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Ebsd的掃描圖 保留晶界形貌幾何模型 簡單拉伸載荷的施加 變形結束時材料的應力分布情況 不同時刻下剪切滑移帶的發展

簡單來說，如果入射晶粒中的滑移方向和相鄰晶粒中的某個出射滑移方向比較匹配，同時兩側滑移面在晶界上的跡線也比較匹配，那么這個晶界對該滑移系就是“比較通透”的；反之，它就更像一個強障礙。于是，晶界不再只是一個統一的強化層，而變成了一個和晶界取向、兩側晶粒取向、入射滑移系、出射滑移系都有關的局部障礙。這個思想非常適合和晶體塑性模型結合，因為晶體塑性本來就是逐滑移系計算的。

相反，在部分透明邊界的情況下，位錯堆積和應力集中不那么明顯，因為一個晶粒中的滑移可以以一定程度的連續性進入下一個晶粒。對于完全透明的邊界，在晶界處沒有發現應力集中，并且在邊界處存在應變的連續性，對于受約束的周期性邊界條件，施加變形，并且對于不同類型的晶界，累積塑性滑移幾乎相同。

然而，遠離邊界時，不相容應力不那么明顯，這導致比晶界附近的體素更少的滑移活動為了考慮受到周圍多個晶粒的影響，作者首先計算每個體素網格的最臨界晶粒（最短滑移距離），并作為考慮取向差和晶界效應的指標該方法認識到，在沿晶界的不同點處，根據進入滑移帶的大小，將存在不同大小的堆積應力不同滑移系統到晶界區域的滑移距離計算為：類比霍爾佩奇公式，通過修改滑移系統的初始臨界分切應力引入該參數

文獻中有幾種基于位錯機制的解釋，如晶界前移動位錯的堆積，導致應力集中，從而增加晶界附近的滑移阻力或應變梯度，從而產生額外的位錯密度增量，從而增加滑移阻力（Evers等人，2002）。此外，不同類型的實驗，如微扭轉、微彎曲、顆粒增強金屬基復合材料的變形和顯微壓痕硬度測試，都清楚地顯示了流動應力的長度尺度依賴性在這些實驗中，通常會發生不均勻的塑性變形，這可能會導致材料點附近的方向和應變梯度。

裂紋萌生往往在材料薄弱區或高應力區，通過不均勻滑移、微裂紋形成及長大而完成。疲勞微裂紋常由不均勻滑移和顯微開裂引起。主要方式有：表面滑移帶開裂；第二相、夾雜物與基體界面或夾雜物本身開裂；晶界或亞晶界處開裂。e、如何提高疲勞強度如何提高疲勞強度——滑移帶開裂產生裂紋角度從滑移開裂產生疲勞裂紋形成機理看，只要能提高材料滑移抗力（固溶強化、細晶強化等），均可阻止疲勞裂紋萌生，提高疲勞強度。

裂紋萌生往往在材料薄弱區或高應力區，通過不均勻滑移、微裂紋形成及長大而完成。疲勞微裂紋常由不均勻滑移和顯微開裂引起。主要方式有：表面滑移帶開裂；第二相、夾雜物與基體界面或夾雜物本身開裂；晶界或亞晶界處開裂。e、如何提高疲勞強度如何提高疲勞強度——滑移帶開裂產生裂紋角度從滑移開裂產生疲勞裂紋形成機理看，只要能提高材料滑移抗力（固溶強化、細晶強化等），均可阻止疲勞裂紋萌生，提高疲勞強度。

46、細晶強化晶粒愈細小，晶界總長度愈長，對位錯滑移的阻礙愈大，材料的屈服強度愈高。晶粒細化導致晶界的增加，位錯的滑移受阻，因此提高了材料的強度。47、雙交滑移如果交滑移后的位錯再轉回和原滑移面平行的滑移面上繼續運動，則稱為雙交滑移。48、單位位錯把柏氏矢量等于單位點陣矢量的位錯稱為單位位錯。49、反應擴散伴隨有化學反應而形成新相的擴散稱為反應擴散。

dg表示該滑移系統距離最臨近晶界的距離，對于FCC-Cu，ks根據位錯動力學模擬獲得約為5，其余參數如下作者的案例模型：相同位錯密度不同晶粒尺寸以及相同晶粒尺寸不同位錯密度的流動應力結果如下：相同位錯密度不同晶粒尺寸的累計滑移云圖為：相同位錯密度不同晶粒尺寸的位錯密度分布云圖：相同位錯密度不同晶粒尺寸的等效應力分布云圖：流動應力和晶粒尺寸關系云圖

b.普通彈塑性模型） 3，在X方向施加20%的工程應變 4， 后處理顯示晶界和晶粒的應力應變情況 圖一，插件示意圖 圖二，包含晶界的模型 圖三，網格劃分示意圖 圖四，累計剪切應變分布（a晶界） 圖五，模型對應邊界條件（a晶界） 圖六，滑移系的臨界分剪切應力分布（a晶界） 圖七，晶界應力分布（

