取向与晶界对γ-TiAl双晶塑性行为影响的CPFEM模拟

基于晶体塑性理论和有限元方法,利用ABAQUS/UMAT二次开发接口,采用FORTRAN语言开发γ-Ti Al合金晶体塑性本构关系子程序,建立综合考虑位错滑移、形变孪晶和晶界效应的γ-Ti Al合金双晶体模型,模拟常温下不同晶粒取向差(2°、5°、8°、30°、45°和60°)与晶界效应对γ-Ti Al合金塑性变形的影响。结果显示:晶界的存在和晶粒取向差异会导致双晶体变形的不均匀性,在晶界处出现应力集中现象,且晶界区域表现出与晶粒内部区域不同的力学性质。晶界区域的受力状态受到相邻晶粒的影响,晶界角度较小时,两个晶粒滑移系的累积剪切变形较为协调,双晶体整体的塑性变形较为均匀。     

扭转角和晶向对含微缺陷纳米镍双晶断裂的影响EI北大核心CSCD

采用分子动力学方法研究了单轴拉伸载荷下扭转晶界(Twist boundary,TB)扭转角和晶向对含微缺陷的纳米镍双晶断裂的影响机理。结果表明:扭转角和晶向决定了扭转晶界处失配位错密度大小,影响位错的形核与发射。随着扭转角的增加,晶界处位错形核与发射增多,裂纹扩展加快,孔洞变形变小,镍双晶断裂从0°时由孔洞导致变为45°时由裂纹扩展导致。对含有不同晶向扭转晶界的镍双晶,(110)扭转晶界镍双晶相比于(010)和(111)扭转晶界镍双晶具有更大的裂纹扩展速率,塑形变形的集中也让孔洞长大不明显,并在应变达到0.3之前就已经完全断裂。而(110)与(111)扭转晶界镍双晶裂纹扩展较难,孔洞长大明显,并在应变达到0.3时也未发生完全断裂,因此拥有更好的延展性。     

定向凝固Ti47Al基合金及其双晶的压缩变形行为研究

利用定向凝固技术制备Ti47Al基合金,并从中切取双晶,研究它们的压缩变形行为。研究结果表明,在压缩变形过程中,裂纹会在取向差较大的晶界处萌生并沿着晶界进行扩展。裂纹会以沿着片层界面和穿越片层界面两种方式进行扩展,当片层取向与加载方向在45°和60°左右时,裂纹更容易在片层界面萌生并扩展,此时晶界对裂纹的扩展有一定阻碍作用。     

铸态TiAl-Nb合金的组织结构与蠕变性能

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了铸态TiAl-Nb合金在近890~910℃温度区间的蠕变行为。结果表明,铸态TiAl-Nb合金的组织结构主要由层片状γ/α_2两相组成,不同取向γ/α_2两相层片状组织之间存在不规则锯齿状形态的晶界,该锯齿状非层片晶界由单一γ相组成。在高温蠕变期间,合金具有较好的蠕变抗力和较长的蠕变寿命;合金在蠕变期间的变形机制是大量位错以位错列的形式剪切层片状γ/α_2两相,其中,大量位错在基体中滑移,发生反应可形成位错网,可促进位错的攀移,减缓应力集中,改善合金的蠕变抗力。与α_2-Τi_3Al相比,γ-TiAl相有较弱的强度。因此,蠕变期间合金中的裂纹易于在与应力轴呈45°角、且与层状结构相平行的晶界处萌生与扩展,直至蠕变断裂是合金在蠕变期间的断裂机制;其中,与层状结构相平行的断口呈光滑表面,而与层状结构呈一定角度的断裂表面存在撕裂棱,为较高强度的α_2-Ti_3Al相阻碍裂纹扩展所致。     

