工程材料及熱處理-第三章

工程材料及熱處理第三章材料塑性變形與再結晶2金屬材料在經(jīng)過冶煉、澆鑄后得到的鑄態(tài)組織往往存有許多缺陷，如晶粒粗大或組織不夠均勻致密等，為了消除這些不利影響，可以通過軋制、鍛造、沖壓、拉拔、擠壓等一些壓力加工方法使其產(chǎn)生塑性變形，這不僅可以改變材料的形狀和尺寸，更為重要的是可以極大地改變材料的組織和性能。金屬的塑性變形與再結晶3.1試驗證明，大多數(shù)金屬試樣在拉伸外力作用下，隨著外加應力的增大，會相繼發(fā)生彈性變形、塑性變形和斷裂。通過第2章的學習可知，當外加應力的值小于金屬的彈性極限時，金屬僅產(chǎn)生彈性變形；當應力的值大于材料本身的彈性極限時，金屬在發(fā)生彈性變形的同時也發(fā)生了塑性變形。在外力去除后，材料變形不能得到完全恢復，產(chǎn)生永久殘余變形的現(xiàn)象稱為塑性變形，其實質是金屬內部晶粒發(fā)生了壓扁或拉長等不可恢復的變形。3實際中使用的材料通常是多晶體，但多晶體的變形與組成它的每個單晶體的變形緊密相關。所以，通過研究單晶體的塑性變形，可以掌握晶體變形的基本過程及實質，以便更好地理解多晶體的變形規(guī)律。單晶體塑性變形的方式主要有滑移和孿生。3.1.1塑性變形的基本規(guī)律1單晶體的塑性變形4（1）滑移現(xiàn)象對一個表面拋光的單晶體金屬試樣進行拉伸試驗，在經(jīng)過一定的塑性變形后，通過金相顯微鏡觀察，可發(fā)現(xiàn)拋光表面有許多相互平行的細線，稱之為滑移帶。用高倍電子顯微鏡觀察，可發(fā)現(xiàn)每條滑移帶又是由許多密集且相互平行的滑移線組成，這些滑移線實際上是晶體表面產(chǎn)生的一個個小臺階，如圖3-1所示。這些滑移線之間的距離約為100個原子間距，而每條滑移線的滑移量（即臺階高度）約為1000個原子間距。1）滑移圖3-1滑移帶結構示意圖5（2）滑移系在塑性變形中，單晶體表面的滑移線并不是任意排列的，它們彼此之間平行或互成一定角度，這說明滑移是沿著特定的晶面和晶向進行的，這些特定的晶面和晶向分別稱為滑移面和滑移方向。一個滑移面和其上的一個滑移方向構成一個滑移系。每個滑移系表示晶體進行滑移時可能采取的一個空間方向。對金屬的塑性變形來講，金屬晶體的滑移系越多，則滑移時可能采取的空間取向越多，塑性就越好。滑移系主要與晶體結構有關，如表3-1所示為三種常見金屬晶體結構的滑移系。表3-1常見金屬的滑移系6提示滑移系的多少在一定程度上決定了金屬塑性的好壞，如面心立方和體心立方金屬的塑性要好于密排六方金屬。在滑移系相同的情況下，滑移方向多的塑性好，所以面心立方塑性要好于體心立方。從表3-1可以看出，滑移總是沿著該晶體中原子最密排面和最密排方向進行。這是因為密排面的原子排列最緊密，但晶面間距卻最大，面與面之間的結合力也最弱，滑移的阻力小，最易成為滑移面。而沿密排方向原子密度最大，原子從原始位置達到新的平衡位置所需要移動的距離最小，阻力也最小，最易成為滑移方向。7（3）臨界分切應力材料在進行變形時，施加于其上的外加應力在滑移系中可分解為正應力和切應力，而滑移是在切應力作用下發(fā)生的。當晶體受力時，晶體中的某個滑移系是否發(fā)生滑動，決定于沿此滑移系的分切應力的大小，當分切應力達到某一臨界值時，滑移才能發(fā)生，將該臨界值稱為臨界分切應力，通常用符號τK表示。