第 7 章 機械性質之學習目標 定義工程應力與工程應變。 陳述虎克定律及其適用的條件。 定義包松比。

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1 第 7 章 機械性質之學習目標 定義工程應力與工程應變。 陳述虎克定律及其適用的條件。 定義包松比。
第 7 章 機械性質之學習目標 定義工程應力與工程應變。 陳述虎克定律及其適用的條件。 定義包松比。 從工程應力－應變圖決定 (a) 彈性係數，(b) 降伏強度（0.002 應變偏距），(c) 抗拉強度以及 (d) 估計伸長率。 描述延性圓柱狀金屬試片在拉伸變形至破斷過程中，試片形狀的改變。 以伸長率及斷面縮率計算材料受拉伸負載至破壞時的延性。 P.192

2 對於一受到拉伸負載的試片，已知負荷量、即時的斷面尺寸，以及原始和即時的長度，可以算出真實應力和真實應變的值。
陶瓷桿試片以三點負荷作用方式彎曲至破裂，求出其抗折強度。 繪出高分子材料的三種應力－應變特性行為概略圖。 舉出兩種最普通的硬度試驗方法，並指出兩者的差異。 (a) 指出並簡單說明兩種微小硬度試驗的方法，並 (b) 指出這些方法最常使用的情況。 計算延性材料的工作應力。 P.192

3 8.1 簡介 8.2 歷史 8.3 差排的基本概念 8.4 差排的特性 8.5 滑移系統 8.6 單晶的滑移
第 8 章 材料的變形與強化機構 8.1 簡介 8.2 歷史　 8.3 差排的基本概念　 8.4 差排的特性 8.5 滑移系統 8.6 單晶的滑移 8.7 多晶金屬的塑性變形 8.8 雙晶變形 8.9 細化晶粒強化 8.10 固溶強化 8.11 應變硬化 8.12 回復 P.245

4 第 8 章 材料的變形與強化機構 8.13 再結晶 8.14 晶粒生長 8.15 結晶陶瓷 8.16 非結晶陶瓷
第 8 章 材料的變形與強化機構 8.13 再結晶 8.14 晶粒生長　 8.15 結晶陶瓷　 8.16 非結晶陶瓷 8.17 半結晶高分子的變形 8.18 影響半結晶高分子機械 性質的因素 8.19 彈性體的變形 P.245

5 學習目標 從原子的觀點描述刃差排及螺旋差排的運動。 描述受到剪應力時，如何藉著刃差排及螺旋差排的運動產生塑性變形。
定義「滑移系統」並舉出一例。 描述當塑性變形發生時，多晶金屬的晶粒組織如何改變。 解釋晶界如何阻止差排運動以及為何小晶粒比大晶粒的金屬強度高。 利用晶格應變與差排間的交互作用，描述並解釋置換異種原子的固溶強化。 P.246

6 利用差排和應變區的交互作用，描述並解釋應變硬化（或冷加工）現象。 利用顯微組織的改變以及材料的機械性質特性，描述再結晶現象。
從巨觀和原子觀點，描述晶粒生長的現象。 根據滑移的觀點，解釋為何結晶的陶瓷材料通常比較脆。 描述並描繪半結晶（球晶）高分子經歷彈性及塑性變形的各個階段。 P.246

7 討論下列因子對高分子抗拉模數和（或）強度的影響：(a) 分子量，(b) 結晶度，(c) 預變形，(d) 未變形材料的熱處理。
描述彈性體高分子在彈性變形下的分子機構。 P.246

8 為什麼要研習變形和強化機構？ 我們習慣用某些方法來強化及硬化一些金屬及其合金，而潛在這些方法背後的機構，則可以藉著認識差排的性質以及差排在塑性變形過程中所扮演的角色來瞭解。如此一來，我們就可以設計並訂製一些材料的機械性質，譬如說，某一種金屬複合材料的強度或韌度。 同時，藉著瞭解高分子材料的彈性及塑性變形機構，我們還可以改變並控制它們的彈性模數及強度。

