界分切压力较小临界分切应力远高于滑移变形条件一般先发生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3.多晶体的塑性变形（1）多晶体塑性变形特点 a.各晶粒变形的不同时性和不均匀性多晶体金属：由于各晶粒位向不同，受外力作用时，某些晶体位向有利的晶粒先滑移变形由于各相晶粒的晶体结构、位错

6、滑移的难易程度以及应力状态的不同，那些位向有利或产生应力集中的晶粒首先产生塑性变形 金属材料的组织越不均匀，则起始的塑性变形不同时性和不均匀性就越显著。3.多晶体的塑性变形在2mm内的延伸率，%晶粒5晶粒4晶粒3晶粒2晶粒1位置，mm 图5-6 多晶铝的几个晶粒各处的应变量。 垂直虚线是晶界，线上的数字为总变形量 （1）多晶体金属塑性变形的特点 b.变形的相互协调性多晶体作为一个整体，不允许晶粒仅在一个滑移系中变形，否则将造成晶界开裂，这就要求各晶粒之间能协调变形因此，每个晶粒必须能同时沿几个滑移系进行滑移，或在滑移的同时产生孪生变形，以保持材料的整体性。多晶体塑性变形的必要条件：至少5个独立

7、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。（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。例：双相多晶钛合金微观塑性变形机制之一 晶粒取向变化试样II：拉伸变形4.2% 晶体取向：部分晶体取向发生演化。试样II上标记圆环区域变形前后的晶体取向成像图(a)变形前 ；(b)变形后矩形框内晶粒晶体取向演化 (a),(c)变形前；(b),(d)变形后双相多晶钛合金微观塑性变形机制之二 滑移系的开动试样I(2.4%)：滑移开动不均，滑移穿过,协调变形试样I(2.4%)上滑移系的

8、开动及滑移线的形貌和分布Grain No.12345678Basal SF0.10.30.20.30.050.150.050.150.050.180.150.20.10.20.470.5Prism. SF0.420.460.450.480.450.50.400.470.430.470.420.450.430.470.150.2某些选定a晶粒的Schmid因子双相多晶钛合金微观塑性变形机制之二 滑移系的开动试样II(4.2%)：多滑移系开动，协调变形变形量为4.2%时滑移系的开动及滑移线的形貌和分布某些选定a晶粒的Schmid因子Grain No.1234Basal SF0.380.430.42

9、0.480.350.420.450.50Prism. SF0.300.450.280.330.300.400.200.25双相多晶钛合金微观塑性变形机制之三 滑移的传播协调变形机制：滑移的穿过,小变形,Burges 关系拉伸变形量为2.4%的试样I滑移系开动及滑移穿过现象PositionSlip Plane or directiona1/a2Slip Plane or directiona1/ba2/bPoint 1(0002)a1/(0002)a22.76(0002)a/(-10-1)b9.6512.40-12-10a1/ -12-10a21.80-12-10a/-111b4.003.73P

10、oint 2(0002)a1/(0002)a27.52(0002)a/(-10-1)b18.4720.63-12-10a1/ -12-10a28.70-12-10a/-111b4.203.19Point 3(0002)a1/(0002)a28.66(0002)a/(-10-1)b13.3718.15-12-10a1/ -12-10a28.20-12-10a/-111b15.3712.35相邻a晶粒间以及与其间b间相关晶面及晶向误差角度0002a/110b a/b双相多晶钛合金微观塑性变形机制之三 滑移的传播协调变形机制：滑移的穿过,小变形,Burges 关系滑移线穿过的现象及形貌演化a相的(0

11、002)面与b相可能的滑移面之间偏差角及M因子同常，采用M 因子来评估某个滑移发生发生的可能性；M=cosacosbpositionSlip Plane or directiona1/a2Slip Plane or directiona1/ba2/bPoint 1(0002)a1/(0002)a22.76(0002)a/(-10-1)b9.6512.40-12-10a1/ -12-10a21.80-12-10a/-111b4.003.73Point 2(0002)a1/(0002)a27.52(0002)a/(-10-1)b18.4720.63-12-10a1/ -12-10a28.70-12

12、-10a/-111b4.203.19Point 3(0002)a1/(0002)a28.66(0002)a/(-10-1)b13.3718.15-12-10a1/ -12-10a28.20-12-10a/-111b15.3712.35双相多晶钛合金微观塑性变形机制之三 滑移的传播协调变形机制：滑移的穿过,大变形,无Burgers关系滑移线的分叉形貌及机理解释Slip plane or Slip direction(0002)a /(-10-1)b(0002)a /(-112) b(0002)a (-12-3) bMisaligned anglesM factor20.150.9376.200.

13、9921.330.997a相的(0002)面与b相可能的滑移面之间偏差角及M因子错配角：200,Burgers关系丧失，如何穿过？如何协调？可能一：交滑移？可能二：优先进入某一容易进入的滑移面，然后过渡到易于滑移的平面双相多晶钛合金微观塑性变形之应力应变分布塑性变形的不均匀性：应力应变分布Cross-correlation计算方法得到的拉伸试样I上4个区域内的应力应变及转动应变量增加：“较软”的区域发生严重的塑性变形；旋转场W12明显的大于弹性正应变e11的数值；二者分布的非均匀性随应变量增加更加显著；某些相界/晶界处出现明显的应力/应变峰值外，在一些粗大等轴a晶粒内部也观察到了明显的应力/应

14、变集中分布；E11MissesW12双相多晶钛合金微观塑性变形之应力应变分布Mises 应力分布:相界处较高Mises 应力在晶粒内部的分布应力分布不均，且在相界处有堆积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。(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

15、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。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

16、度下进行。所以普通的无机玻璃在室温下没有塑性。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。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 %。非晶态金属材料：Al86Ni7Y4.5Co1La1.5块体金属玻璃的压缩行为 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

17、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。 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，如图l-19所示 。 当薄品转变为微纤维束的晶块时，分子链沿拉应力方向伸展开，如图1-20所示。 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

18、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。 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。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