第4章-材料的力學性能[313頁]課件

1、第4章 材料的力學性能力學性能指的是材料在外力作用下產(chǎn)生的變形、抵抗力及破壞等，又稱為力學行為。本章主要內(nèi)容是材料的變形、強度及破壞形式。本章內(nèi)容4.1 材料的彈性4.2 材料的塑性4.3 材料的粘性流動4.4 材料的粘彈性4.5 材料的蠕變4.6 材料的理論強度4.7 材料的實際強度4.8 材料的脆性與脆性破壞4.9 材料的疲勞破壞與蠕變破壞4.10 金屬材料的強化4.1 材料的彈性本節(jié)提要1. 彈性、彈性變形與彈性模型2. 彈性模量及影響因素3. 滯彈性4. 高彈性 1. 應力與應變 2. 彈性lE胡克模型一、彈性和彈性變形OaA二、彈性模量 =E 拉應力 =G 剪切應力m=Kv 靜水壓應

2、力1. 對于彈性體 ：垂直應力；：垂直應變；：剪切應力；：剪切應變；m：靜水壓應力； m=( 1/3)(x +y+ z)v：體積應變； E：彈性模量（楊氏模量、縱向彈性模量）；G：橫向彈性模量（剛性模量）K：體積彈性模量（壓縮模量）公式 =E =G m=Kv 中, E、G、K之間有如下關(guān)系：泊松比適用于各向同性材料模量E、G、K表示材料的彈性變形阻力，也就是材料的剛度。模量E、G、K主要受鍵型影響，鍵力越強，表明材料彈性變形越不易。隨溫度升高，E、G、K降低。的是材料的收縮系數(shù)，表征的是固體每彈性伸長一定量時橫截面將減少的量。2. 對于非彈性體10對于理想彈性固體，應力作用，立即引起應變，應力

3、撤除，應變馬上消除；對于實際彈性固體，在施加應力和撤除應力時，其應變的產(chǎn)生和消除在時間上有些滯后，這種與時間有關(guān)的彈性行為就是滯彈性。三、滯彈性(a)(b)滯性迥線輸入的能量在一定條件下，很多材料都表現(xiàn)出滯彈性效應，這取決于溫度和荷載的頻率。溫度和荷載頻率不同，材料的滯彈性表現(xiàn)不同，也許是理想彈性，也許是很嚴重的滯彈性。四、高彈性高彈性的概念 結(jié)晶態(tài)物質(zhì)的彈性變形很窄，只有0.1%1%以內(nèi)。而橡膠材料的彈性變形可以達100%以上，這類變形很大的材料即為彈性體，而這種彈性就是高彈性。 高彈性的彈性變形大，彈性模量小，且彈性模量隨溫度升高而增大。材料的能彈性與熵彈性材料受力 f 作用時其變形為：能

4、量是為了減小因伸長變形而引起的原子間距、鍵角、分子間力等的改變對位能增大而發(fā)生的收縮力。熵項是為了增大因分子鍵伸長而降低的熵值而發(fā)生的收縮力。金屬、無機非金屬等晶體材料的彈性來自于能彈性，其熵彈性等于零。 橡膠類材料的彈性來自于熵彈性，其能彈性近于零，熵彈性不等于零。由圖表明，當分子鍵伸長時，其構(gòu)象熵下降，然而，熵達到極大狀態(tài)總是穩(wěn)定的狀態(tài)，因此，外力除去后，分子鍵又回到原來的狀態(tài)。熵彈性（橡膠彈性）特征：（1）應力作用下，變形非常大且不被破壞；（2）應力撤除后變形可以完全恢復到原來狀態(tài)和長度。能符合條件的只有高分子材料但并非所有高分子材料都具有橡膠彈性，主要是要求鏈的長度達到一定要求，還必須

5、是易于變形的分子鏈，也即不能是結(jié)晶體。為了可以回到原來的狀態(tài)，又要求分子鏈必須具有交聯(lián)點來對分子加以束縛。對于橡膠等高彈性材料，其剛度的定義是：使材料產(chǎn)生300%的伸長所需的拉應力。4.2 材料的塑性本節(jié)提要1. 塑性、塑性變形及其模型2. 脆性及其影響因素3. 塑性機理：滑移與孿生一、塑性變形 1. 塑性的概念 2. 塑性變形oo 圣維南模型下屈服點上屈服點動摩擦靜摩擦A脆性與脆性材料 材料破壞時無明顯的塑性變形，呈突然破壞。塑性材料韌性與韌性材料 在沖擊、震動荷載作用下，材料能夠吸收較大能量，同時產(chǎn)生一定的變形而不破壞。影響材料的脆性與塑性的因素：（1） 材料粒子結(jié)合的鍵型（2） 所含雜質(zhì)

6、（3） 溫度（4） 含水率（5） 加荷速度實際中沒有完全的彈性體，再好的彈性體材料，當應力超多一定限度后也會產(chǎn)生塑性變形。ab：彈性變形 oa：塑性變形b破壞oab0.002b條件屈服強度破壞彈塑性體二、塑性變形機理從亞微觀和微觀角度講，永久變形是由于結(jié)構(gòu)發(fā)生了流動，流動是材料內(nèi)部質(zhì)點調(diào)換相鄰質(zhì)點的切變過程。固體材料的塑性變形則來自于晶體的塑性流動，塑性流動是按照晶體學規(guī)律相互滑動。單晶體的塑性流動機理是滑移和孿生，其中滑移是主要的。滑移是晶體的一部分沿著晶面（滑移面）的一定方向（滑移方向）相對于晶體的另一部分發(fā)生滑動。滑移的結(jié)果是晶體表面造成相對位移，并形成滑移臺階，表面出現(xiàn)許多相互平行的線

7、條，也就是滑移帶。滑移帶由更細的滑移線組成。（一）單晶體的塑性流動滑移示意圖滑移總是在沿晶體中原子排列密度最大的晶面和晶向上進行，也即滑移面和滑移方向往往是晶體中原子排列最密的晶面和晶向。 宏觀晶軸滑移帶滑移臺階滑移線微觀發(fā)生滑移的晶面和晶向稱為滑移面和滑移方向?；葡担阂粋€滑移面和這個面上的一個滑移方向組成一個滑移系統(tǒng)，簡稱為滑移系?；葡禂?shù)量=滑移面數(shù)與滑移方向數(shù)的乘積?；葡翟蕉?，晶體發(fā)生滑移的可能性越大，塑性越好?；品较?qū)频挠绊懕然泼娓??；葡担?2=12 43=12 13=3滑移系數(shù)量=滑移面數(shù)與滑移方向數(shù)的乘積。理論剪切強度材料塑性與滑移系數(shù)量有關(guān)。滑移系的活動受溫度影響

8、顯著，因此，材料的脆性除受鍵型影響外，還要受材料的滑移系影響?；品较虻挠绊懕然泼娓篌w心立方晶格（-Fe）比面心立方晶格（-Fe）塑性差。材料的塑性變形與滑移系的數(shù)量有關(guān)。2. 孿生孿生概念：晶體的一部分相對于一定的晶面沿一定的方向發(fā)生切變。發(fā)生切變的部分就叫孿晶帶，簡稱孿晶。在孿晶帶中，每層原子面相對于相鄰原子面的移動數(shù)量相同，但它們在孿生后各自移動的距離卻和離孿生面的距離成正比，且不是原子間距的整數(shù)倍。變形后晶體變形部分和未變形部分在孿生面兩側(cè)形成鏡面對稱。孿生示意圖宏觀微觀晶軸孿生面孿晶與滑移一樣，孿生也是在切應力作用下產(chǎn)生的，但孿生所需的切應力比滑移的高。在容易發(fā)生滑移的面心立方晶

