晶界位错运动与位错反应过程的晶体相场模拟

采用晶体相场模型模拟了小角度对称倾转晶界结构及其在外加应力作用下的晶界演化消失过程,从位错的运动形式和体系自由能的变化,分析晶界的消失过程和位错的反应机理,并计算了位错分解的激活能.研究表明,具有二维三角晶格原于点阵结构形成的小角度对称倾转晶界是由配对的双位错按直线规则排列构成,可以看成由2套位错Burgers矢量组成.晶界的消失演化过程主要分为6个特征阶段,包括如下几方面的特征过程:首先晶界位错攀移,然后发生位错分解,晶界发射位错,位错由攀移运动转化为作滑移运动;接着滑移位错穿过晶粒内部,直到对面晶界上湮没,即被品界吸收与合并:剩余的晶界位错继续作攀移运动,然后又出现位错分解,晶界再次发射位错,使得位错转为作滑移运动,与其它作滑移运动的位错在晶内相遇湮没消失.最后,所有晶界和位错全部消失,双晶结构变成为完整的单晶结构.应用三角晶系的点阵位错的2套基本Burgers矢量的组合,可以有效地表示位错的发射、分解、合并、吸收、湮没的反应过程,并能够揭示出这些反应过程的新Burgers矢量的产生和原有的Burgers矢量的消失,以及Burgers矢量方向发生变化的机理.     

单晶Nb拉伸,压缩及恒应变疲劳后的滑移系和滑移特征

研究了单滑移位向和多滑移位向Ｎｂ单晶在拉伸，压缩及循环变形时的滑移系，根据试样表面滑移线的方向，在极图上确定滑移面，单滑移位向（［３２１］）的单晶，在拉伸时的滑移系为（１０１）［１１１］，在压缩时是（１０１）［１１１］和（２１３）［１１１］．根据ｂｃｃ晶体变形特点，分析了拉伸，压缩和循环变形的滑移系之间的关系，用光学显微镜和透射电镜复型观察了试样的表面形貌，确定了多滑移位向（［１１０］位向）单晶滑     

拉伸载荷下α-Ti孔洞生长的机制研究（英文）

利用分子动力学方法,对含有预置微裂纹α-Ti模型施加不同方向拉伸载荷,通过观察模型内孔洞及位错的变化情况,揭示了孔洞生长的机制与初始缺陷对材料吸收能量在不同划分区域的规律。研究发现:当拉伸载荷沿着垂直于密排面的[0001]方向时,预置裂纹愈合,α-Ti会从hcp晶格转换为fcc晶格,从而使晶体中的位错种类更多、密度更大、能量吸收率更高;当拉伸载荷沿着[12■0]方向拉伸时,位错种类主要为1/3[1■10]类型,裂纹则生长为一定尺寸的孔洞,孔洞与滑移带对模型体系吸收能量区域有划分作用,转换的晶格主要为非晶结构,滑移带方向取决于材料晶格,位置取决于初始裂纹;α-Ti沿[0001]晶向拉伸后模型明显颈缩,裂纹缺陷空位被两侧团簇占据,α-Ti沿[0001]晶向拉伸比沿[12■0]方向拉伸时拥有更好的塑性和延展性。     

同位相热机械疲劳形变后γ/γ'相界面上的位错网分析

DD8单晶镍基高温合金经过同位相热机械疲劳(TMF)后,在垂直于应力轴的γ/γ'相界面上存在着大量的六角形位错网.对位错网中的位错进行的分析表明,六角形位错网中的位错都是刃型位错,而且这些位错的Brugers矢量都不与滑移过程开动的滑移系相对应.利用双交滑移模型说明了位错网的形成机制.     

FGH95粉末镍基合金蠕变期间位错网的形成与分析

采用TEM观察和衍衬分析研究了FGH95粉末镍基合金蠕变期间的位错组态.结果表明,蠕变初期,1/2〈110〉位错在γ基体{111}晶面开动,使位错不断增殖.蠕变稳态阶段,2组不同Burgers矢量的位错可能滑移至同一晶面并相遇,反应后形成六角位错网络,或在不同滑移晶面相交.形成具有四边形特征的位错网络.位错网的形成可降低位错可动性并抑制位错交滑移,提高合金蠕变抗力.蠕变后期变形特征是形变位错在γ/γ′界面位错网损坏处切入γ′相,切入γ′相的位错可发生分解,形成不全位错和层错的位错组态.     

