金属Be具有Mg的密度和W的刚度, 熔点高达1285 ℃, 在所有金属中具有最低的热中子吸收截面和优异的尺寸稳定性. 这些性能使Be成为一种特殊的结构和功能材料, 在武器系统、航空航天和核能等领域有着关键的应用[1 -4 ] . 但是, 金属Be室温塑性低(通常只有3%~5%)使它难以制备并限制了它的应用, 特别是限制了它作为轻质结构材料在航空航天领域的广泛应用. 因此, 对金属Be室温变形和断裂行为的研究一直受到广泛关注[2 -4 ] .
图1 SEM原位拉伸样品示意图
Fig.1 Schematic diagram of SEM in situ tensile sample with thickness 1.76 mm
截至目前, 关于工程上实际应用的多晶Be室温变形和断裂行为的研究, 主要是基于对单晶Be和满足Taylor-von Mises法则取向的特定双晶Be变形和断裂行为的研究, 以及多晶Be断裂韧性和宏观失效行为的研究, 间接地推断多晶Be相关的变形和断裂行为[5 -16 ] . 近年来, 由于国际热核聚变实验反应堆(international thermonuclear experimental reactor, ITER)项目的推动, 多晶Be在中子辐照条件下的断裂行为也得到了重视[17 ,18 ] . 但这些研究尚不能形成对多晶Be室温变形和断裂机理的深入认识. 因此, 本工作利用扫描电镜(SEM)原位拉伸实验观察了多晶Be在拉伸应力作用下的变形, 裂纹萌生、长大和失稳扩展过程, 并利用电子背散射衍射(EBSD)技术对拉伸断口解理面进行了标定, 结合金相显微镜(OM)分析孪晶变形, 研究多晶Be的室温拉伸变形和断裂行为. 最后探讨了影响多晶Be塑性的因素, 为提高金属Be塑性提供有益的参考.
1 实验方法
实验材料为粉末热等静压金属Be, 其主要化学成分(质量分数, %)为: Be 99.25, BeO 0.87, Fe 0.045, 其它杂质总和≤0.0500. 平均晶粒尺寸为6.1 mm. 材料力学性能的测试在Instron5582型材料试验机上进行, 样品尺寸为: 直径d0 =6 mm, 标距l0 =25 mm, 拉伸速率3.3×10- 6 m/s, 测得抗拉强度s b =515.9 MPa, 屈服强度s 0.2 =342.1 MPa, 延伸率d =6.06%.
SEM原位拉伸实验样品尺寸见图1, 为板状沙漏型试样. 样品双面抛光, 用腐蚀剂在35 ℃下侵蚀30~45 s显示微观组织, 腐蚀剂为2%H2 SO4 +2%HF+2%HNO3 +94%H2 O (体积分数). 在Supra55型SEM上进行原位拉伸实验, 采用Microtest5000N动态拉伸台, 手动加载, 拉伸速率8.3×10- 8 m/s. 断裂解理面指数标定利用X-Max 80mm2 型EBSD.
将力学性能测试静载拉伸样品断裂后的纵剖面和原位拉伸样品断裂后的表面制成金相样品, 利用DMI5000型OM, 观察样品变形后的孪晶组织和微裂纹. 利用X-Max 80mm2 型EBSD标定孪晶类型.
2 实验结果
2.1 SEM原位拉伸实验结果
SEM原位拉伸时, 样品约加载到1500 N (样品最小截面处应力约为426.1 MPa, 下同)时开始屈服. 约加载到1900 N (539.8 MPa)时, 样品最窄区域两侧开始出现微裂纹, 但观察不到晶粒变形特征(滑移带、孪晶或晶粒转动), 也就是说多晶Be的微裂纹比变形特征先出现. 约加载到2170 N (616.5 MPa)时, 样品中心位置开始出现微裂纹, 并观察到晶粒变形特征. 之后, 随载荷增加新的微裂纹快速出现, 少数裂纹开始长大, 但晶粒变形特征变化仍不明显. 最终断裂时, 多晶Be的变形组织中存在大量的微裂纹, 但大多数晶粒仍没有明显的变形特征, 样品最终断裂时载荷为2351 N (667.9 MPa).
根据原位拉伸实验记录的载荷值, 取样品最小截面处计算, 得到样品的s b =667.9 MPa, s 0.2 =426.1 MPa, 高于传统静载拉伸实验测量的强度, 这主要是因为SEM原位拉伸存在较大实验误差造成的. 另外, SEM原拉伸样品尺寸比传统静载拉伸样品小, 且形状为板状沙漏型, 而强度是按最小截面计算的, 也是造成2种拉伸方法获得的强度存在较大差异的原因. 但这并不影响认识多晶Be的变形与断裂机制.
