H68黄铜断裂过程的透射电镜原位观察

采用透射电镜动态拉伸、原位观察研究了低层错能合金H68黄铜断裂的微观过程。结果发现：黄铜薄膜试样拉伸时，裂尖首先发射位错，平衡时形成无位错区和反塞积位错群；裂尖前方较厚区域可以发生孪生变形，形成形变孪晶，微裂纹在孪晶中形核、扩展，导致裂纹呈Z字形扩展；裂尖无位错区也可能形成微孪晶，微裂纹在微孪晶中形核，使裂纹呈不连续扩展；微裂纹也可以从主裂纹顶端连续形核、扩展。     

钴基高温合金裂尖塑性区位错结构的原位观察

走向凝固的钴基高温合金在原位拉伸研究中发现了两种裂尖塑性区位错结构,在拉伸轴为[511]时,从裂尖发射的是不全位错,在整个塑性区中位错始终以扩展位错的形式存在;在拉伸怕为[121]时,从裂尖发射的是全位错,位错在离开裂尖向试样内部运动过程中发生扩展分析了裂纹尖端应力状态对裂尖塑性区位错结构的影响。     

一种镍基单晶高温合金高温持久性能的各向异性

测定了一种镍基单晶高温合金[001],[011]和[111]三个取向的高温持久性能。结果表明,[001]方向塑性最好,[111]方向寿命最长,而[011]方向各性能指标都较低,组织分析显示,[111]取向启动多个滑移系,形成界面位错网,且分切应力低,因而寿命长;[001]取向等价滑移系最多,可有效钝化微裂纹,因而塑性最好;而[011]取向切应力高,滑移系少,形变孪晶易促进裂纹萌生,所以寿命短且塑性也低,三种试样在持久过程中都形成一种沿枝晶方向的藤状γ′,是由各枝晶间的微小取向差引起的,这些滕状γ′可以成为一种重要的裂纹源。     

晶体取向和He浓度对bcc-Fe裂纹扩展行为的影响

采用分子动力学模拟研究了300 K时不同He浓度下(001)[010]和(121)[111]2种取向bcc-Fe裂纹模型的扩展行为。结果表明,当模型中不存在He时,裂纹取向不同,裂纹扩展机制不同:(001)[010]取向裂纹的扩展机制分为弹性变形、相变、裂纹尖端沿相变区解理断裂;(121)[111]取向裂纹的扩展机制分为弹性变形、堆垛孪晶、孪晶尖端应力集中诱发多空洞合并断裂。(121)[111]取向裂纹的屈服应力和应变大于(001)[010]取向裂纹,说明(121)[111]取向裂纹具有较强的抵制裂纹扩展的能力。He浓度对裂纹扩展行为的影响主要体现在2个方面:当He浓度较低(0.9%,原子分数)时,He的存在减缓了相变或者孪晶转变速率,降低了裂纹扩展速率;当He浓度较高(6.0%,原子分数)时,大量He团簇的存在促进了空洞形成,导致2种裂纹模型的断裂机制均变为He团簇诱发多空洞合并断裂,未出现相变或者孪晶。     

钴基高温合金尖塑性区位错结构的原位观察

定向凝固的钴基高温合金在原位拉伸研究中发现了两种裂尖塑性区位错结构,在拉伸辊为［５１１］时,从裂尖发射的是不全位错,在整个塑性区中全错始终以扩展位错的形式存在;［１２１］时,从裂尖发射的是全位错,位错在离开裂尖向试样内部运动过程中发生扩展,分析了裂纹尖端应力状态对裂尖塑性区位错结构的影响。     

多晶Be室温拉伸变形和断裂行为

通过SEM原位拉伸实验观察室温下多晶Be的变形、裂纹萌生和扩展过程,利用电子背散射衍射(EBSD)标定断裂解理面,结合OM分析孪晶变形,研究多晶Be室温拉伸变形和断裂行为及其机理.结果表明,室温拉伸应力条件下,多晶Be的滑移和孪晶变形均难以发生.滑移带仅在少数取向有利的晶粒中出现,最终孪晶变形晶粒约占晶粒总数的5%.变形过程中存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移.多晶Be的微裂纹起源于晶界一侧,发生穿晶扩展后,在另一侧晶界终止,裂纹萌生符合Stroh位错塞积生裂纹理论.因晶界对裂纹强烈的阻碍作用,多晶Be的裂纹长大依靠不同微裂纹之间的汇合,汇合路径有解理台阶和撕裂2种.多晶Be断裂基本解理面为(0001)基面和{1010}柱面,两者均是多晶Be解理萌生和扩展的主要路径.未观察到因孪晶变形诱发的微裂纹.     

