材料的塑性变形

关于材料的塑性变形2第2页,共95页，2024年2月25日，星期天3第二章：材料的塑性变形主要内容：

一.概述；二.对塑性变形的认识过程；三.塑性变形的本质；四.多晶体的塑性变形。Plasticdeformationofmaterials第3页,共95页，2024年2月25日，星期天42.1概述1.定义

塑性变形——在外力除去后不能恢复的变形叫塑性变形，有一部分残余形变。即使固体产生变形的力，在超过该固体的屈服应力后，出现能使该固体长期保持其变形后的形状或尺寸，即非可逆性能。

屈服应力——当外力超过物体弹性极限，达到某一点后，在外力几乎不增加的情况下，变形骤然加快，此点为屈服点，达到屈服点的应力。第4页,共95页，2024年2月25日，星期天52.度量塑性的指标工程上：（脆性材料）

（塑性/韧性材料）

延伸率：断面收缩率：2.1概述第5页,共95页，2024年2月25日，星期天63.影响因素

①温度；（MgO高温下表现一定的塑性）。

②加载方式；（拉应力、压应力）——铸铁施加压力表现为塑性变形；受拉伸应力表现为脆性变形。

③加载速度。（冲击荷载、准静荷载）——加载速度越小，塑性变形可以充分表现；加载速度越大，应力来不及均匀变化，表现为脆性变形。2.1概述第6页,共95页，2024年2月25日，星期天72.2理想晶体的强度理想晶体——空间点阵每一个格点都被原子占有和原子平面的规整排列未被破坏而构成的晶体，即完全符合格子构造规律的晶体。理想晶体的化学和物理性质——取决于原子的结构和原子间的结合性质。理想晶体的塑性变形——是由晶体沿着晶面的整体滑移而引起的，塑性变形的出现意味着晶体屈服。第7页,共95页，2024年2月25日，星期天82.2理想晶体的强度两列原子间的力有两种：（1）每层中原子之间的相互作用力，该力与两层原子相对位移不相干；（2）上、下两层原子之间的相互作用力，该力与两层原子相对位移有关，是周期性变化的力。完整晶体原子排列位置第8页,共95页，2024年2月25日，星期天92.2理想晶体的强度上、下半晶体相对移动假定在晶体特定的晶面及结晶向上施加切应力τ，引起晶体上半部分相对于下半部分沿两层原子间MN面上移动，如图所示。在切应力作用下，势必引起MN面上原子同时移动，同时切断MN面上所有的原子键，此过程为晶体的整体滑移。第9页,共95页，2024年2月25日，星期天102.2理想晶体的强度原子位移位置a.E-x变化曲线；b.τ-x变化曲线P和R位置上的原子处于晶体点阵的平衡位置，势能最低，该位置上的原子处于平衡位置；而P和R之间中央Q位置，势能最高，Q位置上的原子处于亚稳定状态，势能的变化取决于原子键的性质。因此，势能随位移变化曲线的真实形状很难确定。第10页,共95页，2024年2月25日，星期天112.2理想晶体的强度a.E-x变化曲线；b.τ-x变化曲线为了便于分析，假定势能随原子位移变化为正弦波曲线。移动原子所需的作用力F的变化可由势能-位移曲线（E-x）的斜率确定。第11页,共95页，2024年2月25日，星期天122.2理想晶体的强度a.E-x变化曲线；b.τ-x变化曲线

τm——完整晶体屈服强度，晶体受到的切应力超过τm后产生永久变形，即为晶体的塑性变形。第12页,共95页，2024年2月25日，星期天132.2理想晶体的强度第13页,共95页，2024年2月25日，星期天142.2理想晶体的强度为什么完整晶体理论屈服强度和实验测定的屈服强度差异大？原因：近似为弹性变形，利用胡克定律；剪切力与原子间距离并非符合正弦变化；推导过程中针对的是理想晶体，而实际晶体存在缺陷。第14页,共95页，2024年2月25日，星期天152.3.1位错的基本概念（dislocation）

