不同温度下纳米钼单晶力学性能的分子动力学模拟

利用分子动力学的方法模拟钼单晶纳米丝在拉伸作用下的力学性能和微观结构的演化过程。在不同温度下的模拟结果表明,位错和滑移是钼单晶拉伸变形的主要机制。其中从100 K到500 K,随着温度的增加,钼单晶纳米丝拉伸过程中屈服应力逐渐降低,断裂应力逐渐增加;屈服应变逐渐减小,断裂应变在常温300 K时达到最大。此外,100 K和300 K时纳米丝的结构在拉伸过程中出现明显的屈服变形,内部变形以滑移为主;在500 K时没有出现明显的屈服变形,原子排列不规则呈无序状态,结构内部伴有大量的位错和滑移现象。     

球墨铸铁疲劳裂纹扩展的微观机制

研究了在恒幅拉伸循环载荷作用下球铁的疲劳裂纹扩展的微观机制，分析了石墨形态对铸铁疲劳裂纹萌生及扩展行为的影响。结果表明：铸铁的石墨形态对疲劳裂纹的萌生及扩展有很大影响。灰铁由于在共晶团内石墨片相互连接，疲劳裂纹总是沿着与外应力相垂直的石墨片／基体边界扩展。球铁的疲劳裂纹扩展受基体组织及石墨形态所左右，但在石墨球／基体界面产生的滑移带、塑性区及裂纹尖端钝化区决定着疲劳裂纹萌生及扩展的整个过程。球铁的疲劳裂纹扩展规律是：裂纹连续扩展—急速扩展—裂纹尖端钝化—重新诱发裂纹—连续扩展。     

15MnVN钢疲劳短裂纹生长演化特性

对循环载荷作用下 15MnVN钢的显微组织变形、微观裂纹的萌生和短裂纹扩展过程进行了研究。结果表明 ,在孔边应力集中处 ,显微组织的变形是不均匀的 ,其主要集中在铁素体晶粒内。在循环载荷作用下 ,晶内滑移带与晶界相互作用 ,形成晶界微裂纹。微裂纹合并形成短裂纹。裂纹尖端塑性区内晶粒同样经历裂纹的萌生和扩展过程。在短裂纹范围内 ,裂纹的扩展过程有很大的随机性。分析结果表明 ,短裂纹的扩展过程符合对数正态分布。     

裂纹尖端滑移系选择的探讨

本文利用断裂力学知识和张量分析方法得到了外加应力在裂尖滑移系沿滑方向的分解剪切应力,并定义了裂纹尖端Schmid因子。本文还讨论了裂尖应力场对裂尖滑移系开动的影响。当裂纹尖端向外发射位错时,裂尖滑移系的选择由裂尖Schmid因子支配,并且在裂尖附近区域内位错源开动或螺位错交滑移时滑移系的选择也由裂尖Schmid因子支配。     

钝化的预裂纹尖端产生的短裂纹对解理断裂的影响

结合-130℃下C-Mn钢三点弯曲(3PB)断裂韧度试验时预裂纹尖端构形的变化和断口观察,用有限元对预裂纹尖端起裂并扩展的短裂纹进行模拟与计算,通过计算得到的应力、应变、三向应力度来说明短裂纹的产生和钝化对钢最终发生解理断裂的影响。结果表明:当预裂纹仅仅被钝化时,预裂纹尖端一区域内积累的应变足以使裂纹形核;另一区域三向应力度和正应力也足以使一裂纹核扩展,但是这两个区域不重合,之间有一距离,因此形核的裂纹不能扩展,能扩展的区域内没有裂纹核,解理断裂也就不能引发。在钝化的预裂纹尖端产生短裂纹后将改变应力、应变、三向应力度的分布,特别是改变他们在裂尖前的相对位置。裂尖前短裂纹起裂、扩展及钝化产生更尖锐的构形,使应力及三向应力度区向钝化的裂尖方向靠近,从而使上述两个区域彼此重叠,这时解理裂纹起裂与扩展的条件同时具备,而在钝化的预裂纹尖端的一定距离处起裂与扩展。     

裂纹尖端钝化对CT试样力学性能影响的试验研究

通过平面断裂韧度实验对紧凑拉伸(CT)试样的力学性能进行研究,分析了尖裂纹和钝裂纹试样的断裂形貌特征,并定量分析了裂纹尖端钝化对力学性能的影响.实验结果表明,尖裂纹计算得出的断裂韧度值、最大断裂值、塑性分量和最大位移量都小于钝裂纹对应的数值,裂纹尖端形成的钝化区有利于抑制裂纹扩展,提高了抵抗断裂的能力,能够达到止裂的目的.随着裂纹尖端曲率半径的不断增加,存在最佳钝裂纹曲率半径.当曲率半径超过其值,刚度出现轻微退化,塑性分量在外加载荷输入能量中所占的比重越来越大,断裂韧度提升明显,增强了试样的承载能力.研究结果可为定量评价裂纹尖端钝化对力学性能的影响提供科学依据.     

