金属和陶瓷的力学性能

一个滑移面和其上的一个滑移方向构成一个滑移
系。(以下以体心立方晶格为例)

滑移系越多，金属发生滑移的可能性越大，塑 性也越好，其中滑移方向对塑性的贡献比滑移
面更大。

因而金属的塑性，面心立方晶格好于体心立方
晶格, 体心立方晶格好于密排六方晶格。
面 心 立 方
密 排 六 方

Байду номын сангаас
⑶滑移时，晶体两部分 的相对位移量是原子间 距的整数倍. 滑移的结果在晶体表面 形成台阶，称滑移线， 若干条滑移线组成一个 滑移带。
同样方法可得晶向OB、OC的晶向指数分别 为[110]、[111]。 晶向指数的一般标记为[uvw]。 [uvw]实际表示一组原子排列相同的平行晶 向。 晶向指数也可能出现负数。（若两组晶向的 全部指数数值相同而符号相反, 如[110]与 [ ], 则它们相互平行或为同一原子列, 但 方向相反。） 若只研究该原子列的原子排列情况, 则晶向 [110]与[ ]可用一指数[110]表示。
第二章
材料力学性能
第一节
金属和陶瓷的力学性能
一、金属中的应力与应变：

1、轴向拉伸时的应 力与应变：
（表达方式及单位）


2、应力与应变之间 的关系（在弹性范围 内）

3、剪切变形时的应 力与应变：
（表达方式及单位）


4、应力与应变之间 的关系（在弹性范围 内）

二、拉伸试验和应 力-应变图：


2、孪生：
孪生是指晶体的一部分 沿一定晶面和晶向相对 于另一部分所发生的切 变。

发生切变的部分称孪生
带或孪晶，沿其发生孪 生的晶面称孪生面。

孪生的结果使孪生面两 侧的原子排列呈镜面对 称。


孪生与滑移相比：
孪生使晶格位向发生改变； 所需切应力比滑移大得多, 变形速度极快, 接近声速; 孪生时相邻原子面的相对位移量小于一个原子间距. 金属表面的基本差别：滑移产生一系列台阶，而孪 生则产生一个小的、范围确定的变形区
金的塑性变形除与合金基体的性质有关外，还
与第二相的性质、形态、大小、数量和分布有
关。第二相可以是纯金属、固溶体或化合物，
工业合金中第二相多数是化合物。
复习：金属化合物
在合金中，当溶质含量超过固溶体的溶解度 时，将出现新相。 若新相的晶格结构与合金中另一组成元素相 同，则新相是以另一组成元素为溶剂的固溶 体。 若新相的晶格结构不同于任一组成元素，则 新相将是组成元素相互作用而生成的一种新 物质，属于化合物或中间相。
生滑移所需切应力最
小。
复习：立方晶系的晶向表示方法
以图中的晶向OA为例, 说明晶向指数的标定 过程。 ①设定一空间坐标系, 原点在欲定晶向的一 结点上。 ②写出该晶向上另一结点的空间坐标 值:100 ③将坐标值按比例化为最小整数：100 ④将化好的整数记在方括号内:[100]得到晶 向OA的晶向指数为[100]。
Cu-Ni合金成分与性能关系

产生固溶强化的原因，是由于溶质原子与位错相互作 用的结果，溶质原子不仅使晶格发生畸变，而且易被 吸附在位错附近形成柯氏气团，使位错被钉扎住，位 错要脱钉，则必须增加外力，从而使变形抗力提高.
Cu-Ni合金成分与性能关系
２、多相合金的塑性变形与弥散强化

当合金的组织由多相(二相)混合物组成时，合
晶面族
在立方晶系中, 由于原子的排列具有高度的 对称性, 往往存在有许多原子排列完全相同 但在空间位向不同(即不平行)的晶面, 这些 晶面的总称为晶面族, 用大括号表示, 即 {hkl}。 在立方晶胞中(111)、( )、( )、( ) 同 属{111}晶面族。
复习:
晶面原子密度: 是指其单位面积中的原子数 。 晶向原子密度：是指其单位长度上的原子数 。 不同晶体结构中不同晶面、不同晶向上原子 排列方式和排列密度不一样。 在体心立方晶格中，原子密度最大的晶面为 {110}, 称为密排面; 原子密度最大的晶向为<111>, 称为密排 方向。 在面心立方晶格中, 密排面为{111}, 密排 方向为<110>。
常见的金属间化合物有以下三类： (1) 正常价化合物 (2) 电子化合物 (3) 间隙化合物
间隙化合物分晶格结构比较简单的间隙相和复杂晶格 结构的间隙化合物两种。钢中的Fe3C（渗碳体）属于 复杂晶格结构的间隙化合物。Fe3C是铁碳合金中的重 要组成相，

当在晶界呈网状分布时，对合金的强度和塑性不利；

合金可根据组织分为单相固溶体和多相混合物两种. 合金元素的存在，使合金的变形与纯金属显著不同.
碳在γ-Fe中的 间隙固溶体
铁素体与 渗碳体的 混合物
奥氏体
珠光体
１、单相固溶体合金的塑性变形

