单晶/多晶镍轴向拉伸力学性能的分子动力学模拟

为提高航空发动机推重比采用整体叶盘新技术却带来了盘叶连接区域高风险失效问题。本文采用分子动力学对连接区单晶/多晶镍(SPSNi)的力学性能进行模拟,首先通过对比了不同晶态镍拉伸原子图。发现,由于单晶/多晶界面的存在使得拉伸后界面处的非晶化程度加剧,易于孔洞萌生,加剧了SPSNi突然断裂的风险。最后重点研究了单晶/多晶镍的应变率效应与温度效应。当应变率大于1í10_⁸s_^-1小于2í10_¹⁰s_^-1时,SPSNi对加载应变率几乎不敏感,屈服强度小幅上升。超过2í10_¹⁰s_^-1之后,其屈服强度随着应变率的增加而迅速下降。这是因为在高应变率下,SPSNi的FCC原子大规模迅速转变为无序的非晶结构,导致了晶体镍承载能力迅速下降。可以将应变率2í10_¹⁰s_^-1作为SPSNi拉伸变形的阈值。不同温度下,SPSNi屈服强度随温度的增大而线性下降。这是由于在温度的影响下,位错网络的初始镶嵌结构逐渐变得不规则,初始失配应力随着温度的升高而下降。     

单晶/多晶镍复合体剪切过程分子动力学模拟

采用整体叶盘技术将不同性能指标的单晶镍涡轮叶片和多晶镍盘片连接为一个整体,然而却带来盘叶连接区断裂失效问题,严重制约了该技术的发展。为此,本文采用分子动力学研究单晶/多晶镍复合体的剪切性能。首先讨论了不同晶态镍的剪切性能,然后重点研究了单晶/多晶镍复合体的剪切速率效应与温度效应。结果表明:相比于单晶镍,由于多晶镍的加入,单晶/多晶镍复合体的整体剪切应力水平有所下降,其剪切强度显著小于单晶镍的剪切强度。不同晶态镍剪切变形进入塑性阶段后,出现类似于宏观材料颈缩的现象,靠近颈缩区的原子发生局部错动、重排以及部分非晶化。随着剪切速率的增加,单晶/多晶镍复合体的剪切模量逐渐增大。随着温度升高,单晶/多晶镍复合体剪切模量却呈现下降趋势。     

纳米孔洞对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响

采用分子动力学方法研究了预制纳米孔洞缺陷对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响。结果表明,与多晶Ni相比,单晶Ni能够提高单晶/多晶Ni复合体的抗拉强度。对比了孔洞位置分布对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响。模拟结果表明,处于单晶区域的纳米孔洞缺陷显著加剧了单晶/多晶Ni复合体界面的断裂。相反,孔洞处于多晶区域时,界面一侧的单晶Ni阻碍了多晶Ni侧非晶化的传播,抑制了孔洞向界面一侧的单晶扩展。随后讨论了界面孔洞的孔隙率对单晶/多晶Ni复合体拉伸性能的影响。结果表明,当孔隙率超过0.8%后,单晶/多晶Ni复合体的抗拉强度迅速下降。最后分析了当保持界面孔洞孔隙率不变的情况下空洞数量对拉伸性能的影响,结果显示,相比于大孔洞,分散的小孔洞具有更好的拉伸性能。     

高温拉伸对2524铝合金显微组织与力学性能的影响

在应变速率为10~(-4)~10~(-1 )s~(-1)和温度为250~450℃范围内对2524铝合金板材进行单向热拉伸试验,研究了热变形参数对其显微组织及力学性能的影响。结果表明,当温度为400℃,应变速率为10~(-3 )s~(-1)时,2524铝合金开始表现出动态再结晶特征,升高温度以及降低应变速率,均有利于动态再结晶发生。在温度为250℃,应变速率为10~(-1 )s~(-1)时,抗拉强度最高为312 MPa,伸长率最低为13%。当温度恒定为250℃时,随应变速率的减小,抗拉强度降低42.9%,伸长率提高15.4%;当应变速率恒定为10~(-1 )s~(-1)时,随温度的升高,抗拉强度降低77.2%,伸长率提高285%,断口呈韧性断裂。     