（1）定义：线状缺陷。2.3晶格缺陷——位错实际晶体在结晶时，受到杂质、温度变化或振动产生的应力作用或晶体由于受到打击、切割等机械应力作用，使晶体内部原子排列变形，原子行列间相互滑移，不再符合理想晶体的有序排列，形成线状缺陷，即为位错。第15页,共95页，2024年2月25日，星期天162.3.1位错的基本概念（dislocation）

（1）定义：线状缺陷。位错的提出——解释晶体的塑性变形。塑性变形理论滑移模型，1920线缺陷（位错）模型,1934建立位错理论,1956第16页,共95页，2024年2月25日，星期天171934年

Taylor、Polanyi、Orowan三人几乎同时提出晶体中位错的模型。滑移过程并非是原子面之间整体发生相对位移，而是一部分先发生位移，然后推动晶体中另一部分滑移，循序渐进。2.3.1位错的基本概念（dislocation）第17页,共95页，2024年2月25日，星期天182.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型2.3晶格缺陷——位错基本类型刃位错（edgedislocation），l⊥螺位错（screwdislocation），l∥混合位错第18页,共95页，2024年2月25日，星期天192.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型a.刃位错——刃位错的产生半原子面（EFGH）位错线EF刃位错示意图第19页,共95页，2024年2月25日，星期天202.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型a.刃位错——刃位错的产生第20页,共95页，2024年2月25日，星期天212.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型a.刃位错——几何特征①位错线与原子滑移方向（即伯氏矢量b）相垂直；②滑移面上部位错线周围原子受压应力作用，原子间距小于正常晶格间距；③滑移面下部位错线周围原子受张应力作用，原子间距大于正常晶格间距。第21页,共95页，2024年2月25日，星期天22正刃位错负刃位错2.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型a.刃位错——表示符号如果半个原子面在滑移面上方，称为正刃位错，以符号“⊥”表示；反之称为负刃位错，以符号“┬”表示。符号中水平线代表滑移面，垂直线代表半个原子面。第22页,共95页，2024年2月25日，星期天23（2）位错的类型b.螺位错——螺位错的产生第23页,共95页，2024年2月25日，星期天242.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型b.螺位错——螺位错的产生位错线EF螺位错形成示意图a）与螺位错垂直的晶面的形状（b）螺位错滑移面两侧晶面上原子的滑移情况第24页,共95页，2024年2月25日，星期天252.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型b.螺位错——螺位错的产生第25页,共95页，2024年2月25日，星期天26（2）位错的类型b.螺位错——螺位错的产生螺形位错示意图BC线两侧的上下两层原子都偏离了平衡位置，围绕着BC连成了一个螺旋线.第26页,共95页，2024年2月25日，星期天27①位错线与原子滑移方向平行；②位错线周围原子的配置是螺旋状的，即形成螺位错后，原来与位错线垂直的晶面，变为以位错线为中心轴的螺旋面。（2）位错的类型b.螺位错——几何特征第27页,共95页，2024年2月25日，星期天28如果在外力τ作用下，两部分之间发生相对滑移，在晶体内部已滑移部分和未滑移部分的交线既不垂直也不平行于滑移方向（伯氏矢量b），这样的位错称为混合位错。如下图所示。位错线上任一点，经矢量分解后，可分解为刃位错与螺位错分量。2.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型c.混合位错第28页,共95页，2024年2月25日，星期天29混合位错的形成2.3.1位错的基本概念（dislocation）（2）位错的类型c.混合位错第29页,共95页，2024年2月25日，星期天30位错线在几何上的两个特征：①位错线的方向ξ，它表明给定点上位错线的取向，由人们的观察方位来决定，是人为规定的；②位错线的伯格斯矢量b，它表明晶体中有位错存在时，滑移面一侧质点相对于另一侧质点的相对滑移或畸变，由伯格斯于1939年首先提出，故称为伯格斯矢量，简称为伯氏矢量。

