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纳米尺度黏着接触和裂纹扩展的准连续介质方法研究

梅继法  
【摘要】: 研究纳米尺度下材料的特殊力学行为是一个涉及材料、物理等学科的复杂的课题。在这一尺度下,存在三个比较典型而富有意义的方向:(1)宏观尺度中未曾表现或可忽略的物理量,如材料的各向异性、黏着力、表面能成为影响材料和纳米器件的重要因素,研究这些因素对材料行为的影响变得极为重要。(2)材料科学中表征材料的参数,如堆垛层错能和孪晶能以怎样的方式影响和决定材料的变形机理并反映于材料的力学性质中。(3)宏观尺度下的连续介质理论在纳米尺度模型的适用性考察:连续介质模型什么尺度下仍然能适用?不适用的边界在哪里? 为了能尽可能的考察纳米尺度模型中出现的上述问题。我们采用准连续介质方法研究面心立方(FCC)或体心立方(BCC)金属的三个方面:镍(Ni)压头压入并拔出铜(Cu)基体的黏着接触行为和黏着接触各向异性行为;钽(Ta)的广义面错能和孪晶能及其对Ⅱ型裂纹尖端塑性变形机理的揭示;四种晶向选择下,具有初始裂纹的单晶钽(Ta)的裂纹扩展行为。通过这三个主题的研究发现: (1)在黏着接触研究中,采用远大于分子动力学(MD)中的压头研究Ni压头和Cu基体的黏着接触。通过压深-载荷曲线和原子的组态的考察发现:压头压入和拔出体过程中,基体内部会形成一个非常大的塑性变形区。而且当压头完全拔出基体后,基体表面遭到严重破坏,基体深处仍然存有塑性变形。这表明纳米尺度的黏着作用对材料的破坏有非常大的影响;通过运用广义面错能曲线(GPF)发现单晶Cu形成孪晶层错结构需要克服的能垒(γutf-γsf)小于形成堆垛层错结构所需克服的不稳定堆垛层错能(γusf),这揭示了黏着接触过程中形变孪晶这一重要塑性变形产生的原因;黏着断裂中缩颈的断裂主要分为两种方式:压头回撤初期阶段的原子重排和末期阶段原子层沿易滑移面的剪切断裂;将模拟得到的黏着接触断裂的临界分离力(Fc)及临界半带宽(αc)和JKR理论值进行比较发现,两者存在偏差,模拟值是理论值的两倍左右。 (2)考察单晶钽(Ta)的(112)面沿[111]方向滑移时的广义堆垛层错能和广义孪晶能曲线发现:广义堆垛层错能曲线不存在能量极小值,这表明Ta内部不会形成单层的堆垛层错结构,位错只能以全位错形式发射;不同厚度的广义孪晶能曲线表明四个原子层的孪晶是亚稳定的,五层的孪晶是比较稳定的稳定孪晶;通过单晶Ta的Ⅱ型裂纹尖端的初始塑性变形研究发现,形变孪晶的产生和全位错的发射是裂纹尖端同时共存的两种塑性变形机理。裂纹尖端的初次塑性变形形成四个原子层厚的孪晶,随后迅速扩展为五层以至更高层。此外还发现全位错沿[111]晶向向裂纹尖端的前方发射。裂纹尖端的塑性变形验证了广义层错能曲线和广义孪晶能曲线能够较好地揭示了全位错和多原子层孪晶的产生。 (3)对四种晶向下具有初始裂纹的单晶Ta的Ⅰ型加载过程研究发现,四种晶向的裂纹表现出不同的脆塑性断裂机理:(Ⅰ)晶向为x[010],y[100]和z[001]时,裂纹所在的面具有较大的表面能,裂纹前方没有易滑移面,初始裂纹由初始时具有较大表面能的裂纹面转移到表面能较小的(110)面,但是裂纹扩展以脆性形式为主。(Ⅱ)晶向为x[110],y[110]和z[001]时,裂纹所在面具有较小的表面能,裂纹前方没有易滑移面,应力强度因子为2.41K*Ic时初始裂纹沿原裂纹面脆性扩展。(Ⅲ)x[100],y[011]和z[011]时,裂纹所在面具有较小表面能,但裂纹前方具有易滑移面。裂纹扩展时裂纹尖端通过沿[111]和[111]方向发射全位错的形式使得裂纹尖端钝化。裂纹的钝化进一步导致裂纹尖端产生明显的相变,BCC形式的晶格排列转化为更加稳定的HCP形式,进一步抑制了裂纹的扩展。(Ⅳ)x[110],y[001]和z[110]时,裂纹在3.29K*Ic发生初次塑性变形。在这一晶向下,形变孪晶是裂纹尖端最主要的塑性变形形式,裂纹前方形成了较长的孪晶带,且随着加载孪晶带逐渐变宽。模拟发现裂纹大致沿着孪晶界的方向扩展。 (4)针对裂纹尖端四种不同的塑性和脆性断裂形式,提出利用变量ξ作为判定裂纹脆性还是塑性扩展的主要依据。这一变量一方面和初始裂纹所在面的表面能及位错发射的不稳定堆垛层错能有关,另一方面还与易滑移方向(位错发射方向)与裂纹尖端方向有关。ξ越大,裂纹就以脆性扩展为主;ξ越小时,裂纹倾向于伴随全位错或形变孪晶形式的塑性扩展。模拟结果证实了这一裂纹脆塑性扩展判定准则的正确性。


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