（化工过程机械专业论文）纳晶材料微观损伤断裂演化分析与研究.pdf

硕士学位论文 摘要 为了系统地分析纳晶材料的断裂过程，本文首先研究了纳晶材料的变形机理和微结 构，发现了纳晶材料存在韧脆性的转变，并对纳晶材料三晶交超级三晶交处裂纹的萌生 机理进行了探究。基于纳晶材料三晶交裂纹萌生机理，本文采用能量守恒定律定量分析 了裂纹的起裂条件。裂纹稳定起裂时，外力所做的功等于特定旋转变形、晶界滑移和晶 界扩散所释放的能量。并相应计算了裂纹尖端应力场、旋转变形能、晶界滑移能和晶界 扩散能。另一种名为最大等效裂纹能量释放准则的能量法也被用来评价裂纹的起裂。接 着，本文提出了在均匀拉伸应力下的纳米金属薄膜三晶交处孔洞的生长模型，变形的纳 米金属薄膜内三晶交孔洞是由通过三晶交的晶界滑移引起的。孔洞的生长率受晶界扩散 以及孔洞表面能，晶界能和应变能的影响。最后讨论了均匀拉伸变形下的相关应力松弛 问题，并计算了有效应力松弛距离。 本文的主要研究内容和结论如下： ( 1 ) 在本模型中，伴随着通过纳晶材料三晶交超级三晶交的晶界滑移，晶界位错 和楔形旋转极子在三晶交超级三晶交处堆积，导致微孔洞成核。同时，晶界扩散缓解了 局部应力，抑制了孔洞的萌生。 ( 2 ) 定量分析了纳晶材料塑性变形过程中晶界位错在超级三晶交处的转换。结果表 明超级三晶交处裂纹的萌生要困难些。 ( 3 ) 基于能量守恒定律，特定旋转变形能和晶界扩散能部分释放了裂纹尖端的局部 应力，进而抑制了裂纹的起裂，而晶界滑移促进了裂纹的起裂。如果先前的机理起主要 作用，裂纹起裂被抑制从而增强了纳晶材料的断裂韧性。如果第二种机理起主要作用， 裂纹将起裂。 ( 4 ) 基于孔洞生长模型，孔洞生长率取决于外界应力，比值x = p r 和与晶界扩散相 关的材料系数。 ( 5 ) 进一步分析了表面能，应力，屈服强度和晶粒尺寸对孔洞生长过程的影响。结 果表明，与孔洞表面能相比，晶界能对孔洞增长率的影响很小；静应力对孔洞生长有一 定的影响，当外界应力一定时，孔洞越大，孔洞增长率越小直到孔洞汇合。 ( 6 ) 应力松弛对孔洞生长也有一定的影响，它不仅抑制了孔洞和裂纹的成核，而且 影响孔洞的生长率。 摘要 关键词：纳晶材料孔洞生长裂纹起裂力学性能 硕士学位论文 a b s t r a c t i no r d e rt oa n a l y z et h ef r a c t u r ep r o c e s si nn a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l ss y s t e m i c a l l y , t h e d e f o r m a t i o nm e c h a n i s m sa n dm i c r o s t r u c t u r eo fn a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l sa r ef i r s t l ys t u d i e d ， a n dt h et r a n s i t i o nf r o mb r i t t l ef r a c t u r et od u c t i l ef r a c t u r ei sf o u n d t h en u c l e a t i o nm e c h a n i s m s o fv o i d sa tt r i p l ej u n c t i o n s s u p e rt r i p l ej u n c t i o n si nn a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l sa r es u g g e s t e d f u r t h e r m o r e ，a ne n e r g yb a l a n c em e t h o dt oc a l c u l a t et h e n u c l e a t i o no fc r a c ka tt r i p l ej u n c t i o n s i sd e v e l o p e d i nt h es t e a d ys t a t eo fc r a c ki n i t i a t i o n ，w o r kd o n eb ya na p p l i e ds t r e s s i s c o n s i d e r e dt ob ed i s s i p a t e da sh e a tb ys p e c i f i cr o t a t i o n a ld e f o r m a t i o n ，g r a i nb