晶粒尺寸对车轮钢解理断裂韧性的影响

通过紧凑拉伸试验研究了碳的质量分数约为0.5%的C50车轮钢解理断裂韧性KIC(即条件断裂韧性KQ)与晶粒尺寸的关系.结果表明,晶粒尺寸对试样的断裂韧性有明显的影响,但决定车轮钢解理断裂韧性的是组织中最大的晶粒尺寸,而不是平均晶粒尺寸,最大晶粒尺寸越大,断裂韧性越低.对于C50车轮钢,当前5%的最大晶粒平均尺寸为30~73μm时,车轮钢的条件断裂韧性KQ与晶粒平均尺寸的对数呈线性关系.     

PZT-5H导电缺口电致滞后开裂

研究了PZT-5H铁电陶瓷导电缺口发生电致滞后断裂的可能性及其规律. 结果表明, PZT-5H导电缺口发生电致断裂的临界电场E_F = 14.7±3.2 kV/cm. 如外加电场E<E_F, 则在导电缺口前端瞬时产生电致微裂纹, 若保持恒电场E, 电致裂纹将缓慢扩展直至试样发生滞后断裂, 滞后断裂的门槛电场E_DF = 9.9 kV/cm. 如EE_K= 4.9 kV/cm, 则电致裂纹并不瞬时形核, 只有在恒电场下经过一定的孕育期后电致裂纹才形核并扩展一定距离, 但试样也不会发生断裂. 如E<E_DF = 2.4 kV/cm, 即使长时间施加电场, 裂纹也不形核. 导电裂纹的滞后形核和滞后断裂归因于恒电场下从缺口顶端发出的电荷密度随时间而增大, 当外加电场小于电荷发射的门槛电场时不会发生电致裂纹的滞后形核.     

吸附促进位错发射,运动导致脆性裂纹形核

在透射电子显微镜中原位观察了Ａｌ单晶吸附Ｈｇ原子后加载方前方位错组态的变化以及微裂纹的形核过程。结果表明：液体金属吸附后能促进位错的发射，增殖和运动；     

电场、应力和环境对PZT-5铁电陶瓷断裂的耦合作用

用单边缺口试样研究了电场、应力和环境对极化PZT-5铁电陶瓷断裂的耦合作用; 即研究了电场对断裂韧性和硅油中应力腐蚀门槛值的影响, 以及应力对恒电场下滞后断裂门槛电场的影响. 结果表明, 在硅油中加正、负电场均能发生滞后断裂, 电致滞后断裂门槛电场E_DF大约是电致瞬时断裂临界电场EF的70％. 正、负电场均使断裂韧性K_IC下降, 归一化表观断裂韧性K_IC(E)/K_IC随归一化电场E/E_F线性下降, 且和电场符号无关, 即K_IC(E)/K_IC=0.965&#8722;0.951E/E_F. 正、负电场均使硅油中应力腐蚀门槛应力强度因子K_ISCC下降, 归一化应力腐蚀表观门槛值K_ISCC(E)/K_ISCC随归一化电场E/E_DF线性下降, 且和电场符号无关, 即K_ISCC(E)/K_ISCC=1.05&#8722;1.01E/E_DF. 外应力能使正、负恒电场引起的电致滞后断裂门槛电场EDF下降, 归一化门槛电场E_DF(K_I)/E_DF随归一化应力强度因子K_I/K_ISCC线性下降, 即E_DF(K_I)/E_DF=0.988&#8722;1.06K_I/K_ISCC.     

PZT铁电陶瓷应力腐蚀门槛值的各向异性

研究了PZT-5铁电陶瓷在各种环境(湿空气、硅油、甲醇、水和甲酰胺)中发生应力腐蚀的可能性, 以及极化方向对水和甲酰胺中应力腐蚀门槛应力强度因子K_ISCC的影响. 结果表明, PZT-5在各种环境中均能发生应力腐蚀; 水和甲酰胺中K_ISCC具有各向异性, 裂纹面平行极化方向的K^a_ISCC远大于垂直极化方向的相应值K^b_ISCC. 例如, 在水中,K^a_ISCC= 0.88 MPa·m^1/2,K^b_ISCC= 0.42 MPa·m^1/2; 在甲酰胺中K^a_ISCC= 1.0 MPa·m^1/2,K^b_ISCC= 0.54 MPa·m^1/2. 应力腐蚀门槛值各向异性的原因除了和90°畴变的各向异性有关, 也和应力腐蚀本征门槛值的各向异性有关.     