（1）柏氏矢量的确定2.3.2柏氏矢量与柏氏回路第30页,共95页，2024年2月25日，星期天31（1）柏氏矢量的确定刃型位错柏氏矢量的确定(a)实际晶体的柏氏回路；(b)完整晶体相应回路2.3.2柏氏矢量与柏氏回路第31页,共95页，2024年2月25日，星期天32螺型位错柏氏矢量的确定(a)实际晶体的柏氏回路；(b)完整晶体相应回路（1）柏氏矢量的确定2.3.2柏氏矢量与柏氏回路第32页,共95页，2024年2月25日，星期天332.3.2柏氏矢量与柏氏回路（2）柏氏矢量的性质与表示方法柏氏矢量具有守恒性，具体表现在如下：柏氏矢量与柏氏回路的起点、形状、大小和位置无关。只要回路不与其他位错线或原位错线相遇，则回路所包含的晶格畸变总量不会改变；一条位错线具有唯一的柏氏矢量，即位错线各部分的柏氏矢量均相同；若几条位错线汇交于一点时，则指向节点的各位错的柏氏矢量之和等于离开结点的各位错柏氏矢量之和。第33页,共95页，2024年2月25日，星期天34（1）位错滑移位错的滑移面——由位错线与其柏格斯矢量组成的晶面。

滑移运动——位错沿滑移面的移动。当位错在切应力作用下沿滑移面滑过整个滑移面时，就会使晶体表面产生一个原子间距的滑移台阶。2.3.3位错运动理论晶体滑移的三种情况刃型位错的滑移螺型位错的滑移混合位错的滑移

位错运动的难易将直接影响材料的塑性变形和强度。

位错运动的两种基本形式：滑移和攀移。第34页,共95页，2024年2月25日，星期天35（1）位错滑移2.3.3位错运动理论位错滑移导致晶体滑移的示意图第35页,共95页，2024年2月25日，星期天36类型柏氏向量位错线运动方向晶体滑移方向切应力方向滑移面个数刃⊥位错线⊥位错线本身与b一致与b一致唯一螺∥位错线⊥位错线本身与b一致与b一致多个混合与位错线成一定角度⊥位错线本身与b一致与b一致刃位错只有唯一的一个滑移面；对于螺位错，凡通过位错线的晶面，都是滑移面，有无数个。2.3.3位错运动理论（1）位错滑移第36页,共95页，2024年2月25日，星期天372.3.3位错运动理论（2）位错的攀移位错除滑移外，还可以产生攀移，由于热运动，原子之间扩散，空位扩散到位错处，使位错上移，杂质离子扩散到位错处，使位错下移。

刃型位错的攀移运动模型(a)未攀移的位错；(b)空位运动形成的正攀移；(c)间隙原子扩散引起的负攀移第37页,共95页，2024年2月25日，星期天382.3.3位错运动理论（2）位错的攀移

刃型位错攀移的实质——多余半原子面通过空位或原子的扩散而扩大或缩小。

正攀移——当多余原子面缩小，位错线向上攀移。

负攀移——当多余半原子面扩大，位错线向下攀移。

注意——由于攀移需要通过原子扩散才能实现，故位错的攀移比滑移困难的多，主要发生在高温或应力条件下。

压应力——正攀移；

拉应力——负攀移。第38页,共95页，2024年2月25日，星期天392.3.3位错运动理论（3）位错运动理论当位错穿过晶体时，其中间所取的位置第39页,共95页，2024年2月25日，星期天40完整晶体中原子排列及其势能曲线2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论根据平衡理论，完整晶体中的每个原子处于势能最低位置。原子的热运动使得原子在它势能最低位置附近运动。原子能越过势垒落到临近的位置上去的机会是很小的。第40页,共95页，2024年2月25日，星期天41晶体中存在缺陷的原子排列及其势能变化曲线2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论第41页,共95页，2024年2月25日，星期天42切应力作用下含缺陷晶体中原子排列及势能变化曲线2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论第42页,共95页，2024年2月25日，星期天432.3.3位错运动理论（3）位错运动理论完整晶体的势能曲线有位错时，晶体的势能曲线加剪应力后的势能曲线······

hh

H()滑移面第43页,共95页，2024年2月25日，星期天44有位错时，越过能量势垒h’；正常原子滑移需越过势垒h；位错运动的激活能H(

)，与剪切应力有关，剪应力大，H(

)小；

小，H(

)大。H(τ)＜h’＜h当τ＝0，H(τ)最大，H(τ)＝h’。2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论第44页,共95页，2024年2月25日，星期天45金属材料H(

