有限元技术用于研究熔体生长中的小面化现象

开发了一种基于边界保角变换技术的有限元方法来处理自由边界问题,并成功地将其用于晶体定向生长过程中的界面动力学影响的研究。所建立的基于石榴石熔体生长过程的各向异性的界面动力学模型可导致相界面上小面的出现。讨论了界面动力学模型中的最大偏移角θｍａｘ对小面的形状和计算误差的影响,给出了一种十分有效地降低计算误差的措施：在模型方程中适当计人表面张力的影响。     

相场模型模拟液固界面各向异性作用下自由枝晶生长

采用自适应有限元方法求解相场模型,分别对界面能各向异性和界面动力学各向异性条件下自由枝晶生长过程进行了模拟.计算表明两种各向异性均显著影响枝晶的生长,随着各向异性的增大枝晶尖端生长速度增大,尖端半径降低. 两种各向异性对自由枝晶生长有着不同形式的影响,在界面能各向异性条件下,枝晶生长稳定性系数与各向异性系数成幂函数关系;而在动力学各向异性条件下,稳定性系数与各向异性系数成线性关系. 关键词： 界面能各向异性 动力学各向异性 自由枝晶生长 相场模型     

界面动力学对过冷熔体中球晶生长界面形态的影响

考虑了在非平衡凝固条件下球晶生长过程中界面动力学系数随界面温度的变化,利用渐近分析方法求出了在过冷熔体中球晶生长温度场和界面的近似解析解,研究了非线性界面动力学过冷对于过冷熔体中球晶界面形态和生长速度的影响.研究表明,界面动力学系数越大,球晶的生长速度越快; 反之,表明界面动力学系数越小,球晶的生长速度越慢.与忽略界面动力学的情形比较,在球晶生长过程中依赖于界面温度变化的界面动力学显著地减缓了晶体生长的速度. 关键词： 球晶 界面形态 渐近分析     

简单金属固液界面固化过程生长机制的分子动力学研究

采用分子动力学方法,研究两种简单金属Ni、Al固液界面的动力学过程.结果表明：两种金属表现出相同的特征,即界面温度存在某个特征值（T^*）,生长速度在这个特征温度附近达到最大值.高于这个温度时,随着过冷温度（熔点温度与界面温度差）的增加生长速度单调增加,低于这个温度时,Ni的生长速度几乎不变,而Al的生长速度随过冷温度的增加而快速减小到零.在此基础上,基于高温BGJ碰撞约束模型和低温W-F扩散模型分析界面的生长机制,发现在小过冷温区和深过冷温区存在碰撞机制和扩散机制的渐变过程,不同温区二者所起的主导作用不同,生长机制的转变是T^*存在的原因.     

剪切流动条件下液滴变形和断裂的数值模拟

本文采用扩散界面法研究了剪切流动条件下悬浮液滴变形和断裂的动力学机制。控制方程采用考虑表面张力影响的Navier-Stokes-Cahn-Hilliard方程描述。计算网格采用均匀矩形交错网格。采用基于压力增量的近似投影法计算 Navier-Stokes方程,采用完全近似多重网格法计算Cahn-Hilliard方程。稳态液滴变形规律及液滴拉伸断裂过程的计算结果与试验结果符合较好,表明本文模型能够很好的研究液滴变形及断裂机理。     

基于MeshTV界面重构算法的二元合金自由枝晶生长元胞自动机模型

本文基于MeshTV界面重构算法, 发展了二元合金凝固自由枝晶生长的元胞自动机 (cellular automaton, CA) 模型. 通过采用MeshTV界面重构算法, 在细化的界面元胞内重构出了固液界面的位置. 在此基础上, 发展了一种同时适合描述纯物质与合金凝固界面生长的动力学模型. 与非界面重构的CA模型相比, 本文所发展的模型可以在较大的网格尺寸下实现模型的收敛, 同时网格各向异性不明显, 且能够反映界面能各向异性参数ε 对自由枝晶生长的影响. 在ε =0.02时, 通过与描述自由枝晶生长的LGK理论模型相比较, 发现计算的枝晶尖端速度与LGK理论模型的预测符合较好, 而计算的枝晶尖端半径比LGK理论预测值大于约20%.     

