偏心圆环中电流变流体流变特性的研究

本文研究在偏心圆环下电流变流体(ERF)的流变特性,推导出在偏心圆环下,ERF的剪切应力与外加电场E(θ)、剪切速率γ、偏心率ζ的理论公式,实验结果与理论推导相符,得出在外加电压、剪切速率和平均间隙相同的情况下,ERF的剪切应力、粘度、电流强度均随偏心率的增大而增大。     

晶体相场方法模拟高温应变作用的预熔化晶界的位错运动

采用晶体相场模型,分别模拟了小角对称倾侧双晶体系在高温接近熔点温度和达到固-液共存温度时,在外加应变作用下的小角度晶界以及位错的湮没过程.研究表明,没有加外应变时,当体系接近熔点温度情况下,晶界处的晶格位错周围出现预熔化现象,此时预熔化区域内的位错结构并没有发生改变;当温度达到高温固-液共存温度时,预熔化区域明显增大.经高温预熔化后,再施加外应变作用,这时,已存在预熔化的晶界位错发生滑移运动,然后出现位错相遇湮没,晶界消失,同时,伴随的预熔化区域也消失.在预熔化温度情况下的晶界位错的湮没规律基本相同.预熔化温度越接近熔点温度,位错缺陷周围预熔化区域出现晶格原子软化现象越明显,降低了位错周围原子之间的结合强度.这时,在施加外应变作用下,晶格原子对位错滑移运动的阻力降低,位错运动得更快.对于达到高温固-液共存温度情况,此时施加外加应变后,原预熔化区域会出现应变诱发更大面积的预熔化区域.观察到外加应变诱发预熔化区域变化过程中,出现了位错成对地增殖,并发生位错对的旋转和湮没等相互作用;同时,外加应变诱发的预熔化区域的形状随预熔化区内的位错的相互作用而发生变化,出现了预熔化区域相向扩展、连通,然后又分解、分离;尽管这时的预熔化区域形状随外应变作用在不断变化,但此时的预熔化区并不会出现合并消失现象,与较低的预熔化温度的位错运动情况完全不同.     

小角度非对称倾侧晶界形貌和变形的晶体相场模拟

采用双模晶体相场模型,计算了二维正方相相图,并以正方相为研究对象,在原子尺度上,模拟了小角度非对称倾侧晶界结构及变形过程。结果表明,小角度非对称倾侧晶界由刃型位错和刃型位错组构成;在外加应力作用下,位错先于位错组滑移并进行短程的攀移,最后合并,位错组分离为滑移方向相反的2个刃型位错并最终与其它晶界位错组分离出的异号刃型位错合并,完成晶粒的合并。     

AA7005铝合金的热加工变形特性

研究了AA7005合金高温压缩变形时的流变应力、动态回复与再结晶以变形组织变化特征。合金稳态变形时,应变速度、温度和流变应力之间满足包含热激活材料常数的Arrhenius项的双曲正弦关系,变形过程为受位错增殖和相互销毁速率控制的热激活过程,螺型位错的交滑移和刃型位错的攀移为主要动态回复机制。动态回复时,形成典型的变形亚晶组织,亚晶尺寸随1nZ的减小而增大。高温低速变形条件下,合金发生局部几何动态再结晶,流变曲线呈现连续下降的特征,形成与原始纤维组织不同的细小等轴大角度再结晶晶粒。     

Ti-6Al-4V合金超塑性变形下显微缺陷行为正电子湮没研究

本文用正电子湮没多普勒展宽S线形参数法系统研究了形变量,形变速率和形变温度对Ti-6Al-4V合金超塑形变状态下显微缺陷行为的影响。在最佳超塑形变温度和形变速率下,空位密度随应变增加而增大,位错密度未见明显变化。在最佳超塑形变温度和确定应变下,空位密度随形变速率增大而增加,但未见位错密度的明显变化。在确定的形变量和形变速度下,空位密度随温度增加而增加,位错密度则降低。在900～950℃范围的S参数值陡然下跌,这是由于此温度区间发生了动态回复与动态再结晶过程。     

