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小字打印版重点总结

弹性变形的本质（材料的弹性行为）

弹性变形是指外力去除后能够完全恢复的那部分变形，可从原子间结合力的角度来了解它的物理本质。

原子处于平衡位置时，其原子间距为r0，位能U处于最低位置，相互作用力为零，这是最稳定的状态。

当原子受力后将偏离其平衡位置，原子间距增大时将产生引力；原子间距减小时将产生斥力。

这样，外力去除后，原子都会恢复其原来的平衡位置，所产生的变形便完全消失，这就是弹性变形。

弹性变形的主要特征是：

（1）理想的弹性变形是可逆变形，加载时变形，卸载时变形消失并恢复原状。

（2）金属、陶瓷和部分高分子材料不论是加载或卸载时，只要在弹性变形范围内，其应力与应变之间都保持单值线性函数关系，即服从虎克（Hooke）定律：

在正应力下，s=Ee，

在切应力下，t=Gg，

式中，s，t分别为正应力和切应力；e，g分别为正应变和切应变；E，G分别为弹性模量（杨氏模量）和切变模量。

弹塑变形：

当外力大于σe后，除了弹性变形外，开始发生均匀塑性变形（既有弹性又有塑性变形）。

这时若去掉外力，弹性变形部分恢复，但留下了永久变形，即塑性变形。

断裂：

当外力达到σb之后，试样开始发生不均匀塑性变形，产生缩颈，变形量迅速增大，最终发生断裂。

上海交大教材的164页下部图5.2中通过原子的结合能及结合力来给金属材料的变形以微观的解释.对这样的一个图应该有所了解.也成为考查的重点内容.

1.2高分子材料的变形特点.高分子材料的变形特点及其拉伸过程应力应变曲线在上海交大教的220页的上部及221页的中部.尤其图5.83.

滑移带，滑移线与滑移系:

将抛光的单晶体棒试样经良好抛光后进行适当拉伸，使之产生一定的塑性变形，即可在金属棒表面见到一条条细线，通常称为滑移线，事实上它是一系列的台阶，用电镜观观察会发现它由许多更细的线组成，这些细线我们称为滑移线．宏观所看到地滑移线事实上是滑移带．

　塑性变形时位错只沿着一定的晶面和晶向运动，这些晶面和晶向分别称为“滑移面”和“滑移方向”．一个滑移面和此面上的一个滑移方向合起来叫做一个滑移系．面心立方中12个，体心立方中48个，密排六方中３个．

