位错热激活滑移的数值模拟

在三维离散位错动力学模型中,用Langevin力描述温度对位错的影响作用,模拟了位错克服晶格Peierls应力与阻尼应力的滑移过程．模拟结果表明,位错克服Peierls应力的热激活效应随温度的升高而增大,随应变率的增高而减小．利用热激活本构模型描述了位错热激活滑移过程,拟合了Peierls应力的激活能,结果表明含温度的离散位错动力学模型能较正确地模拟位错的热激活滑移过程．但Peierls阻碍的非离散化处理使激活能与指前因子均随温度升高而增大,这表明离散位错动力学模型模拟Peierls阻碍存在不足之处,其本质原因是介观级的位错动力学模型目前还无法正确模拟微观级的位错芯性质．     

轴向拉伸下氮化钛纳米杆变形机制及力学性能的分子动力学研究

本文使用分子动力学软件包lammps并采用第二近邻改进型嵌入原子法(2NN MEAM)模拟了单晶氮化钛纳米杆的轴向拉伸破坏过程,分析了分别沿[100]、[111]晶向的不同截面尺寸、不同拉伸应变率、不同温度下的氮化钛纳米杆的力学性能,详细描述了氮化钛纳米杆拉伸变形过程。研究发现, 拉伸晶向、截面尺寸、拉伸应变率及温度均会对TiN纳米杆的拉伸变形过程及屈服强度、弹性模量等力学性能产生不同程度的影响。 沿[100]晶向的拉伸,截面尺寸越大,屈服强度越低;而沿[111]晶向,截面尺寸越大,屈服强度越大。应变率越大,屈服强度及屈服应变越大,但对于弹性模量几乎无影响。温度越高,材料的屈服强度、屈服应变及弹性模量越小,断裂应变越大。不同拉伸条件下的氮化钛纳米杆的拉伸过程均包括弹性变形、塑性变形与断裂阶段。[100]晶向的弹性模量都要高于[111]晶向。     

BCC晶体中韧位错运动特性的分子动力学模拟

采用镶嵌原子法 (EAM) ,采用沿 <111>方向插入两层 (2 11)半原子面的方法形成位错 ,模拟金属Mo中韧位错的运动特性 .模拟大于Peierls Nabarro应力时不同剪切力下的韧位错运动速度及相同剪切力下不同温度时韧位错运动速度 ,结果表明 :剪切力越大 ,韧位错运动速度越大 ;温度对韧位错运动有明显的阻碍作用 ,在相同剪切力下 ,随着温度的升高 ,韧位错运动速度减小 ,即拖动系数B(T)随温度升高而增大 .随剪应力增大 ,B(T)变化趋势减缓 .     

激光冲击下CoCrFeMnNi高熵合金微观塑性变形的分子动力学模拟

激光冲击强化技术可以有效地提高材料的疲劳寿命, 被广泛应用于航空航天领域. CoCrFeMnNi高熵合金作为一种经典的高熵合金体系, 研究其激光冲击强化后的微观组织变化以及冲击动态响应对该材料未来在航空航天领域中的应用具有重要意义. 采用分子动力学方法, 对CoCrFeMnNi高熵合金进行了冲击模拟, 发现冲击时弹、塑性双波分离现象以及微结构演化具有明显的取向相关性. 沿[100]方向进行冲击时未出现双波分离结构, 并且塑性变形过程中会产生中间相; 而沿[110]与[111]方向冲击时产生了双波分离结构, 并且受冲击区域存在大量的层错以及无序结构, 高位错密度是产生无序结构的重要原因. 双波分离现象与可开动滑移系个数有关, 而沿不同取向冲击时的Hugoniot弹性极限和发生塑性变形的临界冲击速度与其可开动滑移系的Schmid因子大小有关. 此外, 冲击诱导了梯度位错结构的产生, 位错密度沿冲击深度先增加后减小, 在沿原子密排方向冲击时产生了更高的位错密度. 冲击之后在模型两侧存在残余压应力, 芯部为残余拉应力, 残余应力的大小具有明显的取向相关性. 最后, 与具有相同尺寸及取向的纯Ni进行对比, 发现CoCrFeMnNi高熵合金在冲击过程中由于晶格畸变效应产生了较纯Ni更多的无序结构.      

金属Mo中韧位错运动特性的分子动力学研究

通过分子动力学方法(MDM), 采用镶嵌原子势法(EAM), 沿[111]方向插入两层(211)半原 子面形成位错，模拟了低温不同冲击载荷下和相同载荷不同温度下金属Mo中韧位错的动力 学特性. 结果表明：在低温冲击载荷下，Mo中的韧位错可以由静止加速到超过波速. 随着 载荷的增加，在位错运动的[111]方向将会出现3个波速；在相同载荷不同温度下，位错的 速度随着温度的升高而减小，即影响位错速度的拖动系数$B(T)$随温度升高而增大. 随着冲 击载荷的增大，拖动系数随温度的变化趋势减缓，即外加载荷对B(T)也有影响.     