)为0.1－0.2eV；由离子键、共价键组成的非金属材料的H(

)为1eV数量级，故室温下无机非金属材料的位错难以运动。

因为hhH(

)，所以位错只能在滑移面上运动。

温度升高，位错运动速度加快，对于一些在常温下不发生塑性形变的材料，在高温下具有一定塑性。2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论第45页,共95页，2024年2月25日，星期天46当位错线在晶体中运动时，穿过滑移面的原子键的裂开是逐步发生的，而不像理想晶体那样是一次同时实现的。半原子面在运动中不断改变位置，运动的最终结果使得立方体上半部份相对于下半部份发生了平移，其大小等于平衡原子的间距b。但是，这里有重大的差别，这就是说，每次裂开一个键比起同时裂开所有的键来说，所需要的能量要小得多。2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论第46页,共95页，2024年2月25日，星期天47晶体中位错从一边移到另一边的过程中，滑移面上的原子键一个接一个地断开。因此，所需外界切应力比晶体整体滑移时滑移面上原子键同时断开所需的外界切应力小得多。由此可见，晶体理论屈服强度与真实晶体屈服强度之间存在很大差别正是由于真实晶体中存在位错的缘故。2.3.3位错运动理论（3）位错运动理论第47页,共95页，2024年2月25日，星期天48宏观上观察到的塑性变形，是无数位错运动的结果。因此，要表现出塑性变形，必须有位错增殖的机理。

2.3.3位错运动理论（4）位错增殖机理U型位错增殖过程模型第48页,共95页，2024年2月25日，星期天492.4塑性变形及其检验方法

塑性变形：当施加的应力超过弹性极限的临界值，变形就成为永久性的。当一个试样承载超过这个极限时，在作用力撤除后它就不能够再恢复到原始长度，这种行为称为塑性变形或永久变形。塑性变形阶段的应力-应变特性曲线呈非线性，不服从胡克定律。

延展性——材料发生塑性变形而不断裂的能力。第49页,共95页，2024年2月25日，星期天502.4塑性变形及其检验方法弹性与塑性荷载条件下加载与卸载过程中应力-应变关系曲线第50页,共95页，2024年2月25日，星期天512.4.1拉伸试验拉伸试验——定量测定结构材料的主要力学性能。第51页,共95页，2024年2月25日，星期天522.4.1拉伸试验第52页,共95页，2024年2月25日，星期天532.4.1拉伸试验工程断裂应变εf的表示形式：试件的伸长率δ：

