一种考虑界面相物性影响的界面单元法

界面是由复杂的界面相简化而成的,界面破坏实际是界面相材料的破坏。数值计算为了方便,如经典模型和内聚力模型等,都把很薄的界面相作无厚度化处理。导致只能考虑界面的面力,而无法考虑界面相内的应力(平行于界面方向的应力)。使界面失效准则先天性地排除了界面相内部应力的影响,从界面相材料失效机理的角度来看这是不够严谨的。本文将界面相材料等效为一种弹性连续体,由界面本构关系推导得到了一种新的界面单元。该单元具有界面参数易确定、对界面相物性可以进行等效描述等优点。通过商用有限元软件ABAQUS和用户子程序UEL实现了数值分析,并与直接物理模型的数值模拟结果进行对比,证明了本方法的简便及准确性。通过对不同界面相厚度结构的进一步分析,探讨了本文方法的可行范围。     

微纳米材料及其结构的界面强度的实验研究

介绍了近年来微纳米材料强度实验测试研究方面的最新进展,重点综述了可用于微纳米材料及其结构中界面强度测试的实验系统、测试方法及结果.主要内容包括:测试微纳米薄膜界面端分层裂纹启裂的夹层悬臂梁方法,测试纳米岛/衬底间界面结合强度的改进AFM (atomic force microscopy)方法, 测试裂纹沿界面扩展的预裂纹法,可实现纳米薄膜界面裂纹原位观察的实验测试方法,测试薄膜在疲劳、蠕变条件下界面裂纹扩展的改进4点弯曲法等.除了总结分析测试结果,还讨论了上述实验方法的优缺点和适用范围,并指出了微纳米材料界面强度实验研究方面的一些挑战与难点,最后提出了若干需要继续研究的课题.      

纤维复合材料界面横向拉伸分析

以单纤维十字型横向拉伸试验为研究对象,对纤维/基体界面采用弹性-软化双线性内聚力模型,建立了纤维复合材料在横向拉伸作用下界面法向失效过程的解析模型。得到了沿纤维/基体圆周界面的法向应力分布,纤维/基体界面的状态与界面承载力和单纤维复合材料承载力的关系,以及内聚力参数和试件几何尺寸对它们的影响。结果表明:纤维/基体圆周界面在脱粘前经历全部弹性及弹性+软化两种状态;当界面为弹性状态时,界面法向应力随界面强度线性增加;当界面为弹性+软化状态时,界面软化范围随界面裂纹萌生位移的增加而增大;界面初始脱粘位置与拉伸荷载方向重合;界面初始脱粘时的界面承载力随界面强度及界面裂纹萌生位移的增加而增加,随界面裂纹生成位移的增加而降低;单纤维复合材料的脱粘荷载受基体截面尺寸的影响,当纤维体积含量相同时,沿荷载方向截面尺寸的增大对提高脱粘荷载更显著。     

线弹性广义界面层模型的研究

为了用界面层方法分析一般结构中的裂纹扩展问题,提出了广义界面层的概念.基于能量释放率G相等的原则,对界面层的本构关系进行了线弹性等效.在此基础上,重点推导了含Ⅰ型裂纹双悬梁(DCB)的载荷-位移函数,并借助Abaqus软件对双悬梁的分层问题进行数值模拟.理论推导和数值模拟的结果证明了广义界面层的线弹性等效是可行的.     

界面裂纹萌生与扩展的分子动力学模拟

运用分子动力学模拟方法研究了裂纹在界面端处萌生与沿界面扩展的临界条件. 模拟考虑了一双相材料的3种模型，即构成90°/90°和 90°/180°夹角的两个界面端和一个界面裂纹. 模拟采用了包含原子区域与连续区域的并发型多尺度模型，即在界面端尖端和裂纹尖端附近 采用分子动力学(MD)方法，MD区域之外则按照线弹性有限元方法分析. 结果表明，在断裂启动时刻，3个模型沿界面的最大应力均达到界面理想强度；而且，其界 面能恰好足以克服界面材料的本征内聚能. 因此，界面端裂纹萌生与沿界面扩展的断裂条件可以通过界面理想强度和内聚能联系起来. 并基于模拟计算结果提出了界面断裂启动的统一准则.     

考虑损伤效应的双层结构界面蠕变应力分析

针对导致多层结构失效的界面应力问题,利用 ABAQUS 大型有限元程序,对比分析了线弹性、蠕变、蠕变-损伤条件下 Silicon/Epoxy 双层材料受到温度载荷作用时界面切应力和界面剥离应力的分布规律.分析结果表明:蠕变-损伤分析所得到界面切应力和界面剥离应力的结果要比线弹性有限元及蠕变有限元分析的结果小,其中线弹性分析得到的结果是三者中最大的;最大损伤出现在双层结构的界面边缘处,且损伤随着两种材料之间弹性模量差别的增大而增大;损伤沿界面的分布规律与界面剥离应力沿界面的分布规律类似.     

