计算材料物理范文

计算材料物理范文计算材料物理范文 纯铜的延展率很好 在退火的粗晶粒中 有70 的屈服应变 但强度 低 曲线A 在极冷条件下的脆性断裂图如曲线B 通过实验 强化伴随着延展性的减小对铜和其他金属大体上是正确 的 如图二我们在液态氮的温度下滚动铜 使实验在很低的温度下 进行导致在纳米的网结构中 尺寸都在200nm以下 金属有典型的高 的变形的微观结构和高的位错密度 低温的使用抑制了位错的移动 使堆积的位错密度到达一个比室温更高更稳定的水平 回复与再结晶的微观结构电镜图在图3中表示了出来 再结晶的晶粒有好的界限 大角度的晶界 大多数的晶粒在及其细微的纳米晶水平上 与此同时 晶粒的异常长大 二次的再结晶 开始生长出一小部分 粗晶 25 其中包含一些退火产生的栾晶 工程应力应变曲线中对应的微结构 图三中 是和图一中的曲线C相 对应 93 CW的液氮温度下 屈服应力比在室温中滚动的铜还高 95 CW 曲线B 伸长断裂长度也相当的长 在180度退火后 由于回复和一部分晶粒的再结晶作用使屈服应力稍 微有些降低 并且拉断的长度长了很多 曲线D curve D 这些同时发生的强化和加固 i ntermsof post necki ngelongation 观察曲线C和D同B比较可以归因于纳米晶或者很小的 晶粒减小了成核的缺陷并增加了抵抗裂纹扩展的能力 导致了一个很高的断裂应力 微观的断裂表面图显示可延展的折断通过晶核和空位的联合被提升 了 放射性的不稳定的裂纹生长被延迟了 稳定的空间应力维持了高的应变 明显的应变硬化的同时会有很显著的均匀伸长率的提高 但却没有牺牲太多的强度为代价 在图三B的双峰微结构中 其相应的应力应变曲线在图一E中表示 了出来 在液氮气氛中实验的过程中 高的位错密度和极冷条件下工作的储 存起来的能量使很低温度下的再结晶过程中能充分的成核 因此大量的母体晶粒被存在了纳米晶中 以保存了混合后的晶体的 高的强度 与此同时 在第二次再结晶过程中形成的足够大晶粒 占体积分数 的25 产生了明显的应变硬化 来维持在同向拉伸时令人满意的应 变 注意到不能通过允许晶粒的正常长大和一部分异常长大的晶粒来修 复应变硬化 因为二者都能导致额外的不必要的应力的减小 应变硬化是必须的 因为在拉力状态下局部变形的开始 颈部的 不稳定性 在图一中的峰值 与相应的公式对应在这里应力和应变 是真应力和真应变 纳米晶基体颗粒在畸变处趋向于迅速失去工作 强化 方程式的左半部分 因为在极小晶粒里它们的低的位错能 尤 其是当动态的回复存在时 这样的高强度的材料因此有很高的可塑性 最早变窄 这样严重的 限制了同向拉伸的可取性 除非有大一些的拥有合适的大小和体积 分数的晶粒存在 我们的方法是有效的应用适度的数量的大一些的晶粒来取得比曲线A 中预想的更好的应变硬化等级 图1 在单方向应力下的同向拉伸 我们做这些通过应用一下三个因素的优点 第一 这些受限的晶粒的微观尺度的不均匀变形是在轻的轴向拉力 水平下进行的 有复杂的应变轨迹和三维的应变组成以及非常高的应变程度 看补 充的内容 我们知道复杂的压力体系 结构复杂的应变图像和位错形貌 以及 高的几何上不可避免的位错密度都能促进晶粒的细微改良 或者位错能和应变硬化 例如 ECAP通过方法在相似的情况下来制备纳米结构的金属 对于铜来说 在几个微米顺序范围内不均匀的畸变是遵循应变程度 的可塑性理论的 这个理论证明了重要的应变硬化归因于过度的大量的几何学上的位 错的强制出现 来容纳应变的变化程度 第二 112 111 栾晶 在这些大的晶粒应变到达6 以后意外的被观察到 像图4a中左侧较高部分的选区电子衍射花样表现的一样 之前铜并没有被观察到有畸变的栾晶 除了在高的应变速率下或者低 的周围温度下 并且这些栾晶的激活需要很高的压力 尤其当晶粒尺寸很小时 透射电镜还可以看到 图4a中的右下部分 栾晶界优先存在于周围 的纳米晶向软的大的晶粒延伸处的附近 说明栾晶的形成可能是因为力的集中 栾晶结构的激活说明在很高的强度存在的同时 这些大的被束缚的 晶粒在好的应力作用下发生了可塑变形 为了提高应变硬化孪生在传统的铜中有重要作用 因为位错在栾晶 界处大量积累 图4a 在纳米线的铜中 