温度对超塑性拉伸稳定变形影响的力学解析

从应力为应变、应变速率和温度的函数的状态方程出发, 导出包含应变硬化指数、应变速率敏感性指数和本文引入的温度敏感性指数、温度起伏指数, 建立了分析超塑性拉伸载荷稳定变形的微分本构方程和几何稳定变形的变分本构方程, 并根据塑性基本理论的普适条件, 进行了温度连续上升条件下和沿试样轴线存在温度不均匀条件下的载荷稳定变形和几何稳定变形的理论分析. 结果表明温度连续上升的快慢和温度的不均匀的大小对稳定变形有影响, 温度上升越快, 温度越不均匀, 载荷稳定和几何稳定所对应的均匀应变越小; 应变硬化效应是超塑性拉伸变形稳定性的必要条件, 在载荷失稳时并不同时产生几何失稳, 而是能持续一段均匀变形才出现; 在超塑性温度区, 恒温不是呈现超塑性的必要条件, 但是在变形过程中温度上升的越慢, 温度越均匀, 变形的稳定性越好.     

冷拔〈110〉单晶铜的形变织构和微观组织演变

采用电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）对冷拔〈110〉单晶铜的织构和微观组织进行了分析.为了考察初始取向对冷拔铜线材形变组织和织构的影响,〈110〉试验结果并与冷拔〈100〉和〈111〉单晶铜的结果进行了对比.发现与〈100〉和〈110〉单晶铜相比,〈110〉单晶铜晶粒分裂更加明显,在冷拔过程中迅速形成〈100〉＋〈111〉织构.但高应变下,由于剪切应力的影响,〈100〉和〈111〉织构组分沿线材径向的分布并不均匀,〈100〉织构绝大部分分布在试样表面,〈111〉则主要分布于试样中心.冷拔〈110〉单晶铜的微观组织研究结果表明,在低应变情况下,可表征为两类非晶体学几何必须位错界面,随变形量的增加,大量S带开始出现,高应变时,绝大部分位错界面已与冷拔方向平行,形成薄片状组织.与〈100〉和〈111〉单晶铜相比,冷拔〈110〉单晶铜的几何必须位错界面的平均失配角和平均间距更大.由于〈110〉单晶铜中同一织构组分内仍能形成高角度界面,在位错界面失配角分布图中很快形成双峰分布.     

基于最大m值法的Ti-23Al-17Nb板材各向异性的超塑性研究

最大m值法是获得高超塑延伸率的有效方法之一.本文采用最大m值法对Ti-23Al-17Nb(at.%)合金在温度为940~1000℃、不同方向的超塑拉伸变形行为进行了研究.结果表明:在垂直轧制方向、1000℃条件下进行超塑拉伸,获得的最高延伸率为2507.4%,是至今该类Ti3Al基合金所报道的文献中的最高值.随着变形温度和变形量的增加,原始长条α_2晶粒重复经历拉长、断裂和球化的过程,这是获得高延伸率的原因之一,也是各向异性始终存在的原因.在一定变形条件下,α_2晶粒尺寸和体积分数较大时更有利于Ti3Al基合金的超塑性.1000℃变形时大应变会诱发O相析出,增加了合金抵抗颈缩的能力,从而获得更高的延伸率.     

面心立方晶体孪生和滑移轴对称共生塑性变形分析

将Bishop-Hill最大功原理拓展于面心立方晶体{111}<112>孪生和{111}<110>滑移两种机制同时起作用的轴对称共生塑性变形过程之中. 系统研究了孪生对滑移不同临界剪切应力之比 对立方晶体标准投影三角形区各晶体取向的屈服应力状态以及相应活化滑移或/和孪生系的影响, 同时分析了取向空间里[100], [110]和[111]三个重要取向的Taylor因子及屈服强度各向异性的变化规律, 从微观晶体塑性理论本质上揭示了轴对称变形情况下拉伸和压缩屈服强度的不对称性; 引入了孪生能力取向因子概念, 建立了轴对称塑性变形取向空间塑性变形机构图. 在此基础上, 定性地解释了低层错能面心立方晶体在轴对称拉伸情况下形变织构的形成演变规律.     