o u n d a r ys l i d i n g a n dd i f f u s i o n t h es t r e s sf i e l da tc r a c kt i p s ，t h ee n e r g i e so fr o t a t i o n a ld e f o r m a t i o n ，g r a i n b o u n d a r ys l i d i n ga n dg r a i nb o u n d a r yd i f f u s i o na r ec a l c u l a t e d a n o t h e re n e r g ya p p r o a c hn a m e d t h em a x i m u me q u i v a l e n te n e r g yr e l e a s er a t ec r i t e r i o ni sa l s op r o p o s e dt oe v a l u a t et h ec r a c k i n i t i a t i o n t h e n ，at h e o r e t i c a lm o d e lt h a td e s c r i b e st h eg r o w t ho fv o i d sa tt r i p l ej u n c t i o n si n n a n o c r y s t a l l i n em e t a lf i l md u r i n gu n i f o r mt e n s i l ec o n d i t i o n ，i n d u c e db yg r a i nb o u n d a r y ( g b ) s l i d i n gt h r o u g ht r i p l ej u n c t i o n si nd e f o r m e dn a n o c r y s t a l l i n em e t a lf i l mi sp r o p o s e d t h ev o i d g r o w t hr a t ec o n t r o l l e db yg r a i nb o u n d a r yd i f f u s i o nu n d e rt h ec o m b i n e di n f l u e n c eo fv o i d s u r f a c ee n e r g y , g r a i nb o u n d a r yi n t e r f a c ee n e r g ya n de l a s t i ce n e r g ys t o r e di nt h es o l i di s e v a l u a t e d s t r e s sr e l a x a t i o nd u r i n gu n i f o r mt e n s i o nd e f o r m a t i o ni sf i n a l l yd i s c u s s e d ；t h e e f f e c t i v es t r e s sr e l a x a t i o nd i s t a n c ei sa l s oc a l c u l a t e d t h em a j o rw o r ka n dc o n c l u s i o n sa r es u m m a r i z e da sf o l l o w s ： ( 1 ) i nt h ef r a m e w o r ko ft h em o d e l ，n a n o v o i d si nn a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l sa r en u c l e a t e d a t t r i p l ej u n c t i o n s s u p e rt r i p l ej u n c t i o n sd u et o t h ea c c u m u l a t i o no ft h eg r a i nb o u n d a r y d i s l o c a t i o nc h a r g ea n dw e d g ed i s c l i n a t i o nd i p o l e s ，w h i c ha c c o m p a n i e sg r a i nb o u n d a r ys l i d i n g t h r o u g ht r i p l ej u n c t i o n s s u p e rt r i p l ej u n c t i o n s 。