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* 1.2无机材料的塑性形变 塑性形变： 工程上常以0.2%塑性变形量时的应力作为材料的屈服强度,用σ0.2表示---产生塑性变形的最小应力 弹性极限σe 屈服强度σs 抗拉强度σb 1.2.1晶格滑移 滑移：晶体的一部分相对另一部分平移滑动。 在晶体中有许多族平行晶面，每一族晶面都有一定面间距，且晶面指数小的面，原子的面密度越大，面间距越大，原子间的作用力小，易产生相对滑动。 位错运动可引起晶格滑移，而晶格滑移在宏观上的表现为塑性形变. 简单立方点阵 低指数的晶面其面间距较大，而高指数面的面间距小。 晶面间距最大的面总是阵点(或原子)最密排的晶面，晶面间距越小则晶面上的阵点排列就越稀疏。 产生滑移条件: 面间距大； 每个面上同一种电荷的原子，与相对滑动面上的电荷相反； 滑移矢量(柏格斯矢量)小。 滑移面 1.2.2滑移系统和临界分切应力 滑移系统：包括滑移方向和滑移面，即滑移按一定的晶面和方向进行。 FCC:12 BCC:48 HCP:3 分切应力： σ 金属与非金属晶体滑移难易的比较 金属 非金属 单一组分 组成复杂 金属键无方向性 共价键或离子键有 方向 结构简单 结构复杂 滑移系统多 滑移系统少 陶瓷晶体的特点： 高的弹性模量：共价键，使晶体具有较高的抗晶格畸变和阻碍位错运动的能力。 陶瓷晶体的弹性模量，不仅与结合键有关，而且还与其相的种类、分布及气孔率有关，而金属材料的弹性模量是一个组织不敏感参数。 2) 压缩强度高于抗拉强度约一个数量级，而金属的抗拉强度和压缩强度一般相等。 3) 理论强度和实际断裂强度相差1-3个数量级。 晶界的影响： 晶界阻滞效应 晶界上原子排列不规则，点阵畸变严重，滑移要从一个晶粒直接延续到下一个晶粒是极其困难的。在室温下晶界对滑移具有阻碍效应。这种阻碍效应来源于位错塞积群。 1.2.3塑性形变的机理(位错运动理论) 在剪应力作用下，原子的局部位移： 外力持续作用的结果，晶体在剪切应力作用下，不是晶体中所有原子都同时移动，而是其中一小部分，在较小外力作用下，使晶体两部分彼此相对移动。 孪生变形---孪晶 位错运动激活能： 实际晶体中存在的位错往往是混合型位错，即兼具刃型和螺型位错的特征 位错运动的激活能H(?)： 与剪切应力有关，剪应力?大，H(?)小；?小，H(?)大。当?=0时，H(?)最大，H(?)=h?. 位错运动的速度： 一个原子能脱离平衡位置的几率是由波尔兹曼因子e-E/KT决定的。 v=v0exp[-H(?)/kT] 温度升高，位错运动速度加快，对于一些在常温下不发生塑性形变的材料，在高温下具有一定塑性。 形变速率(应变速率） 位错密度： D=n/L2 设：在时间t内，长度为L的试件形变量?L, ? =?L /L 在时间t内，边界位错通过晶体到达另一边界，位错运动平均速度为： v=L/t 单位时间内的滑移量：cnb/t=?L/t 塑性形变速率取决于位错运动速度、位错密度、柏格斯矢量、位错的增殖系数，且与其成正比。 柏氏矢量与位错形成能的关系： E=aGb2 b相当于晶格的点阵常数，金属为单元结构，点阵常数一般为3?左右，而无机非金属材料点阵常数也较大，如MgAl2O4约为8? ，Al2O3约为5? 。这说明在无机非金属材料中位错形成不容易，位错运动也较困难，故难产生塑性变形。 塑性形变速率对屈服强度的影响： m为位错运动速率的应力敏感指数。 1.4～4.5 金刚石型 Si 7 萤石型 CaF2 2.5～6 岩盐型 MgO 7.8～29.5 岩盐型 NaCl 13.5～21 岩盐型 LiF m 结构 材料 在相同条件下，形变速率↑，屈服强度↑ 位错增殖 滑移面上的分剪应力才能使H(τ)降低，无机材料的滑移系统只有有限的几个，故在滑移面上分剪应力往往很小，尤其是在多晶陶瓷中，更是如此。无机非金属材料难以产生塑性形变。 位错运动理论说明，无机材料中难以发生塑性形变。当滑移面上的分剪应力尚未使位错以足够速度运动时，此应力可能已超过微裂纹扩展所需的临界应力，最终导致材料的脆断。 为什么常温下大多数陶瓷材料不能产生塑性变形而呈现脆性断裂？ 1.2.4影响塑性形变的因素 晶界-产生位错塞积-降低了塑性形变 气孔在晶界处的存在减少相邻晶粒间的接触，加速多晶材料的塑性形变 杂质附近晶格畸变，能量较高，阻碍位错运动。 1.3无机材料的高温蠕变 材料在高温下长时间的 受到小应力