B2结构Fe3A1单晶室温拉伸变形切应力切应变曲线的取向依赖性

研究了18个取向B2结构Fe3A1单晶室温真空条件下的拉伸塑性变形，发现随晶体取向不同，切应力切应变曲线出现不同数目的线性硬化及抛物线软化阶段．曲线上不同硬化率各阶段的形成与塑性变形中滑移系的数量、次滑移作用的强弱及二分超位错的运动和分解状态有关．第Ⅰ阶段为单系滑移的易滑移段；第Ⅱ阶段对应共扼滑移的出现，硬化率较高；第Ⅲ阶段表现为比较弱的次滑移作用，硬化率较低；第Ⅳ阶段除了多系滑移之外还伴随二分超位错的扩展及拖着反相畴(APB)的不全超位错运动，硬化率最高；第Ⅴ阶段与分解了的单个超分位错的交滑移相关，表现为软化．随拉伸轴取向所处区域不同，切应力切应变曲线硬化段的数目及同一阶段硬化率的大小也不同．     

一维拉伸的本构方程不能直接推广处理二维胀形的力学问题

超塑性成形已经在形状复杂、尺寸精度高的零部件加工中得到广泛的应用, 并有良好的发展前景. 然而, 超塑性成形均处于多向应力状态. 但是, 长期以来, 均把单向拉伸的本构方程直接推广处理多向的理论问题. 这在定量处理中是否正确, 亟需理论证明. 首先简述了超塑性一维拉伸和二维胀形变m值本构方程的建立, 并结合从连续介质塑性力学基本理论所导出的自由胀形的等效应力σ 和等效应变速率 的解析式, 分别用拉伸和胀形的本构方程导出了超塑自由胀形最佳加压规律的解析表达式. 进而结合典型超塑性合金ZnAl22实验数据进行了定量比较. 结果判明, 不能把单向拉伸的本构方程直接推广处理二维胀形的定量力学问题, 处理胀形的定量力学问题, 必须用在胀形应力状态下建立的二维胀形的本构方程.     

宏观尺度Cu2O单晶的溶剂热合成及表征

人工合成的Cu2O材料多为1微米以下的纳米尺寸晶体.而尺寸在100微米以上的Cu2O单晶是由金属铜高温氧化获得的Cu2O通过区域熔融或水热重结晶法获得.本文叙述了由乙酸铜为前驱物合成Cu2O单晶的溶剂热合成法,非常方便地合成了大量高品质、尺寸在100～300微米范围的Cu2O单晶.X-射线单晶衍射分析和对大宗样品做了x-射线粉末衍射表征都证明,产物为空间群Pn3 m的立方Cu2O.     

应变速率敏感性指数的理论和测量规范

应变速率敏感性指数m是判定材料超塑性的重要力学指标, 用拉伸实验测量 m 值的力学研究已有很多, 对超塑性的进展也有很大贡献. 首先从回顾已有拉伸实验测量 m值的公式, 并且把它们归类为定长度 m 值的m_l, 恒速度 m值的m_v和定载荷 m 值的m_P三种典型变形路径下的应变速率敏感性指数. 进而基于拉伸变形的本构方程和塑性力学的基本原理, 建立了广义m值的约束方程. 结合三种典型变形路径规范了m值的力学定义, 并由本构方程定义的广义m值公式统一推导出m_l, m_v和m_P的测量公式. 提出结合典型变形路径用数值模拟测量 m值的精确方法. 测量结果表明, m值不仅不是常数, 而且其变化规律与所处的变形路径有密切关系, 用相同的测量公式测量不同变形路径下的 m 值, 测得的结果相差悬殊, 在同一变形路径下用不同的测量公式测得的结果也各异. 对于 m 值的测量必须指明所处的变形路径, 并且要用对应的测量公式才能测得正确结果. 此外, 还从理论和实验两方面都解答了为什么恒速变形路径下的 m_v值往往是负值, 而定载荷变形路径下测得的m_P值往往会大于1. 对m值的深入分析和精确测量的探讨, 旨在为超塑性宏观变形的力学规律与微观物理机理的衔接的研究提供条件.     