m e a n w h i l e ，g r a i nb o u n d a r yd i f f u s i o nr e l i e v e s t h el o c a ls t r e s s e s ，w h i c hc a ns u p p r e s sv o i d sg e n e r a t i o n ( 2 ) t h et r a n s f o r m a t i o n so fg r a i nb o u n d a r yd i s l o c a t i o np i l e u p sa ts u p e rt r i p l ej u n c t i o n si n p l a s t i cd e f o r m a t i o np r o c e s s e si nn a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l sa r eq u a n t i t a t i v e l ya n a l y z e d t h e a n a l y s i sd e m o n s t r a t e st h a tt h ec r a c k sn u c l e a t e da ts u p e rt r i p l ej u n c t i o n sa r em o r ed i f f i c u l t ( 3 ) b a s e do nt h ee n e r g yb a l a n c em e t h o d ，s p e c i f i cr o t a t i o n a ld e f o r m a t i o na n dg r a i n i i i a b s t r a c t 。r _ 。 一_ 一 b o u n d a r yd i f f u s i o nr e l e a s e ，i np a r t ，l o c a ls t r e s s e sn e a rt h ec r a c kt i p ，t h u ss u p p r e s st h ec r a c k i n i t i a t i o n ，w h i l eg r a i nb o u n d a r ys l i d i n gc o n t r i b u t e st ot h ec r a c kg e n e r a t i o n i ft h ef o r m e r m e c h a n i s m sa r ed o m i n a n t ，c r a c k sg e n e r a t i o na r es u p p r e s s e da n d t h e r e b ye n h a n c et h ef r a c t u r e t o u g h n e s so fn a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l s i ft h es e c o n dm e c h a n i s mi sd o m i n a n t ，c r a c k si n i t i a t i o n a r ea c t i v e ( 4 ) o nt h eb a s i so ft h ev o i dg r o w t hm o d e l ，t h ev o i dg r o w t hr a t ed e p e n d so nt h ea p p l i e d s t r e s s ，t h er a t i ox 2 p ra n dm a t e r i a lp a r a m e t e r sr e l a t e dt og r a i nb o u n d a r yd i f f u s i o n ( 5 ) t h es u r f a c ee n e r g i e s ，s t r e s s ，y i e l ds t r e n g t ha n dg r a i ns i z ed e p e n d e n c e so ft h ev o i d g r o w t hp r o c e s sa r ef u r t h e rd i s c u s s e d t h er e s u l t si n d i c a t et h a t ，c o m p a r e dt ot h es u r f a c ee n e r g y , t h eg r a i nb o u n d a r ye n e r