材料力学金属扭转实验报告.docx
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材料力学金属扭转实验报告
材料力学金属扭转实验报告
材料力学金属扭转实验报告
【实验目的】
1、验证扭转变形公式,测定低碳钢的切变模量G。
;测定低碳钢和铸铁的剪切强度极限b握典型塑性材料(低碳钢)和脆性材料(铸铁)的扭转性能;
2、绘制扭矩一扭角图;3、观察和分析上述两种材料在扭转过程中的各种力学现象,并比较它们性质的差异;4、了解扭转材料试验机的构造和工作原理,掌握其使用方法。
【实验仪器】
仪器名称
数量
参数
游标卡尺10-150mm,精度CTT502微机控制电液伺服扭转试验机1最大扭矩500N·m,最大功率低碳钢、铸铁各1标准
【实验原理和方法】
11..测定低碳钢扭转时的强度性能指标
试样在外力偶矩的作用下,其上任意一点处于纯剪切应力状态。
随着外力偶矩的增加,当达到某一值时,测矩盘上的指针会出现停顿,这时指针所指示的外力偶矩的数值即为屈服力偶矩esM,低碳钢的扭转屈服应力为pess43WM
式中:
16/3pdW为试样在标距内的抗扭截面系数。
在测出屈服扭矩sT后,改用电动快速加载,直到试样被扭断为止。
这时测矩盘上的从动指针所指示的外力偶矩数值即为最大力偶矩ebM,低碳钢的抗扭强度为pebb43WM
对上述两公式的来源说明如下:
低碳钢试样在扭转变形过程中,利用扭转试验机上的自动绘图装置绘出的eM图如图1-3-2所示。
当达到图中A点时,eM与成正比的关系开始破坏,这时,试样表面处的切应力达到了材料的扭转屈服应力s,如能测得此时相应的外力偶矩epM,如图1-3-3a所示,则扭转屈服应力为pepsWM
经过A点后,横截面上出现了一个环状的塑性区,如图1-3-3b所示。
若材料的塑性很好,且当塑性区扩展到接近中心时,横截面周边上各点的切应力仍未超过扭转屈服应力,此时的切应力分布可简化成图1-7c所示的情况,对应的扭矩sT为OMeABCMepMesMeb图1-3-2
低碳钢的扭转图sT
sT
sT(a)
pTT
(b)spTTT
(c)sTT
图1-3-3
低碳钢圆柱形试样扭转时横截面上的切应力分布
sps3d/2
0
2sd/2
0
ss3412d2d2WdT由于essMT,因此,由上式可以得到pess43WM无论从测矩盘上指针前进的情况,还是从自动绘图装置所绘出的曲线来看,A点的位置不易精确判定,而B点的位置则较为明显。
因此,一般均根据由B点测定的esM来求扭转
切应力s。
当然这种计算方法也有缺陷,只有当实际的应力分布与图1-7c完全相符合时才是正确的,对塑性较小的材料差异是比较大的。
从图1-6可以看出,当外力偶矩超过esM后,扭转角增加很快,而外力偶矩eM增加很小,BC近似于一条直线。
因此,可认为横截面上的切应力分布如图1-7c所示,只是切应力值比s大。
根据测定的试样在断裂时的外力偶矩ebM,可求得抗扭强度为pebb43WM
22..测定灰铸铁扭转时的强度性能指标
对于灰铸铁试样,只需测出其承受的最大外力偶矩ebM(方法同2),抗扭强度为pebbWM
由上述扭转破坏的试样可以看出:
低碳钢试样的断口与轴线垂直,表明破坏是由切应力引起的;而灰铸铁试样的断口则沿螺旋线方向与轴线约成45角,表明破坏是由拉应力引起的。
【实验步骤】
一、低碳钢
1、试件准备:
在标距的两端及中部三个位置上,沿两个相互垂直方向各测量一次直径取平均值,再从三个平均值中取最小值作为试件的直径d。
在低碳钢试件表面画上一条纵向线和两条圆周线,以便观察扭转变形。
2、试验机准备:
按试验机→计算机→打印机的顺序开机,开机后须预热十分钟才可使用。
根据计算机的提示,设定试验方案,试验参数。
3、装夹试件:
(1)先将一个定位环夹套在试件的一端,装上卡盘,将螺钉拧紧。
