第五章 材料的变形
Material Deformation
大多数工件在工作或加工过程中都要承受外力或负载的作用。在外力作用下，材料会产生弹性变形，塑性变形，甚至断裂。一般来说，金属材料具有良好的强度和塑性，但耐腐蚀性较差；高分子材料具有重量轻、抗腐蚀等优点，
但它们强度不高，还会发生老化现象；陶瓷材料有很高的硬度，高的耐磨性和抗腐蚀性，但脆性大不易加工成形。
在力学性能上，不同的材料有不同的优势和劣势，在使用和加工过程中只有充分了解其变形的特点和机理，才能有效利用其优点，改善其不足。
第一节 金属的变形
Metal Deformation
一、单晶体的塑性变形滑移将一个表面抛光的单晶体金属试样经适当的塑性变形后，在金相显微镜下可以观察到，在抛光的表面上有许多平行的细线，
称为滑移带 。 滑移带滑移线滑移带形成的示意图滑移系在塑性变形中，单晶体表面的滑移线并不是任意排列的，它们彼此之间或者相互平行，或者互成一定角度，表明金属中的滑移只能沿一定的晶面和一定的晶向进行，这些晶向和晶面称为金属的滑移方向和滑移面。
一般而言，一个滑移系由一个密排面和该面上的一个密排方向组成。
如,Fcc滑移系由 {111}晶面族与该面上的 <110>晶向族组成。
Bcc滑移系由｛ 110｝晶面族与该面上的 <111>晶向族组成。
（ 111）
[110]
[011]
[101]
（ 110）
[111]
[111]
滑移的临界分切应力在金属晶体受外力作用时,不论外力的大小,方向与作用方向如何,都可以将其分解为垂直与某一滑移面的正应力与沿此晶面的切应力 。 而滑移是在切应力作用下发生的,只有在滑移面上沿滑移方向的分切应力达到某一临界值时,滑移才能发生 。
公式：
τ0 ＝ σscosλcosφ
晶体在滑移时的转动晶体的塑性变形是由于滑移面沿着滑移方向运动产生的，在滑移的同时，晶体也会发生转变，从而使晶体的空间取向发生了变化。
如果晶体受拉伸产生滑移时，如果两端不受限制，在滑移过程中，
为使滑移面和滑移方向保持不变，晶体轴线就会发生偏移。但是，
拉伸时，在夹头的作用下，晶体轴线不能自由偏斜，这就迫使滑移面发生转动，使位向发生了改变。
F
F
F
F
滑移方向 S
滑移方向 S
多滑移与交滑移由于金属晶体在滑移时会转动,晶体的取向将发生改变,
这就会使起始滑移时取向最有利的滑移系逐渐转到不太有利的取向,而原来取向不太有利的滑移系则逐渐转向比较有利的取向,因此滑移可能会在两个或多个滑移系中同时或交替地进行,这种滑移称为 多滑移 。 发生多滑移时会出现的滑移带呈交叉状 。
在晶体中,两个或两个以上滑移面沿着某个共同的滑移方向同时或交替滑移，这种现象称为 交滑移 。交滑移的滑移带呈波纹或曲折状。交滑移是在沿着某个晶面滑移受阻时产生的。沿新滑移面进行滑移再次受阻时，又会重新更换滑移面，沿着与初始滑移面平行的平面滑移。只有纯螺型位错才能产生交滑移，因为其柏氏矢量与位错线平行，滑移面不受限制。交滑移对晶体的塑性变形也有很大贡献。
孪生在金属的塑性变形中，另一种较常见的形变方式为孪生，
它常作为滑移不易进行时的补充。一些具有密排六方结构的金属，如镉、锌、镁、铍等，塑性变形常常部分的以孪生的方式进行；而铋、锑金属的塑性变形几乎完全以孪生的方式进行。对于有体心立方及面心立方结构的金属，当变形温度很低，形变速度极快，或由于其它原因使滑移过程难以进行时，也会通过孪生的方式进行塑性变形。 孪生 就是在切应力作用下晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面与晶向产生的一种均匀切变过程。在孪生变形中，已发生均匀切变的那部分晶体称为 孪晶 ；均匀切变区与未切变区的分界面称为孪晶界 ；发生均匀切变的那个晶面称为孪生面；孪生面切动的方向则为 孪生方向 。
孪生面 孪生方向
(111) [112]
孪生区域
A C E G
A′ C′
E′
B D
F H
面心立方晶体 （ 110） 晶面的孪生变形过程示意图和滑移相比，孪生有具如下特点：
（ 1）一部分晶体沿孪晶面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍。
（ 2）孪晶面两边晶体的位向不同，呈镜面对称形式。
（ 3）由于孪生改变了晶体的取向，因此孪晶经抛光和浸蚀后仍不能去除。
（ 4）孪晶变形是一种均匀的切变，即在切变区内与孪晶面平行的每一层原子面均相对于其相邻的晶面沿孪生方向产生了一定位移。
（ 5）孪生比滑移的临界分切应力高得多，因此孪生常萌发于滑移受阻引起的局部应力集中区。
同时，孪生对塑性变形的直接贡献比滑移小得多，但孪生改变了晶体位向，使原来取向不利于滑动的滑移系逐渐转到有利的取向而产生滑移，这种机制对密排六方金属的变形非常重要。
