含表面缺陷和不含表面缺陷的gamma;-TiAl拉伸变形和断裂的分子动力学模拟

摘要：

沿着[001]方向的单轴拉伸分子动力学模拟研究已经完成，用来研究各种表面缺陷对gamma;-TiAl单晶塑形变形的萌生与断裂的影响。结果表明:脆性断裂发生在完好体中;表面和边缘的缺陷会破坏材料的强度，并提供位错形核的位置。表面和边缘的缺陷会导致进一步的弱化，随着缺陷类型、尺寸、位置和方向的不同，会产生不同的影响，其中边缘凹陷的影响最大。当表面缺口很小时，从杆的边缘会产生位错，只有当缺口大于依赖于临界尺寸的应变速率时，才会发生位错成核的现象。表面划痕的影响是定向的和而且对形状敏感。平行于加载方向的划痕影响不大，垂直于加载方向的划痕锋利尖锐，易造成裂纹，应避免。该模拟还表明，任何类型的表面缺陷都会降低强度，并在某些情况下导致裂纹。但如果控制得当，可能会促进位错成核，提高组织的延展性。

关键词:金属间化合物，超位错，断裂，表面缺陷，分子动力学

1. 介绍

钛铝基合金具有较高的比强度和良好的高温抗氧化性能，是一种很有前途的高温结构材料。与超合金相比,基于gamma;-TiAl合金密度只有超合金一半，在600°C到900°C的温度上的工作温度有潜力取代超合金作为旋转组件。可以显著提高喷气发动机的推力重量比和燃油效率。人们普遍认为，汽车重量减少10%，燃油经济性将提高约6%。与传统的钛合金相比，铝合金中30%以上的铝也有助于降低原材料成本。因此，铝基合金在航空航天和汽车工业中具有良好的应用前景，如涡轮叶片和阀门。由于室温延性差，尽管早在1995年就通过了发动机试验，2006年GE公司就宣布在喷气发动机中使用惯性涡轮叶片，但在大规模应用方面进展并不快。除了零件制造的困难外，缺陷也不可避免地会形成，例如微缺陷，铸件气孔疏松、加工表面划痕、处理不当造成的表面压痕等缺陷严重影响零件的可靠性。针对各种缺陷对不同材料性能的影响，进行了大量的研究，结果表明，点缺陷对材料性能的影响很大。辐照铜的强度受位错-辐照缺陷相互作用的控制。随着空位浓度的增加，初始屈服应力迅速增加，随后在高空位浓度时，屈服应力的增加缓慢得多。TiAl作为一种相对脆性的材料，可能对这些缺陷更加敏感，但是对不同缺陷如何影响其性能的机理研究是有限的。结果表明，Ti-48Al-2Cr-2Nb试件中段的人工矩形微槽可以降低试件的疲劳极限。Ti-47Al-2W-0.5Si合金的高周疲劳强度也可以通过表面缺陷等降低。在典型的风机叶片应用中加工的Ti-6Al-4V合金，由于较早的裂纹萌生，在存在异物损伤的情况下，抗疲劳能力明显降低。裂纹的成核及随后的近阈值扩展主要受异物损伤引起的应力集中和损伤区存在的小微裂纹的影响。异物损害的主要影响降低疲劳寿命是引起疲劳裂纹。HRTEM分析表明，喷丸后出现了较强的位错滑移和机械孪晶现象。近年来，利用分子动力学(MD)模拟研究了辐照和加工诱导的点缺陷、堆积缺陷和孪晶界对力学性能的影响。离子辐照引起的铜纳米线缺陷，由于在缺陷附近释放了外加应力，导致屈服应力显著下降。单晶铜在加工过程中产生的堆叠故障会增加其表面下的压缩应力，从而增加强度。在面心立方金属纳米线中，孪晶界既是位错运动的障碍，又是位错源，并可能导致硬化效应，导致拉伸延性。

MD模拟也被用于研究剪切变形下的孪晶、伪孪晶、位错和超位错行为，揭示了不同条件下位错和孪晶的不同机制。关于缺陷对材料力学性能影响的研究很多，但表面缺陷引起的位错或裂纹成核的原子尺度细节及其对变形和断裂的影响尚未阐明。因此,在这项研究中,系统的MD模拟进行了表面缺陷的影响和各种类型和具有层状主导相的gamma;-TiAl金属化合物,在不同的应变率和温度条件下的拉伸变形和断裂行为。

