纳米孔洞对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响
发布时间：2021-06-07 18:03
采用分子动力学方法研究了预制纳米孔洞缺陷对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响。结果表明,与多晶Ni相比,单晶Ni能够提高单晶/多晶Ni复合体的抗拉强度。对比了孔洞位置分布对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响。模拟结果表明,处于单晶区域的纳米孔洞缺陷显著加剧了单晶/多晶Ni复合体界面的断裂。相反,孔洞处于多晶区域时,界面一侧的单晶Ni阻碍了多晶Ni侧非晶化的传播,抑制了孔洞向界面一侧的单晶扩展。随后讨论了界面孔洞的孔隙率对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响。结果表明,当孔隙率超过0.8%后,单晶/多晶Ni复合体的抗拉强度迅速下降。最后分析了当保持界面孔洞孔隙率不变的情况下空洞数量对拉伸性能的影响,结果显示,相比于大孔洞,分散的小孔洞具有更好的拉伸性能。
【文章来源】：金属学报. 2020,56(05)北大核心EISCICSCD
【文章页数】：9 页
【部分图文】：
单晶Ni和多晶Ni分子动力学模型及单晶/多晶Ni复合体预制孔洞示意图(预制孔洞中心相距d=4、8或10 nm)
为了直观地观察孔洞演化机理，对试样做切片处理，观察单晶/多晶Ni复合体变形过程中的原子图。图4为不同应变下不同预制孔洞位置时单晶/多晶Ni复合体拉伸原子图。从图4a和b可以看出，孔洞伴随晶界的滑移，不仅穿过了界面，并在单晶与多晶晶体内部迅速扩展，此时单晶/多晶Ni复合体界面进一步缩小。一方面，由于应力集中引起的孔洞处的原子迁移，以及向多晶外边缘的扩展，使嵌入的孔洞逐渐增大；另一方面，随着孔洞半径的增大，抗拉强度逐渐下降，其原因是处于平衡位置的原子振动更加剧烈，更容易发生迁移，诱发了孔洞在多晶部分的扩展，最终导致结构不稳定，直至破坏，如图4c所示。图4 不同应变(ε)下单晶预制孔洞半径为0.6 nm，多晶预制孔洞半径为0.5 nm和单晶/多晶界面预制孔洞半径为0.6 nm的拉伸原子图
图3 无预制孔洞和不同位置预制孔洞单晶/多晶Ni复合体的拉伸应力-应变曲线从图4d中可以看出，试样弛豫后几何构型比较规则，加载后原子呈现无序化，模型有少量的变形。但随着应变的增加，形变储存能也随之上升，孔洞开始扩展。位错主要集中在界面层和多晶体一侧，从图4e中可以看出，在塑性流动过程中发生应力诱导晶化现象，晶化程度随着应变的增加而加剧。在屈服阶段时fcc结构原子迅速转变为无序的非晶结构。此时单晶/多晶Ni复合体的变形机制转变为大规模的非晶化。由于加载引起的塑性变形，从图4e和f中可以看出明显的位错滑移线，预制孔洞在多晶体内部迅速扩展，这可能是由于变形量的增加使系统能量也随之上升所致，原子开始摆脱晶格点阵控制，加速了孔洞扩展，正是孔洞的扩展导致了应力的下降。从图4f还可看出，孔洞并未穿越单晶/多晶Ni复合体界面，随应变的继续增加，孔洞继续向两侧扩展，直至材料的断裂。
【参考文献】：
期刊论文
[1]纳米单晶γ-TiAl合金应变速率效应分子动力学模拟[J]. 罗德春,张玲,付蓉,曹卉,芮执元. 稀有金属材料与工程. 2018(03)
[2]单晶γ-TiAl中孔洞尺寸对裂纹扩展影响的分子动力学模拟[J]. 芮执元,曹卉,罗德春,陈文科,杨利,剡昌锋. 稀有金属材料与工程. 2017(09)
[3]石墨烯/铜复合材料剪切性能的分子动力学模拟[J]. 华军,宋郴,段志荣,肖攀. 复合材料学报. 2018(03)
[4]空洞对镍基单晶合金纳米压痕过程的影响[J]. 杨彪,郑百林,胡兴健,贺鹏飞,岳珠峰. 金属学报. 2016(02)
[5]某型航空发动机整体叶盘强度分析[J]. 刘涛,邓强,刘源,龙超. 机械研究与应用. 2015(04)
[6]整体叶盘对涡轮叶盘间传热强化的数值研究[J]. 秦德胜,陈宝延,孙纪宁. 战术导弹技术. 2015(02)