滑移的位错机制
(1) 位错的运动与晶体的滑移位错的相消
τ
τ
τ
τ
(a)正刃型位错 (b)负刃型位错刃型位错的滑移
(2)位错的增殖通过位错线的移动可以知道，晶体每滑移一个柏氏矢量，就应该有一个位错消失。这样看来，金属塑性变形后位错密度应该减小。然而通过实验可知，金属塑性变形后位错线反而大大的增加了。这就是说金属塑性变形过程中位错发生了增殖。目前被普遍接受的位错增殖机制是弗兰克和瑞德提出的机制。这里只介绍它们提出的 F-R位错源。
B D
A C滑移面
(a)
B D
A C滑移面
(b)
B D
A C
滑移面
(c)
B D
A C
(d)
B D
A C
(e)
B D
A C
(f)
F-R位错源二,多晶体的塑性变形与强化实际工业生产中使用的金属材料很多都是多晶体 。 多晶体由许多位向不同的单晶组成,因此其塑性变形过程也更为复杂 。
多晶体塑性变形的特点晶粒之间变形的协调性,要求滑移系多,FCC和 BCC滑移系多,变形容易协调,所以塑性好,HCP晶体滑移系少,协调性差,
塑性差晶粒大小对塑性变形的影响实际表明,多晶体金属的晶粒愈细小,其屈服强度愈高,并且滑移线与孪晶带大多终止于晶界处而极少穿越 。 这些表明在多晶体中晶界对变形过程有着明显的阻碍作用 。 金属的屈服强度 σS与晶粒直径 d有如下关系此式即为霍耳 -佩奇（ Hall-Petch）公式。式中 σ0为一常数，
大体相当于单晶体金属的屈服强度； K为表征晶界对强度影响程度的常数，与晶界结构有关。霍耳 -佩奇公式是一个非常重要的公式，材料的屈服强度与其亚晶粒之间，塑性材料的流变应力与晶粒大小之间，脆性材料的脆性应力与晶粒大小之间都满足上述关系式。
2
1
0S Kd
－
三、塑性变形对材料组织性能的影响显微组织的变化晶粒拉长，纤维状组织形变织构在金属塑性变形时，随着变形程度的增加，各个晶粒从原来互不相同的取向逐渐向主变形方向转动。当变形量很大时，各个晶粒在空间取向上将呈现出一定程度的一致性，这一现象称为晶粒的择优取向，形变金属中的这种组织状态称为形变织构。
由形变织构所造成的,制耳,
塑性变形对金属力学性能的影响（加工硬化）
随着变形程度的增加，金属的强度、硬度显著提高，而塑性、
韧性则显著下降，这种现象称为加工硬化或冷作强化。
这种现象是因为随着塑性变形的进行，位错的密度不断增加，
位错运动时的相互交割加剧，产生位错塞积、交割等障碍，阻碍了位错的进一步运动，引起变形抗力增加，提高了金属的强度。
利：提高强度、使变形均匀弊：耗费能源、使继续变形困难、需要增加中间退火残余应力金属在塑性变形时,外力所做的功除大部分转化为热之外,
由于金属内部的转变不均匀以及存在点阵畸变,这使得有一小部分能量以畸变能的形式储存在形变金属内,称为储存能,表现为材料的残余应力 。 材料的残余应力可分为三种,即
（ 1）第一类内应力（宏观内应力）
因不同部位之间变形不协调而形成，占形变储能的 1％以下，
但破坏性很强。
（ 2）第二类内应力（微观内应力）
因不同晶粒间变形不协调形成，占形变储能的 10～ 20％，有一定破坏性。
（ 3）第三类内应力（晶格畸变）
因晶体缺陷增殖而形成，占形变储能的 80～ 90％，是加工硬化的主要原因。
第二节 金属及合金的回复与再结晶金属经冷塑性变形后，组织和性能都发生了明显变化。金属晶体中缺陷密度增大，自由焓升高，并且变形金属中储存能的存在，
使得金属处于一种热力学亚稳定状态，其组织和结构具有恢复到稳定状态的倾向。在常温下，由于原子的活力很小，原子的扩散速度很慢，这种变化很小。如果温度升高，使金属原子获得足够的活力，则冷变形金属就会由亚稳状态向稳态转变，并发生一系列组织和性能的变化。这种转变可分为三个过程，即回复、再结晶和晶粒长大。
0 T1 T2 T3
0 t1 t2 t3
回复 再结晶 晶粒长大温度时间冷变形金属组织随加热温度及时间的变化示意图一、回复回复是指经冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变前，即在再结晶晶核形成前，所产生的某些亚结构和性能变化的过程。在回复过程中，由于温度的升高，在内应力的作用下将发生局部塑性变形，金属的屈服强度下降，残余应力将得到部分消除，所以，冷变形金属进行回复过程的退火称为去应力退火，它具有即降低金属残余应力又保持加工硬化性能的作用。
回复的组织与结构变化三个阶段：
低温回复过程 金属中的点缺陷密度明显降低 。
中温回复过程 位错相消；形成亚晶界,位错胞也由此转化为规整的亚晶粒,这一过程称为亚晶规整化过程 。
高温回复阶段 位错垂直于滑移面的方向排列成小角度亚晶界，
小角度晶界的两侧为无畸变的亚晶，多边化。