图2 多晶Be的变形特征
Fig.2 Deformation characteristics of polycrystalline Be at fracture load 667.9 MPa
2.1.1多晶Be的变形特征 图2显示了多晶Be的变形特征. 可见, 多晶Be原位拉伸样品断裂后, 只在少数晶粒的变形组织中出现了滑移带, 也未观察到相邻晶粒同时滑移的现象, 晶粒转动也不明显, 仅表现为晶粒的浮凸. 原位拉伸实验观察到的滑移带与拉伸轴夹角约为45°的最多, 其中有些还因晶粒转动发生了少许弯曲, 如图2a中箭头所示; 与拉伸轴夹角约为90°的滑移带出现的几率略次于45°的, 且呈波纹状, 如图2b中箭头所示; 与拉伸轴成其它角度的滑移带十分罕见; 孪晶组织非常少, 如图2c中箭头所示. SEM原位拉伸实验未观察到与孪晶变形相关的微裂纹.
图3 多晶Be变形前后的显微组织
Fig.3 Microstructures of polycrystalline Be before and after deformation
图3a是样品拉伸前的OM像, 不含孪晶, 这表明样品拉伸后变形组织中出现的孪晶均为形变孪晶. 图3b是原位拉伸样品断裂后的OM像, 含有很少的孪晶组织. 图3c是力学性能测试静载拉伸样品断裂后的OM像, 含有的孪晶组织比原位拉伸的要多一些, 但孪晶变形晶粒也仅占晶粒总数的约5%. 这表明在拉伸应力状态下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. OM观察也未发现与孪晶变形相关的微裂纹. 对形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明均为{1012}〈1011〉型孪晶.
图4 多晶Be微裂纹的萌生、长大及在另一侧晶界终止
Fig.4 Microcracks nucleating, growing and stopping in polycrystalline Be
2.1.2 多晶Be的裂纹萌生 多晶Be原位拉伸样品断裂后, 变形组织中含有大量的微裂纹. 这些微裂纹呈直线状, 且与拉伸正应力方向没有特定的取向关系, 表现为随机取向. 几乎所有的微裂纹均起源于晶界一侧, 发生穿晶扩展后, 在另一侧晶界终止, 如图4所示. 还有极个别的微裂纹起源于晶内. 晶粒内部如果存在多个相互平行的微裂纹, 这些微裂纹一般各自独立扩展至另一侧晶界(图4), 但也有少数微裂纹以解理台阶和撕裂的方式汇合, 如图5所示, 但最终均会在另一侧晶界受阻.
2.1.3多晶Be的裂纹扩展 多晶Be的微裂纹经穿晶扩展至另一侧晶界后, 裂纹两端会被晶界钉扎. 继续增加载荷, 裂纹仅表现为缝隙变宽, 晶界表现出对裂纹扩展强烈的阻碍作用, 很多最初出现的微裂纹直到断裂时仍保持着原来的尺寸, 如图6所示.
图5 多晶Be晶粒内部多个平行微裂纹以解理台阶和撕裂的方式汇合
Fig.5 Several parallel microcracks merging within one grain of polycrystalline Be
由于晶界对微裂纹强烈的阻碍作用, 多晶Be微裂纹的长大只能通过不同微裂纹之间的合并来完成, 如图7所示. 可以看出, 当裂纹扩展在晶界受阻后, 裂纹停止生长, 但在裂纹前方会产生新的裂纹, 然后新旧裂纹以撕裂的方式汇合后, 裂纹尺寸增长. 如此反复, 裂纹不断长大. 图7中的裂纹生长至约80 mm.
与静载拉伸样品一样, 多晶Be原位拉伸样品最终断裂时表现为样品瞬间断裂, 无颈缩, 断裂后断口表面平整, 并与拉伸正应力方向垂直, 表明多晶Be的裂纹失稳扩展受拉伸正应力控制.
图6 多晶Be晶界对微裂纹生长的阻碍作用
Fig.6 Grain boundary pinning effect to cracks propagation in polycrystalline Be
图7 多晶Be微裂纹稳态长大过程
Fig.7 Stable growing of microcracks with increasing stress in polycrystalline Be at loads of 617.6 MPa (a), 636.4 MPa (b), 641.5 MPa (c), 657.7 MPa (d), 663.6 MPa (e) and 667.9 MPa (f)
2.2 多晶Be拉伸断口解理面标定
通过SEM原位拉伸实验, 基本可以明确多晶Be在拉伸应力状态下的变形和断裂过程, 但还不能确定多晶Be裂纹形核和扩展晶面. 因此, 利用EBSD对多晶Be拉伸断口裂纹源及其附近扩展区的解理面进行指数标定. 标定的统计结果为: 基面(0001) 6个, 其中3个位于裂纹源区, 3个位于扩展区; 第一序柱面{1010} 7个, 其中3个位于裂纹源区, 4个位于扩展区; 第二序柱面{1120} 2个, 均位于裂纹扩展区. 图8给出了2个裂纹源及其附近区域的标定结果.
图8 多晶Be断口解理晶面指数标定
Fig.8 Cleavage facet indexed in cracks initiation and its adjacent propagation areas of polycrystalline Be fracture
3 分析与讨论
3.1 多晶Be的变形机制
Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示.
多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移.
对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形.