应变速率对含稀土TRIP/TWIP钢变形行为的影响

分析了含RE的TRIP/TWIP钢的变形行为。结果表明:在动态条件下,屈服强度随应变速率的增加呈缓慢上升的态势,但当应变速率达到1×10~3s~(-1)时,屈服强度显著增加;抗拉强度随应变速率的增加而下降,应变速率达到1×10~3s~(-1)时,抗拉强度增加;应变速率愈快,屈服强度与抗拉强度的差值愈小;伸长率则随应变速率的增加在低应变速率下变化不明显,当达到1×10~3s~(-1)时,下降较明显。在1×10~3s~(-1)下的应变速率,屈服强度和n值高于静态下的屈服强度和n值,这说明高速应变下的抗载能力和拉延性更强。     

等温锻造应变速率对机械盘件TC4钛合金力学性能和耐磨损性能的影响

采用不同的等温锻造应变速率进行了机械盘件TC4钛合金的锻造成形,并进行了室温力学性能和耐磨损性能的测试和分析。结果表明:等温锻造应变速率对机械盘件TC4钛合金的力学性能和耐磨损性能产生明显影响;随等温锻造应变速率从6×10~(-4)s~(-1)增大到6×10~(-3)s~(-1),试样的抗拉强度先减小后增大,断后伸长率和磨损体积先增大后减小;与6×10~(-4)s~(-1)应变速率相比,采用6×10~(-3)s~(-1)应变速率的抗拉强度增大了15 MPa,断后伸长率减幅较小,减小了1.9%,磨损体积减小了3×10~(-3)mm~3,试样的力学性能和耐磨损性能均先下降后提高。机械盘件TC4钛合金的等温锻造应变速率优选为6×10~(-3)s~(-1)。     

Zr基非晶合金在拉伸条件下流变特征与本构方程

非晶合金的本构方程是其微小元器件成形的基础,由于压缩实验容易实现,因此目前多数研究是以这种方法建立非晶合金本构方程的,而系统地以拉伸实验确立非晶合金的本构方程还未见报道。文中采用铜模铸造法制备了(Zr_(33.2)Ti_(36.1)Ni_(5.8)Be_(24.9))_(91)Cu_9大块非晶合金,分别在不同温度和应变速率下,在非晶合金的过冷液相区对其进行拉伸实验。通过模型和数据分析,建立了非晶合金在拉伸条件下的Maxwell-Pulse本构方程。分析表明,在应变速率为0.5×10~(-3)s~(-1),温度高于622 K,或在622 K,应变速率低于0.5×10~(-3)s~(-1)时,非晶合金具有牛顿流变特征,反之为非牛顿流变。以样品在拉伸时的缩颈规律为基础,通过引入几何修正因子,考虑了缩颈对应力-应变关系的影响,使得Maxwell-Pulse本构方程可以较好的描述(Zr_(33.2)Ti_(36.1)Ni_(5.8)Be_(24.9))_(91)Cu_9非晶合金在过冷液相区的拉伸变形行为。     

低温ECAP制备1050铝合金试样的高温拉伸性能

通过拉伸试验、显微组织观察等手段,研究了初始应变速率和变形温度对低温等径角挤压(ECAP)制备的1050铝合金拉伸性能及晶粒大小的影响。结果表明,随初始应变速率的增加,流动应力不断增加;随着变形温度的升高,流动应力不断减小。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1)、变形温度为400℃时,合金具有最大的伸长率90.4%。当变形温度为400℃,初始应变速率大于或小于5×10~(-4)s~(-1)时,合金的伸长率均逐渐降低。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1),变形温度大于或小于400℃时,合金的伸长率均逐渐降低。随初始应变速率的降低和变形温度的增加,合金的晶粒尺寸增大明显。     