二,再结晶冷变形金属加热至较高温度时，将形成一些位向与变形晶粒不同的内部缺陷较少的无畸变等轴小晶粒，这些小晶粒不断向周围的变形金属中扩展长大，至到金属的冷变形组织完全被等轴的新晶粒所取代，这一过程就是金属的再结晶。
再结晶温度记为 T再,经验公式,T再 ＝ 0.4 T熔 。
再结晶后的晶粒尺寸和影响再结晶过程的主要因素冷变形金属再结晶后的晶粒大小，取决于再结晶的形核率和长大速度。形核率高，长大速度越慢，获得的再结晶晶粒越细小；
反之，再结晶晶粒就越粗大。
（ 1）变形量
（ 2） 退火温度和时间
（ 3） 原始晶粒尺寸
（ 4）微量溶质原子
（ 5）第二相粒子临界变形度 预先变形程度形变量对再结晶晶粒尺寸的影响晶粒大小三、晶粒的长大晶粒的正常长大再结晶完成以后,晶粒的长大是一个自发的过程,晶粒的长大的驱动力是晶体界面能的降低 。 而其长大的主要方式则是通过晶界的迁移实现的,晶界总有由曲变直的趋势,因为这样会使其能量降低,小晶粒不断被大晶粒吞并,大晶粒的晶界逐渐趋于平直化,三晶界的交角趋于 120° 。
晶粒的异常长大 （ 二次再结晶 ）
将再结晶完成后的金属继续加热到某一温度或是保温更长的时间，
会有少数晶粒会突然长大，迅速吞并相邻晶粒，直径可达几厘米，最后使金属的晶粒变得非常粗大，这一现象称为晶粒的异常长大或二次再结晶 。
四、金属的热加工在工业生产中，钢材和许多零件的毛坯都是在加热至高温后经压力加工而制成的。
冷塑性变形引起的加工硬化，可以通过加热发生再结晶来加以消除。如果钢在再结晶温度以上进行加工，塑性变形引起的加工硬化便可以立即被再结晶过程所消除。因此，在再结晶温度以上的加工称为热加工。反之，在再结晶温度以下的加工称为冷加工。
金属在高温下强度降低而塑性提高，所以热加工的主要优点是容易变形，且变形量大，能量消耗少，即使是脆性材料也较容易加工。但由于金属在表面要发生氧化，所以热加工比冷加工产品表面的粗糙度和尺寸精度都要差。一般的，冷加工适合于厚度较小，而且尺寸精度和粗糙度要求较高的场合。厚度较大和变形量较大的工件则需要进行热加工。在热加工工程中，金属内部同时发生着加工硬化和再结晶软化，这种再结晶过程和加工硬化同时进行的过程称为动态再结晶。
金属热加工后的组织
纤维组织（热加工流线）
在热加工过程中，钢锭中的粗大枝晶和各种夹杂物都要沿变形方向伸长，这样就使铸锭中枝晶间富集的杂质和非金属夹杂的走向逐渐与变形方向一致，使它们变成条带状、线状（脆性夹杂变成链状）或片层状，
在宏观试样上沿着变形方向呈现一条一条的细线，这就是热加工钢中的流线，由一条条流线勾画出来的热加工钢中的这种组织就是纤维组织。
纤维组织的出现将使钢的机械性能呈现各向异性，在沿着纤维伸展的方向上具有较高的机械性能，而在垂直于纤维伸展的方向性能则较差。
在制定工件的加工工艺时，必须合理的控制流线的分布情况，尽量使纤维与应力方向一致。
（ a） （ b）
曲轴中的流线分布
（ a）锻造变形； （ b）切削加工。
带状组织低碳钢经过热轧后,组织中的铁素体和珠光体常沿变形方向呈带状或层状分布,形成带状组织 。
带状组织会使金属材料产生明显的各向异性 。 低碳钢钢板如果只具有带状组织而不存在较多拉长的非金属夹杂物时,对钢的横向机械性能影响不大 。 但如果出现带状组织的同时有较多拉长的非金属夹杂物,则会使钢板横向的塑性和韧性明显下降 。
带状组织可以用正火、高温扩散退火等方法加以去除。
25μ
低碳钢中的带状组织五、金属强化机制固溶强化在固溶强化理论中,最主要的是位错的钉扎机制,这种机制包括位错与溶质原子的弹性交互作用,电学交互作用和化学交互作用 。
溶质原子常常聚集到位错周围，形成比较稳定的分布。溶质原子聚集构成的原子团，被称为柯垂耳 (Cottrell) 气团位错脱离柯垂耳气团需要额外做功，因而柯垂耳气团可以钉扎位错使位错滑动收到阻碍，金属由此收到强化。
利用位错与溶质原子的弹性交互作用，可以解释低碳钢等金属的上下屈服点现象和应变失效现象。例如在低碳钢中，由于微量的碳、氮原子聚集形成形成的柯垂耳气团，对位错有钉扎作用，
所以当外力增大到上屈服点时，位错才挣脱气团开始运动。可是一旦挣脱气团以后，位错受到的阻力立即减小，因此外力下降到下屈服点时也可以使金属变形，并最终进入加工硬化阶段。
第二相强化又叫弥散强化，第二相粒子阻碍位错运动，造成强化。
加工硬化变形时晶体缺陷不断增殖，造成位错运动困难，引起强化。
细晶强化因晶粒细化，造成晶界面积增加，阻碍了位错的运动造成强化。
第三节 高分子材料的变形
High Polymers Deformation
聚合物材料具有已知材料中可变范围最宽的变形性质,包括从液体,软橡胶到刚性固体 。 而且,与金属材料相比,聚合物的变形强烈地依赖与温度和时间,表现为粘弹性,即介于弹性材料和粘性流体之间 。
