6H-SiC脆性切削声发射响应的分子动力学研究

采用分子动力学方法研究了6H-SiC脆性切削的声发射响应。研究了原子尺度下6H-SiC的微变形和裂纹形核,同时对加工过程中的声发射源进行了识别,分析了其相应的声发射特征。结果表明,6H-SiC在77 nm切削深度下的脆性变形过程简单但不寻常;在6H-SiC切削过程中位错不会连续扩展,变形后的工件在刀具挤压作用下被分割成块,并由位错的快速扩展引发裂纹。对于影响声发射源特征的因素研究发现：初始压应力会导致声发射功率的下降;频率-能量分析中可见的3种声发射源分别是晶格振动、位错扩展和裂纹扩展。此外,在1 K温度下,2次明显的位错传播的声发射响应比晶格振动具有更高的频率特性,但总能量水平最低。相反地,裂纹扩展的声发射响应具有更为明显的频率分布特性和能量特性。     

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。     

6H-SiC脆性切削声发射响应的分子动力学研究（英文）

采用分子动力学方法研究了6H-SiC脆性切削的声发射响应。研究了原子尺度下6H-SiC的微变形和裂纹形核,同时对加工过程中的声发射源进行了识别,分析了其相应的声发射特征。结果表明,6H-SiC在77 nm切削深度下的脆性变形过程简单但不寻常;在6HSiC切削过程中位错不会连续扩展,变形后的工件在刀具挤压作用下被分割成块,并由位错的快速扩展引发裂纹。对于影响声发射源特征的因素研究发现:初始压应力会导致声发射功率的下降;频率-能量分析中可见的3种声发射源分别是晶格振动、位错扩展和裂纹扩展。此外,在1 K温度下,2次明显的位错传播的声发射响应比晶格振动具有更高的频率特性,但总能量水平最低。相反地,裂纹扩展的声发射响应具有更为明显的频率分布特性和能量特性。     

单晶γ-TiAl合金纳米切削过程的分子动力学模拟

采用分子动力学方法研究单晶γ-TiAl合金纳米切削过程,通过对单晶γ-TiAl合金的建模、计算和分析,讨论了不同切削深度和切削速度对切削过程的影响,结果发现:在切削过程中,随着切削深度的增大,切屑体积逐渐增大,切屑中原子排列越来越紧密,位错密度也会随之增大;但随着切削速度的增大,位错密度反而会随之降低。在一定的切削深度和切削速度范围内,切削过程中刀具前方都会产生"V"型位错环,工件的温度和势能也都会相应的增大。特别是,当切削速度为400 m/s时,刀具前方的切削表面上未出现原子错排。     

单晶γ-钛铝沿不同晶向裂纹扩展的分子动力学研究

利用分子动力学方法模拟了单晶γ-Ti Al合金预置微裂纹单向拉伸过程中沿不同晶向的扩展过程。探索了[100]、[110]及[111]晶向下微裂纹扩展过程中的力学行为及扩展形式,研究表明:3种晶向下裂纹启裂应力依次为5.766、6.26、6.57 GPa,裂纹强度依次增强;[100]晶向下微裂纹扩展呈完全脆性解理特征,应力始终集中在裂尖且随时间增加而减小;[110]晶向下微裂纹初期以脆性解理扩展,之后裂尖出现原子错排及发射位错导致钝化现象产生,随后萌生与主裂纹不同平面的子裂纹,应力始终集中在裂尖且随时间增加而递减,主、子裂纹相连后形成台阶状韧断裂纹;[111]晶向下微裂纹通过裂尖发射滑移位错及局部衍生孪晶进行扩展,表现出明显的取向效应,材料强度出现强化效应,应力集中在裂尖及孪晶面上并随加载而减小;不同晶向下微裂纹扩展过程具有完全不同的特性。     