TB8钛合金超塑性拉伸变形流变行为与本构方程

在电子万能拉伸试验机上对TB8钛合金进行了恒应变速率超塑性拉伸试验(变形温度为720~880℃,应变速率为0.000 1~0.01s~(-1)),研究了拉伸流变行为,计算了超塑性拉伸变形激活能和相应的应力指数,建立了TB8钛合金应力-应变本构模型。结果表明,在同一应变速率下,流变应力随变形温度的增加而减少,同一变形温度下,流变应力随应变速率的增加而增加。在变形温度为840℃,应变速率为10~(-4) s~(-1),合金的伸长率最大,为356%;超塑性拉伸变形激活能和应力指数分别为251.25kJ/mol、2.389 5。     

应变速率及温度对GH3230镍基高温合金力学性能的影响（英文）

对航空发动机用新型镍基高温合金GH3230在不同温度和应变速率下进行了高温拉伸-断裂试验,分析了应变速率和温度对该合金高温力学性能的影响。结果表明,随着应变速率的增加和温度的下降,合金的塑性流动应力有所提高,加工硬化指数n下降。从流变应力、应变速率和温度的相关性,得到应变速率敏感系数m是一个独立于温度的常量,并计算出GH3230合金的变形激活能Q=441kJ/mol。GH3230合金的热变形温度在1273 K左右时,合金在变形过程中能够充分再结晶,并得到晶粒细小、均匀的组织。SEM断口分析表明GH3230合金在高温下(1144~1273 K)应变率范围为10~(-3)~10~(-1)s~(-1)时的拉伸断裂都是由损伤引起的韧性断裂,且温度对断口形貌影响不大,但应变速率增大会使韧窝尺寸和深浅变小。     

预孪晶AQ80镁合金热压缩本构方程及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机,对预孪晶AQ80镁合金在变形温度为250~400℃、应变速率为1×10~(-3)~5 s~(-1)条件下进行热压缩实验。预孪晶AQ80镁合金本构方程的建立通过Arrhenius双曲正弦函数推导而来。基于动态材料模型,建立在应变量为0.1、0.3和0.5下的热加工图。结果表明:预孪晶AQ80镁合金的流变应力随着变形温度升高和应变速率下降而减小,热加工图中耗散峰值(η=48%)区出现在低温低应变速率范围(250~280℃,1×10~(-3) s~(-1))。结合热加工图和其对应区域的金相组织进行分析得出:应变量为0.5的失稳区在温度为250~400℃、应变速率为0.1~5 s~(-1)范围内;然而,加工安全区在温度为300~400℃、应变速率在1×10~(-3)~1×10~(-2) s~(-1)范围内,组织特征表现为动态再结晶。     

基于三维热加工图的新型Ni-Cr-Fe-Nb合金热变形行为研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机进行了高温压缩试验,研究了新型Ni-Cr-Fe-Nb高温合金在变形温度为880~1030℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)的热变形行为。结果表明:峰值流动应力在恒应变速率下随变形温度的升高逐渐下降;在恒变形温度下随应变速率的增加逐渐升高。合金的平均热变形激活能为642.561k J/mol。在变形温度980℃和应变速率10 s~(-1)时,组织仍有大量的粗大变形晶粒,只有很少量的动态再结晶;当应变速率低至0.1s~(-1)时,晶粒内部出现大量动态再结晶。基于DMM构建合金三维热加工图,在变形温度较低且应变速率较高下功率耗散值较小;在低温、中高应变速率变形时,大部分区域有明显的失稳,在应变速率为0.13 s~(-1)时高温区域发生了失稳。结合其微观组织演变规律,确定合金的最佳工艺参数为变形温度940~1000℃、应变速率0.01~0.1s~(-1)。     