拉伸载荷下α-Ti孔洞生长的机制研究

本文利用分子动力学方法,对含有预置微裂纹α-Ti模型施加不同方向拉伸载荷,通过观察模型内孔洞及位错的变化情况,揭示了孔洞生长的机制与初始缺陷对材料吸收能量在不同划分区域的规律。研究发现：当拉伸载荷沿着垂直于密排面的[0001]方向时,预置裂纹愈合,α-Ti会从HCP晶格转换为FCC晶格,从而使晶体中的位错种类更多、密度更大、能量吸收率更高;当拉伸载荷沿着[12-30]方向拉伸时,位错种类主要为1/3[1-210]类型,裂纹则生长为一定尺寸的孔洞,孔洞与滑移带对模型体系吸收能量区域有划分作用,转换的晶格主要为非晶结构,滑移带方向取决于材料晶格,位置取决于初始裂纹;α-Ti沿[0001]晶向拉伸后模型明显颈缩,裂纹缺陷空位被两侧团簇占据,α-Ti沿[0001]晶向拉伸比沿[12-30]方向拉伸时拥有更好的塑性和延展性。     

单晶Ni_3Al裂纹扩展的TEM原位观察

利用透射电镜（ＴＥＭ）原位拉伸在室温下对（１１０）［１１０］取向 Ｎｉ３ＡＩ合金单晶中裂纹的萌生与扩展进行了研究结果表明：裂纹沿之字形路径扩展且裂纹的总体扩展路径与拉伸轴平行迹线分析表明,首先激活的是（１１１）和（１１１）两个主滑移面上的滑移系;其后在 Ｓｃｈｍｉｄ因子为零的两个滑移面上的滑移系激活．为了解释所观察到的现象而建立了一个位错塞积模型位错应力场的计算表明,塞积位错列所产生的应力场导致了第二滑移系的启动,并使得裂纹扩展路径平行于拉伸轴的方向     

同位相热机械疲劳形变后γ／γ′相界面上的位错网分析

DD8单晶镍基高温合金经过同位相热机械疲劳（TMF）后，在垂直于应力轴的γ/γ′相界面上存在着大量的六角形位错网。对位错网中的位错进行的分析表明，六角形位错网中的位错都是刃型位错，而且这些位错的Brugers矢量都不与滑移过程开始的滑移系相对应。利用双交滑移模型说明了位错网的形成机制。     

[011]取向镍基单晶合金蠕变特征

研究了一种[011]取向镍基单晶合金的拉伸蠕变特征及其变形期问的微观组织结构.结果表明:在750℃/680 MPa条件下,合金的初期蠕变和稳态蠕变速率相对较高,蠕变寿命较短.TEM观察显示,蠕变期间的变形特征是1/20<110>位错在基体中运动,发生反应形成1/3<112>超Shockley不全位错切入γ'相后产生层错;在870℃/500 MPa条件下,蠕变中期出现不均匀滑移带并有大量超不全位错剪切γ'相,使合金具有较高的应变速率;在980℃/200 MPa条件下,合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率.不同Burgers矢量的位错相遇发生反应形成界面位错网,位错网可以阻止位错切入γ'相,γ'相沿[010]方向扩散生长,逐渐转变成筏形组织.蠕变后期位错切入,γ'相,是合金变形的主要方式.     

纳米孪晶金属塑性变形机制

本文综述了纳米孪晶金属材料的塑性变形机制.通过分析纳米孪晶二维结构变形时可启动的滑移位错类型,揭示纳米孪晶金属塑性变形的3种位错机制,即位错塞积并穿过孪晶界机制,Shockley不全位错诱导孪晶界迁移机制以及贯穿位错在孪晶片层内受限滑移机制.通过改变加载方向与孪晶界面的相对取向可实现这3类位错机制的可控转变.     