9、格中，一般不產(chǎn)生孿生；某些滑移系數(shù)目有限的密排六方金屬晶體內(nèi)，一般優(yōu)先發(fā)生孿生；體心立方金屬在低溫時也由于滑移困難而進行孿生，孿生與滑移可以先后進行，某些情況下甚至同時進行。孿生產(chǎn)生的塑性變形一般較小，不超過10%，但其速度很快。孿生與滑移的主要區(qū)別是：1. 孿生使晶格位向改變，造成變形晶體與未變形晶體的對稱分布，而滑移不引起晶格變化；2. 孿生時原子沿孿生方向的相對位移是原子間距的分數(shù)，而滑移時原子在滑移方向上相對位移是原子間距的倍數(shù)；3. 孿生需要的切應力比滑移大，因此，孿生一般在不易滑移的條件下發(fā)生；4. 孿生產(chǎn)生的塑性變形量比滑移小的多。實際晶體大多數(shù)是多晶體，多晶體中存在大量位向不同

10、的單晶體晶格，因而多晶體的變形比單晶體復雜的多，但其變形機理仍然是滑移和孿生。（二）多晶體的塑性變形多晶體要表現(xiàn)出塑性變形，至少需要相當多其他的滑移系同時動作，因為各個晶粒是互相約束的。已經(jīng)證明，多晶體要表現(xiàn)出塑性，至少需要5個獨立的滑移系同時動作。多晶體變形時，各晶粒的滑移面和滑移方向的分布相對于受力方向是不同的，在同樣的外力作用下，不同晶?；葡邓軕Σ煌?，受最大或接近最大應力狀態(tài)的晶粒處于“軟位向”，即容易滑動的方向，受最小或接近最小應力的晶粒處于“硬位向”，即不易滑移的狀態(tài)?；茣r，軟位向狀態(tài)的晶粒開始滑移，產(chǎn)生塑性變形，外力越來越大時，處于硬位向的晶粒也開始產(chǎn)生塑性變形。參加滑移的

11、晶粒越來越多，變形的分配越來越均勻，同時開動的滑移系也越來越多，晶體材料發(fā)生較大的變形。4.3 材料的粘性流動粘性流動概念：在一定的剪切應力下，以一定的變形速度進行的流動，當外力去除后，物體會靜止在這個位置上而不能恢復變形。本節(jié)提要1. 粘性流動及其模型2. 賓漢姆模型l牛頓液體模型油壺（粘壺）d /d t =1/ 應力應變符合本式的流體為完全粘性體或牛頓液體。d/dtd /d t：變形速率：粘性系數(shù)（粘度）：剪切應力實際材料中，例如：無機玻璃與熱塑性聚合物，在高于玻璃化溫度時，它們表現(xiàn)出一定的粘性流動，但同時這些材料還可以承受拉應力，在快速應力作用下，更容易表現(xiàn)出彈性，而在緩慢施加應力時表現(xiàn)

12、為粘性。粘性流動與溫度的關(guān)系密切相關(guān)，對于非晶態(tài)固體，遵循阿累尼烏思關(guān)系： 粘度； Q激活能；0系數(shù) Q和0取決于材料鍵合和結(jié)構(gòu)。粘性流動對于非晶態(tài)物質(zhì)的加工很重要，無機玻璃在高溫吹制時之所以容易成型，就在于粘性流動時不像晶體的塑性流動那樣產(chǎn)生頸縮現(xiàn)象，伴隨著伸長變形的是橫截面積的均勻縮減。長鏈聚合物也可以像玻璃那樣加工，但在一定程度的應變以后，由于分子的分離而有撕裂的趨勢。很多材料的流變性質(zhì)并不能用簡單模型來分析，只能是多種模型的并聯(lián)、串聯(lián)等組合。賓漢姆模型圣維南模型牛頓模型虎克模型y當y時，在并聯(lián)部分發(fā)生與應力（ -y ）成正比的粘性流動，則變形，則：ad/dtbcd黏土、新拌水泥混凝土a

13、d/dtbcd牛頓液體賓漢姆液體非牛頓液體一般賓漢姆液體當液體中有分散粒子時4.4 材料的粘彈性本節(jié)提要1. 粘彈性概念及其研究模型2. 應力松弛在外力作用下，材料同時表現(xiàn)出彈性和粘性特征，這種力學性質(zhì)稱為粘彈性。此時，變形與溫度和外力作用時間關(guān)系密切。粘彈性若符合理想虎克模型和理想牛頓模型的組合，則稱為線性粘彈性，否則是非線性粘彈性。粘彈性是高分子材料的一個重要特征。麥可斯韋模型（牛頓模型和胡克模型的串聯(lián)）E應力松弛：應力隨時間以指數(shù)形式衰減tt04.5 材料的蠕變本節(jié)提要1. 蠕變的概念及其研究模型2. 蠕變曲線特征3. 蠕變機理4. 蠕變影響因素蠕變是固體材料在恒定應力作用下，變形隨時間

14、的增長而持續(xù)發(fā)展的現(xiàn)象。又叫徐變或蠕滑。所有的材料都有可能發(fā)生蠕變，溫度對材料的蠕變至關(guān)重要。當溫度低于0.4Tm時，蠕變極小，而當溫度高于0.4Tm時，蠕變較大。1. 開爾文模型（對于一般材料）Ett0材料的變形隨時間呈指數(shù)型變化EE對于某些具體材料，如混凝土，則只能用勃格爾模型來研究其蠕變。二、蠕變曲線OA：包括瞬時彈性變形和瞬時塑性變形；AB：初始蠕變；BC：穩(wěn)態(tài)蠕變階段；CD：出現(xiàn)內(nèi)部空洞或頸縮，蠕變速率增高第一階段第二階段第三階段120ABCDtT10.4TmT1n合力：rFf1f2引力斥力r0r0：原子的平衡距離。當兩原子處于平衡距離時，原子間作用力為零，即引力等于斥力；當原子間距

15、小于r0時，即固體受壓縮，斥力大于引力；當原子間距大于r0時，固體受拉伸，引力超過斥力，合力隨r的增加而增加，達到最大值時又隨r的增加而減小。鍵力曲線原子間的相互作用，還可以用互作用勢能來表示，又稱結(jié)合能。設一對原子間距無窮遠（最多也只有幾百埃）時，其互作用能為零。當原子間距減小時，引力做正功，勢能降低；斥力做負功，使勢能增加，其結(jié)果如圖。rr0V0勢能r=r0時，勢能最小。惰性氣體的結(jié)合能最弱，堿金屬的結(jié)合能中等，過渡金屬結(jié)合能較強，共價晶體、離子晶體結(jié)合能也較強。二、理論抗拉強度由鍵力曲線可知，晶體受拉時，相鄰兩質(zhì)點間的距離增大，鍵力也隨之增大，以抵抗使質(zhì)點分開的外力。當距離增大到一定值時