[7]石墨烯/Cu复合材料力学性能的分子动力学模拟[J]. 郭俊贤,王波,杨振宇. 复合材料学报. 2014(01)
[8]纳米单晶铜中孔洞拉伸变形的分子动力学模拟[J]. 刘光勇. 原子与分子物理学报. 2004(S1)
硕士论文
[1]纳米双晶铜单向拉伸力学行为的分子动力学模拟[D]. 张宁.华中科技大学 2008
[2]金属单晶拉伸力学性能及缺陷行为的分子动力学模拟[D]. 郑茂.南京理工大学 2007
本文编号：3217043
【文章来源】：金属学报. 2020,56(05)北大核心EISCICSCD
【文章页数】：9 页
【部分图文】：
单晶Ni和多晶Ni分子动力学模型及单晶/多晶Ni复合体预制孔洞示意图(预制孔洞中心相距d=4、8或10 nm)
为了直观地观察孔洞演化机理，对试样做切片处理，观察单晶/多晶Ni复合体变形过程中的原子图。图4为不同应变下不同预制孔洞位置时单晶/多晶Ni复合体拉伸原子图。从图4a和b可以看出，孔洞伴随晶界的滑移，不仅穿过了界面，并在单晶与多晶晶体内部迅速扩展，此时单晶/多晶Ni复合体界面进一步缩小。一方面，由于应力集中引起的孔洞处的原子迁移，以及向多晶外边缘的扩展，使嵌入的孔洞逐渐增大；另一方面，随着孔洞半径的增大，抗拉强度逐渐下降，其原因是处于平衡位置的原子振动更加剧烈，更容易发生迁移，诱发了孔洞在多晶部分的扩展，最终导致结构不稳定，直至破坏，如图4c所示。图4 不同应变(ε)下单晶预制孔洞半径为0.6 nm，多晶预制孔洞半径为0.5 nm和单晶/多晶界面预制孔洞半径为0.6 nm的拉伸原子图
图3 无预制孔洞和不同位置预制孔洞单晶/多晶Ni复合体的拉伸应力-应变曲线从图4d中可以看出，试样弛豫后几何构型比较规则，加载后原子呈现无序化，模型有少量的变形。但随着应变的增加，形变储存能也随之上升，孔洞开始扩展。位错主要集中在界面层和多晶体一侧，从图4e中可以看出，在塑性流动过程中发生应力诱导晶化现象，晶化程度随着应变的增加而加剧。在屈服阶段时fcc结构原子迅速转变为无序的非晶结构。此时单晶/多晶Ni复合体的变形机制转变为大规模的非晶化。由于加载引起的塑性变形，从图4e和f中可以看出明显的位错滑移线，预制孔洞在多晶体内部迅速扩展，这可能是由于变形量的增加使系统能量也随之上升所致，原子开始摆脱晶格点阵控制，加速了孔洞扩展，正是孔洞的扩展导致了应力的下降。从图4f还可看出，孔洞并未穿越单晶/多晶Ni复合体界面，随应变的继续增加，孔洞继续向两侧扩展，直至材料的断裂。
【参考文献】：
期刊论文
[1]纳米单晶γ-TiAl合金应变速率效应分子动力学模拟[J]. 罗德春,张玲,付蓉,曹卉,芮执元. 稀有金属材料与工程. 2018(03)
[2]单晶γ-TiAl中孔洞尺寸对裂纹扩展影响的分子动力学模拟[J]. 芮执元,曹卉,罗德春,陈文科,杨利,剡昌锋. 稀有金属材料与工程. 2017(09)
[3]石墨烯/铜复合材料剪切性能的分子动力学模拟[J]. 华军,宋郴,段志荣,肖攀. 复合材料学报. 2018(03)
[4]空洞对镍基单晶合金纳米压痕过程的影响[J]. 杨彪,郑百林,胡兴健,贺鹏飞,岳珠峰. 金属学报. 2016(02)
[5]某型航空发动机整体叶盘强度分析[J]. 刘涛,邓强,刘源,龙超. 机械研究与应用. 2015(04)
[6]整体叶盘对涡轮叶盘间传热强化的数值研究[J]. 秦德胜,陈宝延,孙纪宁. 战术导弹技术. 2015(02)
[7]石墨烯/Cu复合材料力学性能的分子动力学模拟[J]. 郭俊贤,王波,杨振宇. 复合材料学报. 2014(01)
[8]纳米单晶铜中孔洞拉伸变形的分子动力学模拟[J]. 刘光勇. 原子与分子物理学报. 2004(S1)
硕士论文
[1]纳米双晶铜单向拉伸力学行为的分子动力学模拟[D]. 张宁.华中科技大学 2008
[2]金属单晶拉伸力学性能及缺陷行为的分子动力学模拟[D]. 郑茂.南京理工大学 2007
本文编号：3217043
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