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文檔簡介
1、2.“正應力引起正應變,剪應力引起剪應變”,對嗎?思考題:1.普彈性、線彈性、非線彈性、高彈性、粘彈性、彈性蠕變、應力松弛、偽彈性、鉄彈性、內耗、循環(huán)韌性、等現(xiàn)象、物理本質與相互關系。4.為何交變載荷下彈性應變?yōu)?時應力不為0?5.彈性比功與循環(huán)韌性異同點?3.解釋右圖現(xiàn)象,并指出此圖繪制不合理之處。6.為何橡膠的彈性模量隨溫度升高而增大?變形條件:不可逆性:溫度、時間相關性:1.1.塑性變形現(xiàn)象塑性變形現(xiàn)象(1)宏觀特征變形量較大:組織和性能變化大:非線性:組織和環(huán)境敏感性:(2)工程意義塑性成形的基礎:構件安全性的保障:形變強化是材料強化的重要手段。松弛應力消耗能量加工硬化2.2.單晶體的
2、塑性變形單晶體的塑性變形(1)理論切變強度晶體整體滑移切變模型2.2.單晶體的塑性變形單晶體的塑性變形(1)理論切變強度bxbxSinmm22axGG令a=b,GGm1 . 02s(2)塑性變形的滑移機制滑移是位錯運動的結果:刃型位錯滑移過程螺形位錯及其滑移螺形位錯滑移過程螺型位錯運動使晶體滑移螺型位錯運動使晶體滑移引起塑性變形的模型引起塑性變形的模型混合型位錯運動使晶體滑移混合型位錯運動使晶體滑移引起塑性變形的模型引起塑性變形的模型位錯滑移變形實驗證據(jù):F-R位錯增值機制滑移的方向性:滑移條件單晶體單向拉伸宏觀與微觀變形之關系滑移條件臨界切應力定律coscoscoscos0FP屈服時: =c
3、, =scoscossccoscoscs c c取決于晶體的本性,不受取決于晶體的本性,不受 , 的影響;的影響; 或或 9090 時,時, s s ; s s的取值:的取值: , 4545 時,時, s s最小,晶體易滑移;最小,晶體易滑移; 軟取向:值大;軟取向:值大; 取向因子:取向因子:coscos coscos 硬取向:值小。硬取向:值小。 coscoscs滑移時晶體的轉動滑移時晶體的轉動 (1 1)位向和晶面的變化)位向和晶面的變化 拉伸時拉伸時, ,滑移面和滑移方向趨于滑移面和滑移方向趨于 平行于力軸方向平行于力軸方向 壓縮時,晶面逐漸趨于垂直于壓力軸線。壓縮時,晶面逐漸趨于垂直
4、于壓力軸線。 幾何硬化:幾何硬化: 、 遠離遠離4545 , 滑移變得困難滑移變得困難;(2 2)取向因子的變化)取向因子的變化 幾何軟化;幾何軟化; 、 接近接近4545 ,滑移變得容易,滑移變得容易。(3)塑性變形的孿生機制晶體中變形部分與未變形晶體中變形部分與未變形部分在孿生面兩側形成鏡部分在孿生面兩側形成鏡面對稱關系。面對稱關系。發(fā)生孿生的部分(切變部發(fā)生孿生的部分(切變部分)稱為孿生帶或孿晶。分)稱為孿生帶或孿晶。孿生借助于切變進行,所需切應力大,速度快,在滑移較難進孿生借助于切變進行,所需切應力大,速度快,在滑移較難進行時發(fā)生行時發(fā)生. . 特點:特點:孿生孿生原子移動的相對位移是
5、原子間距的分數(shù)值原子移動的相對位移是原子間距的分數(shù)值. .變形量較小變形量較小 FCCFCC金屬一般不發(fā)生孿生,少數(shù)在極低溫度下發(fā)生,金屬一般不發(fā)生孿生,少數(shù)在極低溫度下發(fā)生,BCCBCC金金屬僅在室溫或受沖擊時發(fā)生。屬僅在室溫或受沖擊時發(fā)生。HCPHCP金屬較容易發(fā)生孿生。金屬較容易發(fā)生孿生。 鋅中的形變孿晶鋅中的形變孿晶純鐵低溫沖擊變形孿晶純鐵低溫沖擊變形孿晶黃銅中的退火孿晶黃銅中的退火孿晶ZrO2Ni功能梯度材料中的退火孿晶 純鋁中可逆形變孿晶 Phys. Rev. Lett. 102, 20 (2009) 原位拉伸過程中純鋁裂紋尖端形變孿晶生長及退孿晶過程的系列高分辨像。L1L7為孿晶