再将另一个定位环夹套在试件的另一端,装上另一卡盘;根据不同的试件标距要求,将试件搁放在相应的V形块上,使两卡盘与V形块的两端贴紧,保证卡盘与试件垂直,以确保标距准确。
将卡盘上的螺钉拧紧。
(2)先按“对正”按键,使两夹头对正。
如发现夹头有明显的偏差,请按下“正转”或“反转”按键进行微调。
将已安装卡盘的试件的一端放入从动夹头的钳口间,扳动夹头的手柄将试件夹紧。
按“扭矩清零”按键或试验操作界面上的扭矩“清零”按钮。
推动移动支座移动,使试件的头部进入主动夹头的钳口间。
先按下“试件保护”按键,然后慢速扳动夹头的手柄,直至将试件夹紧。
(3)将扭角测量装置的转动臂的距离调好,转动转动臂,使测量辊压在卡盘上。
4、开始试验:
按“扭转角清零”按键,使电脑显示屏上的扭转角显示值为零。
按“运行”键,开始试验。
5、记录数据:
试件断裂后,取下试件,观察分析断口形貌和塑性变形能力,填写实验数据和计算结果。
6、试验结束:
试验结束后,清理好机器,以及夹头中的碎屑,关断电源。
二、铸铁
1、试件准备:
在标距的两端及中部三个位置上,沿两个相互垂直方向各测量一次直径取平均值,再从三个平均值中取最小值作为试件的直径d。
在低碳钢试件表面画上一条纵向线和两条圆周线,以便观察扭转变形。
2、试验机准备:
按试验机→计算机→打印机的顺序开机,开机后须预热十分钟才可使用。
根据计算机的提示,设定试验方案,试验参数。
3、装夹试件:
启动扭转试验机并预热后,将试件一端固定于机器,按"对正"按钮使两夹头对正后,推动移动支座使试件头部进入钳口间.4、开始试验:
按“扭转角清零”按键,使电脑显示屏上的扭转角显示值为零。
按“运行”键,开始试验。
5、记录数据:
试件断裂后,取下试件,观察分析断口形貌和塑性变形能力,填写实验数据和计算结果。
6、试验结束:
试验结束后,清理好机器,以及夹头中的碎屑,关断电源。
【实验数据与数据处理】
一.低碳钢扭转
1.低碳钢直径D测量
第一次测量
第二次测量
平均值
上部
中部
下部
2.低碳钢定位环间距L测量
第一次测量
第二次测量
平均值
L
注:
第二次实验修正标距为100
3.线性阶段相关数据
当处于线性阶时,有
扭矩M(N·m)扭角ψ(°)相对扭角ψ0(°)
二.铸铁扭转
1.铸铁直径d测量
第一次测量
第二次测量
平均值
上部
中部
下部
【实验结果分析】
一、低碳钢数据处理
11、验证线性阶段的数据是否为一条直线,以验证比例极限内的扭转角公式
根据OriginalData,运用bmatlab拟合实验数据
则选取数据如下表
数据
LoadV
PosV
LoadV
PosV
用用bmatlab绘制的图如下
满足线性关系
二、计算低碳钢模量GG
绝伦。
金属力学读书报告
任何机械零件或工具,在使用过程中,往往要受到各种形式外力的作用。
如起重机上的钢索,受到悬吊物拉力的作用;柴油机上的连杆,在传递动力时,不仅受到拉力的作用,而且还受到冲击力的作用;轴类零件要受到弯矩、扭力的作用等等。
这就要求金属材料必须具有一种承受机械荷而不超过许可变形或不破坏的能力。
这种能力就是材料的力学性能。
金属表现来的诸如弹性、强度、硬度、塑性和韧性等特征就是用来衡量金属材料材料在外力作用下表现出力学性能的指标。
强度是指金属材料在静载荷作用下抵抗变形和断裂的能力。
强度指标一般用单位面积所承受的载荷即力表示,符号为σ,单位为MPa。
工程中常用的强度指标有屈服强度和抗拉强度。
屈服强度是指金属材料在外力作用下,产生屈服现象时的应力,或开始出现塑性变形时的最低应力值,用σs表示。
抗拉强度是指金属材料在拉力的作用下,被拉断前所能承受的最大应力值,用σb表示。
对于大多数机械零件,工作时不允许产生塑性变形,所以屈服强度是零件强度设计的依据;对于因断裂而失效的零件,而用抗拉强度作为其强度设计的依据。