聚合物的变形行为与其结构特点有关。聚合物由大分子链构成，这种大分子链一般都具有柔性，但柔性链易引起粘性流动，
可采用适当交联保证弹性，除了整个分子的相对运动外，还可实现分子不同链段之间的相对运动。这种分子的运动依赖与温度和时间，具有明显的松弛特性，引起了聚合物变形的一系列特点。
一、聚合物的力学状态及其转变非晶态聚合物在不同的温度下，可以呈现三种不同的力学状态，
即玻璃态、高弹态和粘流态，这三种力学状态是聚合物分子微观运动特征的宏观表现。
玻璃态聚合物分子运动的能量很低，不足以克服分子内内旋转势垒，
大分子链段（约由 40～ 50个链节组成）和整个分子链的运动是冻结的，或者说松弛时间无限大，只有小的运动单元可以运动。此时，
聚合物的力学性质和玻璃相似，因此称为玻璃态。在外力的作用下，
变形很小，且形变与外力的大小成正比，外力除去后，形变能立即回复，符合虎克定律。
高弹态大分子已具有足够的能量，虽然整个大分子尚不能运动，但链段已开始运动。这时，聚合物在外力作用下，大分子链可以通过链段的运动改变构象以适应外力的作用。分子在受外力拉伸时，可以从卷曲的线团状态变为伸展的状态。表现出很大的形变,约 1000％。
当外力去除后，大分子链又可以通过链段的运动回复到卷曲的线团状态。在外力作用下这种大的且逐渐回复特征的形变，称为高弹性。
高分子材料具有高弹态是它区别于低分子材料的重要标志。
粘流态分子具有很高的能量，这时不仅链段能够运动，而且整个大分子链都能运动。或者说，不仅链段运动的松弛时间缩短，而且整个大分子链运动的松弛时间也缩短。聚合物在外力作用下将呈现粘性流动，分子间发生相对滑动。这种形变和低分子液体的粘性流动相似，是不可逆的。当外力撤除时，形变不能回复。
聚合物由于存在着多重运动单元，在不同温度下，呈现不同的力学状态。玻璃态聚合物在升高到一定温度时可以转变为高弹态，这一转变温度称为玻璃化转变温度，或简称玻璃化温度，常以 Tg表示。高弹态到粘流态的转变温度称为粘流温度，常以 Tg表示。
二,热固性塑料的变形热固性塑料因为是刚硬的三维网络结构,分子不易运动,所以在通常拉伸试验时,它们表现出象脆性金属一样的变形特性 。 但是,在压应力下它们仍能发生大量的塑性变形 。 图 5-12
为环氧树脂在室温下单向拉伸和压缩时的应力 — 应变曲线 。 环氧树脂的玻璃化温度 Tg为 100℃,这种交联作用很强的聚合物,在室温下因呈刚硬的玻璃态,拉伸时好象典型的脆性材料,
而压缩时则容易剪切屈服,并有大量的变形 。 值得注意的是,在屈服之后有,应变软化,现象,即在屈服之后真应力下降 。 然而,这并不意味着产生了颈缩,因为在压应力作用下是不发生颈缩的 。 因此,这种在压缩时的
,应变软化,现象是材料本身固有的软化特性 。
拉伸压缩应力
σ
MPa
0 10 20
应变 ε /（ %）
环氧树脂在室温下拉伸和压缩时的应力 — 应变曲线
100
50
第四节 陶瓷材料的变形
Ceramics Deformation
一、陶瓷材料的弹性变形材料在静拉伸载荷下,一般都要经过弹性变形,塑性变形及断裂三个阶段 。 然而陶瓷材料在室温静拉伸 （ 或静弯曲 ） 载荷下,不出现塑性变形阶段,即弹性变形阶段结束后,立即发生脆性断裂 。 描述弹性变形阶段材料力学行为的重要性能指标为 σ— ε曲线中直线部分的斜率,即弹性模量 E。
与金属材料相比，陶瓷材料的弹性模量有如下特点：
陶瓷材料的弹性模量比金属大得多，常相差数倍，这是因为陶瓷材料具有强固的离子键和共价键的缘故。表 5-2是部分陶瓷材料与金属材料的弹性模量的比较。
与金属材料不同，陶瓷材料的弹性模量，不仅与结合键有关，而且还与构成陶瓷材料的种类、分布比例及气孔率有关。金属材料的弹性模量是一个极为稳定的力学性能指标，合金化、热处理、
冷热加工等均难以改变其数值。但是陶瓷的工艺过程却对陶瓷材料的弹性模量有着重大影响。
例如气孔率 P较小时，弹性模量随气孔率的增加而线性降低，
可用下面的经验公式表示：
E/E0=1－ KP
式中 E0是无气孔时的弹性模量,K为常数 。
陶瓷材料压缩状态的弹性模量（ E压）一般大于拉伸状态的弹性模量。一般说来，在弹性范围内，金属的 σ — ε 曲线，无论是拉还是压，其弹性模量相等，即拉伸与压缩两部分的 σ — ε 曲线为一条直线。而陶瓷材料压缩时的弹性模量一般大于拉伸时的弹性模量，这与陶瓷材料显微结构的复杂性和不均匀性有关。
二、陶瓷材料的塑性变形由于陶瓷材料脆性大,在常温下基本不出现或极少出现塑性变形 。 金属材料容易滑移而产生塑性变形,原因是金属键没有方向性 。 而陶瓷材料的结合键是共价键和离子键,具有明显的方向性,
造成陶瓷材料滑移系很少,因而其塑性极差 。
如上所述，陶瓷材料在室温下一般不发生或很少发生塑性变形而脆性断裂，但是随着温度的升高和时间的延长，陶瓷材料将表现出一定的塑性。此时，陶瓷材料的塑性变形主要是以蠕变的形式发生。
