第五章-纳米晶材料的力学性能课件.ppt
5.1 纳米晶金属和合金的力学性能一、孔隙对性能的影响 v 图5-1显示了Pd和Cu纳米晶杨氏模量与孔隙率之间的函数关系。可以看出，杨氏模量随孔隙率的提高而降低。这已经被许多的力学模拟和计算结果所证实。Wachtman提出了一个孔隙率和杨氏模量之间的关系表达式： E=E0(1-f1p+f2p2) (5.1) 式中 p 是孔隙率，f1和f2分别等于1.9和0.9。对于相对低的孔隙率，P2可以忽略不计，于是近似地得到E/E0=1-1.9p。 杨氏模量孔隙率图5-2是Cu和Pd金属中，屈服应力随压实密度变化的关系曲线。 显然，屈服强度受到了压实密度的强烈影响。这可能是已经存在的孔隙为裂纹的扩展乃至材料的断裂失效提供了初始位置。 密度二、屈服强度 多晶材料的屈服应力与其晶粒尺寸之间的关系遵循Hall-Petch关系， 即： （5.2） y是材料的屈服应力，0是摩擦应力，k是一个常数。这只是一个近似，更为一般的形式是d的指数为-n（0.3n0.7）。式（5.2）所列的Hall-Petch关系预测了应力会随着晶粒尺寸平方根的倒数的提高而提高。但是，一些研究结果显示，在粗晶粒材料中得到的这种Hall-Petch关系不能被很好地外推到晶粒尺寸小于1m的情况。 2/10kdy表表5-1 通过通过IGC法合成的纳米晶法合成的纳米晶Pd和和Cu的压缩屈服强度的压缩屈服强度试样号试样号压实温度压实温度 (C)密度密度 (%理论理论)晶粒尺寸晶粒尺寸 (nm)屈服强度屈服强度(GPa)硬度硬度/3 (GPa)Pd133598.5541.151.0Pd218397.9381.101.131.1Pd3RT95.3240.750.75Cu110692.5190.650.77Cu210698.4200.850.87 可以看出，纳米晶Cu和Pd的屈服强度明显地比相对应的粗晶材料的强度要高，并且对材料的致密度有较强的依赖性。 图5-3 (a)是 Chokshi等人观察到的Cu和Pd纳米晶中的反Hall-Petch关系。(b)压缩实验比拉伸实验具有更高的正Hall-Petch关系斜率值。Chokshi等人认为，纳米晶铜负的斜率是由于室温下快速扩散蠕变的出现造成的。Coble蠕变被认为是主要的变形机制，即： （5.3） 强 度MPa晶粒尺寸-1/2(nm-1/2)3150gbkTDd图5-4显示了300K时，应力分别为100MPa（a）和1000MPa(b)情况下，应变速率和晶粒尺寸之间的关系。从这个曲线可以看出，当晶粒尺寸小于20nm左右时，晶界扩散过程变得越来越重要。 晶粒尺寸，d(nm)应变速率晶粒尺寸，d(nm)应变速率图5-5显示了4种不同的金属Cu、Ni、Fe和Ti，当晶粒尺寸从微米到纳米范围内变化时其H-P关系的变化趋势。可以看出，在传统粗晶材料尺度范围内，数据点大多都是重合一致的。而在纳米晶范围内，数据点分布显得非常离散，由此而得到的H-P关系明显偏离了微米晶材料的规律，斜率也有所减小。 屈服强度屈服强度屈服强度屈服强度传统传统传统传统三、延展性 在传统粗晶材料研究中，人们认为晶粒尺寸越小，材料的延展性会提高，因而，期待着当晶粒尺寸降低到纳米数量级后，可能使延展性有大幅度的改善。但实际上，已有的研究表明，当金属的晶粒尺寸25nm后，其延展性非常差，只有这些金属在传统晶粒尺寸范围内延展性的40%60%。 Koch认为纳米晶材料有限的延展性可能有以下3个主要原因：（1）加工过程中缺陷的引入（例如孔隙）；（2）拉伸失稳；（3）裂纹的形核或者剪切失稳。以晶粒尺寸为函数来阐述不同的塑性变形机制分子动力学模拟结果表明：（a）晶粒尺寸d1m，材料中的位错和加工硬化现象控制了塑性变形；（b）在最小的晶粒尺寸d10nm，其中晶内位错数量和活性有限，晶粒边界剪切被认为是主要的变形机制。（c）中间的晶粒尺寸范围（10nm1m）内，人们的理解仍然很少，正是这些不为人们所熟知的机理强烈地影响了材料的延展性。 图5-6（a）是在纳米尺度范围内，金属材料屈服强度和伸长率之间的关系曲线，随着强度的提高延展性明显降低。相比较来说，超细晶粒材料（ultrafine grained materials-UFG）（100nm500nm）在屈服强度提高的同时，具有较好的延展性（图5-6（b）。延伸率 /%延伸率/%Al合金归一化后的屈服强度归一化后的屈服强度图5-7（a）显示了在传统的粗晶尺寸区域，金属的延展性与强度之间的关系曲线。可以看出，随着强度的提高，延展性降低，这些数据点基本上都落在了图示的灰色区域。但在这个区域上方，有5个数据点与此规律不一致，即在较高的强度下保持了较好的延展性。