16、，鍵力曲線達到峰值，即引力達到最大值，此時若外力繼續(xù)增大，鍵力將急劇下降，不足以與外力抗衡，距離進一步急劇增大，晶體趨于斷裂。鍵力達到的峰值，就是晶體材料的最大抗拉力，所對應的最大應力就是材料的理論抗拉強度，又叫理論斷裂強度。rFf1f2引力斥力r0max三、理論剪切強度G：剪切模量（剛性模量）b：滑移向的原子間距h：滑移面的面間距hb四、理論強度和高強材料最大理論抗拉強度與彈性模量、 表面能和原子間距有關(guān)。離子晶體中電中性的平面表面能低，因此成為強度低的解理面，因此，離子晶體強度不如共價鍵和金屬鍵的晶體。金屬中，過渡金屬比貴金屬和鋁有較高的最大理論抗拉強度，因為其彈性模量大，而原子間距小。而

17、材料的最大理論剪切強度與剪切彈性模量、滑移向和滑移面的間距有關(guān)。剪切滑移變形最容易在原子密度大，相鄰原子間距大的原子面上發(fā)生。對理論抗拉強度和理論剪切強度進行比較，理論剪切強度比理論抗拉強度小。這主要是因為：原子沿滑移面滑移時，滑移面和相鄰原子間的鍵合隨原子的連續(xù)到達而周期性的更新。除了在晶面端部留下臺階外，沒有新的表面（特別是金屬晶體）。這過程與解理斷裂相比變動小得多。因此，理論剪切強度比理論抗拉強度小，而許多晶體材料的最大強度主要決定于剪切強度。般來說，若某種材料的屈強比小于110，這種材料屬于塑性，斷裂前已出現(xiàn)顯著的塑性流變。金屬一般都能滿足這個條件，所以總是先發(fā)生塑性變形后斷裂。共價晶

18、體和離子晶體的剪切強度高，屈強比接近于1，斷裂前發(fā)生的變形很小，即脆性很大，如金剛石和巖鹽。若屈強比約等于1/5，則還要參照其它因素再作判斷。屈強比理想高強材料的理論抗拉強度和理論剪切強度都應該很大。從公式看，要想材料的理論抗拉強度和理論剪切強度高，必須是彈性模量也要高，這就要求原子間具有定向性，鍵長盡量短，原子半徑小，形成鍵的三維網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)也是非常必要的，因此原子價數(shù)要高。符合這些要求的元素有Be、B、C、N，O、Si、Al等。最強的材料常含有這些元素中的一種，而且通常也只含有這些元素。 從最強固體的化學結(jié)構(gòu)可以得出以下的推論： 要求原子半徑小，這就確定了要有較輕的元素，而定向鍵則意味著非密堆

19、積的結(jié)晶結(jié)構(gòu)，因此高強材料有低的密度；彈性模量高就包含著固體的結(jié)合能大，這意味著熔點高和熱膨脹系數(shù)小。因此最強的固體材料將有彈性模量高，密度低，熔點高及熱膨脹系數(shù)小等性質(zhì)。 4.7 材料的實際強度任何實際的材料內(nèi)部不同程度地會有雜質(zhì)和各種各樣的缺陷。 因此，材料的實際強度遠低于理論強度。本節(jié)提要1. 格里菲斯公式及其意義2. 材料的實際強度為了說明材料的理論強度與實際強度之間的差異，格雷菲斯(Griffith，1920)認為，材料在形成過程中，內(nèi)部有微裂縫形成。這些微裂縫的存在，使材料受到外力時在裂縫附近產(chǎn)生應力集中現(xiàn)象。這個高度集中的應力使材料在所受荷載遠低于最大理論抗拉強度時發(fā)生裂縫的擴展

20、，裂縫擴展到臨界寬度后，處于不穩(wěn)定狀態(tài)，會自發(fā)擴展而導致斷裂。對于薄板中長軸為2C的橢圓形裂縫，斷裂應力與裂縫臨界寬度的關(guān)系如下：2Cff與理論抗拉強度相比若某材料的r0=0.2nm，存在一個C=2000nm的裂縫，則而1100m數(shù)量級的裂縫在各種材料中均能發(fā)現(xiàn)。所以實際強度遠低于理論強度。金屬材料的實際抗拉強度也可以用彈性模量E來估算。理論抗拉強度約為E/6，實測抗拉強度約為E/1000。延性材料的剪切強度理論值與實驗值之間的差異也著常大，由簡單的模型計算發(fā)現(xiàn)，兩者相差達104105倍，由更精確的模型計算，兩者也相差103倍。這主要是由于這些晶體材料內(nèi)部存在著可動位錯，這些位錯在遠低于理論剪

21、切強度的非常小的剪應力作用下就可移動，造成晶體滑移變形。其剪切強度為位錯運動所控制，而不是為理論剪切強度所控制，這些材料主要是金屬材料。對于這類材料，只要想辦法抑制位錯的運動，就可提高材料的強度。 maxG比值大的材料具有抵抗位錯運動的能力。在室溫下，當作用應力遠低于理論剪切強度時，通常這些位錯不能移動。具有這種位錯行為的材料稱為固有高強固體（本質(zhì)強固體），如氧化鋁、金剛石、碳化鎢、氮化鋁等。這些材料低溫時的抗拉強度，一般受表面臺階、微裂縫和缺口的控制(造成局部應力集中)，而不受理論抗拉強度的控制。如果能制備出表面光滑，沒有任何微細裂紋的本質(zhì)強固體材料，可得到與理論抗拉強度相差無幾的抗拉強度。

22、 晶須就是這樣的材料晶須是用特殊方法制得的直徑很小（10-6m）的針狀晶體，晶須中幾乎無位錯和裂紋，其抗拉強度接近于理論強度。常見的晶須品種石墨、鐵、SiC等的實際抗拉強度與理論抗拉強度就十分接近。受力方向一般有拉、壓、彎、剪切二、外力作用方向與材料強度材料的抗壓、抗拉及抗剪強度按下式計算：式中：f材料的強度，MPa； Fmax破壞時最大荷載，N； A受力截面面積，mm2。1)二分法。將條形試件放在兩支點上，中間作用一集中荷載，對矩形截面試件，則抗彎強度按下式計算：2)三分法。在跨度的三分點上作用兩個相等的集中荷載，則抗彎強度按下式計算：式中：fm抗彎強度，MPaFmax彎曲破壞時最大荷載，N

23、b、h試件橫截面的寬及高，mm L兩支點間的距離，mm?？箯潖姸葘嶋H的實驗中，對于抗拉強度的測試時試件難以固定，中心位置難以保證，因此，經(jīng)常用劈裂抗拉強度來代替。對于混凝土材料，歐美、澳大利亞等國用圓柱體試件，中國用立方體試件。材料強度主要取決于材料本身的組成，結(jié)構(gòu)和構(gòu)造。當然，實驗因素，如加荷速度、試件尺寸大小、形狀、含水率、壓板表面情況等等都與強度有關(guān)。4.8 材料的脆性與脆性特征本節(jié)提要1. 材料斷裂形式的辨別2. 材料脆性的量度3. 3個材料斷裂理論4. 斷裂韌性5. 多孔脆性材料的斷裂過程脆性：材料破壞時無明顯的塑性變形，呈突然破壞。塑性：材料在外力作用下產(chǎn)生變形，當外力除去后不能完

24、全恢復到原有形狀。脆性破壞是材料一種基本的破壞形式斷裂破壞的幾種形式脆性斷裂延性斷裂疲勞破壞蠕變破壞一、材料脆性的量度 1. 斷裂應力與屈服應力的比值；2. 理論抗拉強度與理論剪切強度的比值3. 彈性應變和極限應變的比值4. 抗壓強度與抗拉強凌的比值5. 斷裂能大小1. 材料的斷裂應力(抗拉強度f)和屈服應力y的相對大小決定著材料的脆塑屬性。當f y時，在受力狀態(tài)下，首先達到的是材料的屈服應力，使材料發(fā)生塑性變形而松馳部分應力，趨向于塑性。當f 10，材料屬于塑性，斷裂發(fā)生在顯著 的塑性流動之后；當max/max接近于1，材料在常溫下屬于脆性，如果max/max5，應考慮其它因素再作判斷。3.