εf取决于试件的长径比，长径比越大，达到的工程断裂应变就越低。试件的断面收缩率φ：

优点：εf不依赖于试件的长径比。第53页,共95页，2024年2月25日，星期天542.4.1拉伸试验各种类型金属的应力-应变曲线Cu、Al等面心立方金属，屈服点不易确定。碳钢等材料呈现复杂的屈服行为。材料开始塑性变形时的应力。产生塑性变形时的最低应力。第54页,共95页，2024年2月25日，星期天552.4.2陶瓷试验陶瓷——四点弯曲试验。第55页,共95页，2024年2月25日，星期天56优点：试样的几何形状简单（矩形或圆柱形试样）；试验程序简化；试验成本较低。缺点：试样的应力分布不均匀。不像拉伸试验那样在整个标距内的应力几乎呈均匀状态。应力不均匀状态的后果：在某些情况下，特别是受载试样中的最大裂纹位于试样内部时，在四点弯曲试验中会过高地估计陶瓷的强度。2.4.2陶瓷试验第56页,共95页，2024年2月25日，星期天572.4.2陶瓷试验第57页,共95页，2024年2月25日，星期天582.4.2陶瓷试验陶瓷与金属的差别：陶瓷的弹性模量E通常比金属高；陶瓷很少呈明显的塑性变形；无裂纹的陶瓷的断裂应力往往比金属高；金属在拉伸和压缩试验中所得的应力-应变曲线几乎相同，而陶瓷的应力-应变曲线取决于试验时的应力状态（压缩还是拉伸）。第58页,共95页，2024年2月25日，星期天592.4.3聚合物试验聚合物——塑性变形能力好。聚合物——拉伸试验或者弯曲试验。聚合物的特点——聚合物的弹性模量较低，断裂强度较低，延展性较高；高度取向的聚合物具有像金属或陶瓷那样高的刚度和强度。第59页,共95页，2024年2月25日，星期天602.5单晶体塑性变形的基本方式最早对塑性变形的认识——单晶的拉伸试验。

拉伸——最简单的受力方式，截面积受力均匀；

弯曲应力——上表面受到压应力，下表面受到拉应力，所受应力不均匀。

金属产生塑性变形的方式滑移slide（占90%）孪生twin（占10%）：形成孪晶的过程。第60页,共95页，2024年2月25日，星期天611.定义：晶体在切应力作用下，其中一部分沿着一定晶面和这个晶面上的一定方向，相对另一部分产生的平移滑动。——晶体发生了塑性变形。2.5.1滑移ττ滑移的结果：塑性变形，表面形成台阶。外力作用下晶体滑移示意图（微观）第61页,共95页，2024年2月25日，星期天62外力作用下晶体滑移示意图（a）滑移前；（b）滑移后单晶试棒在拉伸应力作用下的变形（a）变形前；（b）变形后2.5.1滑移第62页,共95页，2024年2月25日，星期天632.5.1滑移第63页,共95页，2024年2月25日，星期天642.滑移的晶体学条件：①几何条件：滑移沿密排面和密排方向进行；

②静电条件：对于离子晶体和共价晶体，滑移过程中不应遇到同号离子的巨大斥力作用。滑移面：原子密排面，晶面指数小；滑移方向：原子密排方向，晶向指数小；滑移系：滑移面与滑移方向的组合。2.5.1滑移第64页,共95页，2024年2月25日，星期天652.5.1滑移3.滑移的特点：滑移过程中晶体的点阵结构不发生改变；滑移的距离为该方向上原子间距的整数倍；滑移面与滑移方向组成滑移系。第65页,共95页，2024年2月25日，星期天662.5.2滑移机制位错——晶体中已滑移部分和未滑移部分的分界线。位错宽度——分界线之间的过渡区域。位错宽度越窄：界面能越小，但弹性畸变能很高；位错宽度越宽：集中的弹性畸变分摊到较宽区域内的各个原子面上，每个原子偏离平衡位置较小，单位体积内的弹性畸变能减小。即——位错宽度越大，位错就越易运动。第66页,共95页，2024年2月25日，星期天672.5.2滑移机制位错宽度越宽——位错运动所需克服的能量势垒小。位错宽度越窄——位错运动所需克服的能量势垒大。派—纳力——在理想晶体中，位错点阵周期场中运动时所需克服的阻力。定性分析派—纳力：位错宽度越小，派—纳力越大，材料就难以变形，相应屈服强度就高；位错宽度主要决定于结合键的本性和晶体的结构。第67页,共95页，2024年2月25日，星期天682.5.2滑移机制共价键：方向性很强，其键角和键长都很难改变，位错宽度很窄，W≈b，即宏观表现是屈服强度很高但很脆；金属键：没有方向性，位错有较大的宽度，对立方面心金属如Cu，其W≈6b，其派-纳力是很低的。派-纳力的计算公式第一次定量给出了金属晶体中由于位错的存在，实际的屈服强度（10-4G）可远低于理论的屈服强度（1/30G）。第68页,共95页，2024年2月25日，星期天69τm=104~105MPa实际金属单晶：切变强度值间的巨大差异，使人们认识到:一般金属理论切变强度：1~10MPa晶体的滑移也并非刚性同步实际晶体结构并非理想完整2.5.2滑移机制第69页,共95页，2024年2月25日，星期天702.5.2滑移机制为什么实验观察到金属中的滑移面和滑移方向都是源自排列最紧密的面和方向？原因：位错在不同的晶面和晶向上运动，其位错宽度是不同的，只有当b最小，a最大时，位错宽度最大，即派-纳力最小。位错只有沿着原子排列紧密的面及原子密排方向上运动，派-纳力才最小。第70页,共95页，2024年2月25日，星期天712.5.3滑移系1.定义滑移面和滑移方向的组合，称为滑移系。