显然, 对于拉伸载荷, 多晶Be随机取向的晶粒c轴处于拉伸应力状态下的几率较高, 且Be没有沿c轴的滑移方向, 滑移变形不能启动, 非常有利于孪晶变形. 但本实验发现拉伸应力条件下, 多晶Be的孪晶变形十分困难, 这是因为Be{1012}孪生的临界分切应力(约110 MPa)远高于基面裂纹扩展的强度(约31 Pa)[21 ] , 当晶粒处于c轴拉伸应力状态时, 会优先发生基面解理, 导致孪晶变形不能发生. 而在宏观应力为拉伸应力状态时, 靠微观形变使晶粒处于压缩状态的几率有限, 并且也不可能都恰好是压缩晶粒的a轴. 即使晶粒a轴恰好处于近似压缩应力状态, 该取向也有利于启动柱面滑移, 柱面滑移又会与孪晶变形发生竞争而导致孪晶变形受阻. Be柱面滑移的临界分切应力约为120 MPa, 与孪晶变形的相当[21 ] . 因此, 多晶Be随机取向的晶粒即使处于孪生变形的有利位置, 但因(0001)基面解理和{1010}柱面滑移的竞争, 也难以发生孪晶变形.
值得注意的是, 多晶Be原位拉伸样品断裂后变形组织中的孪晶比静载拉伸样品断裂后的少, 如图3所示. 这可能是由于2个拉伸实验的拉伸速率不同造成的, 原位拉伸实验的拉伸速率(8.3×10- 8 m/s)比静载拉伸实验的拉伸速率(3.3×10- 6 m/s)低, 这意味着多晶Be的孪晶变形可能与应变速率有一定关系.
3.2 多晶Be的微裂纹形核机制和断裂解理面
原位拉伸实验发现, 多晶Be几乎所有的微裂纹均起源于晶界一侧, 发生穿晶扩展后, 在另一侧晶界终止, 且微裂纹成直线状, 如图4所示. 多晶Be的微裂纹起源于晶界是由于位错在晶界塞积造成应力集中, 从而导致相邻晶粒解理造成的, 因距塞积点距离越近, 应力集中越大, 故裂纹表现为从晶界起源. 应力继续增加, 裂纹沿解理面扩展, 不会发生晶体取向不连续现象, 故裂纹成直线状. 这种微裂纹形核机制符合Stroh位错塞积生裂纹理论[32 ,33 ] .
原位拉伸实验还发现多晶Be极个别微裂纹起源于晶内, 这是由于位错运动在晶内缺陷处(如杂质、第二相粒子等)受阻造成的. 晶内应力集中会造成晶面弯曲, 进一步滑移则可导致弯曲面分离, 形成裂纹核心. 这种裂纹形核机制符合Stroh亚晶界扭转生裂纹理论[34 ] . 由于晶内障碍物并不像晶界那样足够强大, 位错往往能够绕过它们运动, 很难堆积成足以造成晶面弯曲的应力. 因此, 这种裂纹在多晶Be中较少. 另外, 金属Be基面滑移的临界分切应力(约20 MPa)与解理应力(约31 MPa)相差仅11 MPa[21 ] , 基面只需少量位错堆积就可达到基面解理的应力, 这是多晶Be中能够观察到晶内微裂纹的主要原因.
以往的研究[5 ,21 ,23 ,25 ] 认为, Be的孪晶变形诱发基面和孪晶面之间的微裂纹, 平衡了孪晶变形对塑性的贡献. 但本实验未观察到与孪晶变形相关的微裂纹. 正如前文所述, 多晶Be的孪晶变形只能在晶粒a轴处于压缩状态时才能发生, 处于压缩应力状态下的晶粒不易产生微裂纹. 因此, 多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生.
多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关.
利用EBSD对多晶Be的解理面标定结果表明, 多晶Be的解理面还有{1120}面, 但它仅在裂纹扩展区被标出, 且几率较低, 因此, {1120}面不是多晶Be解理断裂的主要路径. 出现{1120}解理面的原因可能是: (1) 虽然{1120}面不是Be的滑移面, 但{1010}双滑移可以造成位错在{1120}面堆积; (2) 早期对单晶Be的研究[5 ] 表明, 在基面裂纹扩展受柱面滑移控制时, {1120}面解理会伴随(0001)基面解理一起发生. 这种情况可能也会发生在多晶Be中.
3.3 多晶Be的裂纹生长和失稳扩展
多晶Be的原位拉伸实验结果表明, 晶界不仅是位错运动的主要障碍, 也是裂纹扩展的主要障碍. 晶界表现出对裂纹强烈的阻碍作用(图6). 由于裂纹跨越晶界扩展要消耗大量的能量[39 ] , 当微裂纹扩展至晶界后, 就会被晶界钉扎, 不能穿越晶界扩展到另一个晶粒中去.