25、 彈性應變和極限應變的比值，抗壓強度與抗拉強度的比值，都曾被用作衡量材料脆性的量度，或正在被應用。 4. 一般，將抗壓強度高，抗拉強度很低（二者相比約為505），斷裂前變形極小的材料劃作脆性材料，如陶瓷、鑄鐵、玻璃等，而抗壓強度與抗拉強度接近的材料為塑性材料，如瀝青，鋼材、木材等。右圖為某材料受拉伸時的應力應變曲線，曲線下的面積稱為斷裂能。斷裂能5. 斷裂能從能量平衡的觀點出發(fā)，固體中裂紋擴展的臨界條件是彈性應變能釋放率等于裂紋擴展單位面積所需要的斷裂能。斷裂能是取決于固體材料的組分、結(jié)構(gòu)和顯徽結(jié)構(gòu)的特性參數(shù)，起著抵抗裂紋擴展，抑制材料斷裂的作用，是材料韌性大小的一種量度。斷裂能大，材料的韌性

26、大，脆性小，反之，材料脆性大。二、斷裂理論簡述前面提到的Griffith斷裂公式首先將材料的斷裂強度與其內(nèi)部的裂縫大小聯(lián)系起來，為斷裂力學的建立和發(fā)展生定了基礎。但該公式只適用于完全脆性材料，即斷裂時無塑性變形，彈性能全部轉(zhuǎn)化為表面能。對于金屬和玻璃態(tài)聚合物卻不適合。奧羅萬(Orowan)提出修正。指出裂縫擴展過程中，裂縫尖端首先發(fā)生塑性變形，然后擴展。即裂縫擴展不僅要消耗產(chǎn)生新表面的能量，還要消耗使尖端部分發(fā)生屈服變形的能量 p， p稱為塑性功。 Orowan修正式對于不是完全脆性體，通常 p比 大很多。該公式適合于塑性材料，但判定材料是塑性還是脆性還是有實際困難。殷文（Inwin)又提出修

27、正：該公式以應變釋放能來代替 和+ p，既適用于脆性材料，又適用于塑性材料。G1：應變能釋放率，即裂縫擴展單位面積時彈性應變能損耗的比率。 G1是裂縫擴展的動力，當G1 G1C(臨界應變能釋放率)時，就發(fā)生裂縫擴展。 G1C是材料抵抗裂縫擴展能力的一種量度，它與材料的結(jié)構(gòu)和顯微結(jié)構(gòu)，甚至環(huán)境溫度都有關(guān)系。對于一些除熱力學表面能之外無其它能量消耗的裂縫擴展過程， G1C=2 。但在大多數(shù)情況下， G1C2 。殷文認為，只有當應變能釋放率等于或大于裂縫擴展形成新表面所需的能量，裂縫才會擴展。與裂縫擴展同時發(fā)生的所有能量消耗機制都包含在G1C中。 與G1有關(guān)的一個因子是應力強度因子K1。對于平面應力

28、狀態(tài)，K1是一個用來描述裂縫尖端應力場和應變場的參量。它與裂縫寬度C和應力有如下關(guān)系:式中 y-與試樣及裂縫的幾何形狀有關(guān)的幾何因子。該公式的意義為：裂縫端部的局部應力取決于名義應力和裂縫半寬度C的平方根。裂縫尖端附近各點的應力隨著K1值的增大而提高。當K1值隨著外應力增大而增大到某一臨界值K1C時，裂縫尖端的局部應力足以使原子結(jié)合鍵分離，裂縫快速擴展并導致材料斷裂。這一臨界狀態(tài)下所對應的應力強度因子K1C稱為臨界應力強度因子。 此時對應的臨界外應力f即材料的強度 K1C是材料固有的性能，也是材料的結(jié)構(gòu)及顯微結(jié)構(gòu)的函數(shù)，但與裂紋的大小、形狀以及外力無關(guān)。它實際上是材料抵抗裂縫擴展的阻力因素，又

29、叫斷裂韌性。K1C可通過斷裂力學試驗和計算得到。K1C除了表征材料中裂縫擴展的固有阻力外，還用來估計裂縫端部附近塑性區(qū)的尺寸。DS道格代爾(Dugdale)指出，該區(qū)的長度R為： 這一關(guān)系對大多數(shù)陶瓷的屈服應力可提供有用的評價。它們的屈服應力通常都大于斷裂所需的應力。 式中， y材料的屈服應力。 三、陶瓷材料裂縫擴展與脆性斷裂 脆性是陶瓷材料的特征，也是陶瓷的致命弱點。它表現(xiàn)在一旦受到臨界的外加負荷，陶瓷的斷裂具有暴發(fā)性的特征和災難性的后果。（1）陶瓷晶體結(jié)構(gòu)的脆性本質(zhì)在于其缺少5個獨立的滑移系，在受力狀態(tài)下難以發(fā)生由滑移引起的塑性形變而使應力松馳。脆性原因：（2）其顯微結(jié)構(gòu)方面的脆性根源是存

30、在裂紋，易于導致高度的應力集中。而裂縫擴展速度決定著是否能發(fā)生消除應力集中的塑性變形。因為引起塑性變形需要一定的起始時間，如果裂縫擴展得快，則會發(fā)生脆性斷裂，塑性形變的作用可略去不計。所以裂縫擴展速度也可看作是脆性的一種量度。 陶瓷材料的裂縫擴展分為亞臨界裂縫擴展和臨界裂縫擴展。在受到低于臨界應力f的作用狀態(tài)下，脆性陶瓷可能出現(xiàn)取決于溫度、應力和環(huán)境介質(zhì)的亞臨界裂縫擴展。 這是由于受到諸如化學反應，應力腐蝕，晶界或晶體的原子或空位擴散，甚至結(jié)構(gòu)變化等不可逆過程的影響。亞臨界裂縫擴展速度V和應力強度因子K1的一般關(guān)系表示為 式中A，n是隨速度控制機理不同而變化的常數(shù)。 如圖所示，在發(fā)生災難性斷裂

31、之前，有幾個相應于不同機理的慢裂縫擴展區(qū)，幾乎所有材料都具有一個應力強度因子低限值K0，低于此值不發(fā)生亞臨界裂縫擴展，超過此值則K1值隨著裂縫擴展速度的提高而增大，而且V總是與K1n成正比，其中，n是與各機理相關(guān)的常數(shù)。接著是恒速裂縫擴展區(qū)，隨后到達K1之前的快速裂縫擴展區(qū)。一旦K1隨著V而增長至K1c值，就出現(xiàn)斷裂。K1K0K1iK1dlogVK1C自K0到K1i的低應力強度因子區(qū)，環(huán)境介質(zhì)與材料之間的化學反應是裂縫擴展速率的控制因素。不同區(qū)域由各自不同的相應機理來起速度控制作用:自K1i至K1d的中應力強度因子區(qū)，裂縫擴展速率不隨K1值的提高而增大，而是取決于環(huán)境介質(zhì)的作用，所以控制裂縫擴