含氧纳米多晶α-Ti拉伸力学性能与变形机制的分子动力学模拟

纳米纯Ti对间隙O原子具有强烈的敏感性,O含量可以很大程度上改变其力学性能和变形机制。采用分子动力学方法分别研究了O含量、变形温度、应变速率对纳米多晶α-Ti拉伸性能及变形机制的影响。结果表明,纳米多晶α-Ti的屈服应力随间隙O含量增加而升高。在O含量小于0.3%(原子分数)时,观察到变形孪晶■,该孪晶通过孪晶面上的“带状位错”协调长大;O含量大于等于0.3%时,被激活的滑移系类型向多元化转变,柱面、基面和锥面滑移系被激活,位错类型转变为以刃型位错为主。在含O纳米多晶α-Ti中,位错机制和晶界机制辅助塑性变形。晶界迁移率随变形温度和应变速率的增加明显增大。新晶粒形成过程伴随着不稳定的Ti_hcp→Ti_bcc→Ti_hcp相变,这种相变由晶粒的相对旋转所致,且生成新晶粒的数量随着应变速率的增大而增多。通过探索间隙O原子强化的本质,为优化纳米尺度纯Ti力学性能,拓展纯Ti应用范围提供理论依据。     

拉伸速率对2A40合金拉伸性能的影响

研究了拉伸速率对经固溶+人工时效热处理后的2A40合金拉伸性能的影响.结果表明,2A40合金经固溶+人工时效处理后,随着拉伸速率的增大,其强度逐渐升高,塑性有所降低,显微组织中析出相有所细化.其原因可能是,随着拉伸速率的增大,试样温度升高,在拉伸过程中还有细小的析出相析出;随着变形量的增大,位错快速增殖而缠结及对位错运动阻力导致位错运动阻力增大,引起强度的升高和塑性的降低.     

GH625合金的动态再结晶行为研究

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了GH625合金在变形温度为950～1150℃,应变速率为0.001～5s-1条件下的热变形特性,并用OM和TEM分析了变形条件对微观结构的影响。结果表明:当应变量很小时,该合金没有发生再结晶,直到应变量达到0.1时才开始有再结晶晶粒析出。随着变形温度的升高,再结晶晶粒尺寸增大,位错密度降低;当温度较低时显微结构中可以观察到孪晶。当变形温度一定时,随应变速率的增大,再结晶的形核率增大且晶粒变小,位错密度变大;而当应变速率较低时,再结晶进行得比较充分,晶粒尺寸较大。根据实测的应力-应变曲线,获得了该合金发生动态再结晶的临界应变εc和峰值应变εp与Z参数之间的关系:εc=2.0×10-3.Z0.12385,lnεp=-6.02285+0.12385lnZ。此外,还采用定量金相法计算出了合金的动态再结晶体积分数,并建立了该合金动态再结晶的动力学模型:Xd=1-exp[-0.5634(ε/εp-0.79)1.313]。     

钛合金体育器械的超塑性变形行为研究

对钛合金体育器械进行了超塑性变形行为研究,分析了不同变形温度和应变速率下合金的断后伸长率、显微组织的变化规律,并分析了超塑性变形机理。结果表明,变形温度的升高或应变速率的降低可使得试验合金的断后伸长率增加,不同温度和应变速率下合金的断后伸长率都超过了100%;随着变形温度的升高,合金中α相的数量逐渐减少,形态也逐渐从沿变形应力方向拉长的长条状向短棒状或者等轴状转变;随着应变速率的降低,合金中α相的尺寸逐渐增大,且β晶粒逐渐从沿应力方向拉长状转变为等轴状,β相小角度晶界数量也呈现逐渐减少的趋势;试验合金超塑性变形的主要机制为位错运动,而少量再结晶晶粒的产生并不是超塑性的主要机制。     

模拟位错斑图的元胞自动机与分子动力学模型

建立了一个模拟位错斑图形成的元胞自动机-分子动力学模型，该模型考虑了在相同或不同滑移面上具有相反Burgers矢量方向的刃型位错间的长程与短程相互作用，采用分子动力学方法处理长程相互作用，采用元胞自动机方法处理短程相互作用，应用这个模型，模拟了在没有外加应力和存在外加循环应力条件下的Cu单晶的位错结构。     