织构及晶界取向差对2.25Cr-1.6W钢焊接接头裂纹扩展的影响研究

以2.25Cr-1.6W常见的焊接接头冷裂纹及再热裂纹作为研究对象,采用扫描电镜(SEM)及背散射衍射(EBSD)分别研究织构对冷裂纹的影响,以及晶界取向差对再热裂纹的影响。结果表明,不同晶体取向的柱状晶产生了较大的应变集中,导致主裂纹扩展发生了大的角度转变。相变织构也即微结构,对冷裂纹具体的扩展路径影响很大。对于再热裂纹而言,空洞和微裂纹优先形成在大角度晶界上。随着粗晶热影响区温度梯度和应力带来的塑性变形的增加,大角度晶界所占比例增加,这有利于再热裂纹的形核和扩展。     

基于内聚力模型的γ-Ti Al合金中γ/γ界面裂纹扩展的多尺度模型（英文）

通过建立多尺度模型预测γ-TiAl合金中裂纹的扩展行为。利用分子动力学(MD)建立了真孪晶(TT)γ/γ界面模型,得到了界面内聚力区域(CZM)的本构参数;采用Voronoi方法生成了多晶γ-Ti Al合金介观模型,将CZM本构参数耦合到该模型中,得到了对应的不含缺陷、含钝裂纹和钝裂纹+中心空洞缺陷的临界应力断裂云图,利用几何相似性平均了多晶模型和整体裂纹拉伸关系曲线并分析了γ-Ti Al合金的损伤机理;根据连续介质假说建立了宏观有限元模型(FEM),通过对紧凑拉伸试样模拟给出了力-位移曲线并得到了材料的断裂韧性。最后,将宏观有限元模拟得到的裂纹扩展行为与实验结果进行比较,验证了该模型的有效性。结果表明:在晶粒数比例相同的情况下,缺陷对整个近γ结构的强度有着显著的敏感性,同时该多尺度方法可以有效地连接不同尺度并预测裂纹的扩展。     

TiAl-Nb合金在近750℃温度区间的蠕变行为

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了铸态TiAl-Nb合金在近750℃施加不同应力条件下的蠕变损伤行为。结果表明,合金的组织由不同取向的层片状γ/α_2两相组成,不同取向层片状组织的晶界为单一γ相。铸态合金在(750℃,300 MPa)蠕变期间的变形机制是位错和孪晶,且位错在层片状γ/α_2两相及孪晶中滑移。随蠕变进行,激活的位错数量增加,当蠕变位错与位错网相遇,可改变位错的运动方向,促进发生位错攀移,减缓应力集中。在蠕变后期,大量位错在近相界区域塞积,引起应力集中,可致使裂纹沿垂直于应力轴的层片状γ/α_2两相界面萌生与扩展,当不同横断面的裂纹通过撕裂棱相互连接,直至发生断裂,是合金在近750℃蠕变期间的损伤与断裂机制。     

Ni3Al＋NiAl双相合金的氢致开裂

利用恒载荷试样和WOL试样研究了Ni3Al NiAl双相合金中氢致裂纹形核的规律以及氢致滞后断裂归一化门槛应力σc/σf与试样中可扩散氢含量ωH0的关系,结果表明,氢致裂纹择优在NiAl相中或Ni3Al/NiAl相界面处形核扩展;Ni3Al能阻碍氢致裂纹扩展,恒载荷实验表明,氢致滞后断裂门槛应力随可扩散氢含量的对数线性下降,即σc/σf=0.58-0.042lnω0。     

C110级油套管钢的显微组织和晶体学特征对硫化物应力开裂的影响

通过单轴拉伸试验即NACE-A法评估了C110级油套管钢的抗硫化物应力开裂(sulfide stress cracking, SSC)性能，对拉伸试验断裂和未断裂的试样进行了金相检验，以揭示显微组织、夹杂物、晶界和位错对C110级油套管钢抗SSC性能的影响。结果表明：断裂试样中的裂纹从夹杂物处萌生和扩展，裂纹附近区域几乎都是变形晶粒，晶粒中心平均取向差较大，从而增大了钢的SSC倾向。未断裂试样中以再结晶晶粒和亚结构晶粒为主，且高角度晶界较多，能有效阻止裂纹的萌生。     