六方小面相螺旋在各向异性、表面吸附、界面动力学作用下生长的相场

利用定量相场模型研究了强各向异性、表面吸附率以及界面动力学作用条件下六方Ga N螺旋结构的表面形貌与生长机理.通过引入小面相各向异性的相场修正方程,研究了不同各向异性的稳态螺旋形貌,发现各向异性通过改变台阶尖端的曲率作用影响螺旋生长.弱各向异性下稳态螺距及界面动力学特征相对稳定,各向异性较强时尖端的过饱和度随着各向异性的增强而增大,并使得界面平衡态向着有利于螺旋台阶推进的方向移动.研究了表面吸附率对小面相螺旋生长的作用机理,发现吸附率的增加导致了稳态螺旋间距的降低,通过分析螺旋间距随台阶宽度的变化趋势,发现增强的表面吸附和各向异性强度降低了螺旋间距的收敛性,并且具体分析了收敛性误差;通过探讨界面动力学作用条件下螺旋形貌特征以及螺旋间距变化趋势,发现界面动力学系数通过改变稳态螺旋间距与特征指数因子调控螺旋生长的动力学机理,与各向同性相比小面相螺旋生长表现出较低的界面动力学系数依赖性.     

Level Set方法及其在两相流数值模拟研究中的应用

本文介绍了一种崭新的捕捉两相流相界面的 Ｌｅｖｅｌ Ｓｅｔ方法,并应用该方法对两种互不相容流体间的平面界面波动现象进行了数值模拟,捕捉到了两相流界面波动过程中的一些复杂现象。计算结果与实验观测现象符合良好,表明这种方法是一种很有前途的两相流数值模拟方法,很值得进一步研究和推广。     

自由汇流旋涡多相耦合输运演变机理

含自由液面的汇流旋涡抽吸演变中存在多相耦合、物质传输、能量剧烈交换等物理过程,其中所涉及的多相流体耦合输运机理是具有高度非线性特征的复杂动力学问题,多相黏滞耦合输运动力学建模与数值求解具有较高难度.针对上述问题,提出一种含自由液面的汇流旋涡多相耦合输运建模与求解方法.基于水平集-流体体积耦合(CLSVOF)计算方法,结合连续表面张力模型和可实现(k-ε)湍流模型,建立含自由液面的汇流旋涡多相耦合输运动力学模型;利用一种有效的体积修正方案来计算高速旋转多相流,保证流场质量守恒和无散度的速度场;结合相间耦合求解策略对多相流体分布与多相界面进行精确追踪.基于旋流场多特征物理变量,得到多相耦合界面动态演变与跨尺度涡团输运规律,揭示了多相耦合输运过程与压力脉动特性之间的相互作用机理.研究结果表明:多相耦合输运过程是流体介质过渡的关键状态,旋涡微团受到不同时空扰动模式在界面处形成层层螺纹波形;旋涡多相耦合输运过程随着水口尺度增大而增强,且耦合能量激波引起非线性压力脉动现象.研究结果可为旋涡输运机理、涡团跨尺度求解、流型追踪等方面的研究提供有益借鉴.     

天然绿柱石晶体中生长区界面的X射线形貌和光学双折射形貌研究

用X射线形貌术及光学双折射形貌术对天然绿柱石晶体中的生长区界面进行了研究. 观测发现, 同类生长区的界面在两种形貌中通常不出现可见的衬度; 异类生长区界面中, t-s 界面在x 射线形貌中呈现动力学千涉条纹衬度, 表明它们具有平移型界面的特征, 根据消光规律知其相应的位移矢量很可能与界面垂直; 在双折射形貌中, 异类生长区界面衬度的出现与界面两侧存在不同的长程应变场有关. 实践表明, 两种形貌术互相补充, 互相参证, 在生长区界面的研究中是十分有效. 一 关键词：     

Ni2MnGa单晶马氏体相变过程摩擦耗能的热动力学计算

根据相界面摩擦原理 ,在推导出计算Ni2 MnGa系统热动力学参量的一般表示式的基础上 ,结合马氏体相变温度分别在室温以下、室温附近、室温以上三种非正配分比Ni2 MnGa单晶自发相变应变和交流磁化率随温度变化的测量结果 ,计算了三种样品马氏体相变过程中界面摩擦所消耗的能量 .结果进一步表明正是相变过程中的界面摩擦导致了相变的热滞后 ,而三种样品马氏体相变过程的摩擦耗能和相变热滞后存在较大差别的原因在于三种样品马氏体相变生成物具有不同的结构     