由于晶界对裂纹扩展强烈的阻碍作用, 多晶Be的裂纹长大依靠不同微裂纹之间的汇合, 图7显示了裂纹尖端在晶界受阻, 在裂纹前方产生新的裂纹, 然后新旧裂纹汇合后不断长大的过程. 从能量的角度来说, 不同的解理裂纹之间的汇合会寻求最短路径, 因此, 晶内平行的裂纹易沿次生解理面汇合, 相距较远时倾向于以撕裂的方式汇合, 如图5所示. 而晶粒之间不平行的裂纹通常以撕裂的方式汇合, 如图7所示.
样品中微裂纹一旦长大到临界裂纹扩展尺寸, 裂纹就会失稳扩展, 样品瞬间断裂. 按断裂韧性KIC =Ys c (pd)1/2 计算[40 ] , 其中Y是由裂纹体几何和加载方式确定的参数, s c 是断裂强度, d为临界裂纹扩展尺寸. s c 取我国工业级Be通常的抗拉强度s b =500 MPa, KIC 取我国工业级Be通常的断裂韧性KIC =8~14 MPa∙m1/2 , Y取裂纹与外力垂直的平面应变条件下为1, 则多晶Be通常能够容纳微裂纹的临界扩展尺寸为81~250 mm.
多晶Be抵抗裂纹扩展的阻力主要来自于晶界, 因此, 增加界面阻滞微裂纹扩展无疑是提高多晶Be延伸率的有效手段. 同时, 晶界的增加还使裂纹扩展转向次数增多, 扩展路途变长, 增加裂纹扩展时所做的功, 使多晶Be的韧性提高.
提高多晶Be的纯度可以减少内部组织缺陷和随之而来对滑移阻碍引发的应力集中, 对Be的延伸率提高有一定帮助. 但原位拉伸实验结果表明, 多晶Be的微裂纹并不优先起源于组织缺陷处, 无论该组织缺陷是位于晶内还是晶界, 而是起源于晶界, 且多晶Be随机取向的晶粒总有一些处于不易滑移的位向而倾向于过早的解理. 因此, 高级别的提纯对提高多晶Be延伸率的作用有限.
4 结论
(1) 室温拉伸应力条件下, 多晶Be的滑移和孪晶变形均难以发生. 滑移带仅在少数取向有利的晶粒中出现, 孪晶变形晶粒约占晶粒总数的5%, 变形过程中存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移.
(2) 多晶Be微裂纹起源于晶粒内一侧晶界, 发生穿晶扩展, 在另一侧晶界终止, 裂纹起源符合Stroh位错塞积生裂纹理论. 由于晶界对裂纹扩展强烈的阻碍作用, 多晶Be的裂纹长大依靠不同微裂纹之间的汇合. 晶内平行微裂纹易沿次生解理面汇合, 各晶粒间微裂纹或晶内裂纹相距较远时倾向于以撕裂的方式汇合. 多晶Be断裂基本解理面为(0001)基面和{1010}柱面, 两者均是多晶Be解理萌生和扩展的主要路径.
(3) 在室温拉伸应力状态下, 多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生.
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(李见 .材料科学基础 . 北京 : 冶金工业出版社 , 2006 : 216 )
[本文引用: 1]
1
2006
... 金属Be具有Mg的密度和W的刚度, 熔点高达1285 ℃, 在所有金属中具有最低的热中子吸收截面和优异的尺寸稳定性. 这些性能使Be成为一种特殊的结构和功能材料, 在武器系统、航空航天和核能等领域有着关键的应用[1 -4 ] . 但是, 金属Be室温塑性低(通常只有3%~5%)使它难以制备并限制了它的应用, 特别是限制了它作为轻质结构材料在航空航天领域的广泛应用. 因此, 对金属Be室温变形和断裂行为的研究一直受到广泛关注[2 -4 ] . ...
2
2009
... 金属Be具有Mg的密度和W的刚度, 熔点高达1285 ℃, 在所有金属中具有最低的热中子吸收截面和优异的尺寸稳定性. 这些性能使Be成为一种特殊的结构和功能材料, 在武器系统、航空航天和核能等领域有着关键的应用[1 -4 ] . 但是, 金属Be室温塑性低(通常只有3%~5%)使它难以制备并限制了它的应用, 特别是限制了它作为轻质结构材料在航空航天领域的广泛应用. 因此, 对金属Be室温变形和断裂行为的研究一直受到广泛关注[2 -4 ] . ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
2
... 金属Be具有Mg的密度和W的刚度, 熔点高达1285 ℃, 在所有金属中具有最低的热中子吸收截面和优异的尺寸稳定性. 这些性能使Be成为一种特殊的结构和功能材料, 在武器系统、航空航天和核能等领域有着关键的应用[1 -4 ] . 但是, 金属Be室温塑性低(通常只有3%~5%)使它难以制备并限制了它的应用, 特别是限制了它作为轻质结构材料在航空航天领域的广泛应用. 因此, 对金属Be室温变形和断裂行为的研究一直受到广泛关注[2 -4 ] . ...
... -4 ]. ...