16MnR钢不同晶粒尺寸及第二相尺寸对低温冲击韧度的影响

16MnR钢通过三种热处理工艺获得细晶细碳化物、细晶粗碳化物和粗晶粗碳化物三种不同组织,对这三种不同组织的材料进行系列低温(–99～20℃)下的Charpy-V冲击试验。通过冲击韧度比较、断口形貌观察以及断裂微观参数的测量,研究晶粒尺寸和碳化物尺寸对16MnR钢冲击韧度的影响。结果发现,不同微观组织的材料其冲击韧度随温度降低而减小;细晶细碳化物组织比细晶粗碳化物组织和粗晶粗碳化物组织韧脆转变温度低,同一温度下的断裂韧度好,而且晶粒尺寸对韧脆转变温度和断裂韧度值的影响要比碳化物尺寸显著得多。通过断口微观参数的测量得知,韧脆转变温度区的断裂能量主要消耗在裂纹尖端的钝化与塑性裂纹扩展中。韧脆转变低温区,裂纹尖端在钝化过程中吸收大量能量从而韧性陡升。     

临近门槛值时疲劳裂纹尖端的闭合及其影响因素

本文介绍了临近门槛值时疲劳裂纹尖端的闭合现象,以及建议用来解释平面应变状态下闭合现象的五种机构:塑性、粗糙、氧化物、粘性流体和相转变导致的闭合.还讨论了屈服强度、晶粒尺寸、载荷比、环境、温度、粗糙蠕变、次层组织松弛、循环频率、双相组织和滑移特征对裂纹尖端闭合的影响.     

金属材料疲劳短裂纹萌生与扩展研究综述

系统梳理了金属材料疲劳短裂纹的定义、分类、试验方法、萌生机理及典型扩展率模型，对当前短裂纹行为研究面临的问题进行了总结与展望。研究结果表明，在萌生机理方面，材料自身的微观结构对短裂纹萌生及扩展有重要影响，短裂纹扩展至晶界处，受晶粒取向及晶界阻力影响，扩展率会下降，裂尖突破晶界束缚后，短裂纹扩展路径出现局部偏折。在扩展行为描述方面，短裂纹的扩展驱动力与承受的载荷水平、残余应力、表面处理方式、局部磨损状况等有关。扩展过程中，裂纹尖端材料在小范围内屈服而产生局部塑性区。同时，塑性尾迹区也逐渐形成，进而产生塑性诱导闭合，导致裂纹扩展门槛值降低。此外，晶体位错之间的相互作用和位错塞积会阻碍位错发展。机器学习算法作为一种先进技术手段，已在短裂纹扩展行为表征中得到应用，对提升预测精度有促进作用。随着金属材料短裂纹行为研究的进一步深入，未来可重点关注短裂纹萌生与扩展实时监测、试验影响因素控制、数据离散性分析、扩展率模型的工程应用等问题，探索建立适用于工程结构与零部件的在役长、短裂纹扩展率统一表征模型和实时监测与安全评估技术，结合先进的机器学习算法，实现对工程关键金属结构更有效、更准确的安全性评定和剩余...     