9 8.1 簡介 金屬材料的變形機構 Deformation Mechanisms for Metals
金屬材料可能經歷兩種變形：彈性變形和塑性變形。塑性變形是永久性的，強度和硬度都是根據材料抵抗這種變形而訂出來的。 塑性變形相當於受到外加應力後，大批原子的淨移動量。在這個過程中，原子間的鍵必須破斷並重新形成。此外，塑性變形經常伴隨著差排的運動。 P.246

10 8.2 歷史 早期材料的研究所計算出完美結晶強度的理論值， 竟比實際實驗值大出好幾倍。
早期材料的研究所計算出完美結晶強度的理論值， 竟比實際實驗值大出好幾倍。 1930 年代，就有理論提出以上機械性質的差異， 可以由一種線結晶缺陷來解釋－差排。 1950 年代，我們才能藉由電子顯微鏡直接觀察到 差排缺陷的存在。從此，差排理論才逐步發展起 來，並且解釋了許多金屬的物理和機械現象。 P.247

11 8.3 差排的基本觀念 刃狀和螺旋是差排的兩種基本形式。
在刃狀差排中，沿著一片多出的半個平面原子的邊 緣造成了局部的晶格畸變，同時這個邊緣也定義出 差排線（圖5.7）。 螺旋差排則可以想像成剪力扭轉的結果，其差排線 穿過螺旋狀原子斜面的中心（圖5.8）。 在多晶材料中許多差排同時包含刃狀和螺旋的部分， 則是混合差排（圖5.9） P.247

12 8.3 差排的基本觀念 塑性變形相當於大批差排的運動。施加剪應力垂直 於差排線造成了刃差排的移動。
由於差排運動造成的塑性變形過程稱為滑移 （slip），而由差排線移動所橫跨出的結晶學平面 稱為滑移面（slip plane）。 因應施加剪應力所產生的螺旋差排運動，其運動方 向垂直於剪應力，而刃差排的運動則平行於剪應力， 不過兩種不同差排運動所造成的淨塑性變形量都是 一樣的。 P.247

13 圖8.1 圖 8.1　因應施加的剪應力，原子的重新安置伴隨著一個刃差排的移動。(a) 多出的半個平面原子標示為 A。(b) 差排向右移動一個原子距離，使 A 連結 B 平面的下半部；如此一來，B 的上半部就變成多出的半個平面。(c) 多出的半個平面使晶體表面形成了一階。 P.247

14 圖8.2 圖 8.2　晶體表面藉著 (a) 刃差排，(b) 螺旋差排的運動所形成的一階。刃差排的差排線運動方向與施加剪應力 τ 的方向一致，而螺旋差排線的運動則垂直於應力方向。 P.248

15 8.3 差排的基本觀念 圖8.3 毛蟲和差排運動類比示意圖

16 所有金屬和合金都含有一些差排，這些差排可能 來自凝固過程、塑性變形以及因為急速冷卻導致 的熱應力。
一個材料的差排數量，或是差排密度（dislocation density），是以單位體積內的總差排長度來表示， 這個值相當於一個任意剖面上單位面積與差排相 交的數目。 差排密度的單位為每立方厘米分之厘米，也就是 每平方厘米分之一。 P.249

17 8.4 差排的特性 差排的一些特性對於金屬的機械性質很重要，其中 包括差排周圍的應變區，這些應變區不僅影響差排 繁衍的能力，也影響差排的移動性。 刃差排附近有壓縮、拉伸、晶格應變（lattice strain） 及剪應變。至於螺絲差排，晶格應變只有純剪而已。 差排周圍的應變區如果很靠近，鄰近差排的合併交 互作用，將使得每一個差排都受到力的作用。 在塑性變形期間，差排的數目急遽增加。金屬經高 度變形，其差排密度可達1010mm-2。新差排來源 于原差排的繁衍；此外，晶界、內部缺陷和表面的 不規則性，因為應力集中而成為新差排产生的地方。 P.249

