一、计算材料科学:一种越来越可靠的工程技术手段(例如HgCdTe合金中的缺陷)(下)（论文文献综述）
王书道[1]（2022）在《TiZrHfNb高熵合金中的短程序及其强化效应的第一性原理研究》文中进行了进一步梳理
张澐龙[2]（2021）在《铝锂合金蒙皮桁条T型结构激光焊接特性和压缩屈曲行为研究》文中进行了进一步梳理轻量化结构设计与制造技术是未来民用飞机实现绿色、高效、节能、减排、减重的核心支撑技术。欧洲空客公司成功实现了激光焊接铝合金蒙皮桁条结构替代传统的铆接结构在飞机机身上的应用,取得了减重10%-20%、刚度增加15%-20%的效果。我国国产大型客机也提出了采用高比强度铝锂合金的蒙皮桁条结构激光焊接应用的需求,亟需解决铝锂合金蒙皮桁条结构的焊缝成形、接头软化、焊接变形和结构力学性能等关键问题。针对国产大飞机项目对双侧激光同步焊接铝锂合金蒙皮桁条结构开展相关研究工作的迫切需求,在本人硕士期间开展焊丝选型、工艺参数优化、焊缝成形、未熔合和气孔缺陷控制、组织和性能等方面研究的基础上,本文补充研究光束间距和点固工艺对焊缝成形的影响,研究点固工艺对焊接变形的影响;通过焊接试验研究焊接顺序和工装夹具对蒙皮桁条结构焊接变形的影响规律;研究不同焊后热处理工艺对接头组织的强化机理。在此基础上,对蒙皮桁条结构典型件进行激光焊接制造;鉴于该激光焊接蒙皮桁条结构未来应用于前机身和中后机身的下机身壁板,主要承载压缩和剪切载荷,本文结合试验和有限元模型,研究蒙皮桁条结构典型件在压缩载荷下的屈曲行为,并通过电测和光测试验数据验证有限元模型的合理性;经有限元非线性理想化误差分析研究各误差源对压缩屈曲行为的影响,并在此基础上建立横截面积相等的典型结构的有限元模型,对比激光焊接结构与铆接结构、搅拌摩擦焊接结构的压缩性能差异。通过工艺试验研究发现,光束间距和点固焊接工艺直接影响焊缝横截面成形的对称性和内部组织的均匀性,继而影响接头的横向拉伸强度。在连续焊接之前,采用合理的点固焊接工艺可以有效控制焊接变形,当点固焊接线能量较小时,角变形降低64%,挠曲变形降低89%,但由于组织的不均匀性导致接头横向拉伸强度降低40MPa-60MPa。为了提高接头强度,制定了不同时效时间的固溶+时效和时效两种焊后热处理工艺,结果表明,随时效时间的增加,采用固溶+时效热处理,强度逐渐增大,延伸率逐渐减小;采用时效热处理,强度先增大后减小,延伸率均小于1%。对于T3母材,时效165℃×20h或30h时,接头强度与AA2060-T8母材相当,但延伸率小于1%;对于T8母材,固溶+时效165℃×20h热处理时,接头强度与AA2060-T8母材相当,延伸率提高到2.7%。进一步探讨两种焊后热处理对焊缝组织的强化机理。固溶+时效热处理的焊缝中Cu元素固溶到基体中,晶界上的脆性θ相大量消失,并生成增强强度和韧性的T1相和δ’相,同时T相球化导致应力集中程度降低、增加晶间结合强度使得接头强度提高,强化机制为固溶强化和第二相强化;AA热处理的焊缝中产生增强强度的δ’相,而未生成增加韧性的T1相,晶界强化相中Cu含量增大,原有的晶界θ相更加连续使接头强度提高,强化机制为晶界强化和第二相强化。在解决焊接接头强化、焊接变形控制的基础上,研究铝锂合金激光焊接典型件的压缩屈曲行为。与实际壁板结构相比,典型结构虽然尺寸较小且实际承载能力不及实际壁板结构,但是其所反映的压缩屈曲行为特征仍可作为实际壁板结构的理论参考。结果显示,典型件的失效模式为整体变形失稳而不能继续承载引起的失稳失效,最终破坏形式包括蒙皮的局部屈曲、桁条的弯曲失稳和部分焊缝的连续断裂。典型件在达到初始屈曲载荷时,蒙皮上的应变表现出应变分叉现象,蒙皮的面外位移表现出不同数量的半波形式;在达到失效载荷时,桁条A的翼缘存在沿Y轴负方向的较大面外位移。从有限元模型提取相关数据,与试验值基本吻合,验证模型的合理性。对上述有限元模型进行非线性理想化误差分析,获得误差较小的有限元模型的控制方法。边界条件和加载方式直接影响典型件的偏心加载情况,是影响典型件压缩强度和失效模式的主要因素;通过焊后热处理提高焊缝强度,对典型件压缩性能无影响;本征模缺陷影响典型件的屈曲模态,具有一定尺寸的几何缺陷和残余应力可以提高典型件的失效载荷,随着几何缺陷尺寸的增大或拉伸残余应力峰值的降低,失效载荷逐渐增大。建立横截面积相等的有限元模型并参数优化,对比相同横截面积的Z型桁条铆接结构、Z型桁条搅拌摩擦焊接结构和L型桁条激光焊接结构,三者的压缩失效载荷较接近,相比于焊接因素,结构因素对压缩失效载荷的影响更大。