6
1979
... 截至目前, 关于工程上实际应用的多晶Be室温变形和断裂行为的研究, 主要是基于对单晶Be和满足Taylor-von Mises法则取向的特定双晶Be变形和断裂行为的研究, 以及多晶Be断裂韧性和宏观失效行为的研究, 间接地推断多晶Be相关的变形和断裂行为[5 -16 ] . 近年来, 由于国际热核聚变实验反应堆(international thermonuclear experimental reactor, ITER)项目的推动, 多晶Be在中子辐照条件下的断裂行为也得到了重视[17 ,18 ] . 但这些研究尚不能形成对多晶Be室温变形和断裂机理的深入认识. 因此, 本工作利用扫描电镜(SEM)原位拉伸实验观察了多晶Be在拉伸应力作用下的变形, 裂纹萌生、长大和失稳扩展过程, 并利用电子背散射衍射(EBSD)技术对拉伸断口解理面进行了标定, 结合金相显微镜(OM)分析孪晶变形, 研究多晶Be的室温拉伸变形和断裂行为. 最后探讨了影响多晶Be塑性的因素, 为提高金属Be塑性提供有益的参考. ...
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
... 对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形. ...
... 以往的研究[5 ,21 ,23 ,25 ] 认为, Be的孪晶变形诱发基面和孪晶面之间的微裂纹, 平衡了孪晶变形对塑性的贡献. 但本实验未观察到与孪晶变形相关的微裂纹. 正如前文所述, 多晶Be的孪晶变形只能在晶粒a轴处于压缩状态时才能发生, 处于压缩应力状态下的晶粒不易产生微裂纹. 因此, 多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生. ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
... 利用EBSD对多晶Be的解理面标定结果表明, 多晶Be的解理面还有{1120}面, 但它仅在裂纹扩展区被标出, 且几率较低, 因此, {1120}面不是多晶Be解理断裂的主要路径. 出现{1120}解理面的原因可能是: (1) 虽然{1120}面不是Be的滑移面, 但{1010}双滑移可以造成位错在{1120}面堆积; (2) 早期对单晶Be的研究[5 ] 表明, 在基面裂纹扩展受柱面滑移控制时, {1120}面解理会伴随(0001)基面解理一起发生. 这种情况可能也会发生在多晶Be中. ...
2
1979
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
... 对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形. ...
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1996
... 截至目前, 关于工程上实际应用的多晶Be室温变形和断裂行为的研究, 主要是基于对单晶Be和满足Taylor-von Mises法则取向的特定双晶Be变形和断裂行为的研究, 以及多晶Be断裂韧性和宏观失效行为的研究, 间接地推断多晶Be相关的变形和断裂行为[5 -16 ] . 近年来, 由于国际热核聚变实验反应堆(international thermonuclear experimental reactor, ITER)项目的推动, 多晶Be在中子辐照条件下的断裂行为也得到了重视[17 ,18 ] . 但这些研究尚不能形成对多晶Be室温变形和断裂机理的深入认识. 因此, 本工作利用扫描电镜(SEM)原位拉伸实验观察了多晶Be在拉伸应力作用下的变形, 裂纹萌生、长大和失稳扩展过程, 并利用电子背散射衍射(EBSD)技术对拉伸断口解理面进行了标定, 结合金相显微镜(OM)分析孪晶变形, 研究多晶Be的室温拉伸变形和断裂行为. 最后探讨了影响多晶Be塑性的因素, 为提高金属Be塑性提供有益的参考. ...
1
1998
... 截至目前, 关于工程上实际应用的多晶Be室温变形和断裂行为的研究, 主要是基于对单晶Be和满足Taylor-von Mises法则取向的特定双晶Be变形和断裂行为的研究, 以及多晶Be断裂韧性和宏观失效行为的研究, 间接地推断多晶Be相关的变形和断裂行为[5 -16 ] . 近年来, 由于国际热核聚变实验反应堆(international thermonuclear experimental reactor, ITER)项目的推动, 多晶Be在中子辐照条件下的断裂行为也得到了重视[17 ,18 ] . 但这些研究尚不能形成对多晶Be室温变形和断裂机理的深入认识. 因此, 本工作利用扫描电镜(SEM)原位拉伸实验观察了多晶Be在拉伸应力作用下的变形, 裂纹萌生、长大和失稳扩展过程, 并利用电子背散射衍射(EBSD)技术对拉伸断口解理面进行了标定, 结合金相显微镜(OM)分析孪晶变形, 研究多晶Be的室温拉伸变形和断裂行为. 最后探讨了影响多晶Be塑性的因素, 为提高金属Be塑性提供有益的参考. ...
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1998
... 截至目前, 关于工程上实际应用的多晶Be室温变形和断裂行为的研究, 主要是基于对单晶Be和满足Taylor-von Mises法则取向的特定双晶Be变形和断裂行为的研究, 以及多晶Be断裂韧性和宏观失效行为的研究, 间接地推断多晶Be相关的变形和断裂行为[5 -16 ] . 近年来, 由于国际热核聚变实验反应堆(international thermonuclear experimental reactor, ITER)项目的推动, 多晶Be在中子辐照条件下的断裂行为也得到了重视[17 ,18 ] . 但这些研究尚不能形成对多晶Be室温变形和断裂机理的深入认识. 因此, 本工作利用扫描电镜(SEM)原位拉伸实验观察了多晶Be在拉伸应力作用下的变形, 裂纹萌生、长大和失稳扩展过程, 并利用电子背散射衍射(EBSD)技术对拉伸断口解理面进行了标定, 结合金相显微镜(OM)分析孪晶变形, 研究多晶Be的室温拉伸变形和断裂行为. 最后探讨了影响多晶Be塑性的因素, 为提高金属Be塑性提供有益的参考. ...