氢和氢致马氏体导致不锈钢氢脆的定量研究

对原子氢和氢致马氏体在奥氏体不锈钢氢脆中的作用进行了定量研究. 结果表明, 当氢浓度C ₀大于临界值(30×10^-6)后就会出现氢致马氏体(e +), 它随C₀升高而升高, 即M(e + ) = 62 - 82.5exp(-C₀/102), 氢致马氏体引起的塑性损失I_δ (M)随马氏体含量线性升高, 即I_δ (M) = 0.45 M = 27.9 - 37.1exp(-C₀/102). 动态充氢引起的塑性损失I_δ 减去充氢除气试样的塑性损失就是原子氢引起的塑性损失I_δ (H) , 它随C₀升高而升高, 但当C₀>100×10^-6后, I_δ (H)趋于稳定值, 即I_δ (H)max = 40%. 随应变速率 升高, I_δ (H)逐渐下降至零, 即I_δ (H) = - 21.9 - 9.9lg . 氢致滞后断裂只和原子氢有关, 其门槛应力强度因子为K_IH = 91.7 - 10.1lnC₀. 其断口形貌和KI以及C₀有关, 当KI高或C₀低为韧断, K_I低或C₀高则为脆断. 韧断和脆断的分界线方程为K_I -54+exp(-C₀/153)=0.     

金属中氢鼓泡形核的机理

通过实验和理论分析研究了氢鼓泡形核、长大和开裂的过程. 在充氢试样中发现直径小于100 nm未开裂的孔洞, 它们是正在长大的氢鼓泡, 也发现已开裂的鼓泡以及裂纹多次扩展导致破裂的鼓泡.分析表明, 氢和空位复合能降低空位形成能, 从而使空位浓度大幅度升高, 这些带氢的过饱和空位很容易聚集成空位团.H在空位团形成的空腔中复合成H2就使空位团稳定, 成为氢鼓泡核.随着H和过饱和空位的不断进入, 鼓泡核不断长大, 内部氢压也不断升高.当氢压产生的应力等于被氢降低了的原子键合力时, 原子键断开, 裂纹从鼓泡壁上形核.     

氢促进铁磁性形状记忆合金Ni50 Mn30 Ga20的纳米压痕蠕变与压痕回复

采用纳米压痕法研究了氢对Ni50 Mn30 Ga20取向多晶室温纳米压痕蠕变和压痕塑性形变的影响.结果表明,Ni50 Mn30Ga20取向多晶在室温下能够发生纳米压痕蠕变.在试样室温真空充氢之后,引入的氢不仅能够促进纳米压痕蠕变,还可以使得马氏体相变的"伪弹性"存储的弹性能得以释放,发生逆转变,使部分塑性变形回复.     

BiTiO3单品电致疲劳裂纹扩展的原子力显微镜研究

利用原子力显微镜（AFM）原位研究了BaTiO3单晶压痕裂纹电致疲劳的扩展过程，以及交变电场引起的畸变和疲劳裂纹扩展的相关性．结果表明、正负交变电场并不引是裂纹尖端电畴的交替变化。而是在裂纹周围发生随机转变．随着电场交变次数的增加，止裂裂纹重新起裂扩展。     

钝化膜应力导致不锈钢应力腐蚀的研究

用恒位移加载台, 在透射电子显微镜(TEM)中原位观察应力腐蚀前后裂尖前方位错组态的变化以及微裂纹的形核和扩展. 结果表明, 310不锈钢在沸腾的25% MgCl²水溶液中应力腐蚀时腐蚀过程本身能促进位错发射、增殖和运动. 当腐蚀促进的位错发射和运动达到临界状态时, 应力腐蚀裂纹形核和扩展. 测量表明, 321不锈钢在沸腾MgCl²中自然腐蚀时表面钝化膜会产生一个附加拉应力, 它可能是腐蚀促进位错发射和运动的原因.