Material Deformation
大多数工件在工作或加工过程中都要承受外力或负载的作用。在外力作用下，材料会产生弹性变形，塑性变形，甚至断裂。一般来说，金属材料具有良好的强度和塑性，但耐腐蚀性较差；高分子材料具有重量轻、抗腐蚀等优点，
但它们强度不高，还会发生老化现象；陶瓷材料有很高的硬度，高的耐磨性和抗腐蚀性，但脆性大不易加工成形。
在力学性能上，不同的材料有不同的优势和劣势，在使用和加工过程中只有充分了解其变形的特点和机理，才能有效利用其优点，改善其不足。
第一节 金属的变形
Metal Deformation
一、单晶体的塑性变形滑移将一个表面抛光的单晶体金属试样经适当的塑性变形后，在金相显微镜下可以观察到，在抛光的表面上有许多平行的细线，
称为滑移带 。 滑移带滑移线滑移带形成的示意图滑移系在塑性变形中，单晶体表面的滑移线并不是任意排列的，它们彼此之间或者相互平行，或者互成一定角度，表明金属中的滑移只能沿一定的晶面和一定的晶向进行，这些晶向和晶面称为金属的滑移方向和滑移面。
一般而言，一个滑移系由一个密排面和该面上的一个密排方向组成。
如,Fcc滑移系由 {111}晶面族与该面上的 <110>晶向族组成。
Bcc滑移系由｛ 110｝晶面族与该面上的 <111>晶向族组成。
（ 111）
[110]
[011]
[101]
（ 110）
[111]
[111]
滑移的临界分切应力在金属晶体受外力作用时,不论外力的大小,方向与作用方向如何,都可以将其分解为垂直与某一滑移面的正应力与沿此晶面的切应力 。 而滑移是在切应力作用下发生的,只有在滑移面上沿滑移方向的分切应力达到某一临界值时,滑移才能发生 。
公式：
τ0 ＝ σscosλcosφ
晶体在滑移时的转动晶体的塑性变形是由于滑移面沿着滑移方向运动产生的，在滑移的同时，晶体也会发生转变，从而使晶体的空间取向发生了变化。
如果晶体受拉伸产生滑移时，如果两端不受限制，在滑移过程中，
为使滑移面和滑移方向保持不变，晶体轴线就会发生偏移。但是，
拉伸时，在夹头的作用下，晶体轴线不能自由偏斜，这就迫使滑移面发生转动，使位向发生了改变。
F
F
F
F
滑移方向 S
滑移方向 S
多滑移与交滑移由于金属晶体在滑移时会转动,晶体的取向将发生改变,
这就会使起始滑移时取向最有利的滑移系逐渐转到不太有利的取向,而原来取向不太有利的滑移系则逐渐转向比较有利的取向,因此滑移可能会在两个或多个滑移系中同时或交替地进行,这种滑移称为 多滑移 。 发生多滑移时会出现的滑移带呈交叉状 。
在晶体中,两个或两个以上滑移面沿着某个共同的滑移方向同时或交替滑移，这种现象称为 交滑移 。交滑移的滑移带呈波纹或曲折状。交滑移是在沿着某个晶面滑移受阻时产生的。沿新滑移面进行滑移再次受阻时，又会重新更换滑移面，沿着与初始滑移面平行的平面滑移。只有纯螺型位错才能产生交滑移，因为其柏氏矢量与位错线平行，滑移面不受限制。交滑移对晶体的塑性变形也有很大贡献。
孪生在金属的塑性变形中，另一种较常见的形变方式为孪生，
它常作为滑移不易进行时的补充。一些具有密排六方结构的金属，如镉、锌、镁、铍等，塑性变形常常部分的以孪生的方式进行；而铋、锑金属的塑性变形几乎完全以孪生的方式进行。对于有体心立方及面心立方结构的金属，当变形温度很低，形变速度极快，或由于其它原因使滑移过程难以进行时，也会通过孪生的方式进行塑性变形。 孪生 就是在切应力作用下晶体的一部分相对于另一部分沿一定的晶面与晶向产生的一种均匀切变过程。在孪生变形中，已发生均匀切变的那部分晶体称为 孪晶 ；均匀切变区与未切变区的分界面称为孪晶界 ；发生均匀切变的那个晶面称为孪生面；孪生面切动的方向则为 孪生方向 。
孪生面 孪生方向
(111) [112]
孪生区域
A C E G
A′ C′
E′
B D
F H
面心立方晶体 （ 110） 晶面的孪生变形过程示意图和滑移相比，孪生有具如下特点：
（ 1）一部分晶体沿孪晶面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍。
（ 2）孪晶面两边晶体的位向不同，呈镜面对称形式。
（ 3）由于孪生改变了晶体的取向，因此孪晶经抛光和浸蚀后仍不能去除。
（ 4）孪晶变形是一种均匀的切变，即在切变区内与孪晶面平行的每一层原子面均相对于其相邻的晶面沿孪生方向产生了一定位移。
（ 5）孪生比滑移的临界分切应力高得多，因此孪生常萌发于滑移受阻引起的局部应力集中区。
同时，孪生对塑性变形的直接贡献比滑移小得多，但孪生改变了晶体位向，使原来取向不利于滑动的滑移系逐渐转到有利的取向而产生滑移，这种机制对密排六方金属的变形非常重要。
滑移的位错机制