6、界上肖克萊位錯臺階。左圖(a-c)為L1L4位錯臺階向前移動的孿生過程。右圖(a-d)為L5L7位錯臺階移動回裂尖直至孿晶完全消失的退孿生過程。一對不畸變的面K1、K2和一對不畸變的方向1、2 孿生幾何參數(shù) 鎘發(fā)生孿生變形時的應力-應變曲線 孿生對宏觀應力-應變曲線的影響 孿生變形和滑移的對比 滑移滑移孿生孿生相同點相同點切變;方向性;不改變晶格。不不同同點點 晶體位向晶體位向不改變不改變( (對拋光面觀察對拋光面觀察無重現(xiàn)性無重現(xiàn)性) )改變,形成鏡面對稱關系改變,形成鏡面對稱關系( (對拋光面觀察有重現(xiàn)性對拋光面觀察有重現(xiàn)性) )位移量位移量滑移方向上原子間距滑移方向上原子間距的整數(shù)倍,較
7、大。的整數(shù)倍,較大。小于孿生方向上的原子小于孿生方向上的原子間距,較小。間距,較小。對塑變的貢獻對塑變的貢獻很大,總變形量大。很大,總變形量大。有限,總變形量小。有限,總變形量小。變形應力變形應力臨界分切壓力較小臨界分切壓力較小臨界分切應力遠高于滑移臨界分切應力遠高于滑移變形條件變形條件一般先發(fā)生滑移一般先發(fā)生滑移滑移困難時發(fā)生滑移困難時發(fā)生變形機制變形機制全位錯運動的結果全位錯運動的結果分位錯運動的結果分位錯運動的結果3.3.多晶體的塑性變形多晶體的塑性變形(1 1)多晶體塑性變形特點)多晶體塑性變形特點 a.a.各晶粒變形的不同時性和不均勻性各晶粒變形的不同時性和不均勻性多晶體金屬:多晶體
8、金屬:由于各晶粒位向不同,由于各晶粒位向不同,受外力作用時,受外力作用時,某些晶體位向有利的某些晶體位向有利的晶粒先滑移變形晶粒先滑移變形由于各相晶粒的晶體結構、位錯滑移由于各相晶粒的晶體結構、位錯滑移的難易程度以及應力狀態(tài)的不同,的難易程度以及應力狀態(tài)的不同,那那些位向有利或產生應力集中的晶粒首些位向有利或產生應力集中的晶粒首先產生塑性變形先產生塑性變形材料的組織越不均勻,則起始的塑性材料的組織越不均勻,則起始的塑性變形不同時性和不均勻性就越顯著變形不同時性和不均勻性就越顯著。3.3.多晶體的塑性變形多晶體的塑性變形在2 m m內 的延 伸率 ,%晶粒5晶粒4晶粒3晶粒2晶粒1位置,mm 圖
9、5-6 多晶鋁的幾個晶粒各處的應變量。 垂直虛線是晶界,線上的數(shù)字為總變形量 (1 1)多晶體金屬塑性變形的特點)多晶體金屬塑性變形的特點 b.b.變形的相互協(xié)調性變形的相互協(xié)調性多晶體作為一個整體,不允許晶粒僅在一個滑移系多晶體作為一個整體,不允許晶粒僅在一個滑移系中變形,否則將造成晶界開裂中變形,否則將造成晶界開裂,這就要求各晶粒之這就要求各晶粒之間能協(xié)調變形間能協(xié)調變形因此,因此,每個晶粒必須能同時沿幾個滑移系進行滑移,每個晶粒必須能同時沿幾個滑移系進行滑移,或在滑移的同時產生孿生變形,以保持材料的整體或在滑移的同時產生孿生變形,以保持材料的整體性性。多晶體塑性變形的必要條件:至少5個獨