纳米单晶γ-TiAl合金应变速率效应分子动力学模拟

采用分子动力学方法模拟不同应变速率下纳米单晶γ-TiAl合金中裂纹的扩展,利用速度加载方式对预置裂纹的单晶γ-TiAl合金进行动态单向拉伸,模拟过程中施加应变速率为5.0×10~7～7.5×10~9 s~(-1)。结果表明:不同的应变速率范围下裂纹的扩展形式差异很大。在不敏感区(ε≤4×10~8s~(-1)),裂纹呈解理扩展;在敏感区(4.0×10~8s~(-1)ε≤1.0×10~9s~(-1)),前期呈现解理扩展特征,后期裂纹扩展通过裂尖发射滑移位错,位错塞积萌生空洞,空洞形核长大形成子裂纹,ε≤5.0×10~8s~(-1)时,子裂纹发生偏向,与主裂纹呈45°方向串接,5.0×10~8s~(-1)ε≤1.0×10~9s~(-1)时,子裂纹与主裂纹同向串接,最终导致裂纹扩展直至断裂;在突变区(ε≥1.0×10~9s~(-1)),因应变强化作用使裂纹不在应力最大时刻启裂,出现裂纹扩展后应力持续增加一段时间后减小的现象,高应变速率导致裂尖前端多处区域的原子结构局部非晶化,最终在原子结构混乱处萌生微裂纹,微裂纹扩展导致"试件"多处开裂。     

均匀化处理的6063铝合金的热压缩变形行为及组织演变

为了考察6063铝合金在较高应变速率下的变形行为,采用Gleeble-3500热模拟试验机对合金在变形温度390~510℃和应变速率1~20 s~(-1)进行热压缩试验。结果表明:流动应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增大而升高。在应变速率为1~10 s~(-1)时,流动应力随着应变增加逐渐进入稳态流动阶段;在应变速率为20 s~(-1)时,流动应力达到峰值后随应变量增加而下降。通过热加工图获得适宜的热变形工艺参数为:变形温度460~490℃,应变速率2~6.3 s~(-1)。合金在失稳区发生局部流动和剪切变形,在安全加工区域组织更均匀。随着温度升高和应变速率下降,位错密度减小,合金发生动态再结晶。     

温度与应变速率对Invar 36合金变形行为的影响

在室温至900℃温度范围内、不同初始应变速率(8×10~(-5)、8×10~(-4)和8×10~(-3)s~(-1))下,利用单向拉伸实验研究了温度与应变速率对Invar 36合金拉伸力学性能的影响,并选择室温、600和800℃进行三点弯曲实验,分析温度对Invar 36合金厚板回弹规律的影响。结果表明,Invar 36合金的屈服强度、抗拉强度随温度的升高而大幅降低;延伸率则先升高后降低,在600℃时出现峰值,达到69.2%,比室温提高了55%,这主要由于动态再结晶使塑性提高所致。当温度较低时(室温和500℃),应变速率对Invar 36合金力学性能影响不大;但当温度升高至800℃时,Invar 36合金的强度和塑性均随初始应变速率的减小而大幅减小,初始应变速率由8×10~(-3)s~(-1)降至8×10~(-5)s~(-1),屈服强度、抗拉强度和延伸率分别降低了38%、47%和50%;由室温升高至800℃时,三点弯曲回弹量减小87.0%。     

拉伸条件下镁合金第Ⅱ阶段加工硬化

在温度为25~100℃,应变速率为3×10~(-2)~3×10~(-3) s~(-1)范围内,对挤压态AZ31镁合金沿挤压方向进行拉伸试验,研究了第Ⅱ阶段加工硬化产生的条件及机理。结果表明,温度≤75℃,应变速率≥10~(-2) s~(-1),镁合金出现第Ⅱ阶段加工硬化,其加工硬化率为2 400~2 650 MPa。产生第Ⅱ阶段加工硬化的主要原因是,低温、高应变速率拉伸时,屈服应力升高,镁合金发生屈服时的初始位错密度及位错密度累积速率增加。当初始位错密度≥4.62×10~(16)m~(-2)时,镁合金出现第Ⅱ阶段加工硬化。     