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1938
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
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1928
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
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1955
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
... 对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形. ...
... 显然, 对于拉伸载荷, 多晶Be随机取向的晶粒c轴处于拉伸应力状态下的几率较高, 且Be没有沿c轴的滑移方向, 滑移变形不能启动, 非常有利于孪晶变形. 但本实验发现拉伸应力条件下, 多晶Be的孪晶变形十分困难, 这是因为Be{1012}孪生的临界分切应力(约110 MPa)远高于基面裂纹扩展的强度(约31 Pa)[21 ] , 当晶粒处于c轴拉伸应力状态时, 会优先发生基面解理, 导致孪晶变形不能发生. 而在宏观应力为拉伸应力状态时, 靠微观形变使晶粒处于压缩状态的几率有限, 并且也不可能都恰好是压缩晶粒的a轴. 即使晶粒a轴恰好处于近似压缩应力状态, 该取向也有利于启动柱面滑移, 柱面滑移又会与孪晶变形发生竞争而导致孪晶变形受阻. Be柱面滑移的临界分切应力约为120 MPa, 与孪晶变形的相当[21 ] . 因此, 多晶Be随机取向的晶粒即使处于孪生变形的有利位置, 但因(0001)基面解理和{1010}柱面滑移的竞争, 也难以发生孪晶变形. ...
... [21 ]. 因此, 多晶Be随机取向的晶粒即使处于孪生变形的有利位置, 但因(0001)基面解理和{1010}柱面滑移的竞争, 也难以发生孪晶变形. ...
... 原位拉伸实验还发现多晶Be极个别微裂纹起源于晶内, 这是由于位错运动在晶内缺陷处(如杂质、第二相粒子等)受阻造成的. 晶内应力集中会造成晶面弯曲, 进一步滑移则可导致弯曲面分离, 形成裂纹核心. 这种裂纹形核机制符合Stroh亚晶界扭转生裂纹理论[34 ] . 由于晶内障碍物并不像晶界那样足够强大, 位错往往能够绕过它们运动, 很难堆积成足以造成晶面弯曲的应力. 因此, 这种裂纹在多晶Be中较少. 另外, 金属Be基面滑移的临界分切应力(约20 MPa)与解理应力(约31 MPa)相差仅11 MPa[21 ] , 基面只需少量位错堆积就可达到基面解理的应力, 这是多晶Be中能够观察到晶内微裂纹的主要原因. ...
... 以往的研究[5 ,21 ,23 ,25 ] 认为, Be的孪晶变形诱发基面和孪晶面之间的微裂纹, 平衡了孪晶变形对塑性的贡献. 但本实验未观察到与孪晶变形相关的微裂纹. 正如前文所述, 多晶Be的孪晶变形只能在晶粒a轴处于压缩状态时才能发生, 处于压缩应力状态下的晶粒不易产生微裂纹. 因此, 多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生. ...
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1963
... 以往的研究[5 ,21 ,23 ,25 ] 认为, Be的孪晶变形诱发基面和孪晶面之间的微裂纹, 平衡了孪晶变形对塑性的贡献. 但本实验未观察到与孪晶变形相关的微裂纹. 正如前文所述, 多晶Be的孪晶变形只能在晶粒a轴处于压缩状态时才能发生, 处于压缩应力状态下的晶粒不易产生微裂纹. 因此, 多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生. ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
In: Hausner H H ed., Beryllium: its Metallurgy and Properties
1
1965
... 以往的研究[5 ,21 ,23 ,25 ] 认为, Be的孪晶变形诱发基面和孪晶面之间的微裂纹, 平衡了孪晶变形对塑性的贡献. 但本实验未观察到与孪晶变形相关的微裂纹. 正如前文所述, 多晶Be的孪晶变形只能在晶粒a轴处于压缩状态时才能发生, 处于压缩应力状态下的晶粒不易产生微裂纹. 因此, 多晶Be的孪晶变形不易导致微裂纹的萌生. ...
2
1968
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
... 对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形. ...