32、展的機理與應力無關(guān)。腐蝕介質(zhì)向裂縫尖端的擴散是控制裂縫擴展速率的機理。自Kid至K1c之前的高應力強度因子區(qū)。裂縫擴展速率與應力強度因子K1成指數(shù)關(guān)系，與環(huán)境介質(zhì)無關(guān)。這一階段的速率主要取決于材料的組分，結(jié)構(gòu)和顯微結(jié)構(gòu)。當裂縫由亞臨界擴展發(fā)展到了臨界長度，裂縫尖端區(qū)域的應力強度因子K1也隨著裂縫增長到相當于K1c的數(shù)值。至此，裂縫的擴展就從穩(wěn)態(tài)進入動態(tài)，隨即出現(xiàn)快速斷裂。即裂縫尖端屈服區(qū)附近足夠大的體積內(nèi)的應力大到足以撕開原子間結(jié)合鍵，導致固體沿著原子面發(fā)生解理斷裂。4.9 材料的疲勞破壞與蠕變破壞固體材料在承載情況下的另外兩種重要的破壞形式是疲勞破壞和蠕變破壞。 本節(jié)提要1. 疲勞破壞的概念

33、2. 條件疲勞破壞3. 不同材料的疲勞破壞特點4. 疲勞破壞機制及疲勞破壞的辨別5. 疲勞破壞的影響因素一、疲勞破壞橋梁、飛機結(jié)構(gòu)及各種機械部件都受到隨時間變化的應力，盡管其應力水平通常低于材料的屈服強度，或者高于屈服強度，低于抗拉強度，但是經(jīng)過許多次應力循環(huán)之后，構(gòu)件(零件)發(fā)，生了斷裂破壞，我們稱這種破壞為疲勞破壞。循環(huán)應變也會導致疲勞破壞。疲勞破壞是指材料由于受到反復的應力循環(huán)或應變循環(huán)而產(chǎn)生斷裂的現(xiàn)象。無論金屬或非金屬材料都可能發(fā)生疲勞破壞。疲勞是金屬部件損壞的主要方式。約有80%的零部件損壞是疲勞造成的。 盡管材料在循環(huán)荷載下的應力時間詳細過程相當復雜，但材料在疲勞條件下固有的反應可

34、以由疲勞試驗確定。在疲勞試驗中，常取循環(huán)應力按照正弦曲線隨時間而變化。 （一）疲勞曲線和疲勞極限（a)(b)時間（循環(huán)次數(shù)）圖中表示出兩種典型的循環(huán)應力，循環(huán)應力的特性可以用應力振幅S、平均應力及應力比 r 等幾個參數(shù)表示： max和min分別是循環(huán)應力中最大和最小應力。以上五個循環(huán)應力參數(shù)中，只有兩個是獨立的參數(shù)。在疲勞試驗中，常以應力振幅和平均應力(或應力比)為試驗參數(shù)。當平均應力不為零時，為不對稱應力循環(huán)。當平均應力為零時，屬于對稱應力循環(huán)，r=-1 。 即使是單向應力循環(huán)，例如，應力從零變化到某個最大值的脈動載荷，也會使材料產(chǎn)生疲勞。而交變應力則大大加快疲勞過程的發(fā)展。在給定的最大應力

35、或變形條件下，對稱應力循環(huán)和平均應力為正值的不對稱應力循環(huán)相比，前者具有更大的危險性。 疲勞破壞的循環(huán)次數(shù)N取決于應力振幅和平均應 力，它們之間的關(guān)系可由實驗確定。通常取平均應力為零的對稱循環(huán)情況，試驗得到的SN關(guān)系曲線稱為疲勞曲線。疲勞曲線有兩種基本類型。它們在較低應力水平下的疲勞行為有所不同。疲勞曲線1有明顯的水平部分，也就是說，低于某一應力振幅，即使循環(huán)次數(shù)很大(107次以上)，也不會發(fā)生疲勞破壞。這個應力振幅稱為疲勞極限。疲勞曲線2是不斷降低的曲線，沒有水平段，即表明，只要進行足夠次數(shù)的應力循環(huán)，很低的應力也會造成疲勞破壞。 NS12108疲勞極限條件疲勞極限顯然，只有對于疲勞曲線有水

36、平階段的材料才能確定其疲勞極限，而對于疲勞曲線是不斷降低的材料，只能確定其條件疲勞極限或規(guī)定疲勞極限。例如通常規(guī)定以108次循環(huán)所對應的應力振幅作為“條件疲勞極限”。 碳鋼、低合金鋼以及部分高分子材料具有第1類疲勞曲線，即有疲勞極限。大多數(shù)有色金屬合金和許多聚合物(如尼龍)具有第2類疲勞曲線，原則上，這意味著只要受到循環(huán)荷載，無論應力幅度多小，這些材料終會發(fā)生疲勞破壞。但實際上，往往在低應力幅度時(例如低于約30%(抗拉強度)。發(fā)生疲勞破壞所需要的循環(huán)次數(shù)已相當多，即使部件達到預期使用壽命也不致發(fā)生疲勞破壞。 平均應力為零的對稱循環(huán)而混凝土材料破壞時其疲勞曲線屬于第二類。在107次循環(huán)時，受壓

37、、受拉或受彎疲勞強度約為靜力強度的50%。在材料學中，混凝土強度的測定主要以靜荷載為主，而有時候也要考慮動荷載。由于混凝土強度測試時的離散性較大，因此其疲勞曲線也要考慮離散性因素。大多數(shù)結(jié)構(gòu)件并非受到平均應力為零的對稱應力循環(huán)。對于給定的應力幅度，如果平均應力為拉應力，則材料的疲勞壽命會縮短。 （二）疲勞破壞機制通常發(fā)現(xiàn)疲勞破壞是起源于自由表面或內(nèi)部缺陷所在處。這些地方很高的局部應力引起一些非均勻的永久流動，以致形成微裂紋，即疲勞裂紋。疲勞裂紋出現(xiàn)以后，并不是立刻引起破壞，而是在循環(huán)應力的作用下，緩慢地，斷續(xù)地擴展，逐漸貫穿試件。裂紋在每一循環(huán)的成長量，取決于材料和應力水平。高應力促使每一循環(huán)

38、的裂紋成長量增加。當裂紋擴展到剩下的連續(xù)面再也不足以支持所加的荷載時，裂紋開始迅速擴展，最后導致災難性破壞。疲勞斷裂的最終斷口是由裂紋緩慢擴展區(qū)域和裂紋迅速推進區(qū)構(gòu)成。這兩個區(qū)域通?？梢栽诤暧^尺度上加以分辯。如果最終所得的斷口沒有堆積破壞物的碎片，則可通過高倍電子顯微鏡觀察到緩慢成長時裂紋擴展的各個臺階，這些臺階其實是形成的疲勞條紋。 疲勞破壞造成的裂縫緩慢擴展區(qū)，可以看到明顯的疲勞條紋裂縫快速擴展區(qū)，此時因為剩下的斷面面積不足以抵抗應力，裂縫快速擴展裂紋破壞后的特征是什么？疲勞條紋的寬度與材料本身的強度及施加的應力大小等有關(guān)斷口上的裂紋緩慢擴展區(qū)與快速擴展區(qū)的相對比例，取決于材料和應力水平。