铝合金板材中心孔裂纹尖端塑性区数值计算

通过有限元对铝合金板材中心孔裂纹尖端处塑性区模拟计算,说明在裂纹尖端产生了较大的塑性区,并相应地计算出塑性区的大小。本文通过有限元模拟2124铝合金板材中心孔裂纹扩展情况。铝合金材料为典型的脆性材料,2124铝合金板材在疲劳加载情况下会先进行弹性形变,达到屈服强度后进行塑性形变。本文对2124铝合金板材进行有限元模拟时,先采用线弹性模型,计算裂纹扩展的应力强度因子,然后采用弹塑性模型,计算裂纹尖端的塑性区大小,从而进一步对裂纹尖端应力强度因子进行修正。在建立有限元模型时,以二维的Ramberg-Os-good（R-O）本构为基础,采用参数化的方式,这样是为了可以更好地对有限元程序进行调试。在有限元网格划分时,由于在相同精度下四边形单元的计算效率是三角形单元的几倍,所以采用四边形单元,提高计算精度。有限元建模时,采用plane42、solid 45和solid 95三种单元,plane42单元用于建立2D网格,solid45单元用于建立3D网格,而solid95单元则是用于引入奇异单元。同时,由于试样模型对称性,所以取1/4模型来进行计算。在计算裂纹尖端应力强度因子及塑性区大小时,采用恒ΔK方式和增ΔK两种加载方式来进行计算。首先在恒ΔK下,计算出相应的应力强度因子,其值和理论值相吻合,同时观察得到的塑性区形状与理论形状相似,计算塑性区尺寸大小,首先证明有限元程序的正确性。进一步有限元模拟计算在增大ΔK情况下不同预裂纹长度下塑性区的变化情况。经过有限元计算得到的塑性区尺寸大小,最后可以近似用经验公式表达。     

双峰结构纳米晶铜的力学行为

通过分子动力学模拟、黏塑性本构模型和纳米压痕试验验证相结合的研究方法,系统研究了双峰结构(晶粒尺寸服从统计学中双峰分布)纳米晶铜的变形机理与力学性能。结果表明：在塑性变形过程中位错首先在纳米晶铜的细晶区形核和扩展,且方向互相平行;而粗晶区的位错滑移方向相互交叉,且粗晶尺寸越大,越容易发生位错缠绕和交滑移。双峰结构纳米晶铜的流变应力随着粗晶尺寸的增大而增大,硬度随着粗晶体积分数的增大而减小。由黏塑性本构方程计算得到的应力变化规律与由经验公式和分子动力学模拟得到的结果一致,且本构方程计算得到的流变应力和经验公式所得结果的相对误差小于5%。     

GH4169镍基高温合金的高温低周疲劳损伤机理

对经过固溶+双时效热处理后的GH4169镍基高温合金进行650℃高温低周疲劳试验,研究了不同应力幅(550,600,650 MPa)下的循环响应特性,并观察了疲劳断口和二次裂纹形貌,分析了不同应力幅下的损伤机理。结果表明:不同应力幅下试验合金均表现出循环软化特性,且随着应力幅的增加,循环软化程度增强;当应力幅为550 MPa时,裂纹的扩展模式为穿晶扩展,二次裂纹主要在夹杂物和滑移带处萌生;当应力幅为650MPa时,裂纹的扩展模式为穿晶-沿晶混合扩展,二次裂纹主要萌生于晶界和滑移带处;试验合金的变形机制由低应力幅时的平面滑移向高应力幅的交滑移转变。     

单晶MgO微观力学行为和磨粒加工表面层损伤

通过纳米压痕、微压痕和微划痕试验,研究了单晶MgO不同晶面的的纳米力学性能以及微观变形和损伤特征。根据加载条件的不同,单晶MgO会发生:弹性变形、弹塑性变形、蠕变变形、微裂纹和微破碎。弹性变形时的纳米压痕力-位移曲线符合赫兹弹性接触理论,其变形在卸载后可完全恢复;塑性变形时MgO在{110}易滑移晶面系内位错形核和滑移的结果。     

不同温度下Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr镁合金的拉压不对称性

通过光学显微镜、扫描电镜观察和拉伸、压缩试验研究了在不同温度下Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr(WGZ115)镁合金的拉压不对称性及其原因。结果表明:该合金在低于200℃拉伸时发生脆断,在200～300℃内拉伸屈服强度大于压缩屈服强度,在300℃时拉伸屈服强度与压缩屈服强度相等,在高于300℃后拉伸屈服强度小于压缩屈服强度;相同温度下该合金抗压强度大于抗拉强度,压缩的最大应变量大于拉伸的最大应变量;在拉伸时,合金裂纹多为穿晶扩展,二次裂纹导致合金在25～200℃迅速脆断;在压缩时,合金内部出现孪晶带,使其压缩变形能力增强。     