晶界位错发射与湮没过程的晶体相场模拟

采用晶体相场模型模拟位向差为7.70°的对称倾侧晶界位错在外加应力作用下的运动形式和演化过程;计算位错分离的激活能,并从能量变化角度分析位错运动过程中发生的分解、湮没和合并机制;分析该对称倾侧晶界在外力作用下晶界湮没过程不同特征阶段的差异。结果表明,晶界的湮没存在不同的特征阶段,主要阶段如下:位错的攀移,位错的分解与滑移,位错湮没;位错的再攀移与位错再分解、再湮没,或者出现了若干短暂的新阶段,如滑移位错与晶界上其他位错发生合并而被晶界吸收,或者滑移位错与另一滑移位错在晶内发生合并形成新位错组,或者滑移位错与另一滑移位错发生湮没消失。晶界上全位错的分解实质是产生了一对新的符号相反的柏氏矢量;分位错在晶界上的湮没或合并实质是分位错与晶界上的全位错形成的一对符号相反的柏氏矢量发生抵消;分位错与分位错在晶粒内部的湮没消失,其实质是2个分位错之间的2对符号完全相反的位错柏氏矢量相互抵消。     

MoS2中的位错

给出了具有层状结构的硫化钼(MoS_2)中位错的透射电镜(TEM)观察结果在基面上,位错和位错网络常分解成不全位错和不全位错网络利用衍衬效应分析了这些位错的Burgers矢量、材料的层错能可由扩展结估算出     

γ-TiAl单晶塑性变形中晶粒转动的CPFEM模拟

基于晶体塑性理论和有限元方法建立适合面心正方结构(L1_0)金属力学行为的细观数值本构关系模型,并利用该晶体塑性有限元(CPFEM)模型对γ-TiAl单晶室温下的单向拉伸试验进行模拟。模拟中拉伸方向分别选取[10](普通滑移),[01](超滑移)、[112](孪生)及任意取向[201]。结果表明:拉伸变形中γ-Ti Al单晶晶粒以中心为转轴发生转动,且取向对其晶粒转动有显著的影响。[10](普通滑移)取向的晶粒转动较小,其余取向的晶粒转动角度相对较大;[10]取向的晶粒,其拉伸阻力较小,进而普通位错容易启动,且拉伸中以普通滑移系的激活为主;其他取向拉伸时,滑移系激活的阻力较大,必须以扭转来调整取向因子从而协调变形,因而表现出显著的晶粒转动。     

单晶Ni3Al裂纹扩展的TEM原位观察

利用透射电镜（ＴＥＭ）原位拉伸在室温下对（１１０）〖１１０〗取向Ｎｉ３Ａｌ合金单晶中裂纹的萌生与扩展进行了研究。结果表明：裂纹沿之字形路径扩展且裂纹的总体扩展路径与拉伸轴平行。迹线分析表明,首先激活的是（１１１）和（１１１）两个主滑移面上的滑移系;其后在Ｓｃｈｍｉｄ因子为零的两个滑移面上的滑移系激活。为了解释所观察到的现象而建立了一个位错塞积模型。位错应力场的计算表明,塞积位错列所产生的应力场导致     

铸态(TiB+TiC)/Ti1100复合材料高温拉伸性能及蠕变行为EI北大核心CSCD

通过XRD、SEM、TEM等表征手段研究(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的铸态显微组织、高温拉伸性能和高温蠕变行为。结果表明:(TiB+TiC)/Ti1100复合材料具有典型的网篮组织,通过B_(4)C、C和Ti的反应原位生成了晶须状的Ti B和等轴状的TiC。随着温度的升高,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的极限抗拉强度从766 MPa降低至511 MPa。在实验范围内,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的稳态蠕变速率随温度和应力的升高而降低。根据对相关数据的计算,(TiB+TiC)/Ti1100复合材料的应力指数和激活能分别为3.75和269.5 kJ/mol。结合蠕变后的变形区域组织,可以确定该材料的蠕变过程主要受位错滑移控制。α/β界面是位错滑移的主要障碍,同时TiB、TiC和硅化物也阻碍着位错的运动。β-Ti的大量溶解导致硅化物的形成,并降低了α/β界面对位错的阻碍效果。增强相特别是TiB可以通过承载作用,降低基体中的应力集中从而抑制β-Ti的溶解。     