39、在高應力水平時，裂紋緩慢成長區(qū)較小，因為要有相當大的橫截面來承擔應力。在一定的應力水平下，準脆性材料和脆性材料的裂紋緩慢成長區(qū)往往只能長到很小的程度，因為此時疲勞裂紋已達到了臨界尺寸。 混凝土內(nèi)部含有在水化過程中形成的種種瑕疵和裂紋，經(jīng)過干縮可能更為擴展；通常在水泥-集料界面及水泥石上可能發(fā)現(xiàn)這些裂紋。集料水泥石界面 混凝土受載后，當名義應力很低時，這些裂紋端部的應力可以達到很大，超過水泥石(或水泥石-集料粘結(jié))強度。在循環(huán)荷載作用下，這些裂紋將逐漸長大。從混凝土在循環(huán)荷載下應力-應變曲線產(chǎn)生滯后環(huán)的事實可看出這一情況。環(huán)內(nèi)的面積等于不可逆的變形能，這種能量是對裂紋擴展有效的能量。如圖所示，滯

40、后環(huán)的面積開始時隨連續(xù)循環(huán)加載而減小，但在破壞之前又開始增加。不對稱應力循環(huán)裂紋開始時生長緩慢，同時也可能有某種粘性流動。裂紋的生長與集料的阻抗相互作用使形成的較大裂紋趨于穩(wěn)定。然而，重復加載所提供的能量最終將加重裂紋端部的損傷，使裂紋充分擴展而引起破壞。1. 缺陷位置2. 溫度3. 形狀尺寸（三） 疲勞強度的影響因素起源于材料表面的疲勞破壞，要比起源于內(nèi)部缺陷的更為常見。構(gòu)件的表面缺陷和缺口這類應力集中點特別有利于產(chǎn)生疲勞裂紋。粗糙的表面加工引起疲勞極限降低。金屬在腐蝕介質(zhì)中疲勞極限也會降低，這是因為腐蝕使金屬表面產(chǎn)生無數(shù)應力集中點，促進了疲勞裂紋的形成。高溫下，金屬的疲勞強度普遍降低，某些

41、高分子材料的疲勞壽命也隨溫度升高而降低。在常溫下疲勞破壞的材料，在低溫時的斷裂容易轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?，即低溫脆斷；在高寒地區(qū)作業(yè)的鋼鐵材料制造的機械和結(jié)構(gòu)，常常發(fā)生低溫脆斷。礦山采掘機械、交通運輸機械、海洋工程結(jié)構(gòu)、油氣輸送管線、橋梁、船舶等由于低溫造成的脆性斷裂事故時有發(fā)生。 低溫致脆的最大特點是存在某一特定的溫度范圍，在此溫度范圍以上的斷裂是韌性斷裂，不顯示脆性斷裂的特征。低于此溫度范圍，為無韌性特征的脆性斷裂；在此特定溫度范圍內(nèi)的斷裂，則顯示韌一脆過渡形態(tài)，同時具有不同程度的韌性和脆性的斷裂特征。 因此，韌性材料的使用尤其要注意，在常溫下按疲勞破壞的材料，當其應用于低溫時，可能不能滿足設計要

42、求。而高溫下容易出現(xiàn)蠕變，即高溫蠕變破壞。表面形狀應盡力避免棱角分明，以避免應力集中。 構(gòu)件的形狀、尺寸帶來的影響可通過盡量減少應力集中點的適當?shù)脑O計來改善，而改善表面狀態(tài)對于金屬特別重要。如進行噴丸和滾壓等表面層冷加工強化或滲碳，氮化和高頻淬火等表面熱處理。這些方法能夠減小甚至完全消除不良表面加工的有害影響，顯著減小應力集中；改善表面的應力狀態(tài)和大小，從而顯著提高構(gòu)件的疲勞強度，延長使用壽命。另外，表面處理還可以使材料表面受到約束應力，從而增加其強度。例如鋼化玻璃等。（四）疲勞破壞的特點疲勞破壞表現(xiàn)為低應力下的破壞斷裂疲勞破壞在宏觀上塑性變形比靜荷載作用下的小 與靜荷載作用下的破壞相比，具有

43、更大的危險性； 對于金屬材料，疲勞的本質(zhì)屬于韌性斷裂疲勞破壞是與時間有關(guān)的一種失效行為，具有多階段性（疲勞累計性）疲勞破壞對材料的微觀組織的缺陷更加敏感疲勞破壞受荷載歷程的影響（五）改善疲勞強度的方法避免任何可能的應力集中；通過各種機械的、熱的和冶金的方法造成有利的參與應力；消除冶金缺陷，如夾雜、氣孔和軟點等；對于受應變控制的低循環(huán)疲勞，最好使用高延性和高循環(huán)應變硬化材料對于以彈性應變?yōu)橹鞯母哐h(huán)疲勞破壞的應用，宜采用具有低循環(huán)應變硬化指數(shù)的高強合金形成穩(wěn)定的微觀組織，防止疲勞引起的細小沉淀相的無序化（六）疲勞強度的設計利用古德曼圖，對循環(huán)荷載作用下的安全允許應力提供估計值。理想材料的古德曼圖

44、混凝土抗壓強度約為抗拉強度的10倍二、材料的蠕變破壞 蠕變是固體材料在恒定應力作用下，變形隨時間的增長而持續(xù)發(fā)展的現(xiàn)象。又叫徐變或蠕滑。1. 蠕變模型2. 蠕變條件3. 蠕變機理4. 蠕變破壞5. 蠕變曲線蠕變模型E對于混凝土材料，用勃格爾模型來研究其蠕變EE蠕變條件所有的材料都有可能發(fā)生蠕變，溫度對材料的蠕變至關(guān)重要。當溫度低于0.4Tm時，蠕變極小，而當溫度高于0.4Tm時，蠕變較大。實際上，（0.30.5) Tm都有可能蠕變機理1. 晶界機理：晶界滑動2. 晶格機理：位錯攀移蠕變破壞蠕變與溫度和應力水平有密切的關(guān)系，當溫度高于0.4Tm時，蠕變速率隨應力水平提高而增大，最終造成材料斷裂破

45、壞，這種由于蠕變變形過大引起的材料破壞稱為蠕變破壞。不同的材料可能發(fā)生蠕變破壞的溫度和應力各不相同，這主要與蠕變機理及材料的性質(zhì)有關(guān)。如金屬、陶瓷等材料在高溫下才可能發(fā)生蠕變破壞，而混凝土在常溫下，當作用應力超過其強度的75%時，就會發(fā)生蠕變破壞。 蠕變破壞曲線0tT10.4Tm恒應力恒荷載ABB高溫用材料溫度與蠕變的關(guān)系常見高溫工作條件： 1. 發(fā)動機 2. 高溫爐適用于高溫條件下材料的要求：高熔點、高彈性模量，低的擴算率高溫用材料合金？陶瓷？其它的斷裂形式氫脆在材料中某些缺陷位置，H能復合成H2，室溫時它是不可逆反應，即H2不會再分解成H。隨著進人該缺陷的氫濃度的增加，復合后H2的壓力也增