取向差对SRR99双晶高温合金拉伸性能的影响

通过对具有不同取向差的SRR99双晶高温合金试样进行室温拉伸实验,系统比较了取向差对试样拉伸行为、表面形貌、断裂方式和断口形貌的影响.结果表明:取向差为4°的晶界对双晶的拉伸性能几乎没有影响;当取向差达到10°时,晶界的作用开始明显显现;而取向差为16°和18°的晶界对双晶的力学性能影响最大.扫描电镜观察发现:滑移易于贯穿4°取向差晶界,最后沿滑移带开裂,断口呈明显的滑移特征;取向差为10°的双晶在滑移带撞击下,裂纹沿滑移带和晶界同时扩展,最后率先沿滑移带失稳断裂,断口上除有滑移特征,还呈现枝晶间开裂特征;而取向差为16°和18°的双晶,在屈服初期便萌生晶界裂纹,最后沿晶界快速发生断裂,断口枝晶间开裂特征明显.     

基于晶粒取向的无铅互连焊点可靠性研究

对球栅阵列封装(ball grid array,BGA)组件进行热循环实验,通过EBSD对焊点取向进行表征,观察不同取向焊点内晶粒取向演化情况.同时采用Surface Evolver软件对BGA焊点进行三维形态模拟,并基于实际焊点内的晶粒构成,对热加载条件下BGA组件热应力应变分布进行计算.实验和模拟结果表明,晶粒取向对焊点可靠性和失效模式产生非常显著的影响.对于单个晶粒构成的焊点,应力应变主要集中在靠近界面的钎料内部,该处发生明显的再结晶并伴随着裂纹的萌生和扩展;而对于多个晶粒构成的焊点,应力应变分布则依赖于晶粒取向,再结晶和裂纹倾向于偏离界面沿原有晶界向钎料内部扩展.部分特殊取向焊点,当原有晶界与焊盘界面垂直时,不利于形变,表现出较高的可靠性.当晶界与焊盘夹角为45°时,在剪切应力和焊点各向异性的双重作用下,原有晶界处产生较大的应力应变集中,加速了裂纹的萌生和扩展,导致焊点最终沿着原有晶界发生再结晶和断裂,焊点发生早期失效的可能性增加.     

Cr_(23)C_6和NbC颗粒析出模式对FeMnSiCrNiC合金组织及形状记忆效应的影响

采用SEM和XRD方法研究了Cr_(23)C_6和NbC颗粒析出模式对FeMnSiCrNiC合金组织及形状记忆效应的影响。结果表明:FeMnSiCrNiC合金经10%拉伸变形后在1073K温度时效能在较短时间内极大地提高合金的形状记忆效应。Cr_(23)C_6颗粒优先在γ/δ相界面、γ/ε相界面、γ晶界处形核,Cr_(23)C_6颗粒的形核受界面形核机制控制;NbC颗粒优先在γ相晶内的位错、层错等缺陷处形核,NbC颗粒的形核受位错或层错形核机制控制。NbC在热力学方面比Cr_(23)C_6更稳定。     

基于准连续方法探究双晶材料初始塑性变形行为

采用多尺度准连续介质法(简称QC方法)模拟双晶Al薄膜纳米压痕过程,研究上层膜厚度及晶界两侧晶体取向对薄膜材料屈服点的影响规律。在模型总尺寸不变的前提下,变化上层膜厚度,得到了双晶材料屈服点随上层膜厚度变化的关系曲线,通过载荷-位移曲线及其上各个特征点所对应Von Mises应变图。分析得到载荷陡降的原因是位错的形核或层错的扩展,晶界处的晶格畸变致使晶界处更易发生应变的集中,当上层膜厚度较薄时,位错易于在晶界处形核,致使其屈服点较低。     