半导体异质结(111)面的界面偶极子及其对能带偏移的影响

本文采用紧束缚的界面键极性模型(interface-bond-polarity-model),计算了匹配的半导体异质结(111)面的界面偶极子,并将计算结果与(110)和(001)面的结果进行了比较,讨论了界面取向和界面成分对偶极子的影响。结果表明,对于两边同是Ⅲ-V族半导体或同是Ⅱ-Ⅵ族半导体的异质结,界面偶极子几乎不依赖于界面的取向和界面的组成,因此,能带偏移也基本上是各向同性的。对于两边由不同类型半导体组成的异质结,如Ⅱ-Ⅵ/Ⅲ-Ⅴ体系、Ⅲ-Ⅴ/Ⅳ和Ⅱ-Ⅵ/Ⅳ体系,混和的阴离子(111)界面给出的偶极子小于零,而混和的阳离子(111)界面给出的偶极子大于零,二者的平均值等于中性的(110)界面的偶极子。 关键词：     

基于孔内流动机理的气膜冷却界面模型

气膜冷却是燃气轮机中重要的冷却方式。本文关注孔内流动机理,发现了一个我们称之为单向弱耦合的现象,即孔内流动会改变下游冷却效果,而主流条件的改变对于孔内出口面附近某一界面以下的流动没有影响,该界面被称之为特征界面。这一现象显著减少了孔内流动所依赖参数的数目,简化了气膜冷却的建模过程。基于这一现象,本文提出了气膜冷却界面模型。该界面模型引入卷积神经网络(CNN)模型,基于四个反映参数预测特征界面上流场分布,并将其作为冷却射流的入流边界条件,在CFD中计算下游冷却效果。将界面模型应用于平板及端壁气膜冷却算例,显示了较强的通用性和较高的精度,同时将计算效率提升了一个数量级。     

Ni2MnGa单晶马氏体相变过程摩擦耗能的热动力学计算

根据相界面摩擦原理，在推导出计算Ni₂MnGa系统热动力学参量的一般表示式的基础上，结合马氏体相变温度分别在室温以下、室温附近、室温以上三种非正配分比Ni₂MnGa单晶自发相变应变和交流磁化率随温度变化的测量结果，计算了三种样品马氏体相变过程中界面摩擦所消耗的能量.结果进一步表明正是相变过程中的界面摩擦导致了相变的热滞后，而三种样品马氏体相变过程的摩擦耗能和相变热滞后存在较大差别的原因在于三种样品马氏体相变生成物具有不同的结构. 关键词： 马氏体相变 应变 界面摩擦     

过冷熔体中枝晶生长的相场法数值模拟

利用相场法模拟了过冷纯金属熔体中的枝晶生长过程,研究了各向导性、界面动力学、热扩散和界面能对枝晶生长的影响.结果表明,热噪声可以促发侧向分支的形成,但不影响枝晶尖端的稳态行为;随着各向异性的增加,枝晶尖端生长速度增加,尖端半径减小;当界面动力学系数减小及在界面动力学系数小于1的条件下热扩散系数减小时,枝晶尖端生长速度随之减小,而尖端半径相应增大;界面能趋于增大枝晶尺度并保持界面在扰动下的稳定,界面能越大,形成侧向分支的趋势越小 关键词： 过冷 枝晶生长 相场法 数值模拟     

Ag/Ni和Cu/Ni界面的分子动力学模拟

用分子动力学方法对金属界面在弯曲状态下的力学行为做了模拟计算．在自行设计的两种弯曲模型中，首先比较了Ａｇ／Ｎｉ在不形成界面、形成界面（错配比约为１５％）以及Ｃｕ／Ｎｉ形成界面（错配比约为３％）时在动态弯曲过程中的势能－应变曲线，应力－应变曲线，模量－应变曲线，通过比较得出的结论是：界面的存在影响很大，失配位错影响界面的性质，并且错配比不同界面的力学性质亦不相同．同时，对计算元胞的尺寸效应做了详细的讨论，给出了用于计算机模拟中比较适宜的计算元胞的尺寸．最后，利用圆弧弯曲模型将静态平移周期性边界条件应用于动态 关键词：     