g yo n l yh a saw e a ke f f e c to nt h ev o i dg r o w t hr a t e ；t h eh y d r o s t a t i cs t r e s s h a sac e r t a i ne f f e c to nt h ev o i dg r o w t h u n d e rf i x e dh y d r o s t a t i cs t r e s sw h e nt h ev o i db e c o m e s l a r g e r , t h ev o i dg r o w t hr a t ed e c r e a s e sm o n o t o n o u s l yu n t i lt h ev o i dc o a l e s c e n c e ( 6 ) t h es t r e s sr e l a x a t i o nh a sac e r t a i ne f f e c to nt h ev o i dg r o w t h ，n o to n l ys u p p r e s s e st h e n u c l e a t i o no fv o i d sa n dc r a c k s ，b u ta l s oi n f l u e n c e st h ev o i dg r o w t hr a t e k e y w o r d s ：n a n o c r y s t a l l i n em a t e r i a l s ；v o i dg r o w t h ；c r a k ei n i t i a t i o n ；m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s i v 硕士学位论文 目录 摘要i a b s t r a c t i i i 目录i 第一章引言l 1 1 课题研究背景及意义1 1 2 纳米晶体材料微结构2 1 2 1 晶粒3 1 2 2 晶界3 1 2 3 三晶交4 1 3 纳晶材料的塑性形变机制4 1 3 1 位错机制4 1 3 2 孪晶一5 1 3 3 晶界滑移机制7 1 3 4 晶粒旋转机制8 1 3 5 剪切带化机制1 0 1 4 研究方法l1 1 4 1 实验研究及理论解析1 1 1 4 2 分子动力学模拟12 1 4 3 有限元模拟1 2 1 5 研究目的和研究内容13 参考文献15 第二章纳米金属材料孔洞的萌生机理研究1 9 2 1 纳米金属材料韧脆断裂方式的转变1 9 2 1 1 纳米晶体材料的增韧机制1 9 2 1 2 纳米晶体材料韧脆转换机制2 0 2 2 三晶交处孔洞的萌生与抑制2 2 i 目录 2 2 1 三晶交处的应力场2 2 2 2 2 孔洞的萌生机制2 4 2 2 3 孔洞与微裂纹的抑制机制2 5 2 3 超级三晶交处孔洞的形成2 6 2 3 1 超级三晶交2 6 2 3 2 晶界位错堆积的转换一能量角度2 7 2 3 3 超级三晶交的应变硬化机理2 9 2 4 本章小结2 9 参考文献3 0 第三章纳晶材料裂纹的起裂能量法3 2 3 1 能量守恒定律3 2 3 1 1 纳晶材料中的旋转变形能3 2 3 1 2 晶界滑移和三晶交裂纹的产生3 6 3 1 3 晶界扩散能3 7 3 2 最大等效裂纹能量释放率准则3 9 3 2 1 裂纹能量释放率3 9 3 2 2g e q m a x 准则3 9 3 3 结果与讨论4 0 3 3 1 特殊旋转变形机理对纳晶材料断裂韧性的影响4 0 3 3 2 纳晶材料退火温度与断裂韧性4 1 3 4 本章小结4 2 参考文献4 3 第四章纳米金属薄膜材料孔洞的演化分析4 5 4 1 前言4 5 4 2 孔洞生长模型4 6 4 2 1 应力和应变4 7 4 2 2 应变能4 9 4 2 3 超额化学势5 0 4 2 4 孔洞增长率5 0 4 3 结果与讨论51 i i 硕士学位论文 4 3 1 表面能和应力5 1 4 3 2 屈服应力和晶粒尺寸对孔洞生长的影响5 3 4 3 3 孔洞演化过程中的应力松弛5 5 4 4 本章小结5 7 参考文献5 8 第五章结论与展望6 0 5 1 本文结论6 0 5 2 存在问题与展望6 1 成果6 3 致谢6 4 硕士学位论文 第一章引言 1 1 课题研究背景及意义 纳米晶体材料是指材料特征维度尺寸至少在一维方向上处于纳米量级( 1 0 0 眦以下) 的单相或多相晶体材料。1 9 8 1 年德国材料科学家g l e i t e r 首先提出了“纳米晶体材料 ( n a n o c f f s m l l i n em a t e f i a l s ) ”的概念，并于1 9 8 4 年成功用惰性气体冷凝与真空原位加 压法制备出了纳米晶体块体，宣告了纳米晶体材料的诞生，开创了纳米材料和纳米科技 的新时代【1 1 。