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。     

铁素体球墨铸铁低温冲击断裂裂纹形核及扩展机理

在低温下对QT400-18L铁素体球墨铸铁件进行Charpy缺口示波冲击实验,测试温度对冲击过程中裂纹形核和裂纹扩展能力的影响,采用OM观察分析不同温度下铁素体球墨铸铁裂纹萌生与扩展路径以及断口附近组织的演变规律.结果表明,韧脆转变温度以上,冲击后断口附近大量石墨-基体界面发生开裂,石墨界面开裂后产生的孔洞起到钝化裂纹和降低裂纹扩展速率的作用;韧脆转变温度区间,冲击试样表现为韧窝和解理混合断口形貌,断裂模式和裂纹形核均与石墨球有关;韧脆转变温度以下,垂直交叉孪晶成核进而导致微裂纹扩展,解理断裂主要是孪晶起裂,这种形变孪晶引起的裂纹形核和扩展方式造成了裂纹形成功与裂纹扩展功的剧烈下降.     

温度对TiAl涂层微裂纹扩展影响的分子动力学研究

运用分子动力学方法对不同温度下TiAl合金的微裂纹扩展过程进行了研究，建立了TiAl合金分子动力学模型，通过共同近邻分析和位错分析得到了其在微观尺度下裂纹扩展的变形机制，并采用扫描电镜原位拉伸TiAl涂层试验对模拟结果进行了验证。结果表明，在分子动力学模拟和扫描电镜原位拉伸试验中均可见裂纹向前方[100]晶向扩展，在临近孔洞时，裂纹扩展路径向[110]晶向扩展。在应力加载过程中，体系会发生裂纹尖端钝化、孔洞引导裂纹扩展改变初始扩展方向以及边界塞积等现象。随着温度的升高，原子的活性增强，热运动加剧，裂纹钝化速度增加，裂纹扩展速度变慢。体系的能量随着温度的升高而增加，当温度为500 K时，应力达到最大。温度为300～500 K时，TiAl合金的抗塑性较好，晶体结构较稳定，温度为500～1100 K时，体系易发生塑性变形，引发位错增殖，原因是1/2<110>(Perfect)位错与1/6<112>(Shockly)位错在裂尖前方塞积抑制了裂纹的扩展。     

热加工过程中微裂纹扩展的分子动力学模拟

通过在预制微裂纹的Fe板上下边界施加匀速拉力,用来等效模拟材料在热加工过程中由于非均匀温度场产生的热应力作用。利用分子动力学模拟方法,研究了微裂纹扩展过程中材料的形貌变化和与之对应的材料系统应力波动规律。仿真实验结果表明,在常温环境下Fe板的微裂纹扩展为韧性扩展,整个过程包括裂尖无序化、裂尖钝化、位错发射、微孔萌生和微裂纹汇聚等。当Fe板系统应力达到临界应力4 GPa时,裂纹开始横向扩展。扩展过程中由于材料性质引起不间断的位错发射和应力集中,反映在系统应力上为不间断的上升与下降波动。     

Ti_3Al金属间化合物氢致解理断裂及其机理

Ｔｉ－２４Ａｌ－１１Ｎｂ合金在室温下恒载荷动态充氢以及交变载荷动态充氢时，氢通过促进裂纹在滑移面上的解理，促进了裂纹扩展。不连续的氢致解理裂纹优先在α_２相形核，α_２／β相界面是裂纹扩展的有效障碍。氢通过促进裂尖位错的发射、解理微裂纹在无位错区（ＤＦＺ）的形核以及解理裂纹的扩展，导致氢致解理断裂     

铝合金液体金属脆断过程的TEM原位观察

采用自制的恒位称加载台,在透射电镜（ＴＥＭ）中原位观察了７０７５铝合金吸附液体金属（Ｈｇ＋３％Ｇａ）后加载裂纹前方位错组态的变化以及脆性微裂纹的形核和扩展,结果表明：液体金属吸附后能促进位错的发射、增殖和运动;当吸附促进位错发射和运动达到临界状态时,脆性微裂纹就在原裂纹顶端或在无位错区中形核并解理扩展。     

Ti3Al金属间化全物氢致解理断裂及其机理

Ｔｉ－２４Ａｌ－１１Ｎｂ合金在室温下恒载荷动态充氢以及交变载荷动态充氢时，氢通过促进裂纹在滑移面上的解一，促进了裂纹扩散，不连续的氢致解理裂纹优先在α２相形核，α２／β相界面是裂纹扩展的有效障碍，氢通过促进裂尖位错的发射、解理微裂无位错区（ＤＦＺ）的形核以及解理裂纹，导致氢致解理断裂。     

310奥氏体不锈钢应力腐蚀的透射电镜原位观察

用自制的恒位移加载台，在透射电镜中原位观察310奥氏体不锈钢在纯水中局部溶解前后裂尖位错组态的变化以及微裂纹的形核和扩展。结果表明，310奥氏体不锈钢在室温纯水中局部阳极溶解能促进位错发射，增殖和运动，在低应力下，纳米级微裂纹在无位错区中连续或不连续形核，由于介质的作用，纳米级微裂纹并不钝化成空洞或缺口，而是解理扩展。     