滑移线是位错运动到晶体表面所产生的台阶。

当一条位错线移动到晶体表面时，便会留下一个原子间距的台阶。

同一滑移面上若有大量的位错线不断地移出，则滑移台阶就不断增大，直到形成显微观察到的滑移线（带）。

合金的塑性变形与纯金属的变形基本一致，只是由于合金元素的加入而使金属晶体结构发生了变化,从而改变了基体金属的变形拉力，使材料机械性能发生了显著变化。

这对工程上的塑性加工和强化金属有重大意义。

单相合金：

有一种相组成的合金

位向改变的结果，使φ角增大，λ减小，故随着滑移的进行，不仅滑移面转动，且滑移方向也在旋转。

原来处在软位向的滑移系，变形阻力增大，即产生几何硬化；而处在硬位向的滑移系可能转到软位向而参与滑移，即产生几何软化。

多晶体的塑性变形特点

晶粒取向的影响（亦称取向差效应）

变形有先有后 各晶粒相对于外力轴的取向不同，位向有利的晶粒先变形，且不同晶粒变形量也不同。

一般变形度达到20%，几乎所有晶粒都可参加变形。

各个晶粒的变形必须协调 对一个晶粒来讲不能自由地、均匀地滑移，它要受到相邻晶粒的牵制，故晶粒之间要互相配合、协调。

如果协调不好，将会导致塑性下降（晶界处开裂）。

变形不均匀导致内应力不均匀

晶界对滑移的阻滞效应

晶界上原子排列不规则，点阵畸变严重，且晶界两侧的晶粒取向不同，因此，滑移要从一个晶粒直接延续到下一个晶粒是极其困难的，即室温下晶界对滑移有阻滞效应

晶粒大小对变形抗力的影响

一般来说，晶界可使金属强化，也可使金属软化，这主要依赖于温度和变形速率。

当温度低于某个值，且变形速率较大时，晶粒细化会使金属强度升高；但当温度高于上述界限及变形速率很慢时，晶界增多反而使金属强度降低。

故高温合金一般希望获得粗晶组织。

细晶强化在提高材料强度的同时，也改善材料的塑性和韧性，这是其他强化方法所不具备的。

多晶体材料的塑性变形特点总结

由于多晶体材料中各个晶粒的取向各不相同,因此多晶体材料的塑性变形需要各个晶粒的多系滑移来保证相互之间的协调性.

多晶体中存在的晶界对晶体材料的变形具有阻碍效应.多晶体材料的强度随晶粒的变小而增加.晶粒越小变形越困难.

单相合金的塑性变形

合金元素在金属基体中的存在形式有两种，一是形成固熔体；二是形成第二相，与基体组成机械混合物。

它们具有不同的变形特点。

固熔强化 由于异类原子（熔质原子）的存在，使合金塑性变形抗力大大提高，表现为强度、硬度增加，塑性、韧性下降，这种现象称为固熔强化。

固熔强化的实质是熔质原子与位错的弹性交互作用阻碍了位错的运动。

即熔质原子与位错弹性交互作用的结果。

固溶强化效果的影响因素

溶质原子的浓度：

浓度越高，一般其强化效果越好。

原子尺寸因素：

溶质与溶剂原子尺寸相差越大，其强化效果越好，但通常原子尺寸相差较大时，溶质原子的溶解度降低。

溶质原子的类型：

间隙型溶质原子的强化效果好于置换型，特别是体心立方晶体中的间隙原子。

相对价因素（电子因素）：

溶质原子与基体金属的价电子数目差越大，固溶强化效果越显著。

多相合金的塑性变形

聚合型两相合金的变形

弥散型合金的变形

当第二相颗粒非常细小，弥散地分布在基体相中时，合金的变形抗力很大，强度将显著提高。

通常,当第二相粒子的尺寸达到某一临界值时，强化作用最大；而尺寸过大或过小，合金的强度均有所下降。

如果第二相微粒是通过过饱和固熔体的时效处理而沉淀析出，则所产生的强化称为沉淀强化或时效强化；如果这种微粒是靠冶金方法外加的，则称为弥散强化。

第二相颗粒的强化机制有两种：

位错绕过机制及位错切过机制

合金强化的途径和方法：

加工硬化（塑性变形强化），细晶强化，固溶强化第二相强化（弥散强化），热处理强化

储存能:

冷塑变形时，外力所做的功尚有一部分储存在变形金属的内部，这部分能量叫储存能。

储存能是变形金属加热是发生回复和再结晶的驱动力

影响再结晶的因素：

退火温度：

加热温度越高，再结晶速度越快。

预先变形程度：

变形度越大，再结晶开始温度越低；当变形量增大到一定程度后，再结晶开始温度便趋于稳定。

微量溶质原子：

溶质或杂质原子与位错，晶界存在交互作用，偏聚在位错及晶界处，对位错的运动及晶界的迁移起阻碍作用，因此不利于再结晶的形核与长大，阻碍再结晶，使再结晶温度升高。

原始晶粒尺寸：

其他条件相同情况下，晶粒越细，变形抗力越大，冷变形后储存能越多，再结晶温度越低。

相同变形度，晶粒越细，晶界总面积越大，可供形核场所越多，生核率也增大，故再结晶速度加快。

分散相粒子 ：

既可能促进基体金属的再结晶，也可能阻碍再结晶

影响再结晶后晶粒大小的主要因素有：

预先变形程度

 当变形度很小时（<εc）不发生再结晶，故晶粒大小不变；当ε=2%～8%时，再结晶后的晶粒特别粗大，此时的变形度即所谓临界变形度；当变形度大于临界变形度时，随变形度的增加，晶粒逐渐细化。