18 圖8.4 圖 8.4　刃差排附近受壓縮（深灰色）及拉伸（淺灰色）的區域。 P.250

19 圖8.5 圖 8.5　(a) 兩個在同一滑移面上且方向相同的差排彼此產生排斥力，其中 C 和 T 分別代表壓縮和拉伸區域。 P.250

20 圖8.5 圖 8.5 (b) 兩個在同一滑移面上但方向相反的差排，則互相吸引，當它們相遇時，互相抵銷而形成完整晶體的區域。 P.250

21 8.5 滑移系統 差排在不同原子的結晶平面和結晶方向移動的難 易程度並不相同。
差排的運動較容易發生在某一平面上的某特定方 向，這個平面就稱為滑移面（slip plane），移動 的方向則稱為滑移方向（slip direction），滑移面 和滑移方向合稱為滑移系統（slip system）。 為了使因差排運動所伴隨的原子扭曲達到最小， 滑移系統取決於金屬的結晶構造。 滑移面一般是擁有最密堆積的原子面（面间距最 大的晶面）。 P.251

22 圖8.6 圖 8.6　(a) FCC單位格子上的一個 {111}〈110〉滑移系統。 (b) 在 (a) 中的 (111) 面和 3 個〈110〉滑動方向（如箭號所示）構成可能的滑移系統。 P.251

23 表 8.1 面心立方、體心立方和六方最密堆積金屬的滑移系統
表 8.1　 面心立方、體心立方和六方最密堆積金屬的滑移系統 滑移系统少的材料，脆 P.252

24 8.6 單晶的滑移 刃狀、螺旋和混合差排因受到剪應力而沿著某一滑移平面、某一滑移方向而移動。這些剪應力稱為分解剪應力（resolved shear stress），其大小不僅取決於施加應力，還取決於滑移平面和平面上的滑移方向。 P.252

25 圖8.7 圖 8.7　計算單晶分解剪應力時，拉伸軸、滑移平面和滑移方向的幾何關係。 P.253

26 一個金屬單晶具有好幾個不同的滑移系統，因此，相對於不同的滑移系統通常其分解剪應力也會不同，因為它們與應力軸的夾角（ψ和λ）也不相同。其中，最容易產生滑移的滑移系統，也就是有最大的分解剪應力：

27 當一個單晶承受一拉伸或壓縮應力時，最容易產生滑動的滑移系統因分解剪應力達到一臨界值而開始產生滑動，此臨界值稱為臨界分解剪應力（critical resolved shear stress；τcrss），它代表產生滑動所需要的最小應力，也是決定材料何時開始發生降伏的性質。 P.253

28 圖8.8 圖 8.8　巨觀下的單晶滑移。 P.254

29 圖8.9 鋅單晶的滑移

30 例題8.1 分解剪應力和發生降伏所需應力的計算 考慮某 BCC 結構的單晶鐵，拉伸應力係沿它的 [010] 方向。
例題8.1 分解剪應力和發生降伏所需應力的計算 考慮某 BCC 結構的單晶鐵，拉伸應力係沿它的 [010] 方向。 (a)若拉伸應力為 52 MPa 時，試計算沿著 (110) 平面上 [111] 方向的分解剪應力。 (b)若滑移發生在(110)平面及[111]方向，且臨界分解剪應力為 30 MPa，試求發生降伏所需的拉伸應力大小。 解 (a)下圖顯示一個BCC單位晶胞的滑移方向、滑移平面和施加的應力，我們將利用8.2式來解這個題目。在此之前，我們必項先決定φ和λ的值，從圖中看來，φ是(110)滑移平面法向量（即[110]方向）和[010]方向的夾角，λ則是[111]和[010]兩方向間的夾角。對於任一立方單位晶胞，任兩方向[u1v1w1]和[u2v2w2],之間的夾角θ可表示為 P.255