塑性是指金属材料在外力作用下产生塑性变形而不断裂的能力。
工程中常用的塑性指标有伸长率和断面收缩率。
伸长率指试样拉断后的伸长量与原来长度之比的百分率,用符号δ表示。
断面收缩率指试样拉断后,断面缩小的面积与原来截面积之比,用y表示。
伸长率和断面收缩率越大,其塑性越好;反之,塑性越差。
良好的塑性是金属材料进行压力加工的必要条件,也是保证机械零件工作安全,不发生突然脆断的必要条件。
硬度是指材料表面抵抗比它更硬的物体压入的能力。
硬度是材料的重要力学性能指标。
一般材料的硬度越高,其耐磨性越好。
材料的强度越高,塑性变形抗力越大,硬度值也越高。
金属材料抵抗冲击载荷的能力称为冲击韧性,用ak表示,单位为J/cm2。
冲击韧性常用一次摆锤冲击弯曲试验测定,即把被测材料做成标准冲击试样,用摆锤一次冲断,测出冲断试样所消耗的冲击AK,然后用试样缺口处单位截面积F上所消耗的冲击功ak表示冲击韧性。
ak值越大,则材料的韧性就越好。
ak值低的材料叫做脆性材料,ak值高的材料叫韧性材料。
很多零件,如齿轮、连杆等,工作时受到很大的冲击载荷,因此要用ak值高的材料制造。
铸铁的ak值很低,灰口铸铁ak值近于零,不能用来制造承受冲击载荷。
第一章合金强化
从根本上讲,金属强度来源于原子间结合力。
如果一个理想晶体,在切应力作用下沿一定晶面和晶向发生滑移形变,根据计算,此时金属的理论切变强度一般是其切变模量的1/10~1/30。
而金属的实际强度只是这个理论强度的几十分之一,甚至几千分之一。
造成这样大差异的原因曾是人们长期关注的课题。
直到1934年,奥罗万(E.Orowan)、波拉尼M.Polanyi)和泰勒(G.I.Taylor)分别提出晶体位错的概念;位错理论的发展揭示了晶体实际切变强度(和屈服强度)低于理论切变强度的本质。
在有位错存在的情况下,切变滑移是通过位错的运动来实现的,所涉及的是位错线附近的几列原子。
而对于无位错的近完整晶体,切变时滑移面上的所有原子将同时滑移,这时需克服的滑移面上下原子之间的键合力无疑要大得多。
金属的理论强度与实际强度之间的巨大差别,为金属的强化提供了可能性和必要性(见形变和断裂)。
可以认为实测的纯金属单晶体在退火状态下的临界分切应力表示了金属的基础强度,是材料强度的下限值;而估算的金属的理论强度是经过强化之后所能期望达到的强度的上限。
强化金属的方法有很多,例如冷加工、淬火以及机械热处理等;但最有效而又稳定的方法就是合金化。
因为它除了强化金属以外,往往对其他性能也会有所改进,如提高淬透性、增强抗氧化能力等。
一般合金化后,由于改变了组织从而强度有所提高的强化称为间接强化。
合金化后直接提高了基体金属强度的称为直接强化。
主要有直接强化中的固溶强化和间接强化中的弥散强化。
1.1固溶强化
融入固溶体中的溶质原子造成晶格畸变,晶格畸变增大了位错运动的阻力,使滑移难以进行,从而使合金固溶体的强度与硬度增加。
这种通过融入某种溶质元素来形成固溶体而使金属强化的现象称为固溶强化。
在溶质原子浓度适当时,可提高材料的强度和硬度,而其韧性和塑性却有所下降。
其影响因素影响因素主要有以下几点:
(1)溶质原子的原子分数越高,强化作用也越大,特别是当原子分数很低时,强化作用更为显著。
(2)溶质原子与基体金属的原子尺寸相差越大,强化作用也越大。
(3)间隙型溶质原子比置换原子具有较大的固溶强化效果,且由于间隙原子在体心立方晶体中的点阵畸变属非对称性的,故其强化作用大于面心立方晶体的;但间隙原子的固溶度很有限,故实际强化效果也有限。
(4)溶质原子与基体金属的价电子数目相差越大,固溶强化效果越明显,即固溶体的屈服强度随着价电子浓度的增加而提高。
固溶强化的程度主要取决于以下因素:
(1)原始原子和添加原子之间的尺寸差别。