外加應力分解而得的正應力對滑移的進行不起任何作用，但是它可以使滑移面發(fā)生轉動，尤其表現(xiàn)于只有一組滑移面的六方金屬。8（4）滑移的實質對于滑移的實質，最初設想晶體中的原子是理想規(guī)則排列的，且在切應力的作用下晶體的一部分相對于另一部分做整體相對滑動，即剛性滑移?？墒前创四Ｐ陀嬎愠龅呐R界分切應力與實測值相比相差很大。顯然，兩者的巨大差異證明滑移絕非晶體的整體相對滑動。9既然如此，那晶體滑動時，晶面上的原子到底又是如何運動的呢？研究證明，實際上晶體的滑移是在切應力作用下通過位錯運動來完成的，如圖3-2所示。從圖中可以看出，晶體在滑移時，并不是整個滑移面上的所有原子同時發(fā)生移動，而是只有位錯線中心附近的少數(shù)原子移動很小的距離（小于一個原子間距），因此所需的應力要比晶體做整體剛性滑移低得多。當一個位錯移到晶體表面時，便會在表面上留下一個原子間距的滑移臺階，其大小等于柏氏矢量。隨著滑移的不斷進行，大量的位錯到晶體表面，便會在晶體表面形成顯微鏡能觀察到的滑移痕跡，這就是滑移線的實質。因此，可將位錯線看作是晶體中已滑移區(qū)域和未滑移區(qū)域的分界。圖3-2晶體中通過位錯運動而造成滑移的示意圖10除位錯的滑移外，晶體的變形還可以通過孿生來實現(xiàn)，如圖3-3所示。孿生是指在切應力作用下，晶體的一部分相對另一部分發(fā)生以特定晶面（孿晶面）為面對稱的沿一定方向（孿生方向）的協(xié)同位移（共格切變）。每層晶面的滑移距離與該面距孿晶面的距離成正比，即相鄰晶面的相對位移量相等。孿生后，均勻切變區(qū)的取向發(fā)生改變，與未切變區(qū)構成鏡面對稱，形成孿晶。孿生比滑移的臨界分切應力高得多，所以孿生常萌發(fā)于滑移受阻引起的局部應力集中區(qū)。一些密排六方金屬，如鎂、鋅等，常以孿生方式變形。2）孿生圖3-3孿生示意圖11多晶體塑性變形的基本方式也是滑移和孿生，但由于多晶體中各個晶粒位向不同，使多晶體中每個晶粒的塑性變形都受到相互約束與阻礙，如圖3-4所示。2多晶體的塑性變形圖3-4多晶體的塑性變形1）晶界和晶粒位向的影響晶界對塑性變形有較大的阻礙作用，其原因是由于晶界處原子排列紊亂，并常有雜質集中在此，造成晶格畸變。因此，當位錯運動到晶界附近時，便會受到阻礙而停止前進，堆積在晶界前面。若要使位錯穿過晶界就需要更大的外力，即變形抗力增大。12由于多晶體中各晶粒位向不同，當任一晶?；茣r，都將受到它周圍不同位向晶粒的約束和阻礙，各晶粒必須相互協(xié)調、相互適應，才能發(fā)生變形，即進一步增加變形抗力。因此，多晶體中的晶界和晶粒間的位向差都起到提高強度的作用（見圖3-5）。金屬的晶粒越細，晶界總面積便越大，每個晶粒周圍不同取向的晶粒數(shù)就越多，對塑性變形的抗力也就越大，從而金屬的強度越高。圖3-5純鋅的拉伸曲線此外，晶粒越細，金屬的塑性與韌性越高。因為晶粒越細，金屬單位體積內的晶粒數(shù)越多，同樣的變形量便可分散在更多的晶粒中發(fā)生，就能在斷裂之前承受較大的變形量。晶粒越細，晶界阻礙裂紋擴展的作用也越強，表現(xiàn)出較好的韌性。因此，在工業(yè)生產(chǎn)中通常總是設法獲得細小而均勻的晶粒組織，使材料具有較好的綜合力學性能。132）多晶體的塑性變形過程在多晶體中，由于各個晶粒位向不一致，一些晶粒的滑移面和滑移方向接近于最大切應力方向（稱晶粒處于軟位向）；另一些晶粒的滑移面和滑移方向與最大切應力方向相差較大（稱晶粒處于硬位向）。