31 現在[u1v1w1] = [110]，[u2v2w2] = [010]，則φ的值
P.255

32 至於λ，我們令[u1v1w1] = [111]，[u2v2w2] = [010]
P.256

33 (b)降伏強度σy可由8.4式求出，其中φ及λ和 (a) 小題的值相同，所以
因此，依據8.2式 (b)降伏強度σy可由8.4式求出，其中φ及λ和 (a) 小題的值相同，所以 P.256

34 8.7 多晶金屬的塑性變形 多晶金屬由於含有眾多任意結晶方向的晶粒，每個 晶粒的滑移方向也各不相同。
每個晶粒的差排運動各自沿著最有利的滑移系統 （即最大剪應力方向）。 多晶試片的總塑性變形，來自每個晶粒由滑移造成 的扭曲與變形。 在變形的過程，沿著晶界常能保持機械的完整性與 連貫性，通常不會由晶界處裂開，結果使得每個晶 粒的形狀或多或少都受到相鄰晶粒的限制。 P.256

35 圖8.10 圖 8.10　多晶銅試片表面的滑移線，銅試片在變形前先經過拋光。放大173倍。 P.257

36 圖8.11 圖 8.11 一個多晶金屬經過塑性變形晶粒組織的改變。(a) 變形前的晶粒是等軸的。(b) 變形後晶粒伸長。放大170倍。
P.257

37 8.8 雙晶變形 針對每種結晶結構，雙晶只發生在特定的結晶學平面和方向。
對於 BCC 和 HCP 的結構，機械雙晶發生在低溫、高速率負載（震負載）等滑移不易發生的情況下，也就是幾乎沒有有效的滑移系統的時候。 雙晶造成結晶方向的轉向，轉向後的方向相對於應力軸可能出現一容易發生滑移的滑移系統，使得滑移因而發生。 P.258

38 圖8.12 圖 8.12　圖示如何由一外加剪應力τ導致雙晶，在 (b)中，實線小圓圈表示未移動的原子，虛線和實心小圓圈則分別表示原來和後來的原子位置。 P.258

39 圖8.13 圖 8.13　當一單晶承受剪應力τ時，由 (a) 滑移產生變形，(b)雙晶產生變形。 P.259

40 金屬的強化機構 冶金和材料工程師需要設計出高強度卻又有延性 和韌性的合金，通常一個合金需要犧牲延性來換 取它的強化。
瞭解強化機構很重要的一點是差排運動和金屬機 械性質的關係。因為巨觀的塑性變形是大量差排 運動的結果，所以金屬塑性變形的能力取決於差 排移動的能力。只要降低差排的移動性，便能增 進機械強度，相反地，愈不能限制差排的運動， 金屬愈容易變形，也就變得愈軟弱了。

41 金屬的強化方法 細化晶粒強化 固溶強化 應變硬化

42 8.9 細化晶粒強化 對多晶金屬而言，晶粒大小或晶粒的平均直徑會影響其機械性質，相鄰的兩晶粒往往有不同的結晶方向以及一個共用的晶界。
晶界之所以能成為差排運動的障礙有以下兩個理由： 1.因為兩晶粒有不同的方向，當差排進入B晶粒時將必須改變它的運動方向，當結晶方向的差異程度增加時，這種運動變得更加困難。 2.在晶界區域，原子不規則的排列導致滑移面由一個晶粒至另一晶粒的不連續。 P.259

43 圖8.14 圖 8.14　當差排遇上晶界時，差排運動說明了何以晶界對連續滑移形成障礙。在跨越晶界時，滑移面變得不連續且轉變方向。 P.260

44 細晶材料比粗晶材料來得既硬且強，因為前者有較多的總晶界面積來阻礙差排運動。對許多材料而言，其降伏強度σy依據下式隨晶粒大小改變
晶粒的細化不僅能增加強度，同時對許多金屬也能增加韌度。 P.260