(1) 位错的运动与晶体的滑移位错的相消
τ
τ
τ
τ
(a)正刃型位错 (b)负刃型位错刃型位错的滑移
(2)位错的增殖通过位错线的移动可以知道，晶体每滑移一个柏氏矢量，就应该有一个位错消失。这样看来，金属塑性变形后位错密度应该减小。然而通过实验可知，金属塑性变形后位错线反而大大的增加了。这就是说金属塑性变形过程中位错发生了增殖。目前被普遍接受的位错增殖机制是弗兰克和瑞德提出的机制。这里只介绍它们提出的 F-R位错源。
B D
A C滑移面
(a)
B D
A C滑移面
(b)
B D
A C
滑移面
(c)
B D
A C
(d)
B D
A C
(e)
B D
A C
(f)
F-R位错源二,多晶体的塑性变形与强化实际工业生产中使用的金属材料很多都是多晶体 。 多晶体由许多位向不同的单晶组成,因此其塑性变形过程也更为复杂 。
多晶体塑性变形的特点晶粒之间变形的协调性,要求滑移系多,FCC和 BCC滑移系多,变形容易协调,所以塑性好,HCP晶体滑移系少,协调性差,
塑性差晶粒大小对塑性变形的影响实际表明,多晶体金属的晶粒愈细小,其屈服强度愈高,并且滑移线与孪晶带大多终止于晶界处而极少穿越 。 这些表明在多晶体中晶界对变形过程有着明显的阻碍作用 。 金属的屈服强度 σS与晶粒直径 d有如下关系此式即为霍耳 -佩奇（ Hall-Petch）公式。式中 σ0为一常数，
大体相当于单晶体金属的屈服强度； K为表征晶界对强度影响程度的常数，与晶界结构有关。霍耳 -佩奇公式是一个非常重要的公式，材料的屈服强度与其亚晶粒之间，塑性材料的流变应力与晶粒大小之间，脆性材料的脆性应力与晶粒大小之间都满足上述关系式。
2
1
0S Kd
－
三、塑性变形对材料组织性能的影响显微组织的变化晶粒拉长，纤维状组织形变织构在金属塑性变形时，随着变形程度的增加，各个晶粒从原来互不相同的取向逐渐向主变形方向转动。当变形量很大时，各个晶粒在空间取向上将呈现出一定程度的一致性，这一现象称为晶粒的择优取向，形变金属中的这种组织状态称为形变织构。
由形变织构所造成的,制耳,
塑性变形对金属力学性能的影响（加工硬化）
随着变形程度的增加，金属的强度、硬度显著提高，而塑性、
韧性则显著下降，这种现象称为加工硬化或冷作强化。
这种现象是因为随着塑性变形的进行，位错的密度不断增加，
位错运动时的相互交割加剧，产生位错塞积、交割等障碍，阻碍了位错的进一步运动，引起变形抗力增加，提高了金属的强度。
利：提高强度、使变形均匀弊：耗费能源、使继续变形困难、需要增加中间退火残余应力金属在塑性变形时,外力所做的功除大部分转化为热之外,
由于金属内部的转变不均匀以及存在点阵畸变,这使得有一小部分能量以畸变能的形式储存在形变金属内,称为储存能,表现为材料的残余应力 。 材料的残余应力可分为三种,即
（ 1）第一类内应力（宏观内应力）
因不同部位之间变形不协调而形成，占形变储能的 1％以下，
但破坏性很强。
（ 2）第二类内应力（微观内应力）
因不同晶粒间变形不协调形成，占形变储能的 10～ 20％，有一定破坏性。
（ 3）第三类内应力（晶格畸变）
因晶体缺陷增殖而形成，占形变储能的 80～ 90％，是加工硬化的主要原因。
第二节 金属及合金的回复与再结晶金属经冷塑性变形后，组织和性能都发生了明显变化。金属晶体中缺陷密度增大，自由焓升高，并且变形金属中储存能的存在，
使得金属处于一种热力学亚稳定状态，其组织和结构具有恢复到稳定状态的倾向。在常温下，由于原子的活力很小，原子的扩散速度很慢，这种变化很小。如果温度升高，使金属原子获得足够的活力，则冷变形金属就会由亚稳状态向稳态转变，并发生一系列组织和性能的变化。这种转变可分为三个过程，即回复、再结晶和晶粒长大。
0 T1 T2 T3
0 t1 t2 t3
回复 再结晶 晶粒长大温度时间冷变形金属组织随加热温度及时间的变化示意图一、回复回复是指经冷塑性变形的金属在加热时，在光学显微组织发生改变前，即在再结晶晶核形成前，所产生的某些亚结构和性能变化的过程。在回复过程中，由于温度的升高，在内应力的作用下将发生局部塑性变形，金属的屈服强度下降，残余应力将得到部分消除，所以，冷变形金属进行回复过程的退火称为去应力退火，它具有即降低金属残余应力又保持加工硬化性能的作用。
回复的组织与结构变化三个阶段：
低温回复过程 金属中的点缺陷密度明显降低 。
中温回复过程 位错相消；形成亚晶界,位错胞也由此转化为规整的亚晶粒,这一过程称为亚晶规整化过程 。
高温回复阶段 位错垂直于滑移面的方向排列成小角度亚晶界，
小角度晶界的两侧为无畸变的亚晶，多边化。
二,再结晶冷变形金属加热至较高温度时，将形成一些位向与变形晶粒不同的内部缺陷较少的无畸变等轴小晶粒，这些小晶粒不断向周围的变形金属中扩展长大，至到金属的冷变形组织完全被等轴的新晶粒所取代，这一过程就是金属的再结晶。