界面能各向异性对定向凝固枝晶生长的影响

采用元胞自动机 (cellular automaton, CA) 模型研究了界面能各向异性对二维定向凝固枝晶生长的影响. 模拟结果显示当晶体的择优生长方向与热流方向一致时, 随着界面能各向异性强度的增大, 凝固组织形态由弱界面能各向异性时的海藻晶转变为强界面能各向异性时的树枝晶. 同时, 界面能各向异性强度会影响稳态枝晶尖端状态的选择, 界面能各向异性越强, 定向凝固稳态枝晶尖端半径越小, 尖端界面前沿的液相浓度和过冷度越小. 稳态枝晶生长的尖端状态选择参数与界面能各向异性强度也存在标度律的指数关系, 而枝晶一次间距则受界面能各向异性强度影响较弱. 当晶体的择优生长方向与热流方向呈-40°夹角时随着界面能各向异性强度的增大, 凝固组织形态由海藻晶逐渐转变为退化枝晶, 后又逐渐转变为倾斜枝晶. 关键词： 元胞自动机 枝晶 界面能各向异性     

第一性原理研究3C-SiC/Mg复合材料界面的电子结构

基于密度泛函理论的第一性原理平面波赝势方法对4种3C-SiC(111)/Mg(0001)界面模型进行研究.界面间距和粘附功的计算表明,结构优化之后的界面模型只在z轴方向发生了移动,界面间距发生了不同程度的缩短;中心型模型的稳定性强于顶位型模型,C终端结构的稳定性强于Si终端结构,中心型C终端的界面模型具有最大的粘附功(2.5834 J/m~2)和最小的界面间距(1.7193?),是4种模型中最稳定的结构. Mulliken电荷、电荷密度分布、差分电荷密度和态密度的计算表明,中心性结构的Si终端和C终端模型界面处存在共价键、离子键和金属键.     

基于耦合振子模型的摩擦力计算研究

以界面摩擦为研究对象,探讨了基于耦合振子模型(coupled-oscillator model)的滑动摩擦微观机理,分析了滑动过程中的能量耗散问题. 采用Maugis-Dugdal接触模型替代界面摩擦中的Lennard-Jones势能,并将该模型融入耦合振子模型之中,通过计算振子在一个周期内的能量增加值,推导出了界面摩擦力的理论计算公式. 理论分析表明,对于探针-试样接触系统,滑动摩擦力近似随着法向载荷的2/3次方增加,这与纳米摩擦学经典理论是相符的.理论计算结果与超高真空原子力显微镜镀铜探针在Cu(111)晶面扫描实验结果符合良好,表明本文提出的理论和方法可行. 关键词： 耦合振子模型 界面摩擦 摩擦力 法向载荷     

晶体生长角和凝固速率对贵金属电子束区域熔炼晶体生长的作用

基于电子束区域熔炼中熔区上力的平衡关系式, 计算获得了基座法、等径区熔法两种工艺下稳定成形熔区高度的表达式, 探讨了试样尺寸、晶体生长角和凝固速率等参数对六种贵金属稳定成形熔区高度的影响. 结果发现, 区熔相同尺寸试样时, 六种贵金属能够稳定成形熔区高度大小依次排序为 Ru> Pd> Ir> Pt> Ag> Au. 同时获得了这六种贵金属的晶体生长角在8.4°-10.7°之间, 而实际的晶体生长角与界面生长机制有关. 在基座法中, 连续生长机制所能支撑的熔区高度最小, 而等径区熔法中连续生长机制支撑的熔区高度大于位错生长机制和小面生长机制. 这三种晶体界面生长机制中连续生长方式对晶体生长角和区熔熔区高度影响较小, 有利于贵金属区熔单晶制备. 另外当凝固速率达到2.4 mm·min^-1, 位错和小面生长机制对区熔熔区高度的影响也变得很小, 预测的工艺参数与Ir和Ru单晶区熔实验报道结果基本符合.