滑移面和滑移方向为金属晶体中原子面密度最大的晶面（密排面）和其上线密度最大的晶相（密排方向）。

原因：密排面与密排面之间的间距最大，结合力最弱，滑移容易进行。密排方向，相邻原子的间距较小，容易恢复晶体结构。因此，滑移往往沿晶体的密排面和该面上的密排方向进行。第71页,共95页，2024年2月25日，星期天722.5.3滑移系注意：晶体中的滑移系越多，越容易发生滑移，越容易发生塑性变形；金属晶体——滑移系较多，滑移时可能选择的空间取向越多，发生滑移的可能性越大，塑性越好。陶瓷晶体——滑移系少，晶体结构复杂，点阵常数大，滑移距离大，故其塑性小（几何条件）；键合为共价键/离子键（具有方向性/饱和性）（静电条件）。第72页,共95页，2024年2月25日，星期天732.5.3滑移系金属晶体的结构对称性好，陶瓷的结构对称性差，对称性好的晶体容易滑移。实例：

体心立方金属有6×2=12个滑移系；

面心立方金属有4×3=12个滑移系（Al）；

密排六方金属有1×3=3个滑移系；

MgO在低温下有2个滑移系，高温下有5个滑移系，是陶瓷中塑性变形较好的；

Al2O3陶瓷只有2个滑移系，故其滑移比较困难，难以发生塑性变形。第73页,共95页，2024年2月25日，星期天742.5.4滑移的临界分切应力当单晶受到拉伸，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，这一滑移系才开始变形，当有许多滑移系时，就看外力在哪个滑移系上的分切应力最大，分切应力最大的滑移系一般首先开始动作。当晶体受外力时，不论外力的方向、大小与作用方式如何，在晶体内部均可分解为垂直某一晶面的正应力与沿此晶面的切应力。第74页,共95页，2024年2月25日，星期天752.5.4滑移的临界分切应力：为临界分切应力

：位向因子施密特定律：在单晶体某滑移系上的分切应力第75页,共95页，2024年2月25日，星期天762.5.4滑移的临界分切应力当在滑移面的滑移方向上，分切应力达到某一临界值τc时，晶体就开始屈服，σ=σs。临界分切应力τc为一常数，对某种金属是一定值，其数值取决于金属的本性、纯度、试验温度与加载速度，而与加载方向、方式及数值无关。cosΦcosλ值大——软取向，材料的屈服强度较低；第76页,共95页，2024年2月25日，星期天77cosΦcosλ值小——硬取向，材料的屈服强度较高。当滑移面垂直于拉力轴或平行于拉力轴时，在滑移面上的分切应力为零，因此，不能滑移。当λ和Φ都等于或接近45°时，金属的σs最低，在外力作用下最易产生塑性变形并可表现出最大的塑性。2.5.4滑移的临界分切应力第77页,共95页，2024年2月25日，星期天78（1）定义：

孪晶：以共格晶面（晶面）相连接，呈镜面对称的一对晶体的合称。

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（孪生向）发生切变变形，以产生孪晶的变形过程。（2）与位错滑移的异同点