1
1981
... Be属于hcp金属, 晶格常数c/a=1.568. 室温滑移系为基面(0001)〈1120〉和第一序柱面{1010}〈1120〉, 锥面的{1122}〈1123〉滑移系不能启动, 独立的滑移系只有4个, 不能满足Taylor-von Mises[19 ,20 ] 要求多晶塑性变形至少5个独立滑移系的变形协调条件. 并且Be 4个滑移系的滑移方向均为〈1120〉, 只能发生a滑移, 缺乏c滑移, 变形具有明显的各向异性[5 ,6 ,21 -26 ] . 多晶Be的滑移变形很难协调. 一些hcp金属, 特别是c/a接近理想值(1.633)的Mg, Ti和Zr等, 这种滑移系的缺失, 往往可以通过孪晶变形来改善, 将孪晶和滑移结合起来, 金属也可以连续的进行变形, 获得良好的塑性[27 ] . 但本实验发现, 即使在含有形变孪晶组织较多的静载拉伸样品中, 发生孪晶变形的晶粒也仅占晶粒总数的5% (图3c). 室温拉伸应力作用下, 多晶Be的孪晶变形十分困难. 因此, 室温拉伸应力条件下, 由于滑移系的缺失和孪晶变形困难, 多晶Be不能连续变形, 塑性较差, 变形组织中只有少数晶粒具有形变特征, 如图2所示. ...
1
1995
... 多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. ...
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1995
... 多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. ...
1
1988
... 多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. ...
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1988
... 多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. ...
材料科学基础. 第二版
1
2003
... 多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. ...
材料科学基础. 第二版
1
2003
... 多晶金属变形时, 总是少数取向有利的晶粒优先滑移, 故最早的滑移带总是在剪应力最大的宏观剖面与试件表面的交线上出现[28 ] . 材料拉伸时45°的斜截面上具有最大剪应力[29 ] , 故多晶Be试样沿与拉伸轴成45°方向的滑移带最为常见. 与拉伸轴成90°方向的滑移带的出现则是由于它们位于另外一个最大剪应力平面上(从试样侧面截取45°的斜截面, 与试样表面的交线为90°). 实验观察到90°的滑移带略少于45°的, 这是板状沙漏型试样几何效应造成45°斜截面应力分布略有差异导致的. 多晶Be变形组织中可观察到与拉伸轴近似成45°和90°方向的滑移带, 而其它方向的滑移带十分罕见, 如图2所示, 也表明多晶Be只有少数取向有利的晶粒启动了滑移. 另外, 与拉伸应力轴成90°的滑移带成波纹状, 如图2b中箭头所示, 这是交滑移的结果[30 ] , 表明多晶Be的滑移过程存在(0001)基面和{1010}柱面之间的交滑移. ...
金属力学性质的微观理论
2
1983
... 对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形. ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
金属力学性质的微观理论
2
1983
... 对多晶Be拉伸形变孪晶组织进行EBSD标定, 结果表明: 这些形变孪晶为{1012}〈1011〉型孪晶, 这与以前研究认为室温下Be通常发生此类型孪晶变形一致[5 ,6 ,21 -26 ] . 按孪生几何学[31 ] , Be晶粒发生{1012}〈1011〉孪生变形, 晶粒沿c轴伸长约8%, a轴相应比例收缩. 即沿晶粒c轴施加拉应力或沿a轴施加压应力, 晶粒就可能发生孪晶变形. ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1954
... 原位拉伸实验发现, 多晶Be几乎所有的微裂纹均起源于晶界一侧, 发生穿晶扩展后, 在另一侧晶界终止, 且微裂纹成直线状, 如图4所示. 多晶Be的微裂纹起源于晶界是由于位错在晶界塞积造成应力集中, 从而导致相邻晶粒解理造成的, 因距塞积点距离越近, 应力集中越大, 故裂纹表现为从晶界起源. 应力继续增加, 裂纹沿解理面扩展, 不会发生晶体取向不连续现象, 故裂纹成直线状. 这种微裂纹形核机制符合Stroh位错塞积生裂纹理论[32 ,33 ] . ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1955
... 原位拉伸实验发现, 多晶Be几乎所有的微裂纹均起源于晶界一侧, 发生穿晶扩展后, 在另一侧晶界终止, 且微裂纹成直线状, 如图4所示. 多晶Be的微裂纹起源于晶界是由于位错在晶界塞积造成应力集中, 从而导致相邻晶粒解理造成的, 因距塞积点距离越近, 应力集中越大, 故裂纹表现为从晶界起源. 应力继续增加, 裂纹沿解理面扩展, 不会发生晶体取向不连续现象, 故裂纹成直线状. 这种微裂纹形核机制符合Stroh位错塞积生裂纹理论[32 ,33 ] . ...
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1958
... 原位拉伸实验还发现多晶Be极个别微裂纹起源于晶内, 这是由于位错运动在晶内缺陷处(如杂质、第二相粒子等)受阻造成的. 晶内应力集中会造成晶面弯曲, 进一步滑移则可导致弯曲面分离, 形成裂纹核心. 这种裂纹形核机制符合Stroh亚晶界扭转生裂纹理论[34 ] . 由于晶内障碍物并不像晶界那样足够强大, 位错往往能够绕过它们运动, 很难堆积成足以造成晶面弯曲的应力. 因此, 这种裂纹在多晶Be中较少. 另外, 金属Be基面滑移的临界分切应力(约20 MPa)与解理应力(约31 MPa)相差仅11 MPa[21 ] , 基面只需少量位错堆积就可达到基面解理的应力, 这是多晶Be中能够观察到晶内微裂纹的主要原因. ...