剪切载荷条件下镍基单晶合金裂纹扩展与微观结构演化行为研究（英文）

利用分子动力学方法研究了镍基单晶合金在剪切载荷下的裂纹扩展和微观结构演化,分析了应力-应变、势能和裂纹生长速率的变化。同时,揭示了温度和剪切应变率对裂纹扩展和微观结构演化的影响。结果表明,临界分切应力随温度的降低和应变速率的增大而增大;随着温度的升高以及剪切载荷下发生剧烈的热运动,裂缝表现为加速扩展的趋势;而在较高的应变率影响下,会形成位错塞积和孪晶,出现加工硬化现象。     

Ni/Ni3Al拉伸力学性能的分子动力学模拟

采用分子动力学方法研究了Ni/Ni_3Al的拉伸力学性能。首先模拟了在室温、恒定应变速率环境下γ′强化相的含量对Ni/Ni_3Al拉伸力学性能的影响,重点研究了具有3种典型特征的γ′强化相含量的Ni/Ni_3Al微观组织演化。研究结果表明:相比于单晶Ni,γ′强化相可以提高Ni/Ni_3Al的抗拉强度。这是因为在塑性变形过程中,随着位错的不断增殖,位错密度逐渐增大,导致位错塞积,增大了位错运动的阻力,提高了抗拉强度。接着研究了温度对Ni/Ni_3Al拉伸力学性能的影响,发现Ni/10%Ni3Al(体积分数,下同)的抗拉强度随着温度的升高呈下降趋势。这是因为随着温度的升高,原子动能增大,导致原子热运动更剧烈,原子间的结合力更弱,脱离平衡位置的原子来不及回到平衡位置,fcc结构转变为大量的hcp结构和其他无序原子排列结构,导致晶格畸变,降低了抗拉强度。最后研究了应变速率对Ni/Ni_3Al的拉伸力学性能的影响,结果表明,抗拉强度对低应变速率不敏感,对高应变速率敏感。     

时效处理对6082铝合金阻尼性能的影响

对6082铝合金在不同时效处理状态下的阻尼性能进行了研究。结果表明,时效态6082铝合金的内耗值随着温度的升高而增大,其存储模量随着温度的升高而降低。当温度低于135℃时,合金的阻尼机制为位错阻尼,欠时效铝合金中析出相较少,位错运动阻碍较小,使其呈现出较高的阻尼性能;当温度高于260℃时,由于界面阻尼和位错阻尼的协同作用,峰值时效态铝合金具有较高的阻尼性能。     

High Temperature Discontinuous Yielding in a New Near β Titanium Alloy Ti-7333

对一种新型近β钛合金Ti-7333在温度为770~845℃,应变速率为10-3~1 s-1条件下的高温不连续屈服行为进行了研究。结果表明:在试验温度范围内,当应变速率大于10-2 s-1时,Ti-7333合金高温变形过程中会出现不连续屈服现象。该合金的不连续屈服幅度随着应变速率的减小和温度的升高而逐渐增大,而且屈服的幅度对应变速率较温度更为敏感。通过对不连续屈服现象的显微组织观察可知,这是由于随着应变的增大,在晶界处生成的可动位错在塑性变形中向晶粒内部扩展传播所导致,晶界是这些可动位错的位错源。不连续屈服现象与位错源局部位错攀移开动传播、晶界迁移以及(或者)合金元素固溶重排过程有关。     

新型近β钛合金Ti-7333的高温不连续屈服行为（英文）

对一种新型近β钛合金Ti-7333在温度为770~845℃,应变速率为10-3~1 s-1条件下的高温不连续屈服行为进行了研究。结果表明:在试验温度范围内,当应变速率大于10-2 s-1时,Ti-7333合金高温变形过程中会出现不连续屈服现象。该合金的不连续屈服幅度随着应变速率的减小和温度的升高而逐渐增大,而且屈服的幅度对应变速率较温度更为敏感。通过对不连续屈服现象的显微组织观察可知,这是由于随着应变的增大,在晶界处生成的可动位错在塑性变形中向晶粒内部扩展传播所导致,晶界是这些可动位错的位错源。不连续屈服现象与位错源局部位错攀移开动传播、晶界迁移以及(或者)合金元素固溶重排过程有关。     