再结晶温度记为 T再,经验公式,T再 ＝ 0.4 T熔 。
再结晶后的晶粒尺寸和影响再结晶过程的主要因素冷变形金属再结晶后的晶粒大小，取决于再结晶的形核率和长大速度。形核率高，长大速度越慢，获得的再结晶晶粒越细小；
反之，再结晶晶粒就越粗大。
（ 1）变形量
（ 2） 退火温度和时间
（ 3） 原始晶粒尺寸
（ 4）微量溶质原子
（ 5）第二相粒子临界变形度 预先变形程度形变量对再结晶晶粒尺寸的影响晶粒大小三、晶粒的长大晶粒的正常长大再结晶完成以后,晶粒的长大是一个自发的过程,晶粒的长大的驱动力是晶体界面能的降低 。 而其长大的主要方式则是通过晶界的迁移实现的,晶界总有由曲变直的趋势,因为这样会使其能量降低,小晶粒不断被大晶粒吞并,大晶粒的晶界逐渐趋于平直化,三晶界的交角趋于 120° 。
晶粒的异常长大 （ 二次再结晶 ）
将再结晶完成后的金属继续加热到某一温度或是保温更长的时间，
会有少数晶粒会突然长大，迅速吞并相邻晶粒，直径可达几厘米，最后使金属的晶粒变得非常粗大，这一现象称为晶粒的异常长大或二次再结晶 。
四、金属的热加工在工业生产中，钢材和许多零件的毛坯都是在加热至高温后经压力加工而制成的。
冷塑性变形引起的加工硬化，可以通过加热发生再结晶来加以消除。如果钢在再结晶温度以上进行加工，塑性变形引起的加工硬化便可以立即被再结晶过程所消除。因此，在再结晶温度以上的加工称为热加工。反之，在再结晶温度以下的加工称为冷加工。
金属在高温下强度降低而塑性提高，所以热加工的主要优点是容易变形，且变形量大，能量消耗少，即使是脆性材料也较容易加工。但由于金属在表面要发生氧化，所以热加工比冷加工产品表面的粗糙度和尺寸精度都要差。一般的，冷加工适合于厚度较小，而且尺寸精度和粗糙度要求较高的场合。厚度较大和变形量较大的工件则需要进行热加工。在热加工工程中，金属内部同时发生着加工硬化和再结晶软化，这种再结晶过程和加工硬化同时进行的过程称为动态再结晶。
金属热加工后的组织
纤维组织（热加工流线）
在热加工过程中，钢锭中的粗大枝晶和各种夹杂物都要沿变形方向伸长，这样就使铸锭中枝晶间富集的杂质和非金属夹杂的走向逐渐与变形方向一致，使它们变成条带状、线状（脆性夹杂变成链状）或片层状，
在宏观试样上沿着变形方向呈现一条一条的细线，这就是热加工钢中的流线，由一条条流线勾画出来的热加工钢中的这种组织就是纤维组织。
纤维组织的出现将使钢的机械性能呈现各向异性，在沿着纤维伸展的方向上具有较高的机械性能，而在垂直于纤维伸展的方向性能则较差。
在制定工件的加工工艺时，必须合理的控制流线的分布情况，尽量使纤维与应力方向一致。
（ a） （ b）
曲轴中的流线分布
（ a）锻造变形； （ b）切削加工。
带状组织低碳钢经过热轧后,组织中的铁素体和珠光体常沿变形方向呈带状或层状分布,形成带状组织 。
带状组织会使金属材料产生明显的各向异性 。 低碳钢钢板如果只具有带状组织而不存在较多拉长的非金属夹杂物时,对钢的横向机械性能影响不大 。 但如果出现带状组织的同时有较多拉长的非金属夹杂物,则会使钢板横向的塑性和韧性明显下降 。
带状组织可以用正火、高温扩散退火等方法加以去除。
25μ
低碳钢中的带状组织五、金属强化机制固溶强化在固溶强化理论中,最主要的是位错的钉扎机制,这种机制包括位错与溶质原子的弹性交互作用,电学交互作用和化学交互作用 。
溶质原子常常聚集到位错周围，形成比较稳定的分布。溶质原子聚集构成的原子团，被称为柯垂耳 (Cottrell) 气团位错脱离柯垂耳气团需要额外做功，因而柯垂耳气团可以钉扎位错使位错滑动收到阻碍，金属由此收到强化。
利用位错与溶质原子的弹性交互作用，可以解释低碳钢等金属的上下屈服点现象和应变失效现象。例如在低碳钢中，由于微量的碳、氮原子聚集形成形成的柯垂耳气团，对位错有钉扎作用，
所以当外力增大到上屈服点时，位错才挣脱气团开始运动。可是一旦挣脱气团以后，位错受到的阻力立即减小，因此外力下降到下屈服点时也可以使金属变形，并最终进入加工硬化阶段。
第二相强化又叫弥散强化，第二相粒子阻碍位错运动，造成强化。
加工硬化变形时晶体缺陷不断增殖，造成位错运动困难，引起强化。
细晶强化因晶粒细化，造成晶界面积增加，阻碍了位错的运动造成强化。
第三节 高分子材料的变形
High Polymers Deformation
聚合物材料具有已知材料中可变范围最宽的变形性质,包括从液体,软橡胶到刚性固体 。 而且,与金属材料相比,聚合物的变形强烈地依赖与温度和时间,表现为粘弹性,即介于弹性材料和粘性流体之间 。
聚合物的变形行为与其结构特点有关。聚合物由大分子链构成，这种大分子链一般都具有柔性，但柔性链易引起粘性流动，