1
2010
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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2010
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1986
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1999
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1956
... 多晶Be的断裂是典型的脆性解理断裂[35 ] . 早期研究[2 ,5 ,23 ,36 ] 认为, 基面滑移和基面解理强度相差仅11 MPa, 少量的位错滑移之后, 位错堆积的应力就可以造成基面解理, 基面易于解理是Be内禀脆性的根本原因. 本实验也发现多晶Be的微裂纹比滑移带先出现, 反映出Be易于解理的特性. 但本实验用EBSD对多晶Be断裂解理面标定结果表明, 无论在裂纹形核区还是扩展区, 多晶Be的主要解理面不仅是(0001)基面, 还有{1010}柱面, 两者出现的几率相当. 柱面也是多晶Be解理裂纹萌生和扩展的主要路径, {1010}柱面成为多晶Be主要解理面的原因可能有以下3点. (1) 按弹性理论, 裂纹成核所需能量与表面能密切相关, 表面能越低, 越容易发生解理. 文献[5]给出Be的表面能g =2.322 J/m2 , g 1 0) =6.342 J/m2 , 基面是最容易解理的面. 但Matysina[37 ] 采用断裂面和晶面显微投影的方法计算hcp晶体的表面能, 发现Be的(1010)表面能略低于(0001)表面能, 形成(1010)自由表面的概率比(0001)高, 按此计算(1010)是Be最容易解理的面. 但目前还缺乏Be{1010}和(0001)面表面能以及{1010}解理断裂强度的实验数据. (2) 根据Stroh理论, 与滑移面接近成70.5°的面处于正应力最大值[32 ,33 ] , 相邻晶粒的{1010}面比(0001)面更接近该位置. (3) 对于完全脆性的物质, 断裂完全受正应力控制, 但对于半脆性的物质, 文献[31]指出, Щукин和Лихтман认为裂缝的形成不仅与正应力有关, 还与切应力有关, 这已经被Gilman[38 ] 用不同位向Zn单晶在78 K拉伸实验证实, 当样品滑移面上的分切应力为零时, 样品的断裂强度有趋向于理论断裂值的趋势, 略偏离此位向断裂强度就发生陡降, 这说明裂纹成核和长大与切应力导致的滑移是分不开的, 即使是极微量的滑移[31 ] . 因此, 当相邻晶粒{1010}存在较多的滑移降低了晶面的断裂强度时, 也可发生{1010}面解理. 这也解释了EBSD标出的解理面主要是{1010}和(0001)的原因, 因为在室温下Be能够启动的滑移面只有(0001)和(1010), Be的裂纹成核与滑移密切相关. ...
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1993
... 多晶Be的原位拉伸实验结果表明, 晶界不仅是位错运动的主要障碍, 也是裂纹扩展的主要障碍. 晶界表现出对裂纹强烈的阻碍作用(图6). 由于裂纹跨越晶界扩展要消耗大量的能量[39 ] , 当微裂纹扩展至晶界后, 就会被晶界钉扎, 不能穿越晶界扩展到另一个晶粒中去. ...
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1993
... 多晶Be的原位拉伸实验结果表明, 晶界不仅是位错运动的主要障碍, 也是裂纹扩展的主要障碍. 晶界表现出对裂纹强烈的阻碍作用(图6). 由于裂纹跨越晶界扩展要消耗大量的能量[39 ] , 当微裂纹扩展至晶界后, 就会被晶界钉扎, 不能穿越晶界扩展到另一个晶粒中去. ...
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2006
... 样品中微裂纹一旦长大到临界裂纹扩展尺寸, 裂纹就会失稳扩展, 样品瞬间断裂. 按断裂韧性KIC =Ys c (pd)1/2 计算[40 ] , 其中Y是由裂纹体几何和加载方式确定的参数, s c 是断裂强度, d为临界裂纹扩展尺寸. s c 取我国工业级Be通常的抗拉强度s b =500 MPa, KIC 取我国工业级Be通常的断裂韧性KIC =8~14 MPa∙m1/2 , Y取裂纹与外力垂直的平面应变条件下为1, 则多晶Be通常能够容纳微裂纹的临界扩展尺寸为81~250 mm. ...
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2006
... 样品中微裂纹一旦长大到临界裂纹扩展尺寸, 裂纹就会失稳扩展, 样品瞬间断裂. 按断裂韧性KIC =Ys c (pd)1/2 计算[40 ] , 其中Y是由裂纹体几何和加载方式确定的参数, s c 是断裂强度, d为临界裂纹扩展尺寸. s c 取我国工业级Be通常的抗拉强度s b =500 MPa, KIC 取我国工业级Be通常的断裂韧性KIC =8~14 MPa∙m1/2 , Y取裂纹与外力垂直的平面应变条件下为1, 则多晶Be通常能够容纳微裂纹的临界扩展尺寸为81~250 mm. ...
, 李峰