尺寸差别越大,原始晶体结构受到的干扰就越大,位错滑移就越困难。
(2)合金元素的量。
加入的合金元素越多,强化效果越大。
如果加入过多太大或太小的原子,就会超过溶解度。
这就涉及到另一种强化机制,分散相强化。
(3)间隙型溶质原子比置换型原子具有更大的固溶强化效果。
(4)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。
固溶强化后的金属其屈服强度、拉伸强度和硬度都要强于纯金属。
绝大部分情况下,其延展性低于纯金属。
导电性比纯金属低很多。
抗蠕变,或者在高温下的强度损失,通过固溶强化可以得到改善。
固溶强化按溶质原子在基体中的分布情况可分为均匀强化和非均匀强化。
均匀强化是指溶质原子混乱分布于基体中时的强化作用。
非均匀强化指溶质原子优先分布于晶体缺陷附近、或作有序排列时的强化。
1.1.1均匀强化
如图所示,溶质原子混乱的分布于基体中,因为位错线具有一定的弹性,故对同一种分布状态,由于不同溶质原子与位错线的相互作用不一样,位错线的运动就有(a)(b)两种,(a)为相互作用强时,位错线便感到溶质原子密集,(b)为相互作用弱时,位错线便感到溶质原子较疏。
从表面上看,因为间隙式溶质原子固溶后引起的晶格畸变大,对称性差,故应属于(a),置换式的固溶后引起的晶格畸变小,对称性高,故应属于(b)。
但事实上,间隙式溶质原子在晶格中,一般总是优先于缺陷先结合,所以已不属于均匀强化的范畴。
下面我们还会看到,在均匀强化中,所谓位错与溶质原子相互作用强弱的说法是有局限性的。
此外,上述均匀强化的机制显然也不适用于当溶质原子分布的十分密集,以至使位错线的弹性不能发挥的地步。
这时,由于位错线附近溶质原子对它的作用有正有负,故平均后,其强化作用就为零了。
目前关于均匀强化有三种理论:
Mott-Nabarro理论、Fleischer理论、Feltham理论。
由Mott-Nabarro理论可得
0Gb2c5/8(lnc)2
式中,0——外加切应力;
c——溶质原子浓度;
b——固溶原子与基体原子大小差引起的错配度。
上式在一般浓度范围内c2/3(㏑c)2可近似为1,故0Gbc。
此即临界切应力与溶质原子浓度成正比的关系。
此外,直接用基体同溶质的Goldschmidt原子直径差△D的对数与
2dτc/dc的对数作图,(以铜合金为例),所得结果如左图所示。
看来除Ni以外各合金元素,基本上靠近一斜率为2的直线附近。
Fleischer理论有两个主要的特点,一为溶质原子与基体原子的相互作用中,除了考虑由于大小不同所引起的畸变外,还考虑了由于“软”“硬”不同,即弹性模量不同而产生的影响;另一为置换原子与位错的静水张压力的相互作用中,除了考虑纯刃型的以外,还考虑了纯螺型的。
显然,此图要比前面的图要好得多,两者之间成很好的直线关系,其斜率也正好等于3/
2、这说明既考虑溶质原子的大小,又考虑其“软”“硬”的Fleischer理论是比只考虑溶质原子大小的Mott-Nabarro理论更符合实验事实。
除此之外,Fleischer理论还强调了合金强化中螺型位错的特殊作用。
Feltham理论既给出τ
0与浓度
c的关系,又给出与形变温度T的关系。
不但如此,由于激活体积是θ的函数,而θ同时又依赖于合金元素浓度和温度。
正好Basinski等人最近在20多种不同浓度二元固溶合金中,发现在同一温度下,它们的激活体积与屈服应力都落在同一曲线上。
1.1.2非均匀强化
首先由于合金元素与位错的强烈相互作用,使得在晶体生长过程中位错的密度大大提高,造成与纯金属截然不同的基本结构。
这往往成为某些合金非强化的部分原因。
譬如,铜中加入少量的镍,银中加入少量的金等。
此外,就目前所知非均匀强化的类型大致可分为浓度梯度强化,Cottrell气团强化,Snoek气团强化,静电相互作用强化,化学相互作用强化和有序强化等几种。
