磨粒刮擦诱导单晶镍微结构演化与塑性去除行为的纳观分析

基于分子动力学模拟,从原子水平研究了单晶镍刮擦诱导的微结构演变和塑性去除,重点分析了不同晶面的微结构演变特征和塑性去除差异,阐明了在滑动刮擦和滚动刮擦工况下塑性的去除规律,揭示了微结构演化和塑性去除的机制。结果表明,在紧密接触区产生的应力集中不仅是单晶镍位错滑移的源动力,而且是FCC结构向HCP结构转变和材料塑性去除产生磨屑的主因。发生磨粒刮擦时Ni(110)晶面出现最大的水平切向力,磨粒刮擦时在Ni(110)晶面内形成了具有水平滑移特征的HCP结构,其中位错滑移是其磨屑比Ni(100)和Ni(111)晶面多的主因。在同等刮擦条件下,Ni(110)晶面的塑性环脱落行为滞后。同时,密排堆垛层错行为和磨损表面的剪切应变都表现出显著的晶面选择性。与滑动刮擦相比,滚动刮擦时镍原子显著地粘附于磨粒的外表面,是切向力在刮擦过程中大幅度振荡的主要原因。     

不同温度硅纳米薄膜在表面重构下杨氏模量的分子动力学研究

采用分子动力学方法计算了100K到800K之间（001）面硅纳米薄膜（1nm,2nm厚）[110]与[1—10]两个方向上的杨氏模量。2×1表面重构形成了dimmer键,使[110]方向杨氏模量大于[1—10]方向杨氏模量。纳米薄膜的杨氏模量随着温度升高而下降。热膨胀导致了温度效应。当尺度到达纳米尺度,表面重构和温度效应更加明显。     

热蒸发法碳化硅纳米晶须阵列的合成与表征

在1600℃不同真空度下, 采用热蒸发硅的方法, 在石墨基板和聚丙烯腈(PAN)炭纤维两种碳源基体原位生长具有一定取向的碳化硅纳米晶须——垂直于石墨片表面森林状和试管刷状碳化硅纳米晶须阵列。通过X射线衍射及场发射扫描电镜, 发现晶须为3C-SiC, 直径约100nm, 长度约50μm。炭纤维表面的产物顶端多为针尖状, 而石墨片表面的产物多为六方棱柱状。因其纳米尺寸效应, 在380nm波长的光激发下, 所制晶须在波长为468nm 附近出现光致发光峰。透射电镜、 多点衍射电子衍射图表明, 所制得的3C-SiC晶须为单晶, 其生长方向为3C-SiC的[111]方向。基于反应过程中硅熔体与碳源分离的事实, 讨论了3C-SiC晶须阵列生长的气固反应机理。      

超细晶粒对纳晶材料断裂韧性的影响

为了研究纳米晶体材料的断裂韧性,该文建立了一个包含两种晶粒的材料模型:超细晶粒(2nm~4nm)和普通纳晶晶粒(20nm~100nm)。超细晶粒可以看作普通纳晶晶粒三晶交的组成部分,并称包含超细晶粒的三晶交为超级三晶交,且均匀地分布在普通纳晶的基体中。裂纹尖端的应力集中会引起晶间滑移,晶间滑移又会导致超级三晶交处刃型位错的产生。该文研究了超级三晶交处的位错对临界应力强度因子的影响,结果表明超细晶粒的存在有效地提高了纳米晶体材料的断裂韧性。     

用脉冲电流处理后疲劳铜单晶的位错行为

将[233]共面双滑移取向的铜单晶体在两种恒塑性应变幅下进行循环疲劳，形成密度不同的位错结构．用高密度脉冲电流对疲劳铜单晶体处理后，试祥中位错的结构由单纯的脉络结构转化成位错胞状结构．高密度脉冲电流处理引起的热压应力不但加强了主滑移系位错的运动，还使共面次滑移系开动，在主滑移系位错和共面次滑移系位错的共同作用下导致位错胞状结构的形成。     