B2结构Fe3Al单晶室温拉伸变形切应力切应变曲线的取向依赖性

研究了18个取向B2结构Fe₃Al单晶室温真空条件下的拉伸塑性变形, 发现随晶体取向不同, 切应力切应变曲线出现不同数目的线性硬化及抛物线软化阶段. 曲线上不同硬化率各阶段的形成与塑性变形中滑移系的数量、次滑移作用的强弱及二分超位错的运动和分解状态有关. 第Ⅰ阶段为单系滑移的易滑移段; 第Ⅱ阶段对应共轭滑移的出现, 硬化率较高; 第Ⅲ阶段表现为比较弱的次滑移作用, 硬化率较低; 第Ⅳ阶段除了多系滑移之外还伴随二分超位错的扩展及拖着反相畴(APB)的不全超位错运动, 硬化率最高; 第V阶段与分解了的单个超分位错的交滑移相关, 表现为软化. 随拉伸轴取向所处区域不同, 切应力切应变曲线硬化段的数目及同一阶段硬化率的大小也不同.     

B2结构Fe3Al单晶室温拉伸变形切应力切应变曲线的取向依赖性

研究了18个取向B2结构Fe3Al单晶室温真空条件下的拉伸塑性变形,发现随晶体取向不同,切应力切应变曲线出现不同数目的线性硬化及抛物线软化阶段.曲线上不同硬化率各阶段的形成与塑性变形中滑移系的数量、次滑移作用的强弱及二分超位错的运动和分解状态有关.第Ⅰ阶段为单系滑移的易滑移段;第Ⅱ阶段对应共轭滑移的出现,硬化率较高;第Ⅲ阶段表现为比较弱的次滑移作用,硬化率较低;第Ⅳ阶段除了多系滑移之外还伴随二分超位错的扩展及拖着反相畴(APB)的不全超位错运动,硬化率最高;第Ⅴ阶段与分解了的单个超分位错的交滑移相关,表现为软化.随拉伸轴取向所处区域不同,切应力切应变曲线硬化段的数目及同一阶段硬化率的大小也不同.     

可变后缘弯度机翼柔性蒙皮的刚度需求分析

建立了柔性蒙皮在气动载荷作用下的变形分析方法.翼型压力分布计算采用面元法,结构分析采用有限元方法.在此基础上,计算了柔性蒙皮在气动载荷作用下的变形情况以及变形对气动力的影响.数值结果表明:后缘部分的柔性蒙皮在气动载荷作用下被"吸"成鼓包形状;同时,翼型上表面压力在"鼓包"位置出现比较大的变化.采用Jacobs的蒙皮形变准则(蒙皮的最大形变量小于弦长的0.1%),计算和分析了可变形后缘弯度机翼对柔性蒙皮的刚度要求.计算结果表明:对于可变后缘弯度机翼而言,增大蒙皮弯曲刚度和拉伸刚度的比值可以减小蒙皮结构对拉伸刚度的要求.柔性蒙皮的最大形变量是随着其拉伸刚度的降低而增加,但增加的幅度取决于蒙皮弯曲刚度的大小;当蒙皮弯曲刚度大于某个值时,蒙皮的变形量由弯曲刚度来控制,拉伸刚度不在起作用,这对柔性蒙皮的结构设计具有重要的指导意义.     

单轴压缩下Ti-6Al-4V空心点阵结构的力学行为

本文设计和制备了三组不同内部加强结构分布的Ti-6Al-4V空心点阵试样,开展了单轴压缩加载下空心点阵结构变形和破坏的实验和数值模拟研究,分析了加强结构分布及形状参数对空心点阵结构力学行为的影响规律.结果表明:相比于基本空心点阵结构(试样BS),当加强结构分布在试样节点(试样SN)时,其比弹性模量和比极限强度分别降低了...     