在外加應力作用下，處于軟位向的晶粒首先發(fā)生滑移，運動中的位錯是不能越過晶界的，當大量位錯在晶界受阻逐漸堆積時，造成很高的應力集中，使相鄰晶粒中某些滑移系的分切應力達到臨界值而開動，最終使那些相鄰但原本不屬于軟位向的晶粒發(fā)生滑移。因此，多晶體變形時，晶粒是分批、逐步地變形，變形分散在材料各處。晶粒越細，金屬的變形越分散，減少了應力集中，推遲裂紋的形成和發(fā)展，令金屬在斷裂之前可發(fā)生較大的塑性變形，使金屬的塑性提高。14塑性變形除了使金屬的外形和尺寸發(fā)生改變以外，還會對金屬組織及各種性能產(chǎn)生重要影響，主要表現(xiàn)在以下幾個方面。3.1.2塑性變形對金屬組織和性能的影響（1）晶粒拉長，產(chǎn)生纖維組織在塑性變形中，隨著變形量的增加，可看到原本的金屬等軸晶粒沿變形方向被拉長成為扁平晶粒，當變形量很大時，各個晶粒都成為形如纖維狀的條紋，這些條紋組織稱為纖維組織，如圖3-6所示。它的出現(xiàn)使金屬材料由原來的各向同性變成了各向異性，即沿著纖維方向的強度大于垂直纖維方向上的。a）冷變形前（b）冷變形后圖3-6冷變形前后晶粒形狀變化示意圖15（2）位錯密度增加，產(chǎn)生加工硬化金屬在塑性變形過程中，內部的位錯不斷增殖和運動。隨著變形量的不斷增大，位錯密度迅速增加，并且金屬的塑性變形導致亞結構細化，這些都使位錯運動的阻力增大，變形抗力增加。隨著變形量的增加，金屬的強度、硬度上升而塑性、韌性下降，這種現(xiàn)象稱為加工硬化或冷變形強化。如圖3-7所示為45鋼的冷軋變形程度與強度、硬度和塑性等力學性能之間的關系。圖3-745鋼變形量與力學性能的關系加工硬化是強化金屬材料的重要手段之一，尤其對不能用熱處理強化的材料來講，顯得尤為重要。加工硬化能夠提高零件或構件在使用過程中的安全性，零構件萬一超載，產(chǎn)生塑性變形，由于加工硬化特性，局部過載所產(chǎn)生的變形會自動停止，這樣可有效防止零構件突然斷裂。16注意加工硬化會給金屬進一步加工帶來困難，增加動力及設備消耗。例如，鋼板在冷軋過程中會越軋越硬，以致完全不能產(chǎn)生變形，需要安排中間退火工序，通過加熱消除加工硬化，恢復塑性變形能力，使軋制得以繼續(xù)進行。17冷加工過程中除了力學性能的變化外，材料的物理性能和化學性能也有所改變。例如，由于晶格畸變、位錯與空位等晶體缺陷的增加，給自由電子的運動造成一定阻礙，從而使導電率、導磁率和電阻溫度系數(shù)下降，而電阻率與矯頑力略有增加。此外，塑性變形會導致晶體內部自由能升高，加速了晶體中原子的擴散過程，使晶體的抗蝕性減弱。（3）產(chǎn)生變形織構多晶體在塑性變形過程中，晶粒除了會發(fā)生滑移之外，還會發(fā)生轉動。轉動的結果會使原來晶格位向不同的各晶粒在空間的位向趨于一致，這種現(xiàn)象稱為擇優(yōu)取向。具有擇優(yōu)取向的晶粒結構稱為變形織構，如圖3-8所示。（a）絲織構（b）板織構圖3-8變形織構示意圖18織構的出現(xiàn)會導致材料各向異性，即使退火也依然存在，金屬中是不希望出現(xiàn)織構的。例如，用于深沖成形的板材，因織構的存在而造成不同方向變形能力的不均勻，使沖壓件邊緣出現(xiàn)所謂“制耳”的缺陷，如圖3-9所示。