[110]取向DD3镍基单晶合金的组织结构及蠕变行为

通过蠕变曲线的测定及微观组织观察,研究了[110]取向镍基单晶合金的组织结构与蠕变行为。结果表明,经完全热处理后,合金中立方γ′相沿〈100〉取向规则排列;蠕变期间合金中形成筏状γ′相的取向与应力轴方向成45°角,蠕变后期在近断口区域筏状γ′相发生扭折。在1040℃、137MPa条件下,合金在稳态蠕变期间具有较高的应变速率和较短的蠕变寿命,而蠕变期间的变形特征是位错在γ基体通道中滑移和剪切筏状γ′相;其中,γ′相形成筏状结构后,沿与应力轴成45°角的基体通道承受最大剪切应力,使蠕变位错易于在基体通道中滑移,是使合金具有较大应变速率的主要原因。     

轧制过程中等规聚丙烯的织构进展

借助广角X射线衍射法对轧制过程中等规聚丙烯(iPP)材料的织构进展进行了极图的测量和取向分布函数(ODF)的计算,分析了冷轧过程中iPP的塑性变形机制。结果发现,轧制过程中iPP的主要塑性变形机制仍然是晶体学滑移,首先启动的滑移系是(010)[001]链滑移,其次是(100)[001]链滑移,期间没有发现明显的(110)[001]链滑移。轧制后iPP材料中形成的是含有几种(hk0)[001]织构组分的[001]//RD丝织构,大分子链沿轧制方向排列。     

Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金表面细晶的表征方法

采用超声冲击的方法对Ti3Zr2Sn3Mo25Nb钛合金进行表面强化，采用扫描电镜、透射电镜、电子背散射衍射仪、X射线衍射仪等设备对其表面细晶进行表征。结果表明：超声冲击后，钛合金表面获得了深度约为35μm的强塑性变形层；钛合金表面可观察到明显纳米级的非晶团簇和密集的滑移线，细晶形成的主要原因为位错滑移，位错滑移的主方向为<111>;超声冲击后，材料的表面残余压应力约为250 MPa,晶格常数略有降低，β相的特征峰强度变大，α相的特征峰宽度变大。     

一个特殊单滑移取向铜单晶疲劳位错结构研究

为了更细致地揭示面心立方金属单晶体的循环变形机制,利用扫描电镜电子通道衬度(SEM-ECC)技术观察研究了Schmid因子为0.5的[41841]单滑移取向铜单晶体的循环饱和位错结构.实验表明,在单滑移铜单晶体中,胞结构除了在高应变幅下的循环变形中出现外,还可能出现在循环应力-应变(CSS)曲线平台区的较低塑性应变幅下.驻留滑移带(PSBs)会随应变幅的增大而在试样表面聚集成内部含有位错胞的粗滑移带,带内的位错胞结构被认为是由于带内滑移阻力增大引起的应变集中所致形成的.此外,CSS曲线高应变幅区起始部分对应的循环饱和位错结构观察揭示出迷宫结构和胞结构是由PSBs逐渐演变而成的.     

FGH95粉末镍基合金的组织结构与蠕变特征

通过蠕变曲线的测定及组织形貌的观察,研究了FGH95粉末镍基合金的蠕变行为及变形特征.结果表明:FGH95粉末镍基合金在试验的温度和应力范围内,具有明显的施加温度和应力敏感性,并测算出合金的蠕变激活能和应力指数.合金的组织结构由一次、二次、三次γ'相及弥散分布的碳化物组成,在粉末颗粒之间具有较宽的晶界.蠕变期间,在合金晶粒内的变形以单取向或双取向滑移方式进行,并在滑移迹线附近有细小碳化物析出,而较宽的晶界由于剧烈变形可发生碎化形成细小晶粒.合金在蠕变期间的微观变形机制是位错发生双取向滑移,其中(1/2)《110》位错在γ基体相中运动,《110》超位错存在于γ'相内,而层错的形成是由于《110》超位错分解为(1/3)《112》超肖克莱不全位错所致.     