一种预测颗粒增强复合材料界面力学性能的新方法

界面在颗粒增强复合材料中起到传递载荷的关键作用, 界面性能对复合材料整体力学行为产生重要影响. 然而由于复合材料内部结构较为复杂, 颗粒与基体间的界面强度和界面断裂韧性难以确定, 尤其是法向与切向界面强度的分别预测缺乏有效方法. 本文以氧化锆颗粒增强聚二甲基硅氧烷(PDMS)复合材料为研究对象, 提出一种预测颗粒增强复合材料界面力学性能的新方法. 首先, 实验获得纯PDMS基体材料及单颗粒填充PDMS试样的单轴拉伸应力$\!-\!$应变曲线, 标定出PDMS基体材料的单轴拉伸超弹性本构关系; 其次, 建立与单颗粒填充试样一致的有限元模型, 选择特定的黏结区模型描述界面力学行为, 通过样品不同阶段拉伸力学响应的实验与数值结果对比, 分别给出颗粒与基体界面的法向强度、切向强度及界面断裂韧性; 进一步应用标定的界面力学参数, 开展不同尺寸及不同数目颗粒填充试样的实验与数值结果比较, 验证界面性能预测结果的合理性. 本文提出的界面力学性能预测方法简便、易操作、精度高, 对定量预测颗粒增强复合材料的力学性能具有一定帮助, 亦对定量预测纤维增强复合材料的界面性能具有一定参考意义.      

缝合式C/SiC复合材料非线性本构关系及断裂行为研究

C/SiC复合材料具有高比强度、高比模量和优良的热稳定性能等一系列优点, 广泛应用于航空航天领域中. 裂纹扩展进而引起的脆性断裂是其主要失效形式之一, 因而材料的断裂性能分析对材料的结构设计和应用有重要的指导意义. 本文开展了缝合式C/SiC复合材料简单力学试验和断裂试验, 研究了材料在不同载荷下的力学响应及断裂特征. 基于缝合式C/SiC复合材料简单力学试验, 建立了材料宏观非线性损伤本构方程, 并模拟了缝合式C/SiC复合材料单边切口梁和双悬臂梁的断裂行为. 本构方程采用简单函数描述了材料在复杂应力状态下的非线性应力-应变曲线, 并考虑了反向加载过程中造成的裂纹闭合. 基于商业有限元软件ABAQUS, 通过编写UMAT子程序实现非线性损伤本构方程, 采用单个单元验证了建立的本构方程的有效性. 在此基础上, 采用线弹性损伤本构和非线性损伤本构分别模拟了缝合式C/SiC复合材料单边切口梁和双悬臂梁的断裂行为. 采用非线性损伤本构方程模拟的力-位移曲线结果与试验结果更为吻合, 非线性损伤本构预测的失效载荷与试验失效载荷更为接近, 验证了所建立的非线性损伤本构方程的准确性, 为C/SiC复合材料断裂行为的研究提供了借鉴, 为缝合式C/SiC复合材料结构的设计和应用提供了理论基础.      

STUDY ON NONLINEAR CONSTITUTIVE RELATIONSHIP AND FRACTURE BEHAVIOR OF STITCHED C/SiC COMPOSITES$^{\bf 1)}$

C/SiC复合材料具有高比强度、高比模量和优良的热稳定性能等一系列优点, 广泛应用于航空航天领域中. 裂纹扩展进而引起的脆性断裂是其主要失效形式之一, 因而材料的断裂性能分析对材料的结构设计和应用有重要的指导意义. 本文开展了缝合式C/SiC复合材料简单力学试验和断裂试验, 研究了材料在不同载荷下的力学响应及断裂特征. 基于缝合式C/SiC复合材料简单力学试验, 建立了材料宏观非线性损伤本构方程, 并模拟了缝合式C/SiC复合材料单边切口梁和双悬臂梁的断裂行为. 本构方程采用简单函数描述了材料在复杂应力状态下的非线性应力-应变曲线, 并考虑了反向加载过程中造成的裂纹闭合. 基于商业有限元软件ABAQUS, 通过编写UMAT子程序实现非线性损伤本构方程, 采用单个单元验证了建立的本构方程的有效性. 在此基础上, 采用线弹性损伤本构和非线性损伤本构分别模拟了缝合式C/SiC复合材料单边切口梁和双悬臂梁的断裂行为. 采用非线性损伤本构方程模拟的力-位移曲线结果与试验结果更为吻合, 非线性损伤本构预测的失效载荷与试验失效载荷更为接近, 验证了所建立的非线性损伤本构方程的准确性, 为C/SiC复合材料断裂行为的研究提供了借鉴, 为缝合式C/SiC复合材料结构的设计和应用提供了理论基础.     