（a）無織構時（b）有織構時圖3-9因變形織構造成的制耳但在某些情況下，織構又可以加以利用。例如，制造變壓器鐵心的硅鋼片，沿〈100〉晶向最易磁化，如果采用具有〈100〉織構的硅鋼片制作，并在制作中使其〈100〉晶向平行于磁力線方向，便能使變壓器鐵心的導磁率顯著增大，磁滯損耗減小，大大提高變壓器的效率。19（4）產(chǎn)生殘余內應力金屬材料經(jīng)塑性變形后，外力對材料所做的功絕大部分轉變成熱能散發(fā)掉了，但是還有約10%的功以殘余內應力的形式留在材料中。殘余內應力是平衡于金屬內部的應力，它的產(chǎn)生是由于金屬內部各區(qū)域的變形不均勻以及相互之間的牽制作用所致。根據(jù)殘余內應力的平衡范圍不同，可分為以下三類。宏觀殘余內應力（又稱第一類內應力）它是塑性變形時，由工件不同部分的宏觀變形不均勻引起的。這類內應力只占總殘余內應力的極小部分，通常為0.1%左右。微觀殘余內應力（又稱第二類內應力）它是塑性變形時，由晶?；騺喚Я５淖冃尾痪鶆蛞鸬摹＿@類內應力占總殘余內應力的1%～2%。晶格畸變內應力（又稱第三類內應力）它是塑性變形后，由大量增加的位錯、空位等晶體缺陷引起的。這類內應力占總殘余內應力的絕大部分。20這三種內應力對工件的影響是不同的。第三類內應力是使金屬強化的主要原因，并使金屬處于亞穩(wěn)狀態(tài)，具有向穩(wěn)定態(tài)轉變的趨勢。而第一、二類內應力雖占比例不大，但會因隨后應力松弛或重新分布而引起材料變形。此外，殘余內應力還會使金屬的抗腐蝕性下降，如變形的鋼絲易生銹。因此，金屬在塑性變形后通常要進行退火處理，以消除或降低這些內應力。21金屬在經(jīng)過冷塑性變形后，由于晶粒內部位錯及空位等晶格缺陷大量增加，使其自由能增高，處于熱力學亞穩(wěn)定的狀態(tài)，存在著向低能穩(wěn)定態(tài)轉變的趨勢。如果對變形金屬加熱，使原子獲得足夠活動能量的話，冷變形金屬便會自發(fā)向低內能的穩(wěn)定態(tài)轉變。3.1.3回復與再結晶根據(jù)顯微組織和性能的不同，可將金屬加熱時的轉變分為三個階段，如圖3-10所示。1變形金屬加熱時組織和性能的變化圖3-10冷變形金屬加熱時組織和性能變化示意圖221）回復加熱溫度較低時，原子僅能做短距離擴散，空位、位錯和間隙原子等的運動使缺陷大量減少，從而令晶格畸變減輕?；貜褪侵咐渥冃谓饘偌訜釙r，新的無畸變晶粒出現(xiàn)前所產(chǎn)生的亞結構和性能變化的階段，在金相顯微鏡中無明顯變化，金屬的強度、硬度略有下降，塑性略有升高，但殘余內應力則有明顯下降。因此，利用回復過程對變形金屬進行低溫退火（去應力退火），可用于既要保留產(chǎn)品加工硬化效果，又要降低其內應力或改善某些物理、化學性能的場合。232）再結晶經(jīng)冷變形的金屬被加熱至較高溫度時，原子的活動能力增大，原先被破碎拉長的晶粒通過重新生核、長大變成新的均勻、細小的等軸晶粒，這個過程稱為再結晶。再結晶實質上是一個無畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過程，新、舊晶粒的化學成分及晶格類型均未改變，因此不是相變過程。通過再結晶，位錯等晶體缺陷大大減少，其強度和硬度明顯下降，而塑性和韌性大大提高，加工硬化現(xiàn)象得以消除，其他物理化學性能基本上恢復到變形前的水平。所以再結晶退火主要用于金屬在變形或在變形之后的過程中，以便令材料硬度下降，塑性升高，便于進一步加工。