近年来，纳米材料和纳米技术的研究异常活跃，这主要是由于纳米材料具 有独特的结构和优异的性能，对纳米材料的研究不但进一步深化了人们对固体材料本质 结构特征的认识，也为新一代高性能材料的设计、开发提供了材料和技术基础。其中， 纳米断裂力学已成为纳米力学这一学术研究前沿中的一个研究热点。纳米断裂力学主要 有两个方面，一是在裂纹尖端纳米区域上所出现的特征，如无位错区特征、纳米裂纹的 萌生特征等；二是具有纳米尺度的微结构所特有的断裂行为，如纳米晶体的断裂及韧脆 性转变特征、纳米薄膜夹层的高约束特征等。 随着晶粒的细化，纳米晶体材料由于其特殊的结构而表现出一些独特的性质和良好 的机械性能，如高强度、高耐磨损能力及良好的塑性变形能力等，使其在电子科学、结 构材料、陶瓷技术等领域有着广泛的应用和潜在的发展优势。然而，纳米晶体材料的韧 性相对于普通粗晶材料而言有较大地削弱，众多实验研究显示很少超过5 ( 2 】，有的甚至 低于2 【3 一，极大地限制了纳米晶体材料的应用和发展。k o c h l 5 1 提出三种可能导致纳米 晶体材料韧性削弱的原因：( 1 ) 试样制备时的缺陷：球磨法、惰性气体冷凝法、机械合 金制取的纳米晶体材料容易出现氧化物、不牢靠连接等缺陷。( 2 ) 拉伸不稳定性。位错 堆积机制的缺失使得变形过程不稳定，容易出现颈缩。( 3 ) 裂纹成核或者剪切不稳定性。 位错在三晶交及晶界处堆积容易引起应力集中，导致裂纹和孔洞的产生，裂纹的不断产 生和孔洞的长大合并最终导致了纳米晶体材料的脆性破坏，从而破坏了纳米晶体材料的 高塑性。 同时，也有不少的实验报道了纳米晶体材料具有基本的拉伸延展性乃至超塑性。为 了认识纳米晶体材料优异的力学性能的相关机理，对纳米晶体材料的断裂机制进行实验 观察和理论研究就显得尤为重要。目前，有关纳米晶体材料的微裂纹的萌生和晶间断裂 等方面的研究工作已经取得了一些进展。o v i d k o 和s h e m e m 趾 6 。8 】从能量的角度探讨了 三晶交处微裂纹的萌生机制，认为晶界滑移和晶界扩散对微裂纹的发展有着重要的作用， 第一章引言 一 如果这两种机制配合合理纳米晶体材料极有可能在室温下就具有超塑性。但是相对于微 裂纹，广泛分布的孔洞的形成过程却很少被人研究。 本文在研究分析纳米晶体材料塑性变形机制和微裂纹形成机制的基础上，建立了二 维的三晶交处孔洞演化模型，阐明了表面能，屈服应力和晶粒尺寸对孔洞增长率的影响， 分析了孔洞演化过程中的应力松弛现象；同时从能量的角度分析了超级三晶交处微裂纹 和孔洞的形成机制。 1 2 纳米晶体材料微结构 图1 1 纳米材料二维结构模型。黑圈代表晶粒原予，白圈代表晶界原子【2 】。 f i g 1 - 1 t w od i m e n s i o n a ls c h e m a t i cm o d e lo f an a n o s t r u c t u r e dm a t e r i a l a t o m si nt h eg r a i ni n t e r i o rr e g i o n a l ec o l o r e di nb l a c k a t o m si nt h eb o u n d a r yr e g i o n sa l er e p r e s e n t e da so p e nc i r c l e s l 2 1 纳米晶体材料之所以具有与传统材料不同的优异性能与其特殊的微结构是分不开 的。纳米晶体材料的微结构既包括其本征的固有微观结构特征( 极细小的晶粒尺寸和高 的界面体积分数等) ，也包括其非本征的微观缺陷( 位错、孔隙尺寸和分布及杂质等) 。 图1 1 是纳米材料微结构示意图。图1 1 中有两种原子，“晶粒原子”和“晶界原子”。 纳米晶体材料的突出特征就是晶界原子的比例很大，并且随着晶粒尺寸的减小晶界所占 的比例也越来越大。k i m 等人 9 1 认为纳米晶体材料由晶内相、晶界相、三晶交及四晶交 组成，由于四晶交体积很小，通常认为纳米晶体材料由前三项组成。影响纳米晶体微结 构的因素相当复杂，颗粒尺寸、晶粒分布形态、材料种类、制备方法以及不同的分析方 法等，都会对分析结果产生影响。虽然国内外学者已对纳米晶体材料的制备、结构与性 能进行了大量的研究，但在基础理论方面还有大量的工作亟待解决。而要进一步完善基 础理论，就必须依靠先进的实验设备和精确的测量技术，对其微结构进行观察和分析。 2 硕士学位论文 1 2 1 晶粒 晶粒内部原子按一定规律在空间有规则地堆垛在一起，不同的排列方式形成不同的 晶格，主要包括面心立方晶格、体心立方晶格和密排六方晶格。