混凝土材料三维弹塑性本构模型

非线性统一强度准则将材料的强度特性分解为4个相互独立的因素,由4个材料参数分别描述,在主应力空间内的强度面连续光滑,存在连续的偏导数.本文将非线性统一强度准则作为屈服函数,以塑性剪应变的函数作为硬化/软化参数,硬化/软化函数参考单轴压缩条件下的应力应变关系给出,建立了混凝土材料的非线性统一弹塑性本构模型.通过混凝土材料单轴、双轴和三轴试验结果对本构模型的验证,以及偏心受压构件试验结果对数值模拟结果的验证表明,所建立的非线性统一弹塑性本构模型可较好地描述混凝土材料的三维变形与强度特性,并可反映应变软化特性,将模型用于数值计算时易于获得收敛解,且具有较高的精确度和计算效率.     

基于内乘波概念的三维变截面高超声速进气道

提出并命名了高超声速三维变截面内乘波式进气道,其进、出口截面形状同时可控,且能够全流量捕获来流;分析了高超声速进气道的流线追踪设计方法与外流乘波体设计方法间存在的联系;根据内收缩基本流场的特点,从理论上证明吻切锥理论不适用于内乘波式进气道设计,而吻切轴对称理论则可以运用于变截面内乘波式进气道设计.在此基础上,提出了变截面内乘波式进气道的两类具体设计方法.采用这两类方法,获得了三角形进口到椭圆出口和方形进口到椭圆出口的变截面内乘波式进气道方案.计算结果证实,变截面内乘波式进气道设计理论可以在实现截面形状三维复杂过渡的同时,保证进气道内部激波形状和主要流动特征仍与设计基本流场一致,进气道初始激波贴口,实现内乘波,全流量捕获来流.该设计理论为复杂外形的三维高超声速进气道设计提供了思路,但此类进气道在设计和非设计状态下的具体流动特征及工作特性都还有待进一步研究.     

应力波作用下岩石类孔隙介质变形破坏与能量耗散机制的数值模拟研究

通过CT扫描、X射线衍射和物理实验等方法获取了天然砂岩的孔隙结构参数、矿物组成和物理力学性质,研制了具有与天然砂岩相同的孔隙结构特征和基体性质、但孔隙率不同的岩石类孔隙介质的物理模型．利用孔隙介质物理模型的CT扫描图像和MIMICS构建了具有不同孔隙率的孔隙结构三维有限元模型．通过设定应力波动理论假设的条件模拟了孔隙介质SHPB冲击破坏过程,分析了波动应力作用下岩石类孔隙介质的动力学响应、应力传递模式和变形破坏机制．研究表明：利用孔隙介质三维有限元模型可以直观定量地分析应力波传播过程中岩石类介质内部孔隙和基体的应力、应变状态及变形破坏机制．一定压强和波速的应力波传播过程中,孔隙率低于15％的岩石介质内部的孔隙未发生明显变形,变形主要体现为孔隙周边基体的微塑性（剪切变形）和开裂（横向拉应变）,以及孔隙周边开裂区域的相互连通．剪应力使基体单元产生微塑性,拉应力使基体单元开裂．孔隙周边基体单元的破坏及相互贯通主要是由于基体单元的横向拉应力或拉应变超过材料的极限值．模拟得到的孔隙介质的应力波传播规律、变形与破坏模式以及能量耗散性质与物理模型的实验结果相吻合．本文研究为解析岩石类孔隙介质的复杂多变动力学响应的内在机制、应力传递模式、变形破坏与致灾机理提供了参考．     

Hill屈服准则向拉-压非对称材料的推广

本文旨在建立一个形式简单、能同时描述金属的塑性各向异性及拉-压非对称性的宏观屈服准则.首先,巧妙地构造了一个与静水压力无关,能描述金属材料拉-压非对称性的宏观各向同性屈服准则;其次,利用Cazacu的广义应力偏量不变量,将该准则推广到正交各向异性条件,使其能同时描述金属的塑性各向异性及拉-压非对称性.该准则形式简单,待定材料常数只有Cazacu提出的同类屈服准则的一半,更便于实际应用.对比拉-压对称的Hill(1948)屈服准则,本文提出的准则增加了3个描述材料拉-压非对称性的材料常数,所有常数都可以通过简单试验确定.当材料拉-压性能相同时,该准则退化为Hill(1948)屈服准则.因此,本文提出的准则可以看作Hill(1948)屈服准则向拉-压非对称材料的推广.对Cu-Al-Be记忆合金(试验数据来自Laydi和Lexcellent)及Ni3Al基金属间化合物IC10合金的应用表明,本文提出的屈服准则能很好地描述这两种合金的塑性各向异性及拉-压非对称性.     