46、大。當氫壓大于屈服強度時就會產(chǎn)生局部塑性變形，如缺陷在試樣表層，則會使表層鼓起，形成氫氣泡。當氫壓等于原子鍵合力時就會產(chǎn)生微裂紋，稱氫壓裂紋。它包括鋼中白點、H2 S浸泡裂紋、焊接冷裂紋時產(chǎn)生的微裂紋。3.10 金屬材料的強化 對于用于結(jié)構(gòu)方面的金屬材料，在保證足夠的塑性和韌性的前提下，通過各種強化方法盡可能地提高其強度根據(jù)對材料強度與組織、結(jié)構(gòu)之間關(guān)系的研究，提高金屬材料強度的途徑 有以下兩個方面：制造一種不含任何晶體缺陷，尤其是不含位錯的金屬晶體，使其強度接近或達到理論強度。晶須就是這類晶體，其直徑約為0.05 m 2m，長約為2mm10mm，強度接近于理想強度。大大增加晶體缺陷的密度，在

47、金屬中造成盡可能多的障礙以阻礙位錯的運動。由于工藝和造價原因，第一種強化途徑受到限制。第二種途徑是目前金屬材料強化的主要方向。 金屬晶體中，阻礙位錯運動的措施：晶體中缺陷及障礙物維次缺陷及障礙物的名稱強化的機理0溶質(zhì)原子、空位等固溶強化1位錯形變強化2晶界、亞晶界和相界面晶界及界面強化3第二相粒子析出強化本節(jié)提要1. 4種金屬強化措施2. 形變強化與位錯增殖3. 溫度對形變強化的影響：回復、再結(jié)晶與晶粒長大4. 固溶體與固溶強化5. 晶界強化與晶粒尺寸6. 第二相粒子與第二相強化一、形變強化金屬經(jīng)過冷態(tài)下的塑性變形之后，其強度隨變形程度的增加有很大提高，同時塑性隨之降低這種現(xiàn)象叫做形變強化(加

48、工硬化、冷作硬化)。(一)加工硬化的原因 1位錯的增殖晶體的塑性變形來自于位錯的運動。當一個位錯自晶體內(nèi)滑出晶體時，晶體上下兩部分相互之間會產(chǎn)生相應于柏氏矢量“b”的相對滑移量。因此，晶體的塑性變形總量大體上應該同晶體中所包含的可滑動位錯數(shù)目成比例。即：原來晶體中的位錯密度(位錯密度定義為單位體積晶體中的位錯線總長度，也即是單位面積晶體所交割的位錯線數(shù)目)小，經(jīng)過滑移產(chǎn)生的永久變形量也應該小，原來晶體中位錯密度大，經(jīng)過滑移產(chǎn)生的永久變形量也應該大。塑性變形后，晶體中位錯應該越來越少。但實驗的結(jié)果卻完全相反，晶體實際的變形量要比晶體中原來存在的位錯數(shù)目所能提供的變形量大得多，如金屬晶體常能夠產(chǎn)生

49、約100%的拉伸塑性應變。在變形之后，晶體中的位錯數(shù)目不是減少了，而是比以前多得多，如退火狀態(tài)下多晶體金屬中的位錯密度約為106mm-2，強烈塑性變形后增加到109mm-21010mm-2。這種情況表明，晶體在變形過程中，位錯一定以某種方式在增殖。以下簡要介紹弗蘭克一瑞德(FrankRead)位錯增殖原理。 設AB是一條以紙面為滑移面的位錯線中的一段，A、B兩端被外來原子或位錯交截等栓住不能動。在切應力作用下，AB段位錯受到一個垂直于它的力。使位錯沿法線方向運動。由于A、B兩端被釘住，所以位錯發(fā)生彎曲。由于位錯本身具有線張力，要抵抗這種彎曲而使位錯變直。當位錯彎成半圓狀時，位錯所產(chǎn)生的恢復力達

50、到最大值。此時若外應力增大，位錯所受力也相應增大，位錯環(huán)的平衡態(tài)被打破而自動向外擴張，開始繞A、B點蜷曲，稱為FR源開動。ABABABABABABc使F-R源開動的最小切應力；lAB段位錯長度； G剪切模量；b位錯的柏氏矢量。使F-R源開動的最小切應力當兩端蜷曲部分相遇時，剛好是兩段方向相反的位錯，有相吸而抵消的趨勢。當它們接近而抵消后，留下一個封閉的位錯環(huán)及AB位錯段，在外應力的作用下，封閉的位錯環(huán)不斷擴大，最后移出晶體外而造成一個“b”的滑移量。而AB位錯段又再次出現(xiàn)上述過程。這樣每繞一周就產(chǎn)生一個新的位錯環(huán)，而每個環(huán)經(jīng)過擴張掃過整個滑移面后，產(chǎn)生一個“b”的滑移。AB位錯段在沒有其它障礙

51、情況下可以這樣一直運動下主，造成成百上千個原子聞距的滑移。這就是弗蘭克等對位錯增殖的解釋。 2. 加工硬化 金屬晶體在望性交形過程中。使大量位錯源開動，激發(fā)出大量的位錯，使位錯密度增大。在相交的幾個滑移面上同時運動的多個位錯之間發(fā)生切割、纏結(jié)，互相阻礙而難于運動。要使位錯繼續(xù)運動，即晶體繼續(xù)變形，必須增加外加應力，即強度提高。這就是產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象的原因。加工硬化伴隨著形成高位錯密度的網(wǎng)絡，這就是晶粒中的胞狀結(jié)構(gòu)。 要使產(chǎn)生加工硬化的晶體再發(fā)生塑性變形，所需的應力稱為流變應力(對于未加工硬化的材料，稱為屈服強度)。金屬晶體中存在位錯是強度降低的根源，使得材料的實際強度遠遠低于理想晶體的理論強度

52、，但位錯密度的增加又阻礙了位錯的運動，使金屬的強度得以提高，即得到了強化；由此可見，位錯這一晶體缺陷對材料的強度有著雙重的影響。由于位錯的大量增殖是使晶體發(fā)生塑性變形而造成的，所以這一強化措施又稱為形變強化。 對于純金屬來說，雖然加工變形度可以相同，但產(chǎn)生的強化效果是不一樣的。一股來說，面心立方晶格金屬的強化效果較體心立方晶格金屬大，固溶體或含有第二相合金的強化效果比純金屬大。這同這些金屬中位錯的性質(zhì)及位錯增殖的情況等因素有關(guān)。例如，冷拔鋼絲(高碳鋼經(jīng)淬鉛處理)是冷加工后形變強化最突出的例子。由于產(chǎn)生了高密度的位錯，使鋼材強度高達2744MPa以上。這是因為鋼中有碳化物存在，不僅促進了位錯密度

53、的增長，而且使位錯的分布也較均勻。 （二）回復與再結(jié)晶金屬開始變形后，晶粒內(nèi)先是出觀明顯的滑移帶。隨著變形量的增大，滑移帶逐漸增多。X射線結(jié)構(gòu)分析的結(jié)果指出，此時晶粒逐慚“碎化”成許多位向略有不同的小晶塊，這種組織稱為亞晶或亞結(jié)構(gòu)。亞晶粒的邊界上聚集著大量的位錯，存在著嚴重的晶格畸變，而在亞晶粒內(nèi)部，位錯密度較低，晶格相對地比較完整。 由于晶體內(nèi)部的組織和結(jié)構(gòu)發(fā)生了很大的變化，在晶格內(nèi)部儲存了較高的能量，使金屬處于一種不穩(wěn)定的狀態(tài)，所以凡是經(jīng)過冷加工的金屬，本身總有一種回復到組織較為穩(wěn)定狀態(tài)的傾向，在低溫或室溫下，由于原子擴散能力不足，所以這種不穩(wěn)定狀態(tài)不會發(fā)生明顯的交化。一旦對變形金屬加熱，