2. 方法

2.1仿真设置

模拟样本沿着gamma;-TiAl晶核的方向生成。没有缺陷样本包含324000个尺寸为12nmtimes;12nmtimes;37.6 nm的原子, 作为具有各种缺陷的样品的起始配置。通过在各方向、两个方向和一个方向分别设置周期性边界条件，对块状、板状和棒状构件进行建模。图1(b)、(c))和划痕(d-f)是通过去除棒材表面或边缘的相应原子得到的，模拟了划痕和划痕的影响。沿加载方向或垂直于加载方向的杆体表面分别出现等深的钝性或尖锐性划痕，其截面为半圆形或三角形。表1中列出了各种类型缺陷的尺寸，这些缺陷是由结构在建造过程中被移除的原子数(称为空位数)来测量的。缺陷的尺寸也可以通过凹坑或划痕的直径来测量。本文模拟的小、中、大缺陷直径分别为1nm、2nm、4nm。温度被重新调整，以防止局部塑性变形产生的热量导致过热，变形被激活的方法与Parrinello和Rahman的方法类似，但对模拟箱施加恒定的拉伸应变速率。研究了钛铝系的嵌入原子间势。通过对钛铝体系中各种晶体性质和结构的实验数据和第一性原理数据的拟合，得到了这种势,较好地描述了点缺陷、平面断裂能、弹性常数、甚至沿Bain路径的能量等基本性质，非常适合本研究。然后在1k - 300k的温度和的恒定应变速率下，对上述构建的模型进行单轴拉伸的MD模拟。

图1所示。原子构型gamma;-TiAl晶胞(a)和棒的边缘凹痕(b)、(c)一个表面凹陷,钝缺口(d)和锋锐的缺口(e),和钝缺口方向沿加载方向(f)。方向如(a)和(b)所示。原子模拟盒子的颜色根据他们的配位数,黄色,红色,绿色,粉红色和紫色，序号分别为12，11，10，9，7

2.2 应变率验证

表面凹陷为120个空位的棒形材料在不同应变速率下的张拉应力应变关系如图2所示。显著减少临界应力应变可以观察到的变化应变速率从分别为和,而拉伸曲线在附近, 初始缺陷成核的性质没有变化，只是屈服后的力学性质不同。当然，这里的应变速率仍然远远超过通常的实验。随着应变速率的降低，临界应力将进一步减小。大量的实验表明,大量下降发生在应变率的范围内，如铜和铁。详细的研究表明，详细的研究表明，由不同机理控制的过程应变率敏感性有显著差异

表1：

图2所示：在300k温度下应变速率范围内，杆包含有120个表面凹陷的应力应变关系

例如,分析预测使用过渡态理论与MD输入表明,降低成核压力，减少一半的应变率从 (11个数量级)在室温下的位错成核的边缘与纳米棒矩形截面;而同样的应变速率变化对于位错迁移控制过程可能会有更大的强度降低。在本研究中，屈服前除了预设的凹陷或划痕外，不存在其他晶格缺陷，因此表面缺陷成核可能是与表面缺陷和边缘缺陷成核竞争的唯一机制。应变速率灵敏度应与参考文献[35]中的灵敏度相当。相对较大的系统在这项研究中,的应变率方法的经济极限MD模拟。因此,在下面,我们专注于获得的结果在,的大多数情况下。

3.结果与讨论

3.1完美体在张力作用下的变形和断裂

在1K和300K环境中以的恒定应变速率进行完好的块状，板状，棒状拉伸变形模拟，应力应变曲线如图3所示。结果表明，板坯和棒材的临界应力分别为17 GPa和14 GPa。板材或棒材表面的存在会产生一个表面拉力。

图3所示。应力-应变关系gamma;-TiAl散装(黑色),板(红色)和杆(蓝色)张力在， 300 K下。

图4所示。原子在完美gamma;-TiAl脆性断裂的过程。模拟是在1K恒定应变速率下进行的，原子是根据它们的配位数着色的

然而，一个简单的估测表明，他们的贡献是非常小的，样本模拟中只有0.5和0.6 GPa。因此，屈服应力的下降主要是由于表面和边缘缺陷形核的作用。体积应力立即降至零，屈服后发生振动，表明断裂为脆性断裂，板材和杆件均存在一定的塑性变形，起到阻尼作用。因此，在屈服后的体积中不存在这样的振动。

完美gamma;-TiAl,如图4所示,当应用拉应力增加到一个关键值, 应变定位形式是连续的。随着应变的进一步增加，局部化浓缩成更少的地方。然后形成几个微裂纹核(图4(b))，沿平面迅速膨胀(图4(c)、(d))，随着变形的进行形成裂纹。然后一个裂纹占主导，其余的闭合，最终导致试样断裂(图4(e))。值得一提的是，在裂纹萌生前没有观察到任何位错事件，因为只有超位错可能在目前的取向下发生，这比(001)裂纹更难成核成核，至少达到的最低应变速率。