考虑晶体取向的Al0.3CoCrFeNi高熵合金动态力学性能研究

鉴于高熵合金材料(high-entropyalloy,HEA)在高应变率动态响应下呈现不同的破坏模式及力学性能,其潜在机理从宏观角度已不能够完全解释,需从微观角度研究其动态响应过程中的原子结构变化、位错分布变化、演变机理及变形机制,为优化HEA防护材料的加工工艺、制备方法等提供参考。利用分子动力学模拟的方法,设计了[100]、[110]和[111]等3种取向结构的Al_0.3CoCrFeNi高熵合金在不同应变率下的压缩、拉伸及冲击试验,分析了动态响应过程中原子结构变化、位错分布变化、演变机理及变形机制。压缩试验中：[110]取向结构的Al_0.3CoCrFeNi高熵合金的屈服强度最高,[111]的次之,[100]的最低;[100]取向结构的Al_0.3CoCrFeNi高熵合金主要的变形机制为孪晶变形,[110]的为滑移变形,[111]的为位错变形。拉伸试验中：[111]取向结构的Al_0.3CoCrFeNi高熵合金的屈服强度最高,[100]的次之,[110]的最低;[100]取向结构Al_0.3     

压头不同晶向下纳米压痕的多尺度研究

为了研究压头晶体各向异性对纳米压痕的影响,采用多尺度准连续介质(QC)法模拟了不同晶向Ni压头与Ag薄膜的纳米压痕过程。通过对比不同晶向下压头在薄膜上触发的原子滑移,发现压头的晶向引起的界面失配位错在很大程度上决定薄膜开启初始原子滑移系的难易。然后对比了压头在不同晶向下测得的薄膜纳米硬度,发现其计算值是一样的。最后研究压头表面和压痕表面的正应力和切应力的分布,分析了应力分布与原子滑移系的关系。     

刃型位错理论模型的实验验证

刃型位错芯周围变形场的实验测量是多年来非常困难的研究任务,它导致目前有多种位错理论模型并存。为了检验刃型位错理论模型的适用性,使用透射电子显微镜直接观察并获得了多晶金中刃型位错的高分辨电子显微图像,并采用几何相位分析方法测量了刃型位错周围的位移场和应变场。将实验测量结果与线弹性理论位错模型、Peierls-Nabarro位错模型及Fore-man(a=4)位错模型进行了比较。结果表明,三种位错理论模型在远离位错芯的区域都能描述刃型位错变形场,但在距离位错芯较近的区域,Peierls-Nabarro模型是最适当的位错理论模型。     

不同晶向金属纳米线拉伸力学性能分子动力学研究

在经典等温分子动力学框架下,采用位移加载方式,准静态条件下数值模拟常温条件下金属纳米线的单向拉伸,研究了面心立方晶格（FCC）单晶金属纳米线的弹塑性力学性能。研究发现 <100>,<110>,<111>三个不同晶向纳米线拉伸时呈现不同的拉伸变形力学性能。其中<111>晶向拉伸有最高的屈服强度,<110>晶向屈服屈服最小,特别的是<100>晶向拉伸时屈服应变最大。由于不同的晶向对应纳米线的不同表面,三个晶向的纳米线拉伸呈现不同的应力应变关系曲线,变形过程中的局部结构具有不同的演化方式。分析了纳米单晶铜线的三个晶向拉伸表现不同的等效弹性刚度和屈服强度,讨论了相关的局部位错结构演化过程和与位错发射分解剪应力相关的纳米线塑性变形机理。     

密排六方金属中的孪生及孪晶位错机制

密排六方晶体结构金属中可同时启动的滑移系少,孪生成为密排六方金属中重要的塑性变形形式．由于密排六方金属复杂的晶体结构,均匀切变不能保证所有晶格点都能与基体形成对称的晶体结构,因此密排六方金属的孪生通常为滑移和原子重组（shuffle）机制相结合．本文以密排六方金属中常见的{101 ̅2}、{101 ̅1}、{112 ̅2}及{102 ̅1}孪生为例,阐述不同类型孪生过程中的孪晶位错机制．分析表明,由于原子重组机制的参与,密排六方金属的孪生可以通过不同形式的孪晶位错实现．以上四种密排六方金属孪晶中,只有{112 ̅2}孪生中的一层孪晶位错是纯剪切机制,其余的孪生机制都需要原子重组的参与．孪生机制可以大致分为滑移主导、原子重组主导以及滑移-重组相结合的机制．当孪生类型确定时,即第一不畸变面（孪晶面）k_1（和孪晶剪切方向η_1）确定时,不同孪晶位错机制对应的孪晶剪切大小和方向均不同,第二不畸变面k_2和共轭剪切方向η_2也不相同,所导致孪晶的拉压性质也不同．不同剪切方向和大小的孪晶位错机制有可能在不同应力和温度条件下被激活,从而作为密排六方金属塑性的重要来源．