基于热成形-淬火一体化工艺的7075-T4铝合金板材的高温流变及断裂行为研究

模拟了7075-T4铝合金板材的热成形-淬火一体化工艺并进行了高温拉伸试验,以研究合金的高温力学性能和断裂机制。结果表明:在应变速率和温度共同主导下,随着初始拉伸温度的升高,合金的抗拉强度由淬火态的397. 0 MPa下降到了440℃时的68. 3 MPa,断后伸长率由淬火态的15%缓慢升高到了440℃时的26. 1%;在0. 01 s~(-1)以上较高应变速率下,合金的抗拉强度随着应变速率的增大而升高;在0. 01 s~(-1)以下较低应变速率下,合金的抗拉强度随着应变速率的增大而降低。当沿轧制方向拉伸时,合金的抗拉强度和断后伸长率均高于沿与轧制方向呈45°和90°方向拉伸的合金,具有明显的各向异性特征。此外,合金的切向韧性与颈缩延性断裂转折温度约为358℃,断裂机制为微孔聚集型断裂。     

等温锻造对工具材料20CrMnTi力学性能的影响

以汽车维修工具材料20Cr Mn Ti为研究对象,利用热压缩试验、等温锻造试验和拉伸试验分析了其力学性能随温度、锻造速率的变化规律。结果表明:在相同应变速率下,20Cr Mn Ti材料真应力随变形温度的升高而下降,热变形初期存在应变硬化现象;随着变形的增加,20Cr Mn Ti材料应力呈现下降趋势。随着锻造速率的降低,20Cr Mn Ti材料抗拉强度先上升,然后迅速下降;锻造速率为2.4×10-4s~(-1)时,试验材料可表现出较好的力学性能。     

Mo-Nb单晶材料的加工图及热变形行为（英文）

运用Prasad失稳准则建立了Mo-Nb单晶材料的加工图,研究了材料在1100~1300℃,应变速率0.001~10s~(-1)范围内的热变形特征。结果显示,变形温度和应变速率对Mo-Nb单晶材料的流变应力有着显著的影响。材料的加工图表明,Mo-Nb单晶的最佳热变形条件为变形温度1190℃和应变速率3.16 s~–1。材料的显微组织表明,在1150℃/10s~(-1)和1100℃/0.01 s~-1变形条件下,变形后的样品内部出现了大量的裂纹,且裂纹区域面积较大;经1250℃/0.01 s-1变形的样品,内部只有局部位置出现少量裂纹;1300℃/10s~(-1)变形的样品内部未发现明显的裂纹。X射线衍射结果显示,经1300℃/10s~(-1)变形后的样品仍保持相对较好的单晶组织。表明在1300℃/10s~(-1)变形条件下,样品在变形过程中没有发生变形失稳,这与采用加工图预测的结果相符。     

温度对单晶镁拉伸性能影响的分子动力学研究

本研究主要运用分子动力学的模拟方法,研究了拉伸速率为10~(10) s~(-1)下温度对于单晶镁性能的影响,并对结果进行应力应变分析,势能应变分析,共近邻分析,位错密度分析等。结果表明:随着温度的升高,单晶镁的抗拉强度峰值降低,各峰值点对应的应变值随着温度的升高逐渐减小;在应力峰值出现前hcp首先转化成Other结构且没有位错产生,在应力峰值过后fcc,bcc结构出现,同时产生位错,其中位错主要为1/31100位错和未知结构位错,对应的晶体结构的转化与位错的产生大约滞后应力峰值点0.5%的应变值,并且温度对于滞后值的影响不大,晶体结构的转化和位错的产生也随着温度的升高提前发生。