材料力学性能09

材料力学性能哈尔滨工业大学材料学院朱景川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？思考题：2.为什么材料微观塑性变形是切变过程？7.多晶塑性变形与单晶相比有何特点？为什么？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？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？1.单向正应力和纯剪切应力状态下材料力学行为异同点？6.晶体取向软硬与应力状态软硬有何关系？（1）多晶体塑性变形特点

a.不同时性和不均匀性3.多晶体的塑性变形S2-4材料的塑性变形第二章材料变形行为b.变形协调性应变六面体单元：假设塑性变形体积不变，即：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。(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。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。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。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，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。S2-4材料的塑性变形第二章材料变形行为简单加载:宏观屈服条件：6.宏观屈服条件微观屈服条件：s复杂应力状态屈服准则？c或s(1)最大剪应力（第三强度）理论1773年，Coulomb提出假设1868年，Tresca完善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。《失效准则》（Tresca准则）即实验表明：理论偏于安全，差异有时达15%强度条件《推导》失效方程（或极限条件）或《评价》原因：未考虑2的影响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(2)形状改变比能（第四强度）理论1913年Mises提出，但不相信是正确的1925年Hencky以能量观点解释与论证

形状应变比能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形状比能

达到材料单向拉伸塑性屈服时形状比能，就发生塑性屈服《失效准则》（Mises准则）(单向拉伸)强度条件《推导》失效方程（或极限条件）为则28试验验证最大切应力理论与畸变能理论与试验结果均相当接近，后者符合更好钢、铝二向屈服试验《备注》SIII是第三强度理论换算应力，又称应力强度(StressIntensity)SIV是第四强度理论换算应力，又称Mises等效应力(eq)SIII

、SIV均与主切应力有关，说明第三、第四强度理论均认为塑性变形是切应力作用下发生的

S2-5

物理屈服现象及其本质1.物理屈服现象Luders带的形成Luders带的传播Luders应变Luders带传播速度模型vCH=0.5mm/min，LB=0.0603，vLB=

0.1382mm/s(计算值)

vLB=0.1176mm/s(实验值)2.物理屈服的本质

拉伸曲线所表现的物理屈服点是材料特性和特定的拉伸试验条件共同作用的结果。

(1)试验条件：夹头或横梁位移速度恒定(2)材料特性(内部因素)溶质原子与位错交互作用①钉扎机制：柯氏气团切应力作用下位错运动状态②位错运动机制②位错运动机制

S2-5

物理屈服现象及其本质2.物理屈服的本质

材料具有明显屈服点的条件:(1)塑性变形开始前可动位错密度低；(2)塑性变形开始后位错密度迅速增加

(位错增殖或脱钉)；(3)位错运动速率对外加应力有强烈的依存关系

(位错运动速率应力敏感指数m小)。Ge、Si、LiF、bcc金属等m值较小，屈服现象明显；Fcc金属m值较大(>100~200)，屈服现象不明显。3.应变时效应变时效行为预应变量对应变时效行为的影响X80管线钢不同预应变的应变时效行为位错与溶质原子相互作用的结果。实验依据：(1)应变时效重新产生物理屈服的激活能与C原子在铁中扩散激活能相同，约84kJ/mol；(2)应变时效所需时间与形成原子气团的时间也在同一数量级内。应变时效微观机制

(1)在薄钢板冷冲压成形时，往往因局部变形不均匀，板面吕德斯带导致表面折皱，影响表面质量。4.与物理屈服相关的几个工程问题为避免折皱出现，可对钢板预变形，变形量稍大于屈服应变，然后冲压时将不出现物理屈服，避免折皱。应变时效强化同时发生脆化，一般应予以避免；但若调整成分和工艺以避免塑性下降过多，应变时效亦能用于提高低碳钢的强度。例1：川崎制铁株式会社申请了一系列专利应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法，CN1366559具有优良应变时效硬化特性的热轧钢板、冷轧钢板和热浸镀锌钢板以及它们的制造方法，01801490.9冲压成形性和应变时效硬化特性出色的高延展性钢板及其制造方法，02122437.4例2：国家自然科学基金项目(2012-2015)基于动态应变时效的激光温喷丸强化延寿基础研究

(2)应变时效可能导致工程构件脆性增加。第三章材料变形抗力与强化机制继续变形抗力：初始变形抗力：最大强度：ssS3-1单晶体的屈服强度1.点阵阻力(派-纳力:Peierls-Nabarro)位错滑移时核心能量的变化：

S3-1单晶体的屈服强度2.位错间交互作用阻力Ti合金冷变形位错缠结(1)平行位错间交互作用(2)位错林阻力b1b2位错滑移方向位错交割结果：在位错线上可形成曲折(割阶或扭折)。割阶：位错线上垂直于其滑移面的曲折部分。割阶阻碍位错的运动。扭折：位错线上位于其滑移面上的曲折部分。

扭折对位错运动影响不大。bb割阶扭折典型的位错交割：

①不同滑移面上两条相垂直刃位错交割，使两条位错线上各形成大小、方向等于另一条位错线b矢量的螺型扭折。②不同滑移面上两条相垂直螺位错交割，使两条位错线上各自形成大小、方向等于另一条位错线b矢量的刃型