研究认为有3个因素决定了材料的延展性：加工硬化、应变速率敏感性以及热软化。在一些情况下，由于剪切局域化被阻止，材料表现出了较高的延展性。应变速率敏感性m，可以表达如下： （5.4） 延伸率(%)真应变真应力归一化后的屈服强度1/23ykTmVV是塑性变形激活体积分数（它直接与变形的物理机制有关），T是温度，y是屈服/流变应力。Lu等人认为高的应变速率敏感性表明材料的激活体积分数较小，所以与纳米组织的变化密切相关（例如孪晶的出现）。因此，材料的延展性、应变速率敏感性和变形机制是互相联系的，可以通过纳米组织的操控来提高材料的延展性。Zhu和liao 通过大幅度提高生长孪晶的密度（退火），提高了他们所研究的金属纳米晶的延展性。图5-7（b）显示了不同晶粒尺寸锌试样的力学性能。随着晶粒尺寸从238nm变化到23nm，延展性明显降低。Zhang 等人认为伸长率随晶粒尺寸减小而降低可能是纳米材料固有的特性，他们研究的这些纳米晶材料没有孔隙，合成过程键和也是很好的。早期的结果已经表明，纳米晶材料的力学性能可能会被错误地解释，原因是人们对其内部结构细节了解的缺失。同时，制备过程带来的污染和孔隙也被认为对延展性有非常大的害处。四、应变硬化 纳米晶试样中的位错密度是饱和的，这主要是由于动态回复，或者是位错湮灭于晶粒边界造成的。这最终导致了低的应变硬化速率。所以只有在大的附加应变过程中，才能观察到加工硬化。动态回复被认为只有在剧烈的塑性变形过程中才会出现。由于温度的提高，回复过程将变形组织转变成了超细晶粒，这种组织既有低角度也有高角度的晶粒边界。在通过等通道角挤压（equal angular channel pressing-EACP）和粉末压制（powder consolidation）制备的试样中，已经观察到了低应变硬化现象。图5-8显示了通过ECAP工艺（8道次）制备的UFG铜的压缩和拉伸应力-应变曲线。压缩时基本上没有加工硬化。拉伸时在屈服应力处试样出现了颈缩，显示了较低的拉伸延展性。 纳米晶金属铜在拉伸变形时其应力-应变曲线，首先很快出现了一个峰值，接下来出现了软化现象，这可能是由于颈缩造成的。应变硬化的消失（d/d=0）引起了局部的变形，导致了低的延展性。对其他的纳米晶材料，包括Fe(BCC)和Ti(HCP)，观察到了平坦的压缩曲线。颈缩多数出现于剧烈的失稳条件下，在压实的Fe试样中还观察到了剪切带。 真应力(MPa)真应变压缩试验拉伸试验8道次ECAP处理的Cu试样(应变速率=510-3/s)五、应变速率敏感性 1、应变速率指数m 定义为： 或者一般在0.04数量级，当晶粒尺寸降低到80nm时，将会降低到0.004。图5-9 超细晶粒材料的应力应变曲线。（a）Cu和（b）Ni。lnlnm1lny真应力真应变真应力真应变图5-10 Cu的应变速率敏感性随晶粒尺寸的变化曲线 在晶粒尺寸低于某一个临界值的情况下，应变速率敏感性会提高 Wei等Gray等v图5-11 (a) 硬度测量得到的粗晶和超细晶粒铝的应变速率敏感性比较。v(b)硬度测量的脉冲电沉积Ni的应变速率敏感性 硬度压入应变速率硬度应变速率超细晶粒尺寸，m=0.027传统晶粒尺寸，m=0.007粗晶粒六、超细晶粒和纳米结构HCP金属的应变速率敏感性 图5-12显示了应变速率相同的条件下（10-4s-1）、不同温度测试的球磨3h的Zn试样拉伸应力-应变曲线 真应力真应变七、bcc纳米晶铁的力学行为 图5-13 在20C 和60 C对球磨3h的Zn进行的应变速率顶锻实验（压缩）结果 真应力真应变(MPa)图5-14 准静态和高应变速率等轴压缩条件下不同晶粒尺寸试样的典型应力应变曲线 真应力真应变动态准静态八、纳米晶材料的蠕变图5-15 纳米晶Ni-P (d = 28 nm)（a）和纳米晶TiO2（b）的应力和应变速率曲线 应力(MPa)蠕变速率应力(MPa)蠕变速率图5-16 在不同晶粒尺寸条件下，以晶粒边界扩散机制为基础计算的蠕变曲线。注意当晶粒尺寸从1 m 减小到10 nm时，应变速率提高了6个数量级 温度()应变速率)九、纳米晶材料的疲劳图5-17 钛经过ECAP处理后的 SN 曲线(方框内插入的是传统多晶钛的SN曲线，晶粒尺寸分别为 d = 9、32和 100 m 失效循环次数应力振幅图5-18 UFG铜、ECAP铜和粗晶粒铜的SN 疲劳寿命曲线 失效循环次数应力振幅CG Cu, 3CG Cu, 3晶粒尺寸115, 15, 3.4m115, 15, 3.4m图5-19 在室温、疲劳频率10 Hz 、R = 0.10.5条件下，低温球磨Al7.5Mg 合金的疲劳裂纹开裂长大速率da/dN 随应力强度因子K的变化曲线 K(MPa m1/2)循环) 提高R