孟召仓[3]（2021）在《MAX相材料Ti3AlC2中辐照缺陷的第一性原理研究》文中进行了进一步梳理人们对能源需求的持续增长以及日益严重的环境问题迫切要求人类加强对化石燃料之外新型能源的研发。由于受控核聚变的诸多好处,它被认为是未来能源的重点发展方向。然而,聚变堆中强辐照环境引发的辐照损伤问题是对结构材料的重大考验。一方面,由高能中子入射引发的原子级联碰撞会使得材料晶格原子发生离位现象;另一方面,由高能中子在材料中诱发的杂质氢（H）和氦（He）很容易被离位效应产生的晶体缺陷所捕获,形成氢泡或者氦泡。这些缺陷最终会导致材料出现脆化、肿胀,以及蠕变等,使得材料的使用寿命大大缩短。因此,核聚变的实现将十分依赖于材料在强辐射场中的行为。Ti3AlC2以其优异的性能被认为是未来核反应堆高温结构材料的候选之一。本文结合小型中子源（Compact Materials Irradiation Facility,CMIF）在运行过程中出现的背板材料辐照损伤问题,研究了Ti3AlC2作为背板材料以及样品时原子离位概率（displacement per atom,DPA）的空间分布,并且基于第一性原理计算,从原子尺度重点研究了辐照下Ti3AlC2固体中的本征点缺陷和杂质原子在材料内部的占位情况,杂质与空位之间的相互作用以及团簇的演化等。通过对Ti3AlC2中的本征点缺陷的研究,发现Al单空位(VAl)、Al双空位(2VAl-Al)和Al-C双空位(2VAl-C)是所有空位中最容易形成的。多个空位之间的束缚很弱,空位的形成是一个相对独立的过程。另外,所有的自间隙原子都倾向于迁移到Al平面附近。对于反位缺陷,其他原子占据Al原子位置时往往对应着较低的形成能,这些都说明Al平面是Ti3AlC2结构中较为活泼的区域,容易受到辐照缺陷的影响。通过探究H-m V（m=0,1,2）团簇的稳定构型,从而来评估H原子的能量有利位置。在预先存在VAl或者2VAl-Al空位的情况下,H原子在空位附近的四面体间隙位(Itetr-2)最稳定,但是在2VAl-C空位下,H原子易于占据八面体间隙位(Ioct-4)。另外,被初始Al空位俘获的H团簇能够促进空位的形成,并且倾向于在Al平面内形成板状泡;被初始C空位俘获的H原子则更有可能在层间生成球状泡。空位作为一个捕获中心,通过提供最佳的H嵌入等值电荷密度面来诱导H原子在其内表面偏析。相比于单空位,双空位具有更强的H捕获能力,其中2VAl-Al和2VAl-C能够分别捕获7个和6个氢原子。然而,He-2VAl-Al团簇只能捕获4个H原子形成H-He杂化泡,He杂质能够有效抑制H原子的进一步聚集。另一方面,对杂质氧原子与氢/氦/空位等辐照缺陷之间的相互作用进行了研究。首先讨论了氧原子在不同缺陷中的形成能和占据情况,结果表明:在Ti3AlC2的完美晶胞中,氧原子优先占据六面体间隙位(Ihex-1),而在预先存在空位的情况下,氧原子倾向于占据空位附近的四面体间隙位(Itetr-2)。C空位的出现大大降低了氧原子的形成能,使得氧原子更易于占据C空位的中心。接着研究了Ti3AlC2中O/H团簇的捕获过程。相比于H/He杂质原子,空位能够捕获更多的氧原子,其中VAl和2VAl-Al分别能够捕获15个和18个氧原子。同时,氧也能促进空位的形成。另一方面,O原子能够和材料中Al原子结合,在其表面形成致密的Al2O3保护层,抑制材料内部的进一步氧化。此外,氢-氧之间表现为斥力相互作用,而氦-氧之间则表现为强烈的吸引作用。因此O对H团簇的形成有抑制作用,但是O可以束缚更多的He原子形成大量的He泡。O杂质大大降低了空位对H原子的捕获能力,同时O和He具有协同作用,能共同抑制H团簇的聚集。本论文的研究结果为Ti3AlC2在辐照和高温氧化环境下的行为提供了原子尺度的微观解释,这些都为更高尺度的模拟研究提供了必需的物理参数,进而评估Ti3AlC2作为聚变堆结构材料的性能,以便更好地设计基于MAX相的结构材料。