目前大部分的研究都近 似的将纳米晶体材料晶粒的力学响应等同于普通粗晶材料情况下的单晶的力学响应，但 实际上真实的纳米尺度下的晶粒与粗晶在结构上有较大的变化。纳米晶粒内部的微结构 与传统的晶体结构基本一致，只是由于每个晶粒仅包含着有限个晶胞，晶格点阵必然会 发生一定程度的弹性畸变。尽管每个晶粒都非常小，但与传统粗晶材料类似，其内部同 样会存在着各种点阵缺陷( 如点缺陷、位错、孪晶界等) 【1 0 】。纳米晶粒发生晶格畸变的 原因及机理尚不清楚，但不同的纳米晶体材料表现出不同的晶格畸变效应，说明晶格畸 变现象与材料的制备过程、微孔隙等诸多因素相关。因此纳米晶体中晶格畸变的本质原 因及其对纳米晶体材料性能的影响，尚待进一步深入研究。 1 2 2 晶界 晶界结构对固体材料的宏观性质( 化学、物理及电磁等性质) 产生了很大的影响， 是一种重要的微观结构。由于晶界具有比邻近晶粒更为疏松的原子结构，因此杂质很容 易在晶界上偏聚。杂质在晶界上偏聚可以改变金属的力学性能，增大沿晶腐蚀和应力腐 蚀的敏感性而导致金属开裂。在纳米晶体材料中，晶界体积分数高达1 5 - - - 5 0 ，且原 子排列互不相同，界面周围的晶格原子结构互不相关，使得纳米材料成为介于晶态与非 晶态之间的一种新的结构状态。纳米材料的晶界在材料变形过程中起到了粗晶材料所不 曾起到的作用：晶界是位错的发射源和吸收源【l l 】；可以通过滑移来协调变形【1 2 】；具有很 高的扩散率【2 ，川等等。 目前，纳米材料晶界的模型概况起来主要有以下几种：( 1 ) 类气体模型，即纳米材 料的界面原子排列既无长程序，又无短程序，而像气态一样呈无序的分布【lj ；( 2 ) 界面 原子排列呈短短有序，其性质是局部化的；( 3 ) 界面缺陷态模型。这种模型界面中包含 大量缺陷，其中三晶交对界面性质的影响起关键作用。随着纳米晶粒尺寸的减小，界面 组分增大，而界面中三晶交体积百分数的增长速率远远高于界面体积分数的增长。 ( 4 ) 界面可变结构模型，强调界面结构多样化。总之，对于纳米晶体材料的界面微观结构至 今仍未形成统一的理论模型。事实上，纳米材料的界面微观结构十分复杂，不但与材料 的成份、制备方法及键合类型等因素密切相关，而且在同一材料中不同晶界之间也存在 差异。位于界面上的原子排列可能既有有序排列，也存在无序排列，有序和无序排列所 占比例与制备纳米晶体材料的工艺有关。 3 第一章引言 1 2 3 三晶交 三晶交又称三叉晶界，是三个或者多个相邻晶粒的交界处存在的纳米空洞型缺陷， 尺寸约为几个单空位大小。三晶交的体积随颗粒度减小而减小，但密度却因此而增大。 此规律与纳米材料的制各过程有关。三晶交是纳米晶体材料中重要的微结构，对纳米材 料的性能( 晶界滑移、晶间腐蚀、扩散诱发晶界迁移和重结晶、内耗等) 有很大的作用。 近年来的研究结果表明，三晶交的结构和性质是不同于与它相连的晶界的。g i f k i n s 等人 指出三晶交在晶体变形过程中主要起到以下三种协调作用：( 1 ) 通过三晶交合并实现晶 界滑移；( 2 ) 通过扩散实现晶界滑移；( 3 ) 通过位错滑移和攀移实现晶界滑移。由于三晶交 属于材料内部的一种孔洞型缺陷，容易在其周围形成应力集中从而导致裂纹的产生。另 外，三晶交具有很高的扩散率1 1 4 1 ，是晶界扩散率的3 个数量级以上【1 5 1 ，可以抑制裂纹的 发展7 ，8 1 。三晶交的具体作用主要取决于变形的环境、应变率以及晶体的结构。随着晶粒 尺寸的减小，三晶交的体积分数迅速增加，对晶体力学性能的影响也变得愈加重要。 1 3 纳晶材料的塑性形变机制 1 3 1 位错机制 在传统的粗晶材料中，塑性形变主要由晶粒内部的f r a n k r e a d 位错源发射位错，通 过位错在晶内的滑移和增值来协调变形。然而，随着晶粒尺寸的减小，晶内的f r a n k r e a d 位错源受到严重限制。纳晶材料中除了存在点缺陷外，在靠近界面的晶粒内也存在位错， 但位错的组态、位错运动行为都与常规晶体不同，如：由于位错密度比较低而没有位错 胞、位错运动自由程短、与晶界的交互作用等。如图1 2 所示，纳米晶材料的形变不像粗 晶材料那样是位错网络的演化。 a b 图1 - 2 粗晶与纳晶晶粒内部位错塞积变化示意图。( a ) 粗晶材料晶粒内部产生的位错塞积； ( b ) 晶粒尺寸减小到纳米尺度后，晶粒内部位错堆积数量减少。 