1.1.3多重因素强化多重因素强化是指合金中几种强化机制同时起作用的情况。
以Au-Ag单晶为例,计算结果表明,当T=600K时,发现所得化学相互作用强化和短程有序强化对合金强化的贡献与实验结果符合的很好。
表明Au-Ag合金单晶的强化机制为在均匀强化的基础上叠加了化学相互作用强化和短程有序强化。
并且看到在低浓度时,前者起主要作用,在高浓度时,后者起主要作用。
类似的多重因素强化作用在Cu-Au固溶体中也存在。
1.1.4固溶合金临界切应力与温度的关系
我们得到固溶合金的临界切应力与温度存在着如图所示的关系,可以看出,在A区低温部分有着明显的应力下降,并且此下降梯度对间隙式固溶体更为突出;B区中温部分出现一“平台”;C区高温部分应力又出现第二次下降。
关于此三区对应的机制,一般认为,低温区主要是Cottrell气团的贡献,在中温区主要是短程有序和Suzuki气团的强化作用,当温度接近高温区时,由于被破坏的溶质原子的平衡分布得以立即恢复,切应力有所降低,或者甚至变得比初始状态更为稳定,这时为进一步形变,切应力应有某些提高,从而上述平衡状态被重新破坏,如此反复就得到跳跃式流变。
1.2弥散强化
弥散强化在实际强化金属时是被广为应用的一种方法,它的特点在于不但效率高,而且热稳定性较好。
获得这种强化的方法有很多,譬如相分解、时效、内氧化和粉末冶金等。
为了获得更普遍的意义,我们将弥散强化基本上分为两类,一为弥散相产生形变的,简称为第一类;另一类为弥散相不行变的,简称为第二类。
一般共格的弥散相属于前者;部分共格和非共格的弥散相属于后者。
但弥散相究竟形变与否显然和它的大小、形状以及试样的形变条件等都有关。
1.2.1弥散强化的机理
弥散强化机构的代表理论是位错理论。
在弥散强化材料中,弥散相是位错线运动的障碍,位错线需要较大的应力才能克服障碍向前移动,所以弥散强化材料的强度高。
位错理论有多种模型用以讨论屈服强度、硬化和蠕变。
1.2.1.1屈服强度问题
(1)奥罗万机构
按照这个机构,位错线不能直接超过第二相粒子,但在外力下位错线可以环绕第二相粒子发生弯曲,最后在第二相粒子周围留下一个位错环而让位错通过。
位错线的弯曲将会增加位错影响区的晶格畸变能,这就增加了位错线运动的阻力,使滑移抗力增大。
(2)安塞尔—勒尼尔机构
安塞尔等人对弥散强化合金的屈服提出了另一个位错模型。
他们把由于位错塞积引起的弥散第二相粒子断裂作为屈服的判据。
当粒子上的切应力等于弥散粒子的断裂应力时,弥散强化合金便屈服。
GbG屈服应力2C式中G—第二相粒子的切变模量;
C—比例常数,可以通过理论计算,通常约为30;—弥散粒子间距;
G—基体金属的切变模量;
b—柏矢矢量。
从该方程式可以得出:
(1)屈服应力与基体和弥散相的切变模量的平方根的积成正比,也就是说与基体和弥散相的本性有关;
(2)屈服应力与粒子间距的平方根成反比。
(3)柏氏矢量是位错的重要因素,屈服强度的大小直接与位错有关。
1.2.1.2蠕变问题
金属在恒定应力下,除瞬时形变外还要发生缓慢而持续的形变,称为蠕变。
对于蠕变,弥散粒子的强化有两种情况。
(1)弥散相是位错的障碍,位错必须通过攀移始能越过障碍
显然,位错扫过一定面积所需的时间比纯金属要长,因而蠕变速率降低。
设粒子直径为d,粒子间距为,因每次攀移时间正比于d,攀移次数反比于,因而蠕变速率与d成正比。
若第二相总量不变,粒子长大总伴随着粒子间距的增大,d和是按近比例增长的,因此,在过时效以前,蠕变速率不受粒子长大的影响。
(2)第二相粒子沉淀在位错上阻碍位错的滑移和攀移
这种具有弥散相的合金的抗蠕受能力与抗回复能力有对应关系。
普悦斯顿(O.Preston)等人研究内氧化法弥散强化铜时,形变烧结铜合金的回复温度几乎接近熔点,而形变纯铜的软化在低于T熔点的温度即已完成。