54、使原子擴散能力提高，加工硬化的金屬便會通過組織的改變使其各項性能逐漸回復到未加工前的狀態(tài)。 1. 回復加熱溫度軟低時，原子的擴散能力尚低，不能發(fā)生很大的位移，只是使晶格的彈性畸變減小，內(nèi)應力明顯下降。顯微組織無明顯的變化。此時，各種性能將有不同程度的回復，如強度和硬度略有下降，塑性略有升高，電阻下降等。這個階段稱為“回復”。將冷加工金屬在低溫加熱，以減低其內(nèi)應力，而將強度及硬度保持在相當高的水平。時效在回復過程中，晶格中的空位開始移動，或與點缺陷相遇而合并，或擴散到表面和晶界消失，或移動到位錯外，使空位濃度降低，因而晶格畸變減小。同時，位錯也會減少和發(fā)生遷移。例如，刃型位錯可以沿滑移面平移，也

55、可以沿垂直滑移面的方向攀移。結(jié)果位錯在滑移面上的間距增大，在垂直方向上的距離變小，形成小角度晶界。位錯的有序分布，使位錯間作用力減小，因而也使晶體過渡到較穩(wěn)定的狀態(tài)。 2. 再結(jié)晶當加熱溫度繼續(xù)升高時，由于原子擴散能力的增大，變形金屬的顯微組織發(fā)生了顯著的變化，即由破碎的、被拉長的晶粒轉(zhuǎn)變成均勻細小的等軸形晶粒。這一過程是通過生核和長大方式進行結(jié)晶而完成的，并且結(jié)晶后的晶格與變形前一樣，所以稱這一過程為“再結(jié)晶”過程。經(jīng)再結(jié)晶后。變形金屬基本上恢復到變形前的組織狀態(tài)，因而強度硬度顯著降低，塑性顯著上升，所有機械性能及理化性能基本上恢復到冷加工前的數(shù)值。 電子顯徽鏡的實際觀察證明，再結(jié)晶的晶核是

56、以加工變形后的亞晶粒為基礎產(chǎn)生的。這些亞晶粒中的位錯密度低，而亞晶界上的位錯密度很高。在回復過程中，亞晶界處的位錯巳發(fā)生重新排列而形成“小角度晶界”。在小角度晶界兩側(cè)的亞晶粒的位向差很小，所以進一步加熱往往會出觀兩相鄰亞晶粒的合并，形成較大的亞晶粒。這個較大的亞晶粒就成為再結(jié)晶的晶核。隨即晶核穩(wěn)定地長大，形成新的無畸變的等軸晶粒。在新晶粒形成的同時，不斷消耗金屬中的內(nèi)能，位錯密度降低，金屬軟化，變形所造成的加工硬化效應消失。 當金屬的組織完全由缺陷少的新晶粒組成時(即變形晶粒完全消失和再結(jié)晶晶粒彼此接觸之后)，再結(jié)晶過程便告一段落，但并未終止，這是因為盡管晶粒的內(nèi)部缺陷已經(jīng)減少，但晶界處仍然是

57、缺陷集中存在的地方，如果將再結(jié)晶完畢的金屬仍保持在再結(jié)晶溫度下，將會出現(xiàn)大晶粒合并小晶粒的現(xiàn)象，晶粒發(fā)生明顯的長大。晶粒的長大減少了晶界面積，使金屬晶體的能量進一步降低，這是一種自發(fā)過程。結(jié)果使晶 粒越長越大，最后形成異常粗大晶粒組織，使金屬機械性能顯著下降。 再結(jié)晶后晶粒的這種不同一般的不均勻的急劇長大現(xiàn)象稱為二次再結(jié)晶或聚合再結(jié)晶，是由不正常的加熱形成的(即過多地提高加熱溫度或過份地延長加熱時間)。 內(nèi)應力塑性 強度回復 再結(jié)晶 晶粒長大性能變化內(nèi)應力變化二、固溶強化 (一)固溶體 金屬在固態(tài)下也具有溶解某些元素的能力。固溶體是由兩種或兩種以上的組合在固態(tài)條件下相互溶解而形成的單一、均勻的

58、晶態(tài)固體。同溶液相似，占主要地位的元素稱為溶劑，被溶 的元素稱為溶質(zhì)。當A、B兩元素形成固溶體時，它們總是保持著溶劑的晶格形式，這是固溶體的一個重要特征。 根據(jù)溶質(zhì)原子在溶劑晶體中的溶解度，固溶體可分為連續(xù)固溶體和有限固溶體兩類。連續(xù)固溶體是指溶質(zhì)和溶劑可以按任意比例相互固溶。因此，在連續(xù)固溶體中，溶劑和溶質(zhì)是相對的。對二元系統(tǒng)，連續(xù)固溶體的相圖是連續(xù)的曲線。有限固溶體則表示溶質(zhì)只能以一定的限量溶入溶劑，超過這一限度就會出現(xiàn)第二相。例如，MgO和CaO形成有限固溶體，在2000時，約為3%CaO溶入MgO中(重量百分數(shù))。超過這一限量，便出現(xiàn)第二相氧化鈣固溶體。從相圖中可以看出，溶質(zhì)的溶解度和

59、溫度有關(guān)，溫度升高，溶解度增大。 根據(jù)溶質(zhì)原子在溶劑晶體中的分布狀況，固溶體可分為間隙固溶體和置換固溶體兩種類型。 晶格中原子與原子之間總有一些空隙存在。直徑較大的原子所組成的晶格，其空隙的尺寸也較大。有時能容納一些尺寸較小的原子。這種溶解方式叫間隙溶解。所形成的固溶體稱為間隙固溶體。能否形成間隙固溶體，除了同元素本身的性質(zhì)有密切關(guān)系外，主要由溶質(zhì)原子與溶劑原子的尺寸來決定。實驗證明，二者直徑比小于0.59，則可滿足形成間隙固溶體的尺寸條件。通常過渡族元素(溶劑)與尺寸較小的元素C、N、H、B等易形成間隙固溶體。例如鋼就是碳在鐵中形成的間隙固溶體。 1. 間隙固溶體二者直徑比小于0.59溶質(zhì)原

60、子存在于晶格間隙中，必然造成溶劑原子的位移， 其結(jié)果是使晶格常數(shù)增大。同時，由于溶質(zhì)原子在晶格間隙中是無規(guī)則地分布的故溶劑原子的位移也是不對稱的，所以必然造成晶格的畸變。溶質(zhì)原子溶入越多，品格畸變越大，結(jié)構(gòu)越不穩(wěn)定。因此，間隙固溶體不可能是連續(xù)固溶體，而只能是有限固溶體，溶質(zhì)原子的溶解度一般都較小。 2. 置換固溶體原子直徑較接近的原子之間不能形成間隙固溶體，只能形成置換型固溶體。即溶質(zhì)原子占據(jù)主溶劑晶格的某些結(jié)點上，好像晶格上的某些溶劑原子被溶質(zhì)原子所置換一樣，所形成的固溶體稱為置換固溶體。形成置換固溶體時，若溶質(zhì)原子直徑大于溶劑原子直徑，則晶格常數(shù)增大，反之，則要縮小，造成一定的晶格畸變。