热载荷作用下功能梯度材料梁的热粘弹性弯曲

由记忆型非均匀热粘弹性材料的积分型本构关系出发,在时空可分离松弛函数假设和平截面几何假设下,通过引进"结构热函数",建立了FGM梁热粘弹性弯曲问题的数学模型及其简化Gurtin型变分原理.在热弹性参数沿厚度方向呈幂律形式变化和热粘弹性松弛函数空域部分沿厚度方向呈指数形式变化的情况下,借助Ritz解和解析解,研究了热载荷作用下材料组分对热弹性/热粘弹性挠度响应和应力分布的影响,发现了热应力反向分布现象.     

A Nano-Cantilever Method for Crack Initiation at the Free Edge of the Cu/Si Interface in Nanoscale Components

Straight and Bent nano-cantilever specimens are respectively proposed to investigate the single-mode and mixed-mode crack initiation at the Cu/Si interface edge in nanoscale components. With a minute loading apparatus, all nanoscale samples are in situ loaded and observed. Numerical analysis is employed to acquire the critical interfacial stress distributions during crack initiation. The stress concentration regions near the edge of Cu/Si interface in all specimens are within the scale of 100 nm, and the critical normal and shear stresses have a circular relation in nanoscale components, which represents the fracture criterion of the interface in nanoscale components.     

A Robust <Emphasis Type="Italic">in situ</Emphasis> TEM Experiment for Characterizing the Fracture Toughness of the Interface in Nanoscale Multilayers

A novel in situ transmission electron microscopy (TEM) bending method using a nano-cantilever specimen that includes a naturally sharp pre-crack at the interface between a 500 nm-thick SiN layer and a 200 nm-thick Cu layer on a Si substrate is developed in order to precisely characterize the fracture toughness of the interface in nanoscale multilayers. By fabricating a perpendicular nanoscale notch in the SiN layer close to the horizontal Cu/SiN interface, a sharp pre-crack is successfully introduced at the Cu/SiN interface. In addition, by changing the relative position of the notch with respect to the fixed end of the specimen, both the instant and continuous interface crack propagation behaviors could be in situ observed using TEM. Finite element analysis shows that the crack propagation from the sharp pre-crack is dominated by a singular stress field within a region 100 nm from the crack tip under a mixed-mode state in all specimens. On the other hand, the fracture toughness represented by the critical energy release rate for the start of crack propagation along the Cu/SiN interface in all specimens is determined through a compliance method and shows good agreement with an average value of 7.1 J/m². This indicates the robust reliability and high precision for characterizing the fracture toughness of the interface in nanoscale multilayers.     

焊锡接点IMC层的扩散应力

钎焊过程中在焊锡接点中形成的金属间化合物(IMC)对焊锡接点可靠性具有重要影响。在原子扩散效应下,回流焊和等温时效过程中IMC层的生长会在其内部产生应力,其微结构也发生变化,致使IMC层和整个焊点的力学性能下降。本文基于扩散反应机制,研究了由于原子扩散产生的IMC层的扩散应力。首先建立了焊锡接点IMC层生长早期微结构特征的2界面(Cu/Cu6Sn5/Solder)分析模型,然后运用Laplace变换法求解扩散方程得到了Cu原子在IMC层中的浓度分布;采用把原子扩散作用转换为体应变方法,计算了IMC层在形成和生长过程中应力的解析解。结果表明：IMC层中的扩散应力为压应力,最大值位于Cu/IMC界面处,大小与扩散原子浓度密切相关;随着时效时间的增加,扩散应力增大,但最终趋于稳定并沿IMC厚度方向线性变化。     