相同点：ⅰ）都不改变晶体结构；ⅱ）都是位错运动。孪生过程实际就是“部分位错”的运动，不同的柏氏矢量的位错相继扫过孪生面。

2.5.5孪生第78页,共95页，2024年2月25日，星期天79不同点：ⅰ）滑移不改变晶体结构和取向；孪生不改变晶体结构，改变了晶体取向。ⅱ）滑移切变量是b的整数倍；孪生切变量是b的一个分数。ⅲ）孪生切应力大；ⅳ）孪生的晶体学条件更严格。2.5.5孪生第79页,共95页，2024年2月25日，星期天80二者的关系：变形首先由滑移完成，到一定程度滑移困难时，产生孪生。由于取向改变后，切应力又容易使位错进行，滑移开始。在整个塑性变形过程中，二者是相互协同完成的。

对于对称性差的晶体，可能首先产生孪生，然后再进行滑移，但以孪生为主。

孪生发生切变变形占变形总量的10%。2.5.5孪生第80页,共95页，2024年2月25日，星期天812.6金属多晶体的塑性变形2.6.1多晶体与单晶体的区别

多晶体——是由许多形状、大小、位向都不相同的晶粒所组成，晶粒之间以晶界相毗连。多晶体的特点：各个晶粒形状、大小不同，化学成分和力学性能不均匀；相邻晶粒取向不同；晶界处原子排列不规则，结构与性质与晶粒不同；晶界上聚集着其他物质与杂质。单晶体的塑性变形——位错理论解释。第81页,共95页，2024年2月25日，星期天822.6金属多晶体的塑性变形2.6.2多晶体塑性变形的过程多晶体的滑移示意图位错塞积；变形的传递；变形的协调和制约。第82页,共95页，2024年2月25日，星期天83玻璃发生塑性形变的过程：正是因为非长程有序，许多原子并不在势能曲线低谷；有一些原子键比较弱，只需较小的应力就能使这些原子间的键断裂；原子跃迁附近的空隙位置，引起原子位移和重排。不需初始的屈服应力就能变形-----粘性流动。例如：玻璃是无序网络结构，不可能有滑移系统，呈脆性，但在高温时又能变形，为什么？2.6金属多晶体的塑性变形2.6.2多晶体塑性变形的过程第83页,共95页，2024年2月25日，星期天842.6金属多晶体的塑性变形2.6.3多晶体塑性变形的特点（1）多晶体塑性变形的协调性临近晶粒的制约和协调；相邻晶粒需与变形晶粒相协调的滑移系进行滑移、变形。第84页,共95页，2024年2月25日，星期天852.6.3多晶体塑性变形的特点（2）多晶体变形的不均匀性晶粒的不同区域——同一晶粒的各向异性（微观）；各晶粒之间——不同晶粒的组成、形貌不同（微观）；不同区域——同一样品的不同区域（宏观）。第85页,共95页，2024年2月25日，星期天862.7陶瓷的塑性变形陶瓷的脆性离子键/共价键的方向性和饱和性——滑移系少；多元化合物结构复杂——原子迁移过程中克服较大的势垒，位错可动性差。陶瓷材料——产生塑性变形的主要原因是位错在滑移面上的滑移造成的。晶体中滑移总是发生在主要的晶面和主要的晶向上。这些晶面和晶向指数小，原子密度大，即柏氏矢量b较小，只要滑动较小的距离就能使晶体结构复原。第86页,共95页，2024年2月25日，星期天87陶瓷材料塑性变形能力较差的原因：陶瓷材料的键合多为离子键或共价键，化学键具有明显的方向性和饱和性，只有个别滑移系统满足滑移的晶体学条件（几何条件与静电条件），所以滑移系少，塑性变形能力差；由塑性变形的位错运动理论可知，由于滑移反映出来的宏观上的塑性变形是位错运动的结果，而陶瓷材料要发生塑性变形，其位错宽度较窄，位错运动须克服的势垒较高，塑性变形较难；2.7陶瓷的塑性变形第87页,共95页，2024年2月25日，星期天88陶瓷材料多为二元以上的多元化合物，结构比较