3.2从表面和边缘开始塑性变形

与三维周期边界条件下的理想块相比，板的表面和矩形截面杆的边缘也可视为两种缺陷。对gamma;-TiAl的拉伸行为的影响的仿真结果进行了比较,研究了对完美的块,板和杆(图5)。位形分析表明，裂纹萌生前，表面和边缘为位错成核提供了位置，位错成核和滑移均能有效地释放应力。在表面和边缘处，试样在位错成核和扩展后发生断裂，获得了一定的塑性。从图3和图5可以看出，表面和边缘促进了超位错成核，同时显著降低了屈服应力。

在完全体块中图4和图5(a))，当拉伸到屈服点时，试样内部开始出现微裂纹，并发展成为导致断裂的主裂纹。在平板(图5(b))和棒(图5(c))中，自由表面或边缘提供位错成核位置。当一个完美的杆沿[001]拉伸到临界点时，四个部分位错从边缘的一个位置依次发射，并在(111)平面上传播。图6(a)给出了从一个原点出发的四个偏导数的示意图，图6(bf)为成核位点附近各部分的原子位移。四个蓝色箭头表示偏导数的矢量方向。

而绿色箭头表示超位错总向量,[011]。这种离解模式与图7所示的al在平面上的广义叠加断层能量面一致,最低能量路径如红色箭头路径所示。超位错核分解是[011]=1/6[121] CSF 1/6[12] APB 1/6[121] SISF 1/6[12], 在四种断层中有三种类型的叠加断层，这与我们之前研究的剪切超位错是一致的。

图5所示。配置gamma;-TiAl块(a)、板(b)和杆(c),和微观裂纹(a)和位错成核表面(b)和(c)边缘的结果[001]张力在和300 K。完全平板和棒的方向与散装相同。原子按配位数着色，表面为灰色原子，边缘为红色原子，正常原子为黄色或不可见

图6所示。在和1k条件下的的张力下，由杆的边缘在平面上形成超位错的4个偏晶的成核（a）。数字1到4标志着4个部分。由于各部分的滑移，原子在成核点附近发生位移。蓝色和绿色箭头分别表示偏微分和超位错的伯格斯向量。图中显示了三个连续(111)平面上的原子，其中一些原子被着色，便于跟踪

图7所示。gamma;-TiAl表面的广义叠加断层能量面。红色和黄色箭头表示这四个偏导数的原子位移和总的伯格斯向量。

3.3 凹陷大小和应变速率对位错成核位点选择的影响

正如上面所观察到的, 边缘以位错成核位点为主，与原子光滑表面和样品内部相竞争，如果gamma;-TiAl杆没有其他缺陷存在。在铜纳米颗粒[35]中也发现了类似的趋势。在本节中，我们将研究表面或边缘有额外缺陷的杆件的拉伸行为。位错成核的原子构型如图8所示，边缘有小、中、大缺陷的棒材(图8(a1-a3))和表面(图8(b1-b3))，垂直于加载方向的钝划痕(图8(c1-c3))。可以观察到，位错核分别从边缘凹陷、表面凹陷和划痕与边缘的交点处形成。在~ 的应变速率下，对具有不同尺寸表面凹陷的金属杆进行了拉伸模拟研究晶粒大小和应变速率对成核部位的影响。

图8所示。在和1k下沿[001]方向拉伸时，具有不同类型和尺寸的表面和边缘缺陷的棒材的位错成核。a、b、c分别代表边缘、表面和表面划痕上的凹痕，1、2、3分别代表直径为1、2、4nm的小、中、大缺陷。红轴、绿轴和蓝轴分别为[100]、[010]和[001]。

不同条件下位错成核位置如表2所示。当表面凹陷最小的棒材在拉伸过程中，仅存在一个空位时，应变速率在~ 之间，仍然会发生从边缘向外成核的位错。对于表面有凹陷的棒材，在四个表面上各有3种不同形状的缺陷，成核位置随应变速率而变化。这里，式中，{u v w}的混合指标表示等价格平面族，其中最后一个指标是固定的，前两个是可置换的，这是由于TiAl的L的特殊顺序。。当应用应变率,随着应变的推进,成核的顺序是凹陷1, 凹陷2,边缘和凹陷3。

当应变速率降至, 成核的位错较少的同时，成核位点顺序为韧窝1和边缘，从边缘成核的位错发展速度快于从韧窝成核的位错。当应变速率进一步降至,混乱成核只有在边缘。这意味着随着应变速率的降低，位错倾向于从边缘成核，即使表面有一个小的凹陷。至于杆的表面凹痕7空缺,当应变率或, 位错从凹陷开始成核。当应变速率降至，在不同的模拟中，从酒窝或边缘随机脱位核。预计混乱可能成核后边缘应变率进一步降低至。当凹痕大小大于10个空位, 在模拟的应变速率下

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资料编号：[4786]