硅纳米板杨氏模量的尺度效应

硅微机械加工的梁、桥和板是微纳器件的基本结构;杨氏模量是描述力学性能的基本参数．用半连续方法计算了不同厚度的（001）硅纳米板沿[100]方向和[110]方向的应变能,并由此得到了两个方向上的杨氏模量．结果表明,沿[100]和[110]方向的硅纳米板杨氏模量均随着板厚度的减小而减小,并且减小的趋势随着板厚度的减小越来越明显,当板厚度逐渐增加超过50nm时,两个方向上的杨氏模量均趋于定值,且都接近体硅的值．     

K3C60晶体中钾离子的平衡位置

分析八面体空隙中心碱金属的相互作用势能, 研究碱金属沿[111]、[110]和[100]三个不同方向移动时, 势能的变化情况, 结果表明, 对于K3C60晶体, K+离子在三个不同方向上都存在非中心平衡位置, 而且在三个不同方向上, 非中心平衡位置相对中心的偏移量不同, 在[111]轴上为0.98, 在[110]轴方向上为0.78, 在[100]方向上为0.56, 在[111]轴方向的非中心的势能是最小值, 为-508.59meV.通过对计算结果的分析, 认为非中心平衡位置的出现应归因于短程相互作用, 其中与C60的相互作用是最主要的, 其势能最低点对应的位置不在中心;三个不同方向的非中心平衡位置偏离中心距离不同, 是因为与之对应晶面上的C60面密度不同.     

Cu析出物对α-Fe辐照硬化贡献机理研究

采用分子动力学方法对α-Fe基中不同尺寸(直径0.5-2.5 nm)共格Cu析出物和刃型位错1/2(111){110}的相互作用进行了研究,并深入探讨了不同温度(100-600 K)和不同作用位置对析出物和位错相互作用的影响规律.结果表明,随着析出物尺寸的增加,位错受到的阻碍作用随之增大.该现象源于析出物尺寸增加导致位错通过时切割面积增大.同时温度的升高,降低了析出物对位错的阻碍作用,经对比发现1.0 nm、1.5 nm和2.0 nm Cu析出物的临界剪切应力从100 K升温至600 K时平均降低了0.049 Gb/L,而在100 K、200 K、300 K、450 K和600 K环境下Cu析出物尺寸从1.0 nm增至2.0 nm时,临界剪切应力平均升高0.096 Gb/L,说明析出物尺寸对位错运动阻碍作用的影响大于温度.位错在不同位置通过析出物时,发现从析出物中心通过时受到的阻碍作用最大,且当位错滑移面离析出物中心相等垂直距离时,位错从析出物上半部分通过时受到的阻碍作用均大于下半部分.这可能是由于位错滑移面下方的拉应力场和Cu析出物的压应力场相互作用贡献较大,导致位错运动受到了较大的阻碍作用.     

纳米Ni和Ni/SiCp纳米复合材料的超塑性

研究了用电沉积方法制备的纳米Ni和Ni/SiCp纳米复合材料的超塑特性,在试验温度410℃和450℃,应变速率为8.3×10-4s-1～5×10-2s-1的条件下,纳米Ni和Ni/SiCp纳米复合材料均表现出超塑性.当温度为450℃、应变速率为1.67×10-2s-1时,在Ni/SiCp中获得最大延伸率为836%;在同样的温度下应变速率为1.67×10-3s-1时纳米Ni获得最大延伸率为550%.对超塑性变形后组织的分析表明,晶界滑移是主要变形机制,晶粒长大至亚微米/微米量级后,变形机制是位错协调晶界滑移和位错滑移塑性.     

一种4.5%Re镍基单晶合金在980℃蠕变期间的变形与损伤机制

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了一种Re含量为4.5%Re(质量分数,下同)的镍基单晶合金的高温蠕变行为、变形和损伤机制。结果表明,4.5%Re合金在980℃/300MPa的蠕变寿命为169h。蠕变初期,合金中立方γ′相转变为垂直于应力轴的N型筏状结构。稳态蠕变期间,合金的变形机制为位错在基体中滑移和攀移越过筏状γ′相。蠕变后期,合金的变形机制为位错在基体中滑移和剪切进入筏状γ′相。由于γ基体通道较窄,位错在基体通道中滑移所需的阻力较大。剪切进入γ′相的110超位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成K-W锁,从而抑制位错的滑移和交滑移,这是合金具有较好蠕变抗力的主要原因。主/次滑移位错的交替开动,可致使筏状γ′相扭曲,并促使裂纹在筏状γ/γ′两相界面萌生;裂纹沿垂直于应力轴方向扩展,直至断裂,这是合金的蠕变断裂机制。     