镍基合金表面五重孪晶形成的分子动力学模拟

五重孪晶结构能够改善合金的表面性能,而关于合金五重孪晶化表面的研究较少报道。基于分子动力学模拟和纳米压痕方法,采用嵌入原子势函数(EAM)和等温等压系综(NPT),使用半径为14 nm的圆柱压头以40 m/s的压痕速度沿着[112]晶向对单晶镍基合金持续压痕,采用共领域分析法对合金在应力诱导作用下的变形行为进行了分析。结果表明,非共格孪晶界形成于四个不同{111}滑移面交叉中心附近。交叉中心处白色高能原子发射不全位错,堆垛层错产生。随着不全位错持续发射,孪晶得以形核、生长,孪晶界相继形成,最终五重孪晶形成于合金表面。合金表面中五重孪晶的形成并非源于晶界连续不断发射不全位错,而是与压痕过程中合金表面能量增加以及非共格孪晶界息息相关。     

一种镍基单晶合金的中温蠕变断裂机制

通过对一种镍基单晶合金进行中温不同应力条件下的蠕变性能测试及组织结构与断口形貌观察,研究了合金在蠕变期间的损伤及断裂机制。结果表明:合金在蠕变后期的变形机制是主、次滑移系的交替开动,主/次滑移系的多次交替开动,可在两滑移系交错区域的γ′/γ两相界面萌生裂纹;随蠕变进行,沿与应力轴垂直的γ′/γ两相界面发生裂纹的扩展,形成与<110>方向平行的正方形解理面,其中,裂纹在(001)面沿<110>方向扩展,与{111}二次解理面相截时,可终止裂纹扩展。这是使(001)解理面具有四方形特征的原因。由于蠕变期间在不同横断面发生多个微裂纹扩展,并在裂纹尖端沿较大剪切应力方向形成撕裂棱或发生二次解理,使多个裂纹连通,直至发生蠕变断裂。这是使合金蠕变断口呈现凹凸不平多层次解理特征的主要原因。     

Ni-Ti形状记忆合金中母相(?)马氏体可逆转变过程的研究SCIEI

用透射电镜对Ni-Ti形状记忆合金中母相?马氏体可逆转变进行了动态观察。利用高分辨电子显微术研究了该合金相变温度上下的结构变化。结果表明,马氏体与奥氏体的取向关系为:[111]_A∥[110]_M,[110]_A∥[001]_M,(110)_A∥(001)_M,(110)_A与(010)_M间夹角为6.5°左右;马氏体的晶体缺陷多为孪晶和层错,新发现有孪晶而为(100)的孪晶。     

膜致应力促氧化膜破裂行为研究

在以滑移溶解理论为基础的裂纹扩展速率定量预测模型中,裂纹长度是裂纹扩展速率的重要影响参数之一,针对镍基合金裂尖裂纹长度的扩展规律,研究裂纹长度对镍基合金材料裂纹尖端膜致应力产生的应力应变场的影响,采用ABAQUS软件,在不考虑外载的情况下,分析膜致应力应变场随裂纹扩展长度的改变所导致裂尖力学特性的变化规律。结果表明,裂纹长度不同,裂尖膜致应力产生的应力应变分布不同,膜致应力是裂纹扩展驱动力中不可忽略的主要因素之一。     

C-Mn钢焊接接头的解理断裂行为的研究

测定不同φ（焊缝）的C－Mn钢焊接接头Charpy-V冲击试样、COD裂纹试样的低温断裂参量，φ（焊缝）小于一定值时，解理裂纹起裂于母材各区，韧性用σf/σy较小的分散带表征；当φ（焊缝）大于一定值时，解理裂纹起到焊缝粗晶区，韧性用相应的σf/σy较窄的分散带表征。焊接接头的解理断裂由脆性相开裂形成微裂纹，在外加主应力达到解理断裂应力σf时导致解理断裂。     

粘结相相变机制的研究

为了进一步了解粘结相在硬质合金中松弛应力、协调两相应变状态的作用,本文用透射电镜对Co基合金在不同状态下的微观结构进行了观察研究。结果表明:⒈Co相中常见的结构缺陷主要是层错和孪晶。烧结态下以层错为主,淬火态及回火态则两者并存,且孪晶数量大大增加。⒉冷却时粘结相中发生的马氏体型相变是通过层错形核机制由面心立方α-Co逐渐转变成密排六方ε-Co的,两者的取向关系是:(111)α-Co//(0001)ε-Co,[110]α-Co//[2110]ε-Co。⒊孪晶界阻碍了层错的扩展,不利于马氏体相变的进行,增加了α-Co的稳定性。⒋粗略推断,导致ε-Co开始生成的临界层错密度约为每隔75层原子面插入一层层错面,临界层错间距约为15纳米。