f i g 1 2 s c h e m a t i co fd i s l o c a t i o np i l e u p si nt h eg r a i ni n t e r i o rr e g i o n ：( a ) m i c r o c r y s t a l l i n er e g i m ea n d ( b ) n a n o c r y s t a l l i n er e g i m e 【1 6 1 分子动力学模拟表明【1 6 锄】，当晶粒尺寸减d , n 纳米量级时，纳晶材料的塑性形变机 4 硕士学位论文 制主要以晶界发射不全位错为主。这些不全位错在晶界能否形核，并不取决于该材料的 层错能数值的大小，而是取决于其广义面缺陷能( g e n e r a l i z e dp l a n a rf a u l te n e r g y ，g p f e ) 曲线的特征，如图1 3 所示，即取决于非稳态层错能( 丫璐f ) 、稳态层错能( 丫。f ) 及非稳态孪晶 错排能( 1 ，u 仃) 的相对比值 1 7 1 。对于面心立方结构的纳米金属材料而言，若晶界只发射一个 领先的不全位错，则在晶内形成层错：若晶界在相邻的晶面上再发射一个不全位错，则可 以形成孪晶：若晶界在发射了领先的不全位错后再继续发射一个拖曳的不全位错，则形成 全位错。即由晶界发射不全位错可以在纳米粒中产生层错、孪晶和全位错等三种缺陷结 构。根据材料的g p f e 曲线可在一定程度上推测形变过程中主要产生哪种缺陷结构。隋曼 龄等 2 1 】通过对纳米金属n i 和c u 的原位拉伸实验，表明晶界发射不全位错确实是纳米金属 材料的塑性形变机制之一。 d i s p l 黪踟蛳t 瓴港m ) 图i - 3 面心立方结构金属n i 的广义面缺陷能( g p f e ) 曲线。丫。一 稳态层错能，丫。f 稳态层错能，丫。一乍 稳态孪晶错排能，r o 平衡晶格常刻1 。7 1 。 f i g 1 3 d i a g r a mo fg e n e r a l i z e dp l a n a rf a u l te n e r g y ( g p f e ) c u r v e sf o r t h es t a c k i n ga n dt w i nf a u l tp l a n a r d e f e c t si nf e en i r l l s 6u n s t a b l es t a c k i n gf a u l te n e r g y ；丫s f ，s t a c k i n gf a u l te n e r g y ；y u t f , u n s t a b l et w i nf a u l t e n e r g y ；r o ，f c ce q u i l i b r i u ml a t t i c ep a r a m e t e r 。1 “ 1 3 2 孪晶 在传统多晶体金属材料中位错的形核增殖和储存空间很大，因此其塑性变形过程往 往由晶格位错的运动所决定，而位错形核通常不是塑性变形过程的主导因素。阻碍晶格 位错运动的缺陷( 如晶界或第二相颗粒等) 越多，金属材料的强度则越高。然而对于纳 米金属材料，由于晶粒内部空间减小和晶界的约束作用，使晶格位错的形核及运动在不 同程度上均受到严重抑制，位错形核及运动在材料塑性变形过程和力学行为中的作用将 呈现新的特征。早在2 0 0 4 年，卢磊研究组就制备出了具有高密度的纳米尺寸生长孪晶的 纳米晶c u ，他们发现平均孪晶片层厚度为1 5 n m 的孪晶铜在室温下的拉伸强度是普通纯 5 一哗善一基-誊缈霞旺譬j：m s _ 第一章引言 铜的十倍以上( 约为1 g p a ) ，拉伸塑性超过1 3 ，远高于纳米多晶铜的塑性 2 2 1 。孪晶 c u 表现出比纳晶材料更加优越的综合性能。图1 4 为电沉积方法制备的纳米孪晶c u 的 透射电子显微镜观察图。图1 - 4 ( a ) 所示为纯铜样品，由形状不规则的随机取向的晶粒构 成，晶粒尺寸在l o o n m 一1 u m ；图1 - 4 ( b ) 显示了孪晶的宽度，其在几个纳米到大约1 5 0 n m 之间，高密度的生长孪晶将亚微米级的晶粒分割成在厚度上呈纳米量级的孪晶和基体片 层状结构；图1 - 4 ( c ) 为高分辨电镜观察孪晶界附近的原子结构，可以看出大多数孪晶界 是完全共格的。孪晶界是一种低能共格晶界，它能够有效地阻碍位错运动并吸收部分位 错，实现金属强化。 图1 - 4 ( a ) 透射电子显微镜下脉冲电沉积法制备的纳米孪晶铜的结构1 2 2 1 。( b ) 及孪晶形貌：( c ) 高 分辨电镜下观察到的孪晶的原子结构，双箭头所示方向为孪晶界。 