NiAl热诱发马氏体相变的分子动力学模拟

运用ＮｉＡｌ合金的镶嵌原子势,进行了Ｂ２结构ＮｉＡｌ中热诱发马氏体相变的分子动力学模拟,从而研究马氏体形核和长大的微观机理．首先进行了０Ｋ等体积条件下ＮｉＡｌ的相稳定性分析,发现０Ｋ时点阵参数ｃ与ａ之比约为１．３１的ｂｃｔ结构是稳定结构,Ｂ２结构只是一种亚稳结构．在热诱发马氏体相变的模拟过程中,由于ＮｉＡｌ中Ｎｉ原子和Ａｌ原子的振动性质存在着差异,造成了马氏体的不均匀形核．对另两种不同初始构型的系统进行的模拟进一步证实了不均匀形核的存在,并通过计算Ｂ２结构ＮｉＡｌ中Ｎｉ原子和Ａｌ原子的热运动均方位移解释了其原因．模拟中,Ｂ２结构奥氏体经热诱发马氏体相变转变为ｆｃｔＬ１_０结构的马氏体．马氏体在长大过程中内部形成了若干转变孪晶．     

马氏体在位错偶上形核长大的分子动力学模拟研究

应用分子动力学方法和ＮｉＡｌ合金的嵌入原子势,模拟研究了位错偶上马氏体形核长大的过程和微观机理。计算结果表明,马氏体形核的位置与位错应力场的分布有关 。     

液态合金NiAl3冷却过程中的分子动力学模拟

采用反映原子间多体相互作用的F－S势模型,对液态NiAl3在不同冷却速率下的微观结构及其转变机制进行了分子动力学模拟。得到了不同温度,不同冷速下NiAl3的偶关联函数。结构分析采用键取向序和对分析技术。计算结果表明,冷却速率对液态NiAl3的结构转变有重要影响。给出了不同冷却速率下液态NiAl3结构转变和微观信息。     

NiTi(Fe)合金的预相变和伪弹性

研究了NiTi(Fe)合金在不同温度下的伪弹性行为,并在加应力的条件下作了相应的x光衍射和电子衍射研究,获得如下结果:(1)在N-I相变点T_I以上,应力应变曲线已出现回线面积较小的超弹型回线,这是由于应力感生无公度相引起的.(2)在R_s≤T相似文献   

分子动力学模拟研究单个刃型位错对NiAl马氏体相变的影响

利用嵌入原子类型的势函数,通过分子动力学模拟方法研究了单个刃型位错对ＮｉＡｌ热诱发和应力诱发马氏体相变的影响,不受外力时,单个刃型位错的应变区不能诱发马氏体变核;位错在马氏体的长大过程中被继承,并可在相变的驱动下逐渐运动,拉应力作用下,３Ｒ结构的应力诱发马氏体首先在位错芯附近形核,长大过程中先形成蝶状马氏体,随后位氏多余半原子面的中部了发生了马氏体形核,刃型位错降低了应力诱发马氏体形核的激活能,并     

低Al含量Ti-Al合金相变行为的分子动力学模拟

利用分子动力学模拟研究了Ti-5Al和Ti-10Al两种合金的β→α相变过程。比较分析了不同Al含量下相变过程的体系内能、径向分布函数、不同晶体结构相对含量的变化以及晶体结构的演化。结果表明:Ti-10Al较Ti-5Al更快发生α相形核析出,体现出实际相变过程中Al作为α相稳定元素的作用;β→α的结构转变通过{110}β面原子层间的相互滑移发生,并伴随一定畸变,新相与母相间晶体学关系符合{0001}α//{110}β;新相中易形成层错、孪晶等晶体缺陷,以消除部分相变过程中畸变引起的应力。     

相变内耗与伪滞弹性

Fe-Ni-C在扩散型(珠光体)相变时呈现较高的内耗峰,说明相界面(尤其是高能相界面)的运动对相变内耗起到重要作用,建议建立一个内耗峰值与相界面能量之间的关系式,Fe-Ni-C中贝氏体相变的内耗特征与珠光体的相似,贝氏体相变孕育期内已发现相变内耗峰．结合溶质区的实验结果,证明贝氏体相变系扩散形核马氏体相变中相界面能量较低,导致其内耗峰值低于扩散型相变的峰值．马氏体相变的软模现象为相变形核机制提供启迪．fcc→hcp反铁磁相变抑制了马氏体相变动力学,但促发了fcc→fct相变,在ZrO2-CeO2一Y2O3陶瓷中,因m→t逆相变而引起的滞弹性可称其为伪滞弹性,其弛豫时间长达数日之久。     

Pb-Au合金热力学性质的分子动力学模拟

使用分子动力学方法模拟Pb40Au60、Pb80Au20和Pb90Au103种合金的热力学性质,计算合金的过剩自由能、结合能和形成能等能量方程。结果显示:合金的形成能和过剩自由能均为正值,因此Pb-Au合金为正偏差体系。从微观和宏观角度分析原子间的相互作用,并且使用形成能定量描述合金与理想熔体的偏离程度。     

Fe基合金连续冷却相变的分子动力学模拟

采用分子动力学模拟了Fe99Cu1合金在1×1014 K/s冷速下从fcc奥氏体结构转变为bcc铁素体结构的相变过程.结果表明,Fe99 Cu1合金在900～800℃之间开始发生相变,600 ℃时相变明显,100℃时55％的原子转变为bcc结构.Cu元素阻碍合金相变,并且促进bcc孪晶形成.     