原始晶粒尺寸

变形度一定时，原始晶粒越细，再结晶后的晶粒也越细

退火温度

提高退火温度，不仅使再结晶后的晶粒粗大，而且还影响临界变形度的大小

微量溶质原子和杂质

一般都能起细化晶粒的作用

从回复的动力学曲线看回复的特点．

　Ａ．没有孕育区．

　Ｂ．在一定温度时，初期的回复速率很大，随后即逐渐变慢，直到趋近于零．

　Ｃ．每一温度的回复程度有一极限值，退火温度愈高，这个极限值也愈高，而达到此一极限值所需时间则愈短．

　Ｄ．预变形量愈大，起始的回复速率也愈快，晶粒尺寸减小也有利于回复过程的加快．

固溶强化作用的影响因素

溶质原子的原子数分数越高,强化作用也越大,特别是当原子数分数很低时的强化效应更为显著.

溶质原子与基体金属的原子尺寸相差越大则强化作用越大.

间隙型溶质原子比置换原子具有较大的固溶强化效果.

溶质原子与基体金属的价电子数相差越大固溶强化作用越显著,即固溶体的屈服强度随合金电子深度的增加而提高.

第二相粒子的强化作用

第二相粒子的强化作用是通过其对位错的运动的阻碍作用而表现出来的.

第二相粒子可以分为”不可变形”和”可变形两类”.它们与位错的作用机制不用,强化的途径也不相同.

不可变形粒子的强化作用.当运动位错与第二相粒子相遇时,当力足够大时,位错会绕过第二相粒子继续运动,继而在第二相粒子的周围留下位错环,由此会产生一反相应力,使得流变应力迅速提高,此机制称为奥罗万机制.

可变粒子的强化作用.当第二相为可变形的粒子时,位错会切过粒子使之随本体一同变形,此种情况下强化作用取决于粒子本身的性质.详见教材174页.

材料的加工硬化（应变强化）.

金属材料冷加工变形后,强度显著提高,而塑性明显下降,即产生加工硬化现象.

根据单晶体应力--应变曲线,其塑性变形部分由三个阶段组成.177页图示.

第一阶段:

易滑移阶段.

第二阶段:

线性硬化阶段.

第三阶段:

抛物线型硬化阶段.

细晶强化:

在多晶体材料中,晶界的面积的增加有利于增加材料的力学性能,而晶界的面积的增加可以直接通减小晶粒的尺寸来体现,多晶体的屈服强度与晶粒的直径关系可用著名的霍尔佩奇公式来表示.

由于晶粒的细化不仅使材料具有较高的强度,硬度,而且也使它具有良好的塑性和韧性,即具有良好的综合力学性能.因此,通过晶粒细化的方法可以很好的提高材料的各项力学性能.

原子在固态中自由能与液态中自由能随温度变化的两条曲线的交点称为理论结晶温度点.也是熔点Tm.

过冷度:

理论结晶温度与实际结晶温度的差值称为过冷度.△T=Tm-T

晶体凝固的热力学条件:

实际结晶温度低于理论结晶温度即存在过冷度.

非均匀形核与均匀形核的区别

（1）非均匀形核的形核功要小于均匀形核的形核功.

（2）非均匀形核所需要的过冷度较均匀形核小.

（3）非均匀形核的临界晶核尺寸较均匀形核小.

疲劳是构件在动态或循环应力的作用下的一种失效形式.