243）晶粒長大塑性變形的金屬經(jīng)再結晶后，一般都會得到均勻、細小的等軸晶粒。但若加熱溫度過高或保溫時間過長，晶粒便會繼續(xù)長大。因為晶粒長大是一個自發(fā)過程，它可減少晶界的面積，使界面能降低，從而得到更穩(wěn)定的組織狀態(tài)。如圖3-11所示，晶粒長大實質上是一個晶界遷移的過程，即通過一個晶粒的邊界向另一個晶粒中遷移，把另一晶粒中的晶格位向逐步改變成為與這個晶粒相同的位向。于是，另一晶粒便逐步地被這一晶粒“吞并”而合并為一個大晶粒。（a）（b）（c）圖3-11晶粒長大示意圖25通常再結晶后獲得的細而均勻的等軸晶粒的長大速度并不快。但當正常的晶粒生長由于夾雜物或細孔等的阻礙作用而停止，此時如果在均勻基相中有若干大晶粒，則其晶粒邊界比鄰近晶粒的邊界多得多，晶界曲率也較大。大晶粒的界面能較小，在界面能驅動下，大晶粒晶界會越過氣孔或夾雜物而進一步向鄰近曲率半徑小的小晶粒中心推進，而使大晶粒成為二次再結晶的核心，不斷吞并周圍小晶粒而迅速長大，直接與鄰近大晶粒接觸為止。為了與正常的晶粒長大相區(qū)別，常把晶粒的這種不均勻急劇長大現(xiàn)象稱為二次再結晶或異常晶粒長大，這種現(xiàn)象會使晶體機械性能顯著降低。26變形金屬的再結晶不是在恒溫下完成的，而是一個溫度范圍。其中，開始生成新晶粒的溫度稱為開始再結晶溫度，顯微組織全部被新晶粒所占據(jù)的溫度稱為終了再結晶溫度或完全再結晶溫度。實際應用中，通常把在一小時之內能完成再結晶過程的最低溫度作為衡量金屬或合金熱穩(wěn)定性能的參量，稱為再結晶溫度。金屬的再結晶溫度與下列因素有關。2金屬的再結晶溫度271）預先變形度再結晶前金屬塑性變形的相對量稱為預先變形度。如圖3-12所示，金屬的預先變形度越大，產(chǎn)生的晶格缺陷就越多，組織越不穩(wěn)定，再結晶溫度也就越低。但當預先變形度達到一定程度時，金屬的再結晶溫度將趨于某一穩(wěn)定值，稱為最低再結晶溫度。純金屬的最低再結晶溫度與其熔點之間的關系可用公式表示為式中的溫度單位為絕對溫度（K）。由該式可知，金屬的熔點越高，其再結晶的溫度也越高。圖3-12預先變形度對金屬再結晶溫度的影響282）化學成分金屬中的雜質或合金元素（特別是高熔點元素），會阻礙原子擴散或晶界遷移，可明顯提高再結晶溫度。例如，高純鋁（99.999%）的最低再結晶溫度為80℃，而工業(yè)純鋁（99.0%）的最低再結晶溫度則提高到了290℃。3）加熱速度和保溫時間因為再結晶過程是一個擴散過程，需要有一定時間才能完成，所以提高加熱速度會使再結晶溫度提高。保溫時間越長，原子的擴散移動越充分，再結晶溫度便越低。4）原始晶粒尺寸晶粒越細，變形抗力越大，冷變形后儲存能越多，再結晶溫度便越低。29晶粒大小對金屬性能的影響很大，因此在實際生產(chǎn)中，必須掌握控制再結晶后晶粒度的各種因素，具體如下。3再結晶后的晶粒度1）加熱溫度和保溫時間再結晶的加熱溫度越高，原子擴散能力越強，晶界越易遷移，晶粒便越容易長大，如圖3-13所示。此外，在加熱溫度一定時，保溫時間過長，也會使晶粒長大，但其影響不如加熱溫度的影響大。圖3-13再結晶加熱溫度對晶粒度的影響302）預先變形度變形度對再結晶后的晶粒大小影響較復雜。一般來講，變形度越大，變形越均勻，再結晶后的晶粒便越細。