磷酸二氢钾晶体单点划痕试验研究

使用单颗粒划痕试验来研究磷酸二氢钾(Potassium dihydrogen phosphate,KDP)晶体摩擦磨损特性,同时采用高频记录仪对划痕过程中晶体的力学行为数据进行采集。利用光学显微镜和扫描电子显微镜观察划痕的表面形貌并分析其去除机理。比较不同划痕方向的摩擦因数μ,结果表明μ是随着划痕位移s的增加而增加。当s3mm时,μ的增加比较平缓,此时晶体以塑性去除为主;当s3mm时,μ发生剧烈的振荡,此时晶体以脆性去除为主。不同划痕方向产生的沟槽侧向裂纹密度随着法向加载的增大而变得密集,最后出现破碎和崩裂,但是侧向裂纹扩展方向与划痕方向所成角度有所差异,这是KDP晶体复杂的滑移系造成的。为了观测划痕产生的亚表面损伤,试验使用截面抛光法和择优腐蚀法,并测定损伤层深度。结果表明,沿[100]晶向的划痕损伤深度最大,且基本上无波动;对于沿[110]和[120]的亚表面划痕损伤深度有很大的波动现象,但在初始划痕阶段沿[120]的划痕损伤深度相对较小。     

疲劳裂纹扩展中停留机制的考察

采用高精度局部柔度测量技术,对结构钢SM400进行两种阶梯式变载条件下的疲劳试验,考察疲劳裂纹扩展中迟滞回线的形态变化与裂纹停留的关系.基于循环载荷中柔度变化与裂纹开闭口以及裂纹尖端附近应力分布的关系,讨论不同载荷方式下裂纹停留的形成机制.结果表明,裂纹停留意味着循环加载过程中裂纹尖端既不形成拉伸塑性区,也不形成压缩塑性区.疲劳裂纹停留在最大载荷时的裂纹形态有"裂尖锐型"和"裂尖钝型".基于最大载荷和最小载荷后残留在裂纹表面的拉伸变形层确定载荷FRCPG和FRPG,能够获悉在最大和最小载荷时出现塑性区引起裂纹扩展的等价波形,可用于随机载荷波形的计数,为发展工程结构的剩余寿命预测提供一种理论依据.     

10Ni3MnCuAl钢动态断裂过程中二次裂纹扩展机制

研究了１０Ｎｉ３ＭｎＣｕＡｌ模具钢动态断裂过程中二次裂纹扩展现象。结果表明，二次裂纹扩展与动态断裂裂纹由韧窝向准确理形态转变相一致。根据位错贫化带理论，裂纹尖端发垢位错将在沉淀析出的金属间化合物前塞积和缠结。     

对2024铝合金疲劳裂纹扩展寿命进行预测

通过二维弹塑性有限元计算得到Ⅰ型静态裂纹在常幅疲劳载荷下裂纹尖端塑性应变能,进而获得裂纹尖端塑性应变能和应力强度因子幅值的非线性关系;根据能量平衡概念,建立了裂纹扩展速率与裂纹尖端塑性应变能的关系。由此得到一种基于裂纹尖端塑性应变能的疲劳裂纹扩展寿命预测模型,利用该模型预测了中心裂纹平板的疲劳裂纹扩展寿命,预测结果与试验值吻合得很好。     

β型Ti40阻燃钛合金铸态组织高温变形的微观组织

Ti40(Ti-25V-15Cr-0.2Si)阻燃钛合金是β型钛合金。铸态组织中存在不同位向的孪晶,大孪晶中有许多平行的二次孪晶,沿孪晶界诱发微裂纹;高于850°C变形因动态回复形成了位错亚晶,变形温度越高亚晶越明显;850～1000°C变形孪晶与晶界交互作用及孪晶间的交互作用产生了微裂纹;孪晶的精细结构为位错;1100°C变形合金中不存在孪晶,在一些区域存在层错     

直流脉冲电流对7475铝合金超塑性变形中位错运动的影响

研究了直流脉冲电流对7475铝合金超塑性拉伸时的力学性能的影响。结果表明：脉冲电流能显著提高7475铝合金的伸长率,稍微降低其变形流动应力。透射电镜观察发现晶内位错从杂乱无章的状态调整到顺电子流动的方向,各位错段相互平行排列;移动到晶界处的位错能继续以滑移-攀升的方式协调晶界处的变形。由于在超塑性变形中,晶界的变形占据主导地位,电子风在晶界处推动位错的运动,比在晶内的作用更能有效地提高7475铝合金的伸长率。