文獻中有幾種基于位錯機制的解釋，如晶界前移動位錯的堆積，導致應力集中，從而增加晶界附近的滑移阻力或應變梯度，從而產生額外的位錯密度增量，從而增加滑移阻力（Evers等人，2002）。此外，不同類型的實驗，如微扭轉、微彎曲、顆粒增強金屬基復合材料的變形和顯微壓痕硬度測試，都清楚地顯示了流動應力的長度尺度依賴性在這些實驗中，通常會發生不均勻的塑性變形，這可能會導致材料點附近的方向和應變梯度。

滑移系統的幾何必須位錯密度滑移系統的統計儲存位錯密度

可以看出Cu多晶塑性變形過程中受晶體取向、晶粒形狀及晶粒間交互作用等因素影響，各晶粒內位錯密度分布不均勻，位錯密度主要集中在晶界處。孿晶也首先在晶界處形成，隨著應變增加，晶粒間交互作用逐漸增強，在晶粒間交互作用下不利于孿生取向的晶粒也逐漸形成孿晶。

軋制模型如下所示：變形后的SSD的GND分布如下：作者的研究表明：1）多晶變形不均勻性來源：軋制過程中應變分布的非均勻性主要由晶粒取向差異及相/結構差異共同導致；滑移優先在晶界與自由表面萌生，并沿晶內逐步擴展形成明顯的滑移帶。

（2） 疲勞損傷最有可能在觀察到嚴重塑性滑移和能量耗散的三點和晶界處開始。具有主動滑移系統的晶粒取向約為45? 相對于加載方向趨向于更軟，即在這些晶粒中積累更多的塑性應變。然而，即使滑移系統角度接近45，一些晶粒也會表現為“硬”晶粒?.（3）不同的晶粒取向對單個晶粒之間的應力分布有顯著影響，從而決定不同的疲勞裂紋萌生位置。

Segurado教授曾在自己的著作（Computational Homogenization of Polycrystals）中表示，這樣將導致晶界呈階梯狀表面，不適合于模擬局限于晶界的現象，如晶界滑動。 Damask2.0.3聯合abaqus運行需要3個必要文件，abaqus_v6.env，*.inp和material.config。

這里展示使用“非匹配網格下的周期性邊界”的二維和三維復雜模型的非體素網格的周期性模擬結果：二維模型：拉伸變形結束后的模擬結果：等效應力分布：累計剪切滑移：三維模型：拉伸變形結束后的模擬結果：等效應力分布：累計剪切滑移：周期性位移確認：位移U2：位移U3：可以看到，位移分布特征

陶瓷脆性的本質主要由化學鍵性質和晶體結構所決定，在陶瓷中缺少獨立的滑移系，材料一旦處于受力狀態就難于通過滑移所引起的塑性形變來松弛應力。從顯微結構上看，脆性的根源在于微裂紋的存在，易于引起應力高度集中，繼而微裂紋擴展以致斷裂。 陶瓷材料的脆性特征：1、共價鍵特征陶瓷材料中組成化學鍵的原子間有許多空隙，難以引起位錯的移動。

（4）當使用MAXPPE方法時，裂紋通常沿最活躍的滑移系統的方向傳播。（5）當使用MAXPS方法時，通常觀察到最小的數值不穩定性，因為當裂紋穿過晶界時，多晶體模型中的方向沒有發生快速變化（6）晶體各向異性顯著影響裂紋的形核和擴展過程。結果表明，甚至裂紋成核位置也隨晶體取向的變化而變化。

第四，作者還加入了一個各向同性 accommodation 項，用來描述晶界附近非晶體學協調變形的作用。這個處理非常值得重視。很多時候我們做晶體塑性，只把目光放在晶內滑移和孿晶上，卻容易忽略多晶材料中晶粒之間并不是天然完全協調的。Staroselsky 這篇文章清楚地認識到：如果不考慮這部分效應，數值計算中的應力水平會偏高，甚至難以合理匹配實驗。