如圖3-14所示，當變形度很?。?lt;2%）時，由于晶格畸變很小，不足以引起再結晶，晶粒不變化。當變形度達到2%～10%時，金屬中少數(shù)晶粒變形，再結晶時生成較少的晶核，得到異常粗大的晶粒，稱這個變形度為臨界變形度，生產(chǎn)中應盡量避免這一范圍的加工變形。當變形大于臨界變形度時，隨著變形度的增大，晶粒的變形強烈而均勻，再結晶核心數(shù)目增加，再結晶后的晶粒會變得既細又均勻。但是當變形度過大（…90%）時，某些金屬再結晶后又會出現(xiàn)晶粒異常長大的現(xiàn)象，這是由形變織構造成的。圖3-14預先變形度與再結晶晶粒度的關系313.1.4金屬的熱加工與冷加工金屬塑性變形的加工方法主要有冷加工和熱加工兩種，事實上兩者并不是以變形時是否加熱來區(qū)分。以金屬的再結晶溫度為界限，凡是在再結晶溫度以上的變形稱為熱加工；反之，則稱為冷加工。例如，鉛、鋅、錫等金屬的再結晶溫度較低，即使在室溫下對它們進行的塑性加工，也屬于熱加工。1熱加工與冷加工的區(qū)別32熱加工雖然不引起加工硬化，但也會令金屬的組織和性能發(fā)生很大的改變，具體如下。（1）熱加工可使鑄態(tài)金屬中的氣孔、疏松、顯微裂紋等焊合，提高金屬的致密度，減少或消除枝晶偏析，并可改善夾雜物、第二相等的分布。（2）熱加工可使鑄態(tài)金屬中的粗大枝晶和柱狀晶破碎，并通過再結晶獲得等軸細晶粒，從而全面提高金屬的機械性能。（3）熱加工可使鑄態(tài)金屬中的偏析夾雜物、第二相和晶界等逐漸沿變形方向延伸。其中，硅酸鹽、氧化物、碳化物等脆性雜質呈碎粒狀或鏈狀分布，塑性夾雜物則變成帶狀、線狀或條狀，形成所謂熱加工纖維組織，在宏觀檢驗時常稱之為流線。2熱加工對金屬組織和性能的影響33流線使金屬材料呈現(xiàn)各向異性，平行于流線方向力學性能較好，垂直于流線方向力學性能則較差，塑性和韌性的差別尤為明顯。生產(chǎn)中應使流線分布合理，盡量使流線方向與零件工作時所受的最大拉應力方向一致，而與外加切應力或沖擊力的方向相垂直。如圖3-15所示為吊鉤中的流線分布。其中，圖3-15（a）中的流線沿工件外形輪廓連續(xù)分布，所以較為合理，承載能力大。（a）流線分布合理

（b）流線分布不合理圖3-15吊鉤中的流線分布34注意僅通過熱處理的方法是不能改變或消除工件中流線分布的，只能通過塑性變形來改善。35由于加工溫度處于再結晶溫度以下，金屬材料發(fā)生塑性變形時不會出現(xiàn)再結晶現(xiàn)象。因此，冷加工對金屬組織和性能的影響規(guī)律即前面闡述的塑性變形的影響規(guī)律。與冷加工前相比，金屬材料的強度和硬度升高，塑性和韌性下降，即產(chǎn)生加工硬化的現(xiàn)象。3冷加工對金屬組織和性能的影響36高分子材料的變形3.2高分子材料具有已知材料中可變范圍最寬（從液體、軟橡膠到剛性固體）的變形性質，變形行為主要受結構特點的影響。高分子材料由大分子鏈構成，這種大分子鏈一般都具有柔性，除了整個分子的相對運動外，還可實現(xiàn)分子不同鏈段之間的相對運動，而這種分子的運動對溫度和時間具有強烈的依賴性。373.2.1熱塑性高分子材料的變形如圖3-16所示為某熱塑性高分子材料的典型應力—應變曲線。設σL，σy，σb分別為其比例極限、屈服強度和斷裂強度。