可采用适当交联保证弹性，除了整个分子的相对运动外，还可实现分子不同链段之间的相对运动。这种分子的运动依赖与温度和时间，具有明显的松弛特性，引起了聚合物变形的一系列特点。
一、聚合物的力学状态及其转变非晶态聚合物在不同的温度下，可以呈现三种不同的力学状态，
即玻璃态、高弹态和粘流态，这三种力学状态是聚合物分子微观运动特征的宏观表现。
玻璃态聚合物分子运动的能量很低，不足以克服分子内内旋转势垒，
大分子链段（约由 40～ 50个链节组成）和整个分子链的运动是冻结的，或者说松弛时间无限大，只有小的运动单元可以运动。此时，
聚合物的力学性质和玻璃相似，因此称为玻璃态。在外力的作用下，
变形很小，且形变与外力的大小成正比，外力除去后，形变能立即回复，符合虎克定律。
高弹态大分子已具有足够的能量，虽然整个大分子尚不能运动，但链段已开始运动。这时，聚合物在外力作用下，大分子链可以通过链段的运动改变构象以适应外力的作用。分子在受外力拉伸时，可以从卷曲的线团状态变为伸展的状态。表现出很大的形变,约 1000％。
当外力去除后，大分子链又可以通过链段的运动回复到卷曲的线团状态。在外力作用下这种大的且逐渐回复特征的形变，称为高弹性。
高分子材料具有高弹态是它区别于低分子材料的重要标志。
粘流态分子具有很高的能量，这时不仅链段能够运动，而且整个大分子链都能运动。或者说，不仅链段运动的松弛时间缩短，而且整个大分子链运动的松弛时间也缩短。聚合物在外力作用下将呈现粘性流动，分子间发生相对滑动。这种形变和低分子液体的粘性流动相似，是不可逆的。当外力撤除时，形变不能回复。
聚合物由于存在着多重运动单元，在不同温度下，呈现不同的力学状态。玻璃态聚合物在升高到一定温度时可以转变为高弹态，这一转变温度称为玻璃化转变温度，或简称玻璃化温度，常以 Tg表示。高弹态到粘流态的转变温度称为粘流温度，常以 Tg表示。
二,热固性塑料的变形热固性塑料因为是刚硬的三维网络结构,分子不易运动,所以在通常拉伸试验时,它们表现出象脆性金属一样的变形特性 。 但是,在压应力下它们仍能发生大量的塑性变形 。 图 5-12
为环氧树脂在室温下单向拉伸和压缩时的应力 — 应变曲线 。 环氧树脂的玻璃化温度 Tg为 100℃,这种交联作用很强的聚合物,在室温下因呈刚硬的玻璃态,拉伸时好象典型的脆性材料,
而压缩时则容易剪切屈服,并有大量的变形 。 值得注意的是,在屈服之后有,应变软化,现象,即在屈服之后真应力下降 。 然而,这并不意味着产生了颈缩,因为在压应力作用下是不发生颈缩的 。 因此,这种在压缩时的
,应变软化,现象是材料本身固有的软化特性 。
拉伸压缩应力
σ
MPa
0 10 20
应变 ε /（ %）
环氧树脂在室温下拉伸和压缩时的应力 — 应变曲线
100
50
第四节 陶瓷材料的变形
Ceramics Deformation
一、陶瓷材料的弹性变形材料在静拉伸载荷下,一般都要经过弹性变形,塑性变形及断裂三个阶段 。 然而陶瓷材料在室温静拉伸 （ 或静弯曲 ） 载荷下,不出现塑性变形阶段,即弹性变形阶段结束后,立即发生脆性断裂 。 描述弹性变形阶段材料力学行为的重要性能指标为 σ— ε曲线中直线部分的斜率,即弹性模量 E。
与金属材料相比，陶瓷材料的弹性模量有如下特点：
陶瓷材料的弹性模量比金属大得多，常相差数倍，这是因为陶瓷材料具有强固的离子键和共价键的缘故。表 5-2是部分陶瓷材料与金属材料的弹性模量的比较。
与金属材料不同，陶瓷材料的弹性模量，不仅与结合键有关，而且还与构成陶瓷材料的种类、分布比例及气孔率有关。金属材料的弹性模量是一个极为稳定的力学性能指标，合金化、热处理、
冷热加工等均难以改变其数值。但是陶瓷的工艺过程却对陶瓷材料的弹性模量有着重大影响。
例如气孔率 P较小时，弹性模量随气孔率的增加而线性降低，
可用下面的经验公式表示：
E/E0=1－ KP
式中 E0是无气孔时的弹性模量,K为常数 。
陶瓷材料压缩状态的弹性模量（ E压）一般大于拉伸状态的弹性模量。一般说来，在弹性范围内，金属的 σ — ε 曲线，无论是拉还是压，其弹性模量相等，即拉伸与压缩两部分的 σ — ε 曲线为一条直线。而陶瓷材料压缩时的弹性模量一般大于拉伸时的弹性模量，这与陶瓷材料显微结构的复杂性和不均匀性有关。
二、陶瓷材料的塑性变形由于陶瓷材料脆性大,在常温下基本不出现或极少出现塑性变形 。 金属材料容易滑移而产生塑性变形,原因是金属键没有方向性 。 而陶瓷材料的结合键是共价键和离子键,具有明显的方向性,
造成陶瓷材料滑移系很少,因而其塑性极差 。
如上所述，陶瓷材料在室温下一般不发生或很少发生塑性变形而脆性断裂，但是随着温度的升高和时间的延长，陶瓷材料将表现出一定的塑性。此时，陶瓷材料的塑性变形主要是以蠕变的形式发生。