10、立的滑移系。zyxd,d,dzyxVdddd0)1 (d)1 (d)1 (ddzyxzyxV)1 (d0zyxVzyxvVdVdV00d0ddddpzPyPxPV應變六面體單元:假設塑性變形體積不變,即:多晶體塑性變形的必要條件:至少5個獨立的滑移系。(2 2)多晶體塑性變形過程)多晶體塑性變形過程多晶體塑性變形機制:位錯晶界塞積應力集中促使相鄰晶粒位錯開動,塑性變形得以傳播。(2 2)多晶體塑性變形過程)多晶體塑性變形過程多晶體塑性變形機制:位錯晶界塞積應力集中促使相鄰晶粒位錯開動,塑性變形得以傳播。例:雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機制之一 n試樣II:拉伸變形4.2% 晶體取向:部分晶體取向
11、發(fā)生演化。試樣II上標記圓環(huán)區(qū)域變形前后的晶體取向成像圖(a)變形前 ;(b)變形后矩形框內晶粒晶體取向演化 (a),(c)變形前;(b),(d)變形后雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機制之二 滑移系的開動n試樣I(2.4%):滑移開動不均,滑移穿過,協(xié)調變形試樣I(2.4%)上滑移系的開動及滑移線的形貌和分布Grain No.12345678Basal SF0.10.30.20.30.050.15 0.050.15 0.050.180.150.20.10.20.470.5Prism. SF0.420.46 0.450.480.450.50.400.47 0.430.47 0.420.45 0.43
12、0.47 0.150.2某些選定a晶粒的Schmid因子雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機制之二 滑移系的開動n試樣II(4.2%):多滑移系開動,協(xié)調變形變形量為4.2%時滑移系的開動及滑移線的形貌和分布某些選定a晶粒的Schmid因子Grain No.1234Basal SF0.380.430.420.480.350.420.450.50Prism. SF0.300.450.280.330.300.400.200.25雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機制之三 滑移的傳播n協(xié)調變形機制:滑移的穿過,小變形,Burges 關系拉伸變形量為2.4%的試樣I滑移系開動及滑移穿過現(xiàn)象PositionSlip P
13、lane 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/ -12-10a28.70-12-10a/-111b4.203.19Point 3(0002)a1/(0002)a28.66(0002)a/(-10-1)b13.3718.15
14、-12-10a1/ -12-10a28.20-12-10a/-111b15.3712.35相鄰a晶粒間以及與其間b間相關晶面及晶向誤差角度0002a/110b a/b雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機制之三 滑移的傳播n協(xié)調變形機制:滑移的穿過,小變形,Burges 關系滑移線穿過的現(xiàn)象及形貌演化a相的(0002)面與b相可能的滑移面之間偏差角及M因子同常,采用M 因子來評估某個滑移發(fā)生發(fā)生的可能性;M=cosacosbpositionSlip Plane or directiona1/a2Slip Plane or directiona1/ba2/bPoint 1(0002)a1/(0002)a2