45 圖8.15 圖 8.15　黃銅（70 Cu-30 Zn）晶粒大小對其降伏強度的影響。注意圖中晶粒由右至左的增加並非線性的。 P.261

46 8.10 固溶強化 在冶金時加入異種原子，以形成置換式或格隙式固溶，這種方法稱為固溶強化（solid-solution strengthening）。 合金比純金屬來得強，是因為固溶的異種原子會引起周圍原來原子的晶格應變。因此，固溶合金無論在剛開始產生塑性變形或是持續增加塑性變形時，都需要比純金屬更大的施加應力。 P.261

47 圖8.16(a) 鎳含量對銅－鎳合金抗拉強度的變化關係，顯示了強化作用

48 圖8.16 (b)鎳含量對銅－鎳合金降伏強度的變化關係，顯示了強化作用

49 圖8.16 鎳含量對銅－鎳合金(c)延性（伸長率）的變化關係，顯示了強化作用

50 圖8.17 圖 8.17　(a) 置換入一個較小的原子導致晶格的張應變。(b) 較小的原子相對於刃差排的可能位置，如此可以抵銷部分原子和差排間的晶格應變。 P.262

51 圖8.18 圖 8.18　(a) 置換入一個較大原子引起的壓應變。(b) 較大原子相對於刃差排的可能位置，如此可以抵銷部分原子和差排間的晶格應變。 P.262

52 8.11 應變硬化 應變硬化（strain hardening）是延性金屬產生塑性變形時變硬變強的現象，有時候也稱為加工硬化（work hardening）或是冷加工（cold working），因為相對於金屬熔點的絕對溫度而言，產生變形的溫度很「冷」。 冷加工百分率（percent cold work）用來表示塑性變形的程度。 P.263

53 商業上，在金屬的製程中常利用應變硬化來增強機械性質。應變硬化的影響可藉著退火熱處理來除去。
應變硬化現象可以解釋成是由於差排和差排應變區的交互作用。隨著差排密度的增加，差排對其它差排運動的阻礙就愈顯著。因此，隨著金屬冷加工量的增加，就需要更大的應力來產生變形。 商業上，在金屬的製程中常利用應變硬化來增強機械性質。應變硬化的影響可藉著退火熱處理來除去。 P.263

54 圖8.19(a) 圖 8.19　1040 鋼、黃銅和銅隨著冷加工百分率的增加而 (a) 增加降伏強度。 P.264

55 圖8.19(b) 圖 8.19　1040 鋼、黃銅和銅隨著冷加工百分率的增加而 (b) 增加抗拉強度。 P.264

56 圖8.19(c) 圖 8.19　1040 鋼、黃銅和銅隨著冷加工百分率的增加而 (c) 降低延性（%伸長率）。 P.264

57 例題8.2 決定冷加工銅的抗拉強度和延性 圓柱形銅棒經過冷加工其直徑由 15.2 mm 減至 12.2 mm，試
例題8.2 決定冷加工銅的抗拉強度和延性 圓柱形銅棒經過冷加工其直徑由 15.2 mm 減至 12.2 mm，試 計算抗拉強度和延性（%伸長率）。 解 首先決定變形造成的冷加工百分率，可利用 8.8 式： 抗拉強度可以從圖 8.19b 銅的曲線直接得知，為 340 MPa。 再根據圖 8.19c，35.6% CW 的延性約為 7% 伸長率。 P.265