纳米单晶γ-TiAl合金应变速率效应分子动力学模拟

采用分子动力学方法模拟不同应变速率下纳米单晶γ-TiAl合金中裂纹的扩展,利用速度加载方式对预置裂纹的单晶γ-TiAl合金进行动态单向拉伸,模拟过程中施加应变速率为5.0×10~7～7.5×10~9 s~(-1)。结果表明:不同的应变速率范围下裂纹的扩展形式差异很大。在不敏感区(ε≤4×10~8s~(-1)),裂纹呈解理扩展;在敏感区(4.0×10~8s~(-1)ε≤1.0×10~9s~(-1)),前期呈现解理扩展特征,后期裂纹扩展通过裂尖发射滑移位错,位错塞积萌生空洞,空洞形核长大形成子裂纹,ε≤5.0×10~8s~(-1)时,子裂纹发生偏向,与主裂纹呈45°方向串接,5.0×10~8s~(-1)ε≤1.0×10~9s~(-1)时,子裂纹与主裂纹同向串接,最终导致裂纹扩展直至断裂;在突变区(ε≥1.0×10~9s~(-1)),因应变强化作用使裂纹不在应力最大时刻启裂,出现裂纹扩展后应力持续增加一段时间后减小的现象,高应变速率导致裂尖前端多处区域的原子结构局部非晶化,最终在原子结构混乱处萌生微裂纹,微裂纹扩展导致"试件"多处开裂。     

TC4钛合金激光焊接接头力学行为的原位研究

采用扫描电镜(SEM)原位拉伸法观察TC4钛合金激光焊接接头各微区孔洞形核与成长、损伤与断裂行为,研究接头微观组织对其损伤和断裂行为的影响。结果表明:焊缝区裂纹形核于晶内孪晶、滑移线与晶界交汇处,主裂纹形成直至最终断裂;热影响区多裂纹起裂,单一裂纹扩展至最终断裂;母材区孔洞优先形核于相界面及晶界区域,缺口前端孔洞群相互贯穿直至最终断裂。当应变超过0.023时,母材区及热影响区靠近母材一侧从协调变形向以界面微孔洞的行核与聚合为主转化;焊缝区粗大晶粒内部网篮状马氏体存在且晶界面积较小,导致变形机制未发生改变,促使其力学性能低于焊缝的。     

不锈钢Ⅱ型单晶试样的应力腐蚀

研究了不锈钢Ⅱ型单晶试样在４２％沸腾ＭｇＣｌ＿２溶液中的应力腐蚀。结果表明，对任何晶面取向的试样，其应力腐蚀裂纹均在最大正应力处形核，而在最大剪应力位置并不发生应力腐蚀．在最大正应力位置的周围虽有滑移线，但在裂纹形核的区域并无滑移线，而在有滑移线的地方却没有宏观裂纹。观察表明，有些滑移线上存在很多蚀坑，在蚀坑较轻微的滑移线上，有许多微裂纹，这些裂纹与滑移线成一定角度（约２０°）．在应力腐蚀裂纹的形核与扩展中起作用的是位错局部塞积所形成的应力集中．位错塞积应力与电化学过程的联合作用下导致了应力腐蚀开裂，金属表面的滑移台阶虽然也会发生腐蚀，但并不起主要作用。     

SiC_p及Al_2O_(3w)增强铸态混杂金属基复合材料的疲劳裂纹扩展机理(英文)

研究了一种SiCp及Al2O3w增强铸态混杂金属基复合材料(MMC)的疲劳裂纹扩展(FCG)机理,同时对比研究了Al2O3w增强铸态金属基复合材料和铸态铝合金的疲劳裂纹扩展机理。在研究近临界和裂纹稳定扩展区域的疲劳裂纹扩展(FCG)机理时,发现混杂MMC的临界应力强度因子?Kth值高于其他两种材料的?Kth值,说明应力强度因子?K值较低时混杂MMC可以更好地抵抗裂纹扩展。随着?K值的降低,两种MMC在近临界区域显示出相似的FCG机理,即主要由增强相–基体界面的剥离控制,随后由铝基体中空隙的形核与合并控制;在裂纹稳定或中等扩展区域,?K值较高时FCG除了受界面上周期性裂纹扩展引起的增强相–基体界面剥离的影响之外,还显著受到铝基体中疲劳条带的影响。此外,在高?K值下,因为局部失稳断裂机制,可见铝基体中空隙的形核与合并以及SiCp和Al2O3w中的穿晶断裂。对于铸态铝合金,在低?K值下,FCG主要受空隙的形核与合并所控制;在高?K值下,FCG主要受铝晶粒的疲劳条带控制,随后受Si团簇中空隙的形核与合并控制。     