纳米单晶γ-TiAl合金应变率效应的分子动力学模拟

采用分子动力学方法模拟不同应变率下纳米单晶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率为5.0*10₇S_-1~7.5*10₉ S_-1。研究结果表明：不同的应变率范围下裂纹的扩展形式差异很大。在不敏感区(≤4*10₈S_-1),裂纹呈解理扩展;在敏感区(4.0*10₈S_-1＜应变率≤1.0*10₉S_-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,应变率≤5.0*108 S_-1时,子裂纹发生偏向,与主裂纹呈45度方向串接,5.0*10₈ S_-1＜应变率≤1.0*10₉S_-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(≥1.0*10₉ S_-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。     

γ-TiAl加工过程中粗糙表面对材料去除和亚表面缺陷影响的分子动力学模拟

采用分子动力学方法模拟了γ-TiAl在纳米尺度下的加工响应。采用规则生成的粗糙工件表面,研究其对原子去除机理的影响。通过改变织构密度和刀具半径,研究了切削过程。结果表明,工件表面形貌对亚表面缺陷的产生和原子去除有不可忽视的影响,粗糙表面会影响剪切模式下切削过程中层错剪切带的形成。提高织构密度增加了亚表面缺陷的数量,加工表面的完整性因切割方式的不同而不同。刀具的相对锐度对切削机制和纹理效果有一定影响。     

镍基单晶高温合金530 ℃低周疲劳性能及断裂机制

对镍基单晶高温合金在530℃的低周疲劳断口及断裂损伤机制进行研究。结果表明：在530℃时,单晶高温合金低周疲劳裂纹一般萌生于试样表面、亚表面或内部。亚表面存在铸造缺陷时裂纹从缺陷处起源。在大应变幅（>0.85%）条件下,合金在疲劳循环过程中表现出明显的循环硬化行为,应变幅低于0.85%时循环应力响应曲线基本趋于稳定。镍基单晶高温合金主要通过滑移产生变形,在530℃合金主要通过八面体滑移机制进行断裂,主滑移系为{111}<110>。分析断口特征可知,断口在源区附近未见明显塑性变形,稳定扩展区可见疲劳条带特征,快速扩展区在滑移台阶处存在大量交叉滑移带。通过电子背散射衍射分析发现,不同滑移面交界处的断口表面存在明显塑性变形,靠近断口表面的γ基体及立方γ’相变形严重。该温度下疲劳断口表面未见明显氧化特征。     

一种2%Ru镍基单晶合金的高温蠕变行为及断裂特征

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了一种新型2%Ru镍基单晶高温合金的蠕变行为及断裂特征。结果表明,合金在1 070～1 100℃、127～147 MPa条件下具有较好的蠕变性能,合金在稳态蠕变阶段的表观蠕变激活能Q=410.5 kJ/mol,应力指数n=4.74。合金在蠕变稳态阶段的变形机制是位错在基体中滑移和攀移越过γ′相,蠕变后期,位错可剪切进入γ′相。在高温/低应力条件下,合金中的γ′相可形成筏状组织,裂纹由筏状γ′相与基体相界面处萌生,随裂纹扩展、聚集、连通,合金蠕变抗力急剧下降,最终导致合金蠕变断裂。     

一种第二代镍基单晶高温合金1150℃原位拉伸断裂机制研究

通过自主研发的原位加热拉伸测试平台,在SEM中对[001]取向的第二代镍基单晶高温合金进行了1150℃高温拉伸测试,并得到了可靠的力学性能实验数据与高质量的实时序列SEM像。对力-位移曲线的分析表明,该单晶高温合金在1150℃的屈服强度与断裂强度分别为580与620 MPa。通过分析拉伸过程中的实时序列SEM像,发现该单晶合金在弹性变形阶段γ与γ′相并未发生明显变化;当进入塑性变形阶段,单晶合金中γ相在平行于应力轴方向变形被拉长,同时裂纹在样品原始显微孔洞垂直于应力轴方向最先产生,随着应力的增大绕过γ'相在γ相中扩展,最终裂纹连接相邻孔洞导致单晶合金断裂。