圖3-16熱塑性高分子材料的典型應力—應變曲線38當σ<σL時，應力與應變呈線性關系，主要是由鍵長和鍵角的變化引起的普通彈性變形；當σ>σL時，鏈段發(fā)生可恢復的運動，產(chǎn)生可恢復的變形，同時應力—應變曲線變?yōu)榉蔷€性關系；當σ>σy時，高分子材料屈服，同時出現(xiàn)應變軟化，即應力隨應變的增加而減小，隨后出現(xiàn)應力平臺，即應力不變而應變持續(xù)增加，最后出現(xiàn)應變強化導致材料斷裂。屈服后產(chǎn)生塑性變形，即外力去除后留下的永久變形。由于高分子材料具有黏彈性，其應力—應變行為受溫度、應變速率的影響很大。一般來講，隨著溫度的上升或應變速率的減小，高分子材料的屈服強度和斷裂強度均下降，而塑性增加。39高分子材料在過了屈服點之后，局部區(qū)域開始出現(xiàn)縮頸，這一點與金屬材料類似。金屬在發(fā)生局部縮頸后接著就是斷裂，而如果高分子材料在出現(xiàn)縮頸后繼續(xù)變形，縮頸區(qū)和未縮頸區(qū)的截面都基本保持不變，但其變形并不會集中在原頸縮處，而是頸縮區(qū)發(fā)生擴展，不斷沿著試樣受拉方向延伸，直到整個試樣的截面尺寸都均勻變小。在這一階段變形過程中應力幾乎不變，也就是前面提到的出現(xiàn)了應力平臺。如果試樣在斷裂前卸載，或試樣因被拉斷而自動卸載，則拉伸中產(chǎn)生的大變形除少量可恢復外，其余大部分將保留下來，這樣一個拉伸過程稱為冷拉。高分子材料的屈服塑性變形是以剪切滑移的方式進行的。滑移變形可局限于某一局部區(qū)域，形成剪切帶。剪切帶是具有高剪切應變的薄層，雙折射度很高，說明剪切帶內的分子鏈取向高度一致。剪切帶通常發(fā)生于材料的缺陷或裂縫處，也可能在因應力集中引起的高應力區(qū)。而在結晶相中，除滑移外，剪切屈服還可通過孿生和馬氏體轉變的方式進行。40讀一讀某些高分子材料在玻璃態(tài)拉伸時，會出現(xiàn)肉眼可見的微細凹槽，類似于微裂紋，它可發(fā)生光的反射與散射，通常起源于試樣表面并和拉伸軸垂直。由于這些微細凹槽能反射光線，看上去銀光閃閃，因此稱之為銀紋。實際上銀紋只是一些空穴狀的區(qū)域，并不是裂紋。銀紋的形成是由于材料在張應力作用下局部屈服和冷拉造成的。413.2.2熱固性塑料的變形熱固性塑料是剛硬的三維網(wǎng)絡結構，分子不易運動，在拉伸時表現(xiàn)出陶瓷一樣的變形特征。但是，在壓應力下它們仍能發(fā)生大量的塑性變形。如圖3-17所示為環(huán)氧樹脂在室溫下單向拉伸和壓縮時的應力—應變曲線。環(huán)氧樹脂的玻璃化溫度為100℃，這種交聯(lián)作用很強的聚合物，在室溫下為剛硬的玻璃態(tài)。圖3-17環(huán)氧樹脂在室溫下拉伸和壓縮時的應力—應變曲線環(huán)氧樹脂在拉伸時好像典型的脆性材料，而壓縮時則易剪切屈服，并有大量的變形，且屈服之后出現(xiàn)應變軟化。環(huán)氧樹脂剪切屈服的過程是均勻的，試樣均勻變形而沒有任何局集化現(xiàn)象。42陶瓷材料的變形3.3陶瓷材料具有強度高、比重小、耐高溫、耐磨損、耐腐蝕等一系列優(yōu)點，但由于其塑性和韌性很差，使它的實際工程應用受到了很大的限制。3.3.1晶體陶瓷的變形在進行室溫拉伸試驗時，陶瓷晶體彈性變形結束后，緊接著發(fā)生脆性斷裂，不發(fā)生任何的塑性變形，這與金屬材料的變形具有本質差異。43晶體陶瓷難以變形的特性首先是由它們結合鍵的類型決定的。晶體陶瓷的結合鍵類型為共價鍵或離子鍵。對于共價鍵，由于鍵的方向性和飽和性，