SiCp及Al2O3w增强铸态混杂金属基复合材料的疲劳裂纹扩展机理（英文）

研究了一种SiCp及Al2O3w增强铸态混杂金属基复合材料(MMC)的疲劳裂纹扩展(FCG)机理,同时对比研究了Al2O3w增强铸态金属基复合材料和铸态铝合金的疲劳裂纹扩展机理。在研究近临界和裂纹稳定扩展区域的疲劳裂纹扩展(FCG)机理时,发现混杂MMC的临界应力强度因子?Kth值高于其他两种材料的?Kth值,说明应力强度因子?K值较低时混杂MMC可以更好地抵抗裂纹扩展。随着?K值的降低,两种MMC在近临界区域显示出相似的FCG机理,即主要由增强相–基体界面的剥离控制,随后由铝基体中空隙的形核与合并控制;在裂纹稳定或中等扩展区域,?K值较高时FCG除了受界面上周期性裂纹扩展引起的增强相–基体界面剥离的影响之外,还显著受到铝基体中疲劳条带的影响。此外,在高?K值下,因为局部失稳断裂机制,可见铝基体中空隙的形核与合并以及SiCp和Al2O3w中的穿晶断裂。对于铸态铝合金,在低?K值下,FCG主要受空隙的形核与合并所控制;在高?K值下,FCG主要受铝晶粒的疲劳条带控制,随后受Si团簇中空隙的形核与合并控制。     

单晶γ-TiAl中孔洞尺寸对裂纹扩展影响的分子动力学模拟

运用分子动力学方法研究单晶γ-Ti Al合金的裂纹扩展行为,模拟时采用嵌入原子势方法,结合原子轨迹图、能量演化图以及应力-应变曲线,分析不同孔洞尺寸对裂纹扩展过程的影响。结果表明:随着孔洞半径增大,裂纹的启裂应力值减小;裂纹与孔洞结合后,R=0.4001 nm时,孔洞变形后在孔洞边界的中心产生裂纹,沿[100]方向扩展至材料断裂,裂纹扩展中出现子母裂纹传播现象;R=0.8002 nm时,孔洞变形后在一角处产生裂纹,沿[100]方向扩展至材料断裂;R=1.2003 nm时,孔洞变形后在两个角处产生裂纹,沿[110]和[110]方向扩展,[110]方向裂纹扩展中出现子母裂纹传播现象,且边界产生子裂纹并与该方向裂纹汇合后扩展至材料断裂;此外孔洞抑制裂纹扩展。     

晶粒尺寸对γ-TiAl合金力学性能影响的纳米压痕研究

为研究纳米压痕过程中晶粒尺寸对γ-Ti Al合金力学性能及变形行为的影响,利用Voronoi方法建立多晶γ-Ti Al模型,采用分子动力学方法模拟压头压入不同晶粒尺寸模型的压痕过程,得到相应尺寸下的载荷-深度曲线,并计算了7种晶粒尺寸下γ-Ti Al的硬度。结果表明:当晶粒尺寸小于9.9 nm时,晶粒尺寸与硬度表现出反Hall-Petch关系,位错和晶界活动共同促使材料发生塑性变形,晶界活动起主导作用。当晶粒尺寸大于9.9 nm时,晶粒尺寸与硬度符合Hall-Petch关系,晶界对材料变形影响较小,位错主导基体发生塑性变形。另外,分析了γ-Ti Al在压痕过程中的应力传递和形变恢复过程,发现致密晶界网格结构能够有效抑制压痕缺陷及内应力向材料内部传递;晶粒尺寸越小,压头下方的内应力分布越均匀,沿压痕方向的弹性恢复比越小。