单晶铜线材在冷拉拔变形过程中的组织演化

采用光学金相、电子背散射衍射和透射电子显微镜对单晶铜线材拉拔变形的组织演化进行了分析. 发现单晶铜线材除了有少量的晶界之外, 还有枝晶和少量生长孪晶, 但凝固过程中所产生的枝晶在变形组织中却很难观察到. 在室温下拉拔变形过程中, 单晶铜线材的组织演化可分为 3 个阶段, 当真应变小于0.94时, 宏观尺度上晶粒没有发生明显的分裂, 从微观尺度上讲, 组织的演化为位错胞形成以及沿拉丝方向拉长的变形阶段; 真应变为0.94~1.96时, 宏观上出现晶粒分裂, 微观上胞块和沿{111}的MBs开始增多; 真应变大于1.96时, 宏观上晶粒分裂加剧, 形成纤维状组织, 微观上出现剪切变形的S带. 随变形量的增加, 由晶粒竞争生长形成的á100ñ丝织构转变为á100ñ, á111ñ以及比较弱的á112ñ丝织构, 剪切变形是织构组分转变的原因. 变形形成的界面, 其角度随变形量增加而增大. 真应变为0.94时, 界面属于小角度界面; 真应变为1.96时, 界面角度超过50°, 并在25°~30°高角度范围出现了由织构演化所形成的第2个峰.     

微量V元素对5083铝合金薄板超塑性的影响

采用高温拉伸实验并结合金相分析的方法,研究了微量V元素对5083铝合金超塑性影响.结果表明,微量V可以使5083合金中变形后的纤维组织更加细小均匀,抑制合金再结晶过程晶粒的长大,进而提高5083铝合金的超塑性.传统5083铝合金与加入微量V,5083铝合金轧制板材经500°C一定时间的热处理后,再结晶晶粒尺寸分别为10和20m,5083合金板材505°C～515°C下的延伸率由208%提高到254%.     

银凝固过程中亚临界晶核和晶体团簇的分子动力学模拟

用分子动力学模拟方法研究了冷却速度对银最终构型的影响规律．通过分析银的径向分布函数、HA键对和最大晶体团簇中的原子数，确定出了银凝固后形成非晶的冷却速度．在此基础上，研究了周期性边界条件下银在凝固过程中亚临界晶核和晶体团簇的平衡结构．结果表明：在一定的冷却速度范围内，银熔体凝固后得到的组织是晶体团簇与非晶的混合体，最大晶体团簇尺寸随冷速的增加而减小，当冷速达到一个临界值时，晶体团簇完全消失．银熔体在凝固过程中的晶体团簇及结晶后的晶体是由面心立方和密排六方构成的层状偏聚结构．该层状偏聚结构起源于熔体中的晶胚，在形核阶段就已经生成，并非在生长阶段才开始产生．     

SnBi／Cu界面Bi偏聚机制与时效脆性抑制

长期时效的SnBi／Cu界面出现的Bi偏聚导致的界面脆性大大限制了Sn．58Bi低温无铅焊料的使用,因此有必要在理解其产生机制的基础上研究抑制界面Bi偏聚及时效脆性的方法．本文首先根据SnBi／Cu焊接界面在液态反应（回流焊接）和固态时效过程中的Bi偏聚行为讨论了偏聚形成的机制,而后阐述了Cu基体合金化和回流温度对Bi偏聚行为的影响,并讨论了合金化抑制Bi偏聚的微观机制．此外还比较了SnBi／Cu和SnBi／Cu．X焊接接头的拉伸、疲劳性能和断裂行为,证明了在消除界面Bi偏聚之后SnBi／Cu界面在拉伸和疲劳载荷下均不会出现脆性断裂,最后基于以上理解提出了消除界面脆性的新工艺方法