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59 回復、再結晶和晶粒生長 （Recovery, Recrystallization, and Grain Growth）
多晶金屬試片在溫度遠低於其熔點的絕對溫度下進行塑性 變形，會發生顯微組織和性質的改變，包括(1)晶粒形狀的 改變，(2)應變硬化，和(3)差排密度的增加。 變形產生的能量儲存在金屬中成為應變能，常伴隨在新生 差排附近的拉伸、壓縮和剪力區。此外，其他的性質諸如 導電性和耐蝕性都會因塑性變形而改變。 這些性質和組織都可以經由適當的熱處理恢復到冷加工之 前的狀況（退火處理）。由於高溫下兩個不同過程的結果 ：回復（recovery）和再結晶（recrystallization）。 還會有晶粒生長（grain growth）的現象。

60 8.12 回復 在回復（recovery）期： 高溫時原子的擴散增強，导致差排的運動（此時並無外在施加應力），儲存的內應變能被釋放出來；
差排數目減少，而且產生低應變能的差排形態。除此之外，像導電和導熱等物理性質也恢復到冷加工之前的狀態。 P.266

61 8.13 再結晶 再結晶（recrystallization）：再形成無應變且等軸的晶粒（即晶粒各方向的尺寸大略相同），晶粒的差排密度較低，恢复冷加工之前所擁有的特性。 新的晶粒由極小的核開始生長，一直到完全取代母材為止，因此，冷加工的再結晶可以用來細化金屬的晶粒組織，从而调节材料的机械特性。 P.266

62 圖8.21(a,b) 圖 8.21　顯微組織照片顯示黃銅再結晶及晶粒生長的幾個階段。(a) 冷加工（33%CW）晶粒組織。(b) 580°C 加熱 3 秒的再結晶最初階段，極小的晶粒已再結晶。 P.267

63 圖8.21(c,d) 圖 8.21　顯微組織照片顯示黃銅再結晶及晶粒生長的幾個階段。(c) 再結晶晶粒取代部分冷加工晶粒（580°C，4 秒）。(d) 完成再結晶（580°C，8 秒）。 P.267

64 圖8.21(e,f) 圖 8.21　顯微組織照片顯示黃銅再結晶及晶粒生長的幾個階段。(e) 580°C，15 分鐘後晶粒生長。( f ) 700°C，10 分鐘後晶粒生長。放大 75 倍。 P.267

65 再結晶的程度取決於時間和溫度。再結晶度（或 再結晶比例）隨著時間的增加而增加。
再結晶的程度取決於時間和溫度。再結晶度（或 再結晶比例）隨著時間的增加而增加。 某一特定金屬合金的再結晶行為有時可以它的再 結晶溫度（recrystallization temperature）說明，這 溫度是指以 1 小時完成再結晶過程的溫度。 在再結晶溫度以上的溫度所進行的塑性變形稱為 熱加工（hot working），材料保持柔软及延性。 P.268

66 圖8.22 圖 8.22　退火溫度（退火時間 1 小時）對黃銅合金抗拉強度和延性的影響。晶粒大小和退火溫度的關係如圖所示。晶粒組織歷經回復、再結晶和晶粒生長等階段的變化亦以圖表示。 P.268

67 圖8.23 圖 8.23　鐵的再結晶溫度隨冷加工百分率而改變，當變形量低於臨界值（約 5%CW），再結晶便不會發生。 P.269

68 再結晶在純金屬中比在合金中進行得更快，有時添加合金可以大大地提昇再結晶溫度。對純金屬而言，再結晶溫度通常為0
再結晶在純金屬中比在合金中進行得更快，有時添加合金可以大大地提昇再結晶溫度。對純金屬而言，再結晶溫度通常為0.3Tm， Tm 是熔點的絕對溫度；有些商用合金卻可能高達0.7Tm。一些金屬和合金的再結晶溫度與熔點列於表8.2。

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70 8.14 晶粒生長 再結晶完成後，若金屬仍保持在高溫下，無應變狀態下的晶粒會繼續生長，此現象稱為晶粒生長（grain growth）。
晶粒生长驱动力：随晶粒大小增加，晶界面积减少，界面能随之减少。晶界迁移导致小晶粒减少，大晶粒长大。 多晶材料的晶粒直徑 d 隨著時間 t 依下列關係改變： 其中d0是在t＝0時的晶粒直徑，K和n是與時間無關的常數，n的值通常大於或等於2。 P.271