金属Cu体熔化与表面熔化行为的分子动力学模拟与分析

采用Mishin嵌入原子势,通过分子动力学方法模拟了金属Cu原子体系的体熔化和表面熔化行为,分析了体熔化过程中系统结构组态和能量变化以及表面熔化过程中固-液界面迁移情况．模拟结果表明：在体熔化过程中,结构组态与能量在1585K处发生突变;在表面熔化过程中,固-液界面在1380K保持静止．两种熔化过程的不同发生机制是导致体熔点1585K高于热力学熔点1380K的原因．在实际熔化中,表面熔化处于支配地位,实验测量的是热力学熔点．得到的热力学熔点与实验结果吻合良好,验证了本文所采用方法是正确和有效的,同时也说明了Mishin嵌入原子势适合处理复杂无序体系．     

NiAl表面能的分子动力学计算

利用嵌入原子类型的势函数,通过分子动力学方法计算了Ｂ２结构标准化计量比ＮｉＡｌ合金的四个低指数晶面在６种温度时的表面能。计算结果表明,表面能随温度的升高呈增加趋势;最密排面的表面能最低;一些表面在高温下发生了重构或成分偏析等表面反应,用类似方法计算了ｆｃｃ结构Ｎｉ的表面能,计算结果与已知实验研究基本一致。     

过冷及非晶态Cu扩散性质的分子动力学模拟

采用分子动力学方法,模拟了液态Cu在快速凝固过程中处于过冷态和非晶态时原子的扩散行为,原子间相互作用势采用镶嵌原子(EAM)势,扩散性质由平均方差(MSD)时间关联函数描述,结构分析使用偶关联函数和对分析技术．计算结果表明扩散运动对于晶体的产生起着重要的作用．给出了不同弛豫时刻的微观结构信息．     

TiNi合金轴向压缩动载荷下的超弹性研究

以高温固溶时效和中温退火处理过的Ti-50．7at％Ni合金为研究对象,考察了合金在试验温度为20℃,加载速率分别为3mm／min、15mm／min、30mm／min、50mm／min作用下的轴向压缩应力-应变行为。结果表明：2种热处理方式处理过的Ti-50．7at％Ni合金具有约4．5％～5．0％的非线性超弹性,高温固溶时效处理的合金由于析出相强化提高了合金母相强度,因而相变超弹性能比中温退火的合金要好,在相同试验条件下,高温固溶时效处理合金的加载-卸载曲线包围面积比中温退火的大,但随着加载速率的增加而减小;在较高加载速率下,中温退火的合金表现出近乎线性超弹性。     

时效温度对Fe42.5Ni28Co17Al11.5Ta1形状记忆合金组织及伪弹性的影响

对Fe42.5 Ni28 Co17 Al11.5 Ta1(at％)合金进行了不同温度下的时效处理,利用扫描电镜、X射线衍射仪等对时效后合金的组织和物相进行分析,并运用Origin Peak Fit Module软件进行了晶格常数的测定,同时对经不同温度时效后的合金在室温下进行了硬度和伪弹性的测试.结果表明:保持时效时间...     

锆铌合金拉伸变形的分子动力学模拟

本文采用分子动力学模拟方法研究了Nb含量对锆铌合金拉伸变形行为的影响。结果表明：不同Nb含量的ZrNb合金在单轴拉伸变形中所表现的相变行为和纯锆相似,外加载荷会诱发合金遵循Pitsch-Schrader(PS)位向关系的密排六方结构(HCP)到体心立方结构(BCC)的相变,随后BCC相沿贝恩路径(Bain path)转化为FCC相。通过计算不同ZrNb合金体系形成基面层错的能量变化,发现随着Nb含量的增加,形成基面层错的能垒增加,即Nb的加入不利于ZrNb合金中产生基面层错。随着Nb含量的提高,ZrNb合金的应力-应变曲线斜率有略微增加,弹性模量有所提高,但是合金体系的屈服强度逐渐降低。本研究将有助于更好地理解锆铌合金的变形机理。     

爆炸焊接记忆合金Ni50Ti50与Cu界面扩散机理的研究

为了揭示焊接界面细观尺度扩散特征,采用内嵌入势函数（EAM势）通过对形状记忆合金Ni50Ti50和Cu进行爆炸焊接界面分子动力学数值模拟,同时结合SEM、EDX测试方法对爆炸焊接界面微细观形貌及物理特征实验分析,研究结果表明以记忆合金Ni50Ti50与Cu在采用uz= -1500 m/s, ux= 700 m/s冲击碰撞工况下,体系的压强震荡逐渐变小,120ps以后已经趋于平衡,体系的温度稳定在1350K左右,而压强稳定在28GPa左右; 在扩散层两侧Cu的原子浓度一直维持在5%左右,Ni和Ti的原子浓度在47%上下波动,界面扩散层厚度在1.03μm~1.45μm的范围内;实验结果采用SEM、EDS微观分析验证了获得焊接界面扩散层厚度约为1.56μm,基本与计算结果相一致。