原理：

金属内部结构并不均匀，从而造成应力传递的不平衡，有的地方会成为应力集中区。

与此同时，金属内部的缺陷处还存在许多微小的裂纹。

在力的持续作用下，裂纹会越来越大，材料中能够传递应力部分越来越少，直至剩余部分不能继续传递负载时，金属构件就会全部毁坏。

这种毁坏通常是灾难性的，因为没有任何的征兆。

疲劳的S-N曲线:

描述疲劳试验中所加交变应力振幅值S与试样达到破坏的交变应力周数N间关系的曲线。

也叫S/N曲线。

由疲劳曲线可以确定疲劳极限值。

蠕变

定义：

在一定温度下，金属受持续应力的作用而产生缓慢的塑性变形的现象称为金属的蠕变。

蠕变应力：

引起蠕变的这一应力称为蠕变应力。

蠕变断裂：

在这种持续应力作用下，蠕变变形逐渐增加，最终可以导致断裂，这种断裂为蠕变断裂。

蠕变断裂应力：

导致蠕变断裂的这一用力。

蠕变现象的发生是温度和应力共同作用的结果

蠕变：

应力不变的条件下，应变随时间延长而增加的现象。

它与塑性变形不同，塑性变形通常在应力超过弹性极限之后才出现，而蠕变只要应力的作用时间相当长，它在应力小于弹性极限时也能出现。

蠕变随时间的延续大致分3个阶段：

a.初始蠕变或过渡蠕变.（应变随时间延续而增加，但增加的速度逐渐减慢）

b.稳态蠕变或定常蠕变.（应变随时间延续而匀速增加，这个阶段较长）

c.加速蠕变.（应变随时间延续而加速增加,直达破裂点。

应力越大，蠕变的总时间越短；应力越小，蠕变的总时间越长。

）

匀晶相图:

由液相结晶出单相固溶体的过程称为匀晶转变（匀晶反应）.两组元在液态和固态均能无限互溶时形成的相图称为匀晶相图.

共晶相图:

在共晶温度下液相通过共晶凝固同时结晶出两个固相的过程称为共晶转变（共晶反应）,包括共晶转变的相图称为共晶相图.组成共晶相图的两组元,在液态可无限互溶,而固态只能部分互溶或完全不溶.

包晶相图:

包晶转变（包晶反应）就是已结晶的固相与剩余液相反应形成另一固相的恒温转变.包括包晶转变的相图称为包晶相图.组成包晶相图的两组元,在液态可无限互溶,而在固态只能部分互溶.

过冷或过热:

在非平衡凝固的过程中,冷却转变发生在比相图上的温度较低的温度,对于加热而言,发生在比相图上的温度点较高的温度,这种现象就称为过冷或过热.

人工时效（沉淀硬化处理）,自然时效:

合金在室温下经过沉淀硬化处理较短的时间以后立即淬火,然后在较低的温度下保存.如果合金仍旧硬度不足,然后允许其在周围的环境温度下时效硬化称为自然时效.如果时效是在特定的温度下进行的就称为人工时效.

热处理中钢在奥氏体化后通常有两种冷却方式:

一种是连续冷却,另一种是等温冷却.

连续冷却转变:

所谓钢的连续冷却转变是指在一定冷却温度下,过冷奥氏体在一个温度范围内所发生的转变.这种转变可变的外部因素就是过冷奥氏体的冷却速度,研究连续冷却转变实质上是研究冷却速度对过冷奥氏体分解及分解产物的影响.

等温冷却转变:

钢在等温冷却的情况下,可以控制温度和时间这两个因素,分别研究温度和时间对过冷奥氏体转变的影响,从而有助于弄清过冷奥氏体的转变过程及转变产物的组织和性能,并能方便地测定过冷奥氏体等温转变曲线.

奥氏体

1.奥氏体:

是碳溶解在γ－Fe中的间隙固溶体，常用符号A表示。

它仍保持γ－Fe的面心立方晶格。

其溶碳能力较大，在727℃时溶碳为ωc＝0.77％,1148℃时可溶碳2.11％。

奥氏体是在大于727℃高温下才能稳定存在的组织。

2.奥氏体组织:

是由奥氏体单晶体结晶形成的团状组织,镶嵌在钢材只中,改善刚才性能.