7B50铝合金热压缩变形加工条件的研究

在变形温度为300～460℃,应变速率为0.001～1.000 s-1的条件下,采用Gleeble-1500热模拟试验机对7B50铝合金的热变形加工行为进行了研究.结果表明,7B50铝合金在热压缩变形中的流变应力随着温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大.对该合金进行热变形加工的适宜条件是:热压缩加工温度为380～460℃、应变速率为0.100～1.000 s-1.在变形温度较高或应变速率较低的合金中发生部分再结晶,并且在合金组织中存在大量的位错和亚晶.随着温度升高和应变速率降低,亚晶尺寸增大,位错密度减小,合金的主要软化机制逐步由动态回复转变为动态再结晶.     

易拉罐用铝材的锯齿屈服现象

在应变速率为5.56×10-5～5.56×10-3 s-1的范围内,从223～773 K,每间隔25 K的温度下对易拉罐用铝材进行系列拉伸实验,探索其锯齿屈服规律.结果表明:易拉罐用铝材在形变过程中会出现动态应变时效现象;在给定的应变速率下,动态应变时效仅发生在一定的温区;在该温区内,应变速率敏感性出现了负值,强度出现了一个平台;并存在临界应变量转折温度Tt,在温度低于Tt的温区,动态应变时效是由于Mg溶质原子气团与位错交互作用的结果;在温度高于Tt的温区,存在两个相反的热激活过程,一是溶质原子运动至位错并钉扎位错;另一个过程是吸收源吸收溶质原子减弱对位错的钉扎作用.     

温度对钛合金应力腐蚀行为的影响

通过在实验室控制海水温度模拟不同海域和季节海水环境。采用恒位移应力腐蚀实验和慢应变速率拉伸实验(SSRT)考察温度对Ti80钛合金应力腐蚀敏感性的影响规律,结合电化学阻抗谱、Mott-Schottky曲线以及三维视频显微镜和扫描电镜(SEM)分析温度对钛合金的影响机制。结果表明：在常压,5～35℃范围内,随着温度的降低,钛合金样品的应力腐蚀开裂敏感性指数逐渐增大,临界强度因子K1SCC值逐渐减小,应力腐蚀倾向增加。低温海水环境下样品断口局部甚至出现河流花样特征和撕裂岭准解理特征。这是因为低温海水环境中钛合金样品裂纹尖端钝化膜电阻较小、缺陷较多、位错容易堆积从而导致钝化膜局部应力集中,膜致应力增大,与外加应力协同作用下,裂纹成核和扩展加快,导致钝化膜难以修复,应力腐蚀速率加快。     

拉应力对热循环下ZnO/Mg_2B_2O_5w/AZ31B复合材料塑性的影响

对35%(体积分数)的氧化锌涂覆硼酸镁晶须增强的AZ31镁基复合材料分别在14、21、28和35 MPa下进行了加载热循环实验。结果表明,材料在第一次热循环后产生较大残余应变,且在相同的热循环次数下,其累积残余应变随外加载荷及循环上限温度增大而增大。在21 MPa下材料经历16次热循环后其应变速率随循环次数增加先增大后减小,直至趋于稳定。在35 MPa、20~320℃及21 MPa、20~400℃条件下复合材料发生热棘齿现象。材料在热循环后具有较强的超塑性,变形机制主要为位错滑移和孪晶。     

α-Ti中a型位错的运动及相互作用的分子动力学模拟

采用分子动力学模拟研究α-Ti中a型刃位错和螺位错的运动特点及其相互作用.对于独立的刃位错和螺位错,发现刃位错滑移时位错芯形态保持不变,而螺位错芯存在两种不同的分解方式:三维分解和基面分解,并导致不同的滑移特征;三维分解的螺位错沿基面滑移时需转变为基面分解,而基面分解的螺位错沿柱面滑移时需转变为三维分解状态,从而导致其开动困难.刃位错与螺位错之间存在多种不同形式的相互作用,其位错反应可形成其他形式复杂的缺陷.