麦克林(D.McLean)认为滑移可以在几个面和几个方向上进行。
实线代表滑到纸面上的位错,虚线代表运动出纸面的位错,在粒子之间两组可以相交而形成结点。
点线表示在第三种平面上的位错又可与这两组位错形成结点,结果弥散粒子被这些位错乱网所联结。
由于乱网中位错密度很高,造成强烈的应变硬化;同时,粒子又阻碍这些位错的滑移与攀移,因而得以保持这种硬化状态而不产生回复。
这一过程是提高耐热强度的关键,因为一般加工硬化状态是容易获得的,但要保持到高温不回复则是不容易的。
1.2.2弥散强化材料的性能
弥散相除A12O3外,发展了以下化合物:
氧化物:
A12O
3、ThO
2、MgO、SiO
2、BeO、CdO、Cr2O
3、TiO
2、ZrO2以及Y2O3和澜系稀土氧化物;
金属间化合物:
Ni3A
1、Fe3AI等;
碳化物、硼化物、硅化物、氮化物:
WC、Mo2C、TiC、TaC、Cr3C
2、B4C、SiC、TiB
2、Ni2B、MoSi
2、Mg2Si、TiN、BN等。
在应用上取得一定效果的有TD-Ni及弥散强化无氧铜。
弥散强化材料固有的低延性,需要予以重视和研究改进,但弥散强化材料在性能上的优越性还是主要的。
其主要性能有:
(1)再结晶温度高,组织稳定。
(2)屈服强度和抗拉强度高。
(3)随温度提高硬度下降得少。
(4)高温蠕变性能好。
(5)高的传导性。
(6)疲劳强度高。
第二章屈服现象
人们习惯用屈服应力来表征金属强度的一个参量,并认为它代表范性形变所需的起始应力。
事实上,我们知道金属从弹性形变过渡到范性形变时,中间经过了比较复杂的过程。
如图绘出了常见拉伸曲线中的典型屈服现象。
其中(a)称为连续过渡,不出现突然屈服的现象;(b)和(c)是出现突然屈服的现象,而前者为非均匀屈服,后者则为均匀屈服。
以前人们所谓的屈服应力是对连续过渡而言,一般指的是上图(a)中的σy或其他认为的标准,对有突然屈服的现象而言(如上图中的(b)和(c)中标出),σU为上屈服应力,σL为下屈服应力。
在非均匀屈服情况下,拉伸曲线中的平直部分,我们称之为Luders应变或屈服平台。
屈服问题的本身,除了由于它对金属由弹性形变过渡到范性形变这一质变的纯理论性质以外,在实际强度问题中,与其他现象的联系也是十分密切的。
大量事实证明起始范性形变甚至与试样最后断裂间都存在着紧密的联系。
2.1非均匀屈服
这一现象最早是在ɑ-铁多晶中发现的,并且Low和Gensamer证明,经湿氢脱碳、氮的试样,室温拉伸时没有屈服现象,渗碳和渗氮之后才有此现象。
目前对于非均匀强化,比较全面的解释是Cottrell提出的理论。
当外应力未达到σv之前,已有一些被钉扎的F-R源由于局部应力集中的关系而被激活,从而产生一定数量的位错,但由于晶界的阻碍作用而使这些位错不能跑出晶粒以外,故都沿它们自己的滑移面塞积在晶界前。
这样,在相邻下一晶粒内距上述位错塞积群的头部逐产生一较大的应力。
2.2均匀屈服
均匀屈服在ɑ-Fe单晶中是常见的,即使经脱碳、氮,只要形变温度够低也能出现。
在多晶中,经脱碳、氮后,试样的屈服也能由非均匀的变成均匀的。
均匀屈服的现象虽早已发现,但其物理实质还是Gilman和Johnston在Lif的研究中阐明的,他们认为均匀屈服与位错随形变的快速增值与位错滑移速度-应力的关系这两个因素有关。
试样中起始的可动位错越小,m值越小,则屈服应力下降越明显。
并且这种屈服机制不涉及需要某种外来原因造成的位错扎钉或塞积,而仅同材料本身的位错动力学特点有关,所以非均匀屈服又称静态屈服,而均匀屈服就称动态屈服。
2.3迟屈服现象
所谓迟屈服现象,就是指快速加载超过
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