15、2.76(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/ -12-10a28.70-12-10a/-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雙相多晶鈦合金微觀塑性變形機制之三 滑移的傳播n協(xié)調變形機制:滑
16、移的穿過,大變形,無Burgers關系滑移線的分叉形貌及機理解釋Slip plane or Slip direction(0002)a /(-10-1)b(0002)a /(-112) b(0002)a (-12-3) bMisaligned anglesM factor20.150.9376.200.9921.330.997a相的(0002)面與b相可能的滑移面之間偏差角及M因子錯配角:200,Burgers關系喪失,如何穿過?如何協(xié)調?可能一:交滑移?可能二:優(yōu)先進入某一容易進入的滑移面,然后過渡到易于滑移的平面雙相多晶鈦合金微觀塑性變形之應力應變分布n塑性變形的不均勻性:應力應變分布Cr
17、oss-correlation計算方法得到的拉伸試樣I上4個區(qū)域內的應力應變及轉動應變量增加:“較軟”的區(qū)域發(fā)生嚴重的塑性變形;旋轉場W12明顯的大于彈性正應變e11的數(shù)值;二者分布的非均勻性隨應變量增加更加顯著;某些相界/晶界處出現(xiàn)明顯的應力/應變峰值外,在一些粗大等軸a晶粒內部也觀察到了明顯的應力/應變集中分布;E11MissesW12雙相多晶鈦合金微觀塑性變形之應力應變分布nMises 應力分布:相界處較高Mises 應力在晶粒內部的分布應力分布不均,且在相界處有堆積4.陶瓷材料塑性變形特點陶瓷材料塑性變形特點在共價鍵鍵合的陶瓷中,原子之間的鍵合是特定的并具有方向性。當位錯以水平方向運動
18、時,必須破壞這種特殊的原子鍵合,而共價鍵的結合力是很強的,位錯運動有很高的點陣阻力。因此,以共價鍵鍵合的陶瓷,不論是單晶體還是多晶體,都難以發(fā)生塑性變形。(a) 共價鍵共價鍵 結合鍵對位錯運動的影響結合鍵對位錯運動的影響離子鍵合的陶瓷,也具有明顯的方向性,同號離子相遇,斥力極大,只有個別滑移系能滿足位錯運動的幾何條件和靜電作用條件。所以只有極少數(shù)具有簡單晶體結構的單晶體,如MgO、KCl(均為NaCl型結構)在室溫下具有塑性,而一般晶體結構復雜的材料在室溫下不能進行塑性變形。但是離子鍵合陶瓷多晶體,由于滑移系統(tǒng)較少不能滿足多晶體協(xié)調變形條件,導致多晶體難以塑性變形。陶瓷材料陶瓷材料一般呈多晶狀
19、態(tài),而且還存在氣孔、微裂一般呈多晶狀態(tài),而且還存在氣孔、微裂紋、玻璃相等。位錯更加不易向周圍晶體傳播,更易紋、玻璃相等。位錯更加不易向周圍晶體傳播,更易在晶界處塞積而產生應力集中,形成裂紋引起斷裂。在晶界處塞積而產生應力集中,形成裂紋引起斷裂。所以所以陶瓷材料很難進行塑性變形陶瓷材料很難進行塑性變形。玻璃材料玻璃材料與一般陶瓷材料的塑性變形機理不同與一般陶瓷材料的塑性變形機理不同無機玻璃材料:無機玻璃材料:由于不存在晶體中的滑移和孿生的由于不存在晶體中的滑移和孿生的變形機制,其永久變形是通過分子位置的熱激活交換變形機制,其永久變形是通過分子位置的熱激活交換來進行的,屬于粘性流動變形機制,塑性變