含曲线型膜基界面的高分子基金属薄膜延展性能

柔性电子中联接电子元器件的互联金属导线多以附着在高分子基底上的薄膜形式存在。由于此类膜基体系在服役过程中需要承受相对较大的变形,如何改进高分子基金属薄膜的延展性能成为制约柔性电子技术发展的关键问题之一。以往的研究通过对高分子基底进行酸碱腐蚀、喷砂等表面糙化处理,虽然可以有效提高膜基结合性能,但却很少考虑基底表面糙化处理对提高膜基体系延展性能的影响。本文首先实验研究了在含糙化表面的聚酰亚胺基底上附着Cu膜的延展性能,结果表明,提高基底表面粗糙度能够显著降低Cu膜在拉伸条件下的裂纹密度。由于膜基体系表面裂纹的扩展与薄膜表面拉伸正应力分布相关,后者将直接影响薄膜的延展性,采用有限元方法模拟计算了基底表面糙化处理后,金属薄膜在拉伸状态下的应力分布。在计算模型中,膜基界面被处理成正弦曲线形式的理想化界面,并考虑了金属薄膜的外表面为平直状和曲线状两种情况。结果显示,曲线型界面可显著改变后一种情况下金属薄膜在拉伸状态下的表面正应力分布,从而达到抑制金属表面裂纹的扩展以及降低裂纹密度的作用。最后,采用内聚力模型模拟膜基界面,研究了在拉伸条件下曲线型界面的损伤分布情况。结果表明,相对于平直界面,曲线型界面不易发生如界面损伤和界面裂纹扩展的破坏,而且振幅波长比越大的曲线型界面越不容易发生破坏。     

快凝粉末冶金铝合金的微观结构

利用Ｘ射线衍射,透射电镜及高分辨电镜对快凝粉末冶金Ａ１－８．５Ｆｅ－１．３Ｖ－１．７Ｓｉ铝合金的微观结构进行了初步观察。结果表明,合金中仅含有一种硅化物强化相,即Ａｌ＿１３（Ｆｅ,Ｖ）＿３Ｓｉ,点阵常数为１．２５６ｎｍ。发现有些分布于晶内的硅化物相与合金基体具有确定的取向关系,即｛１１０｝Ａ１基体／｛１１０｝硅化物＜１１１＞Ａｌ基体／（１１０）硅化物但是位于晶界上的硅化物与基体没有确定的取向关系,而常常存在厚度约为５０Ａ的非晶层。      

MEMS材料力学性能的测试技术

微电子机械系统(MEMS)技术的迅速崛起,推动了所用材料微尺度力学性能测试技术的发展.首先按作用方式将实验分成压痕/划痕、弯曲、拉伸、扭转四大类,系统介绍检测MEMS材料微尺度力学性能的微型试样、测试方法及其实验结果.测试材料主要有硅、氧化硅、氮化硅和一些金属.实验结果主要包括基本的力学性能参数如弹性模量、残余应力、屈服强度、断裂强度和疲劳强度等.最后,简要分析了未来的发展需求.      

界面调控对类金刚石碳基薄膜/铜摩擦副摩擦学行为的影响

无氢DLC/金属铜摩擦副体系摩擦系数高且不易调控,调整DLC/金属铜摩擦界面从而降低其摩擦系数是亟待解决的问题. 本研究中通过制备含氢与无氢类金刚石碳基薄膜,采用试验分析与模拟计算结合的方法研究了不同氢含量碳基薄膜与铜配副的摩擦学特性并讨论了氢原子在摩擦界面对改善摩擦学性能所起的作用. 结果表明:摩擦界面的结构特性对于类金刚石碳基薄膜/铜配副体系摩擦学性能有非常重要的影响,氢原子可以通过减小摩擦副之间的黏着从而起到调节摩擦界面的作用. 通过向DLC中掺杂氢等钝化元素可有效调控界面处的相互作用从而调控体系摩擦学性能. 本研究方法为降低DLC/铜摩擦副体系摩擦系数提供参考.      

载荷和转速对铜合金材料摩擦磨损性能的影响

采用MMW-1A摩擦磨损试验机,对比研究干摩擦条件下,载荷和转速对QSn7-0.2、CuZn31Si1和Cu9Ni6Sn三种铜合金材料摩擦磨损性能的影响,采用扫描电子显微镜(SEM)和能谱仪(EDS)分析磨损表面形貌及元素成分,讨论了QSn7-0.2、CuZn31Si1和Cu9Ni6Sn的磨损机理. 结果表明:当载荷和转速增大时,平均摩擦系数和磨损率为Cu9Ni6Sn＜CuZn31Si1＜QSn7-0.2. 当载荷增大时,QSn7-0.2的磨损机理由磨粒磨损逐渐加剧转变为黏着磨损;CuZn31Si1的磨损机理由塑性变形磨损加重并伴有轻微的磨粒磨损转变为磨粒、黏着磨损;Cu9Ni6Sn的磨损机理由轻微的磨粒、塑性变形磨损转变为疲劳磨损. 当转速增大时,QSn7-0.2的磨损机理由塑性变形磨损加重转变为黏着磨损,整个过程伴随着轻微的磨粒磨损;CuZn31Si1的磨损机理由磨粒磨损转变为塑性变形磨损;Cu9Ni6Sn的磨损机理由轻微的磨粒磨损转变为磨粒磨损与塑性变形磨损共存.