镍基单晶高温合金中温稳态蠕变期间的变形机制

通过蠕变性能测试、组织形貌观察及位错组态的衍射衬度分析,研究了镍基单晶高温合金在中温/高应力稳态蠕变期间的变形机制.结果表明,在760℃,760 MPa和800℃,650 MPa蠕变期间,剪切g′相的位错可发生分解,分解后领先的a/3112超点阵Shockley不全位错切入g′相,拖曳的a/6112Shockley不全位错滞留在g′/g相界面,2个不全位错之间形成超点阵内禀堆垛层错(SISF);此外,剪切进入g′相的超点阵位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成具有非平面位错芯结构的K-W锁,可抑制位错的滑移和交滑移,提高合金的蠕变抗力.在850℃,500 MPa蠕变期间,合金中的层错消失,部分剪切进入筏状g′相的a110超点阵位错可分解形成"2个a/2110不全位错加反相畴界(APB)"的组态,而合金中K-W锁的消失是由高温热激活致使立方体滑移的位错重新交滑移至八面体所致.     

模拟位错斑图的元胞自动机与分子动力学模型

建立了一个模拟位错斑图形成的元胞自动机-分子动力学模型，该模型考虑了在相同或不同滑移面上具有相反Burgers矢量方向的刃型位错间的长程与短程相互作用，采用分子动力学方法处理长程相互作用，采用元胞自动机方法处理短程相互作用，应用这个模型，模拟了在没有外加应力和存在外加循环应力条件下的Cu单晶的位错结构。     

AZ31镁合金拉伸扭折带结构的产生及交互作用机制

利用TEM结合SAED花样,对室温轧制变形AZ31镁合金中拉伸扭折带结构及交互作用的形貌和晶体学特征进行了系统的研究。在镁合金塑性变形过程中,当外力不利于常见的孪晶形成及位错滑移时,扭折带作为一种补充的变形方式可以继续协调hcp结构的拉压不对称特性,对材料宏观塑性有着重要的影响。结果显示,hcp结构在与基面呈小角度的拉应力作用下,会形成基面位错对,并向相反方向运动,进而形成以{101ˉ2}晶面为界面的拉伸扭折带。拉伸扭折带界面与基体基面的夹角约为43°。位错在不同变形结构的交互作用过程中起到了非常重要的作用,通过位错的作用可以调节变形结构的形态及晶体学取向,进一步提升材料的塑性。     

<110>取向银单晶宏/微观裂化及界面失配角分布

以低层错能110取向单晶银为研究对象,采用EBSD和TEM等技术,系统分析了冷拔变形过程中的宏观裂化、微观裂化和界面失配角分布的变化规律与内在机制。研究结果表明,随应变量的增加,冷拔银单晶的宏观裂化不断加剧,变形带数量增加,宽度和间距减小。当应变量大于0.94时,形成了与冷拔方向平行的纤维状组织。与层错能相近的合金相比,纯金属单晶银的交滑移和攀移的被抑制程度降低,除了变形孪晶,在低层错能的单晶银中还出现大量随机捕捉位错界面和几何必须位错界面。界面失配角分析结果表明,低应变下,变形以位错滑移为主;中等应变下,滑移和孪生相互竞争;高应变下,孪生为主要变形机制。     

一种单晶镍基合金蠕变初期的位错组态

利用ＴＥＭ研究了单晶镍基合金平行于应力轴的（１００）晶面拉伸蠕变初期的位错组态,表明：形变特征是错在γ相八面体滑移系中运动,在基体通道中,１／２〈１１０〉型位错运动相遇,发生反应而增殖;由于（１００）晶面的基体通道受压应力,位错运动阻力大,密度小,位错运动多以交滑移和Ｏｒｏｗａｎ弓入方式进行;当受拉应力通道中弓出的位错环经交滑移进入压应力通道后,入口两侧被钉扎,位错可定向弓入成为形貌类似于双端Ｆ－