71 圖8.24 圖 8.24　圖示說明如何藉著原子擴散來晶粒生長。 P.272

72 圖8.25 圖 8.25　黃銅在幾個不同溫度下的晶粒生長，其晶粒直徑和時間的對數關係。 P.272

73 陶瓷材料的變形機構 （Deformation Mechanisms for Ceramic Materials）
在室溫時，大部分的陶瓷材料在產生塑性變形之前就先破裂了，但是我們仍然值得探究可能的機構。 結晶和非結晶陶瓷的塑性變形並不相同，我們將逐一討論。

74 8.15 結晶陶瓷 結晶陶瓷和金屬一樣，也是藉著差排運動產生塑性變形。
結晶陶瓷的鍵結主要是離子鍵，因此只有少數可供差排移動的滑移系統（結晶學平面以及平面上的方向），這是因為離子帶電荷的特性所致（离子键的方向性）。 共价键陶瓷滑移也十分困难：共价键强度高、滑移系统数目少、差排结构复杂 。 P.273

75 8.16 非結晶陶瓷 非結晶陶瓷是藉著黏性流（viscous flow）來產生變形，因為它們沒有規則的原子結構。
黏性流的特徵性質－黏度（viscosity），表示非結晶材料抵抗變形的能力。兩片平行平板間受剪應力的黏性流體，其黏度 η 是施加剪應力 τ 對沿垂直平板距離 dy 的流速改變量 dv 的比值，或 黏度的單位是泊（P）和帕斯卡一秒（Pa-s）； 1 P=1dyne-s/cm2， 1 Pa-s=1 N-s/m2。兩種不同單位的轉換為：10P = 1 Pa-s, 温度升高黏度减少。 P.273

76 圖8.26 圖 8.26　液體或流體玻璃受到施加剪應力的黏性流示意圖。 P.273

77 高分子的變形機構及其強化 （Mechanisms of Deformation and for Strengthening ofPolymers）
兩類高分子的變形模式值得我們注意─半結晶和彈性體。 剛性和強度對於半結晶材料經常是比較重要的考量，接下來的章節探討彈性和塑性變形的機構； 彈性體是利用到它不尋常的彈性質，其變形機構也將一併說明。

78 8.17 半結晶高分子的變形 彈性變形機構 Mechanism of Elastic Deformation
半結晶高分子彈性變形的開始是來自非晶質區的鏈分子沿著張應力方向伸長的結果。 變形第一階段，非晶質繫鏈伸長。 变形第二阶段， 非晶質區和積層結晶區都發生改變，非晶質鏈繼續沿著應力伸長，而積層微晶內強壯的鏈共價鍵也隨之彎曲及伸展，造成積層微晶厚度上微量的彈性增長。 P.274

79 圖8.27 圖 8.27　半結晶高分子彈性變形的幾個階段。(a) 變形前兩相鄰折疊鏈積層及其中間的非晶質材料。(b) 變形第一階段，非晶質繫鏈伸長。(c) 積層微晶內鏈的彎曲及伸展，造成積層微晶厚度的增加（可逆的）。 P.275

80 塑性變形機構 Mechanism of Plastic Deformation
半結晶高分子可觀的拉伸變形將產生高度方向性的結構，此方向化的製程稱為抽拉（drawing）。抽拉常用於增強高分子纖維或薄膜的機械性質。 中度的伸長量使球晶在變形時經歷形狀的改變；然而，高度的變形則會摧毀球晶組織。 P.276

81 圖8.28 圖 8.28 半結晶高分子塑性變形的幾個階段。(a) 經過彈性變形（圖 8.27c）後，兩相鄰鏈折疊積層及中間的非晶質材料。(b) 積層折疊鏈歪斜。(c) 結晶塊分離。(d) 最後階段，結晶塊和繫鏈的方向與拉伸軸線一致。 P.277