3.奥氏体的性能：

奥氏体塑性好，强度较低的固溶体，具有一定韧性。

是绝大多数钢种在高温下进行压力加工时所要求的组织。

马氏体【碳溶解在a－Fe中的过饱和固溶体】

1.马氏体转变：

钢经过奥氏体化后快速冷却。

冷速大于上临界冷速时，过冷到较低温度（MS点）下的非扩散型相变。

（非扩散，以切变的方式进行）

2.马氏体的晶体结构：

（1）体心正方：

含碳高的钢中。

（2）体心立方：

低碳或无碳合金中出现。

3.马氏体的组织形态：

（1）.板条马氏体：

许多的板条，位错密度极高。

（2）.片状马氏体：

显微呈针状或竹叶状，存在相变孪晶，又称孪晶马氏体。

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贝氏体【α-Fe和Fe3C的复相组织】

1.贝氏体转变：

共析成分的奥氏体在“鼻温”-MS点范围内

（半扩散型）等温停留时，将发生贝氏体转变，形成铁素

（铁原子不扩散）体与碳化物两相组成的非层片状组织。

2.贝氏体的组织：

【羽毛状和颗粒状】

（1）.上贝氏体：

550-350°羽毛状。

（2）.下贝氏体：

350-MS由含碳过饱和的片状铁素体和其内部沉淀的碳化物两相组成混合物。

（3）.粒状贝氏体：

形成于上贝氏体转变区上限范围温度内。

3.贝氏体的转变过程：

以铁原子无扩散的方式，由奥氏体转变为铁素体，以及以

碳原子扩散，以碳化物沉淀。

上贝氏体的渗碳体是有奥氏体直接析出。

下贝氏体的渗碳体由过饱和的铁素体中析出。

珠光体转变【碳原子的重新分布和铁晶格的重新改组】

【铁素体薄层和渗碳体薄层交替重叠的层状复相物】

1.珠光体：

共析成分的奥氏体在A1-550°内等温停留时，将发生珠光体转变，形成铁素体和渗碳体的机械混合物。

2.珠光体组织：

根据奥氏体化过程的温度不同，可形成片状珠光体和粒状珠光体.

3.珠光体的形成：

（1）.片状珠光体形核与长大：

形核发生在晶界上或缺陷密集处，当碳浓度不均匀时也可以在晶内形核长大。

（2）.粒状珠光体的长大：

通过球化处理得到。

晶体强化途径：

1.一是提高合金的原子间结合力，提高其理论强度，并制得无缺陷的完整晶体。

2.另一强化途径是向晶体内引入大量晶体缺陷，如位错、点缺陷、异类原子、晶界、高度弥散的质点或不均匀性（如偏聚）等。

这些缺陷阻碍位错运动，也会明显地提高金属强度。

【有效】玻璃化转变温度

非晶聚物有三种力学状态：

玻璃态、高弹态和粘流态。

1.在温度较低时，材料为刚性固体状，与玻璃相似，在外力作用下只会发生非常小的形变，此状态即为玻璃态。

2.当温度继续升高到一定范围后，材料的形变明显地增加，并在随后的一定温度区间形变相对稳定，此状态即为高弹态。

3.温度继续升高形变量又逐渐增大，材料逐渐变成粘性的流体，此时形变不可能恢复，此状态即为粘流态。

通常把玻璃态与高弹态之间的转变，称为玻璃化转变，它所对应的转变温度即是玻璃化转变温度，或是玻璃化温度。

钢的淬硬性：

　钢的淬硬性是指钢在淬火后形成的淬火态组织所能达到的硬度．钢的淬硬性取决于马氏体的含碳量和残余奥氏体的数量．

钢的淬透性：

　钢的淬透性一般指钢在淬火时获得马氏体的能力．一般用淬硬层深度来表示．

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