f i g 1 - 4 ( a ) t e m ( t r a n s m i s s i o ne l e c t r o nm i c r o s c o p y ) o b s e r v a t i o n so fn a n o t w i n n e dc u m i c r o s t r u c t u r eb y m e a n so f p u l s e de l e c t r o d e p o s i t i o nt e c h n i q u e1 2 2 1 ，( b ) t e mo b s e r v a t i o n so f n a n o t w i n n e dc us p e c i m e n s a n d ( c ) h i 曲r e s o l u t i o nt e mo ft w i nb o u n d a r i e s 最近，美国布朗大学高华健教授研究组、美国阿拉巴马大学魏宇杰教授与中国科学 院金属研究所卢柯合作，利用大规模分子动力学计算模拟和位错形核分子动力学理论研 究了纳米孪晶结构金属材料的变形机理，发现当孪晶片层厚度减小到临界值时出现极植 强度，此时由位错塞积和位错穿过孪晶界为主导的传统强化机制( 通常符合h a l l p e t c h 关系) 将转变为由平行于孪晶界面不全位错的形核和运动( 引起孪晶界迁移) 而主导的 软化机制。该计算模拟结果成功地解释了纳米孪晶c u 样品中的极值强度和临界孪晶片 层厚度的关系，同时进一步表明了该极值强度与晶粒尺寸的依赖关系，即晶粒尺寸越小， 临界孪晶片层尺寸也越小，从而材料的极值强度越高。材料的强度取决于孪晶界间距五和 晶粒尺寸反有 2 3 1 弘竺s v 一箕s v 争 f = 一一2 7 l n 卜一2 i 、兄叠7 6 硕士学位论文 式中a u 为活化能，s 为表示局部应力集中程度和结构的参数，胪为活化体积，b 和丁 为波尔兹曼常数和温度，u n 为d e b y e 频率，叠为宏观应变率。 通常孪晶分为两种类型：退火孪晶( 制备过程中产生的) 和变形孪晶( 塑性变形产生 的) 。尽管他们与晶体结构有关，形织结构也完全不同，但都在纳晶材料的塑性变形中 发挥作用。c h e n 在用物理气相沉积法制备的纳米晶舢薄膜的压痕实验及手工研磨该材料 变形的实验中，观察到了变形孪副2 4 1 。z h u 等人在对纳米c u 的高压扭转实验中，发现在室 温和低的应变速率下有大量的孪晶出现，且孪晶是其主要的变形机制【2 5 1 。孪晶的形成过 程通常用具有一个结点的极轴机制来描述。v e n t a b l e 给出的孪生剪切应力的关系式为： 王：上+ 一o b ( 1 2 1 gg bd 、 。 式中订为孪生剪切应力，y 为堆垛层错能，g 为剪切模量，6 为伯格斯矢量，d 为晶粒尺寸，a 为 常数。由式( 1 2 ) 可得，随晶粒尺寸的减小，堆垛层错能的升高，孪生剪切应力越大，孪晶越 不易形成。 1 3 3 晶界滑移机制 在纳米晶体材料微结构中，晶界被认为存在大量缺陷，其原子结构不同于理想晶格， 如原子问距偏大、微空隙的存在等。纳晶材料中晶界体积百分数约为路= 2 9 1 6 d , 其中 6 和d 分别为晶界厚度和晶粒尺寸。可见，随晶粒尺寸的减小，晶界的体积分数越来越大， 晶界在塑性变形中的作用也越来越明显。当晶粒尺寸降至某一临界尺寸时，晶粒内很少有 位错，变形方式将由晶界处发射不全位错、形成孪晶转变为晶界滑移和晶粒转动1 9 1 。取 纳米n i 为例，它的剪切模量为9 5 g p a ，堆垛层错能为1 2 8 2 4 0 m j m 2 。当晶粒平均尺寸为 1 0 n m 时，部分位错运动的最小应力为2 1 2 8 g p a ，远远高于纳米a i 、c u 的孪晶形核临界 应力i n o 由于不能达到所需的临界应力，所以纳米n i 变形过程中不会出现孪晶口6 1 。另 一方面，由于晶界控制的变形速率与成正比，随着晶粒尺寸的减小，其速率迅速增大 2 7 】。因此，随着晶粒尺寸的减小，必出现一个临界点，低于该临界晶粒尺寸，则以晶界控制 变形机制为主。 f u 等人【2 8 1 归结晶界相的贡献有：( 1 ) 明n 夕m 日疋e l 义 ，工型i j 土, 饥 , 动- - 的障碍；( 2 ) 晶界相为位 错源；( 3 ) 弹性各向异性在晶界周围引起附加应力；( 4 ) 在晶界区域发生多层面滑动。因此， 晶界在研究纳米材料的变形机制和力学性能分析上是不能被忽略的。相邻两晶粒在剪应 力作用下，为了保持晶粒间变形的连续性，会沿晶界产生滑动称为晶界滑移。图1 。5 简 单示意了晶界滑移的发展过程，在外界载荷的作用下，晶界产生大剪切应变，导致晶界 7 第一章引言 滑移。图1 - 5 ( a ) 中上层灰色晶粒在经过塑性变形后移动到了( b ) 图中的位置。近年来， 纳晶材料塑性变形行为的研究表明：晶界滑移机制是纳晶材料塑性变形的主要变形机制 【2 9 】。k i m 等人【3 川的球形晶粒模型