单相固溶体的显微组
织与纯金属类似，因
此其塑性变形过程也
与多晶体纯金属相似，
但随溶质含量增加， 固溶体的强度、硬度 提高，塑性、韧性下 降，称固溶强化。
原子排列情况相同而在空间位向不同(即不 平行)的晶向统称为晶向族, 用尖括号表示, 即<uvw>。如: <100> = [100] + [010] + [001] 在立方晶系中, 一个晶面指数与一个晶向指 数数值和符号相同时, 则该晶面与该晶向互 相垂直, 如(111) [111]。
以图中的晶面ABB’A’为例, 晶面指数的标定过程如 下： ①设定一空间坐标系（原点在欲定晶面外, 并使晶面在
堆积起来,称位错的塞积。要使变形继续进行,
则必须增加外力, 从而使金属的变形抗力提高。
多晶粒构成的试样的拉伸 试验的竹节现象

（2）晶粒位向的影响 由于各相邻晶粒位向不同，当一个晶粒发生塑
性变形时，必然会受到它周围不同晶格位向晶
粒的约束和障碍，各晶粒必须相互协调，相互
适应，才能发生变形。由于晶粒间的这种相互
因为晶粒越细，单位体积内晶粒数目越多，参与变形
的晶粒数目也越多，变形越均匀，而不致造成应力集 中，引起裂纹的过早产生和发展，因此在断裂前可发 生较大的塑性变形，金属在断裂前消耗的功也大，因 而其韧性也比较好。
通过细化晶粒来同时提高金属的强度、 硬度、塑性和韧性的方法称细晶强化。

（五）合金的塑性变形
变形。当有大量晶粒发生滑移后，金属
便显示出明显的塑性变形。
3、 晶粒大小对金属力学性能的影响

金属的晶粒越细，其强度和硬度越高。

因为金属晶粒越细，晶界总面积越大，位错障
碍越多；需要协调的具有不同位向的晶粒越多，
使金属塑性变形的抗力越高。
晶 粒 大 小 与 金 属 强 度 关 系


金属的晶粒越细，其塑性和韧性也越高。
1、 滑移

任何晶面上都可分解为
正应力和切应力。正应 力只能引起晶格的弹性 变形及将晶粒拉断。只 有在切应力的作用下金
外 力 在 晶 面 上 的 分 解
切 应 力 作 用 下 的 变 形
锌 单 晶 的 拉 伸 照 片
属晶体的晶格在发生弹
性扭曲后进一步造成滑 移而产生塑性变形。

滑移是晶体在切应力的作用 下, 晶体的一部分相对于另一 部分沿一定的晶面(滑移面) 和晶向发生滑动位移的现象。
三条坐标轴上有截距或无穷大。）
②以晶格常数a为长度单位, 写出欲定晶面在三条坐标 轴上的截距:1∞∞ ③截距取倒数：100 ④截距的倒数化为最小整数：100 ⑤将三整数写在园括号内：(100) 晶面ABB’A’的晶面指数即为(100)。 同样可得晶面ACC’A’和ACD’的晶面指数分别为 (110)、(111)。
（在光学显微镜下无法分辨 出滑移带内滑移台阶，因此， 滑移带也常常称为滑移线）


从滑移带的结构可知， 金属即使进行了大量的 塑性变形，这些变形也 只是集中在一小部分的 滑移面，许多潜在的滑 移面上并没有进行滑移， 大多数原子对于其邻居 来讲并移动。
⑷ 滑移的同时伴随着晶体的转动

如图所示：当外力作 用于单晶体试样时， 它在某些相邻层晶面 上所分解的切应力使 晶体发生滑移，而正 应力则组成一力偶， 使晶体在滑移的同时 向外力方向发生转动。
约束，使得多晶体金属的塑性变形抗力总是高 于单晶体。
2、 多晶体金属的塑性变形过程

多晶体中首先发生滑移的是滑移系与外 力夹角等于或接近于45°的晶粒（切应 力最大）。 当塞积位错前端的应力达到一定程度，

加上滑移时晶粒的转动，促使另一批晶
粒开始滑移变形，

从而使滑移由一批晶粒传递到另一批晶 粒，从少量晶粒开始逐步扩大到大量晶 粒，从不均匀变形逐步发展到比较均匀



第二相质点以两种明显的方式阻碍位错 的运动。当位错运动遇到第二相质点时： 质点被位错切开（软质点）； 质点阻拦位错而迫使位错只有在加大外 力的情况下才能通过。 当质点小而软，或为软相时，位错能割 开它并使其变形，如图所示，这时加工 硬化小，但随质点尺寸的增大而增加。

位错切割 第二相粒 子示意图
在这些化合物中，有些具有相当程度的金属键及一 定程度的金属性质，是一种金属化合物，称为金属 间化合物； 有些化合物具有离子键，没有金属性质，属于一般 化合物，称为非金属化合物。 非金属化合物对合金性能影响很坏，一般称为非金 属夹杂。 金属化合物通常能提高合金的强度、硬度及耐磨性， 但会降低塑性和韧性。是各类合金、硬质合金和许 多有色金属的重要组成相。
电 镜 观 察


当质点坚硬而难于被位错切开时，位错 不能直接越过这种第二相质点，但在外 力作用下，位错线可以环绕第二相质点 发生弯曲，最后在质点周围留下一个位 错环而让位错通过。 使位错线弯曲将增加位错影响区的晶格 畸变能，增加位错移动的阻力，使滑移 抗力提高。位错线弯曲的半径越小，所 需外力越大 。