82 8.18 影響半結晶高分子機械性質的因素 有一些因素可以影響高分子材料的機械特性，例如，溫度以及應變速率。增加溫度或減小應變速率會使拉伸模數和抗拉強度減小，而使延性增大。 在圖8.27 的過程中無論何時增加拘束都可以達到增加強度的結果；例如，相當程度的分子間鍵結或是大量的鏈糾纏在一起都會約束鏈的運動。值得注意的是僅管次要分子鍵（即凡得瓦爾鍵）比主要的共價鍵弱得多，大量的凡得瓦爾鍵鏈結也會造成可觀的分子力。 其它影響機械性質的因素包括分子量、結晶度、預變形抽拉和熱處理。 P.276

83 1. 分子量（Molecular Weight）
拉伸模數的大小似乎不受分子量改變的影響，但在另一方面，許多高分子的抗拉強度確是隨分子量的增加而增加的，以數學式表示，TS可以表示成數目平均分子量的函數： 其中TS∞为分子量无限大时的抗拉强度，A为一常数；分子量增大，使得分子键更加纠结。

84 2. 結晶度Degree of Crystallinity
對某些特定高分子而言，結晶度對其機械性質更有顯著的影響，因為它影響分子間次要鍵結的程度。 高分子的強度通常也會隨著結晶度的增加而增大；同時，這材料也會變脆，鏈化學的結構（分支、立體異構物等）對結晶度的影響已於第4章討論過了。 • 結晶百分率和分子量對聚乙烯物理性質的影響顯示於圖8.29。

85 圖8.29 圖 結晶度和分子量對聚乙烯物理性質的影響。 P.278

86 3.抽拉預變形Predeformation by Drawing
抽拉过的高分子其性质呈现高度异向性，平行抽拉方向抗拉强度增加3-5倍，垂直方向降低1/3-1/2，450方向模数最小。

87 4.熱處理Heat Treating 半结晶高分子的热处理会造成结晶率、微结晶体大小和完整性增加，也会影响球晶组织。 當未拉伸材料進行熱處理，如果時間固定，隨著退火溫度的提昇會導致：(1)拉伸模數的增加；(2)降伏強度的增加；(3)延性的下降。退火的效果和一些典型的金屬材料剛好相反─金屬材料經過退火會變弱、變軟且延性增加。 对于拉伸过的高分子纤维而言，退火温度升高，由于丧失链的方向性及应力诱发的结晶性，模数下降

88 8.19 彈性體的變形 彈性體材料迷人的性質之一，就是它們有像橡膠一樣的彈性，也就是它們在承受極大變形後還能彈回原來的形狀。
圖7.22 中的C曲線為典型彈性體的應力－應變性質，彈性體材料的彈性模數極小而且隨著應變而改變，因為應力－應變曲線不是直線的。 彈性體材料可以有大量的彈性伸長量，它們是非晶質和輕度交聯的材料。當受到施加拉應力時，鏈的糾結和捲曲被拉開造成了變形。 P.280

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90 圖8.30 圖 8.30　交聯高分子鏈分子的說明。(a) 未受應力狀態，(b) 因應拉應力下的彈性變形。 P.281

91 彈性變形的驅動力是一個熱力學的參數，稱之為熵（entropy），它是一個系統不規則的程度，熵的值隨著不規則程度的增加而增加。
高分子弹性体：必须不易结晶，拥有扭曲纠结的分子链；链键必须能自由旋转；塑性形变必须延迟开始，藉着链的交联可以限制链间的互相滑移。

92 硫化Vulcanization 彈性體的交聯製程稱為硫化，是一種不可逆的化學反應，通常在高溫下完成。將硫化物加入加熱的彈性體之中，硫原子鏈會和鄰近高分子骨幹鏈鍵結並與之交聯，如以下的反应

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