20、形需要在來進行的,屬于粘性流動變形機制,塑性變形需要在一定的溫度下進行。所以一定的溫度下進行。所以普通的無機玻璃在室溫下沒普通的無機玻璃在室溫下沒有塑性。有塑性。金屬玻璃性能特點:高強度、高彈性極限和耐腐蝕等優(yōu)異的性能。金屬玻璃呈現(xiàn)宏觀脆性,但能發(fā)生高度局域化的剪切形變,即形變集中于數(shù)量很少、寬度只有幾十納米的剪切帶內;而且剪切帶一旦形成便迅速擴展,導致材料瞬間發(fā)生災難性斷裂。在微觀尺度下單一剪切帶內的局域剪切應變卻可以達到102 %-103 %。非晶態(tài)金屬材料:非晶態(tài)金屬材料:Al86Ni7Y4.5Co1La1.5塊體金屬玻璃的壓縮行為 (a)表面加工質量較高的樣品在均勻形變后剪切斷裂;(b
21、)有表面加工缺陷的樣品在缺陷處發(fā)生頸縮斷裂 5.高分子材料塑性變形特點高分子材料塑性變形特點高分子材料的塑性變形機理因其狀態(tài)不同而異。高分子材料的塑性變形機理因其狀態(tài)不同而異。結晶態(tài)結晶態(tài)高分子材料的塑性變形是由高分子材料的塑性變形是由薄晶轉變?yōu)檠貞【мD變?yōu)檠貞Ψ较蚺帕械奈⒗w維束力方向排列的微纖維束的過程;的過程;非晶態(tài)非晶態(tài)高分子材料的塑性變形有兩種方式,即在高分子材料的塑性變形有兩種方式,即在正正應力作用下形成銀紋應力作用下形成銀紋或在或在切應力作用下無取向分子鏈切應力作用下無取向分子鏈局部轉變?yōu)槿∠蚺帕械睦w維束局部轉變?yōu)槿∠蚺帕械睦w維束。 無取向的晶態(tài)聚合物無取向的晶態(tài)聚合物在塑件變
22、在塑件變形過程中。首先是形過程中。首先是晶球的破壞晶球的破壞,使,使與應力垂直的薄晶與無定型相分離,與應力垂直的薄晶與無定型相分離,然后然后薄晶沿應力方向排列薄晶沿應力方向排列。晶體破。晶體破碎成小晶塊時,分子鏈仍然保持折碎成小晶塊時,分子鏈仍然保持折疊結構。疊結構。 隨著變形進一步發(fā)展,小晶體沿拉伸方向整齊隨著變形進一步發(fā)展,小晶體沿拉伸方向整齊排列,排列,形成長的纖維形成長的纖維,如圖,如圖l-19l-19所示所示 。 當薄品轉變?yōu)槲⒗w維束的當薄品轉變?yōu)槲⒗w維束的晶塊時,分子鏈沿拉應力方向晶塊時,分子鏈沿拉應力方向伸展開,如圖伸展開,如圖1-201-20所示。所示。 由于許多串聯(lián)排列的晶體
23、由于許多串聯(lián)排列的晶體塊是從同一薄晶中撕出來的,塊是從同一薄晶中撕出來的,所以晶體塊之間有許多伸開的所以晶體塊之間有許多伸開的分子鏈將它們彼此連接在一起。分子鏈將它們彼此連接在一起。 微纖維的定向排列以及伸展開的分子鏈的定向排微纖維的定向排列以及伸展開的分子鏈的定向排列,使高分子材料強度大幅度提高。列,使高分子材料強度大幅度提高。 由于微纖維間的聯(lián)結,分子鏈進一步伸展,微纖由于微纖維間的聯(lián)結,分子鏈進一步伸展,微纖維結構的繼續(xù)變形非常困難,從而造成形變硬化。維結構的繼續(xù)變形非常困難,從而造成形變硬化。 非晶態(tài)非晶態(tài)( (玻璃態(tài)玻璃態(tài)) )高分子材料的塑性變形機理主要高分子材料的塑性變形機理主要是形成銀紋是形成銀紋。銀紋銀紋是高分子材料在變形過程中產生的是高分子材料在變形過程中產生的一種缺陷,由于一種缺陷,由于它的密度低,對光線的反射能力很高,它的密度低,對光線的反射能力很高,看起來呈銀色看起來呈銀色,因而得名。,因而得名。 銀紋產生于高分子材料的弱結構或缺陷部位。在銀紋產生于高分子材料的弱結構或缺陷部位。在拉應力作用
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