单晶Ag基底上YBCO膜外延机理的研究

采用PLD方法在(100),(110)和(111)3种单晶Ag上沉积YBCO超导膜,从实验结果可知,在(100),(110)Ag单晶上沉积的YBCO膜是外延生长的,都具有良好的双轴取向,在(100)单晶上的外延关系(001)YBCO ||{100}Ag,[100]YBCO或[010]YBCO||<100>Ag.在(110)单晶上的外延关系(001)YBCO ‖{110}Ag,[100]YBCO或[010]YBCO ‖<100>Ag.但在(111)Ag单晶上沉积的YBCO膜只有很强的c-轴织构,面内取向不唯一.我们从晶格错配率的角度研究了其外延机理,对实验结果给予了合理的解释.     

运动速度和固体晶面对边界滑移影响的实验研究

为了研究微纳米间隙中流体的流动特性,采用原子力显微镜(AFM)对微纳米间隙中的受限液体润滑剂与基底固体间的边界滑移进行实验研究,探索运动速度和固体晶面对边界滑移的影响.实验中对AFM的探针进行了修饰,在探针顶端粘了一个小球.实验采用的液体样品为季戊四醇油酸酯,分子式为C77H140O8,固体样品为Si(100)、Si(110)和Si(111)3种晶面的Si片.采用相对速度法对实验数据进行处理.结果表明:在19~89μm/s的相对趋近速度下,Si(100)与季戊四醇油酸酯界面均会产生边界滑移,并且随速度增大,滑移增大.通过对实验数据分段拟合得到不同球-盘间距、速度和晶面条件下的滑移长度.在趋近速度为19μm/s的情况下,Si的3种晶面均会产生边界滑移,当球-盘间距小于100 nm时,晶面对边界滑移的影响较大,滑移量按Si(100)Si(111)Si(110)依次增大.原因是边界滑移量还与晶面的表面自由能有关,Si(100)晶面表面自由能最大,对液体分子的吸引力最大,从而使得剪切力不易克服吸引力而产生的边界滑移最小.     

大面积α-Fe_2O_3纳米带的热氧化制备及其磁性能

通过电热板在空气中直接加热氧化沉积在硅基片上的Fe膜,在其表面上获得大面积α-Fe2O3纳米带,这一方法为制备大面积氧化物纳米结构提供了一种非常简单的工艺。研究了所制备的α-Fe2O3纳米带的形貌、晶体结构、生长机制及其磁性能。α-Fe2O3纳米带呈尖锐状并沿[110]方向垂直基片生长,其顶端为10~50nm,长度为几百纳米至几微米。α-Fe2O3纳米带在较低温度下的生长过程是一种扩散机制。α-Fe2O3纳米结构的Morin温度TM、Néel温度TN分别为113和814K,与其块体材料相比均降低了150K左右。     

纳米划痕测试在材料研究领域的最新进展

纳米划痕测试是近20年发展起来的一种新兴的材料力学性能测试手段.在介绍纳米划痕测试技术的基础上,重点论述了纳米划痕测试在结构材料、电子材料和生物材料方面的最新进展,并展望了今后纳米划痕测试的应用.     

单晶镍基合金的层错能及其对蠕变机制的影响

通过对合金进行不同温度层错能的计算、蠕变性能测试及位错组态的衍衬分析,研究温度对单晶镍基合金层错能和蠕变机制的影响。结果表明:合金在760℃具有较低的层错能,其蠕变期间的变形机制是〈110〉超位错剪切进入γ′相,其中,切入γ′相的位错可分解形成(1/3)〈112〉位错+(SISF)层错的位错组态。随温度的提高,合金的层错能增大,合金在1070℃蠕变期间的变形机制是〈110〉螺、刃超位错剪切进入γ′相。在980℃,合金的层错能介于760~1070℃之间,蠕变期间的主要变形机制是〈110〉螺、刃超位错剪切进入γ′相,其中,剪切进入γ′相的螺位错由{111}面交滑移至{100}面,形成(1/2)〈110〉不全位错+反向畴界(APB)的K-W锁位错组态,这种具有面角非平面芯结构的K-W锁可抑制位错的交滑移,提高合金的蠕变抗力。其中,蠕变期间较低的应变速率仅释放较少的形变热,不足以激活K-W锁中的位错在{111}面滑移,是K-W锁在980℃得以保留的主要原因。