在栾晶部分产生的界面能使位错的运动 产生很大的阻碍 第三 大的晶粒优先发生应变 看补充的材料 当大体上的均匀 伸长率到达30 在图1中曲线E的封顶 这些大的晶粒蓄积了大量的 孪晶界 位错 和亚晶界 这些微结构被完善到和母体中的纳米尺寸晶粒到达了同一个水平 图4b 毕竟 颈部的拉伸和讨论过的在180度下退火的标准样品相 似 曲线d图一 总的来说 图一曲线E中的铜当和初始的粗晶相比较 时 当保持类似的拉断长度时展现出一个在应力上的5到6倍的提升 同时存在高的强度 尤其是在高的强度下的非常大的同向畸变 导致了韧性的显著增加 在应力应变曲线下面的部分 这就是和原来的处理过的铜分离 出来的原因 就像在图2中说明的一样 为了建立重塑能力 三个额外的经过或者没有进过ECAP处理的试样 被在相似的CW温度下进行了热处理 在每个样品中 共存的强度和韧性被观察到了 在图三b中显示的进一步的退火引起了额外的晶粒生长和大的同向延 展 但是随着应力的大幅度降低 并且大体上没有韧性的增加因为 在峰值后的延展率的减小 图一中曲线A和D相比较 企图开始在室温下滚动的铜只使用了100 MP的应力 当延展性达到了50 这个强调了再液氮温度下试验的重 要性 它积累了大量的寒冷条件工作下的能量从而导致了一个更低 的再结晶温度 和室温下的滚动相比较 晶粒的热量测量结果的 峰值减小到了60度 并且有利于在长大上的丰富的形核 这使它可能 通过再结晶取得和母体一样的微结构 因此为微结构通过的二次再结 晶的形成提供了场所 我们的方法没有用好同向的纳米线结构的晶粒 它们必须通过应力水平的大的提升 依赖于晶界的畸变手段 例 如晶界滑移 来贡献显著的延展性和巩固塑性变形 实验数据 例如 图2 说明在周围的温度在 在小的晶粒中由晶界滑移产生的延展 性的提高不足以弥补位错受限导致的延展性的降低 并且同时产生 了很大的强度的降低 我们的提高应变硬化的方法可能可以被应用到其他纳米线的异常的 晶粒长大经常可见的材料来得到好的延展性 例如 在加热到中等的 温度时 纳米镍被报道出有双峰的微观结构 并且在某些畸变情况 下产生应变硬化 为了取得好的强度和韧性 我们对大块的样品的热力学的处理方法 也比那些必须产生同向的纳米线晶粒的方法简单的多 后一种方法并不仅仅是困难和昂贵的设备 并且很难摆脱人工制品 的空隙多和不纯净的特点 事实上 折断源于样品的强化和沉积后的瑕疵 同时 一部分地方 例如颈部的塑性的不稳定性 这些对迄今为止的纳米线材料中的非常有限的拉伸应变起到了关键 的作用 方法纯铜在严格的寒冷环境下进行滚动来进行第一次处理 在液氮温度下对连续滚动通过的工件进行冷却 通过前 150度和通过后 100度 w CW So S So 100 这里的So andS是滚前滚后的代表性部分 一些试样用ECAP的方法在滚动前室温 下通过了8个步骤进行处理 另一些直接在液氮温度下处理 ECAP的步骤在最终的结构和性质上没有什么不同 这是因为在极冷条件下储存的能量控制了之后的再结晶行为 微观硬度 和再结晶温度以及在热力学扫描过程中的涵变 在90 CW 的情况下水平消失 对于力学性质的测量 所有的试样被做成横截面 是1mm 1 8mm的 厚度5MM 以前的资料中都用1 5mm的试样 单轴拉伸被控制在室温下的最初准静态的5 10 4 s 1拉伸水平 图一纯铜的工程应力应变曲线A 退火 粗晶 曲线B室温滚动到95 的CW 曲线c液氮温度滚动到93 曲线d93 CW 180度3mi n 曲线E 93 CW 200度 3mi n 注意到E曲线同时存在的高的强度和高的塑性以及大体上高的拉伸 长度图2纯铜的代表性拉伸性能 这个数据是传统铜的性能 纳米尺 寸 并且经过了不同水平的CW处理 形成黑色的圆弧区域 数据点 E和A B是出自图一中 在工程应力应变曲线上同向的拉伸的顶点在这里被比较了 不仅因 为它描述了性质而且因为大体上的拉伸延长率经常由局部的变形控 制 颈部 这个结论在试验上经常应用 这里的粗铜E明显的和其他普通的趋势不同图3电镜的照片显示铜的 微结构的演变 A和b显示了图一种的D和E样品 a在180度退火三分钟后 回复开始 位错密度大幅度下降 许多的 晶粒在纳米尺度范围内 和一些