马旻昱[4]（2021）在《激光熔覆抗氧化耐磨CoCrFeNbNi系高熵合金涂层的研究》文中认为枪炮身管承受着高温火药冲刷、烧蚀、氧化、弹丸磨损等极端条件的作用,随着枪炮朝着长寿命、高初速、高射速的方向发展,现有的电镀硬铬难以满足需求,导致身管部件过早失效,从而影响枪炮的服役性能与战技指标,因此设计并制备优异的身管防护涂层对提高武器装备的性能具有重要的意义。高熵合金涂层因其独特的设计理念和高温稳定的性能,有望应用于身管的内壁防护。针对身管内膛环境中的特殊工况,本研究选用了一种由高韧FCC相和高强度Laves相组成的CoCrFeNbNi系共晶高熵合金涂层,优化涂层中的Cr、Si、C及Ce含量,提高涂层的抗气氛氧化及高温耐磨能力;研究激光熔覆工艺参数对涂层质量的影响,建立响应的函数关系并优化工艺参数;采用800℃下N2-44CO2-6H2O（vol.%）混合气氛模拟身管中的热-化学作用;使用高载荷（100 N）和高转速（1 m/s）的高温磨损模拟身管中的热-力作用,并深入讨论了涂层高温气氛氧化、磨损行为的机理,主要工作如下:采用响应面法构建了优化目标（稀释率、残余应力）与激光熔覆工艺参数（激光功率、扫描速度、离焦量）的函数关系。使用多目标粒子群的算法对工艺函数进行约束训练,获得最优稀释率（11.19%）和残余应力（172.6 MPa）的工艺参数（功率800 W,扫描速度430 mm/min,离焦量-25 mm）,试验值与计算值误差小于15%。在CoCrxFeNb0.5Ni（x=0.5～2）高熵合金涂层中,随着Cr含量的增加,涂层由完全的共晶组织转变为不完全的共晶组织,Cr能够固溶至FCC相中,引起FCC相的晶格畸变而不改变涂层物相组成。在高温氧化过程中,涂层的氧化主要为FCC相中的Cr与Laves相中Nb的选择性氧化,Cr含量提高时,FCC固溶体中的Cr能够快速在表面形成具有保护性的Cr2O3氧化膜,抑制Laves相的氧化速度,CoCr2FeNb0.5Ni 比 CoCr0.5FeNb0.5Ni的氧化速率降低了 57%。在CoCr2FeNb0.5Ni涂层中添加了原子比为0.2的Si,Si的添加主要是进入Laves相中提高其晶体结构尺寸的紧凑性。在高温氧化的后期,Laves相中的Si会取代Nb的氧化,在界面处产生更加稳定的（Cr,Si）Ox内氧化层,有效抑制了氧的进一步内扩散,提高了涂层高温抗氧化能力。当添加的Si原子比大于0.2时,涂层凝固的过程中会析出金属硅化物,导致涂层的脆性增大,缺陷变多,高温抗氧化能力下降。CoCr2FeNb0.5NiSi0.2具有最优的强韧性与高温抗氧化能力。熔覆过程中添加的C与Nb发生了扩散反应,原位生成细小的MC强化颗粒,当C添加原子比为0.1时,涂层的硬度由719HV0.3提高到了 850HV0.3。随着C含量的继续增加,Laves相的含量伴随着MC颗粒的长大而降低,涂层的硬度下降。在温度≤400℃时,硬度是涂层耐磨能力的决定性因素,随着温度继续升高,涂层表面产生了保护性的氧化膜,氧化膜与硬度共同决定了涂层的耐磨性。CoCr2FeNb0.5NiSi0.C0.1具有最优的耐磨能力。通过CeO2的添加,在制备过程中产生的Ce在相界处的吸附,能够有效抑制高熵合金涂层中片层结构的长大,细化涂层组织。由于Ce的活性元素效应使Cr离子的短程扩散速度变慢,在化学-热的耦合作用下,涂层表面生成的刀片状与颗粒状的Cr2O3变成了单一的颗粒状Cr2O3,氧化膜的致密性增加,抑制了氧化过程中O的内扩散,氧化膜的自愈性和结合力都得到了提升,涂层的高温抗氧化能力提高。组织细化同样提高了涂层的耐磨能力。优化的高熵合金涂层体系为添加1wt.%CeO2的CoCr2FeNb0.5NiSi0.2C0.1,800℃磨损率相比身管材料32Cr2MolVE下降了 98%,相比身管防护电镀硬Cr下降了 89%,较身管内衬材料Stellite 6B下降了 20%;800℃下气氛氧化单位面积增重相比32Cr2MolVE下降了 99%,相比电镀硬铬下降了 93%,较Stellite 6B 接近。
张峥[5]（2021）在《事故容错燃料碳化硅包壳氧化行为的理论研究》文中研究说明碳化硅（SiC）被广泛地认为是一种极具潜力的事故容错燃料包壳材料,它被考虑用在下一代核反应堆中。相关的研究表明氧化是碳化硅材料在高温环境下发生功能失效的主要原因。因此,探明碳化硅在不同条件下的氧化机理对碳化硅包壳材料的研发和设计工作具有重要意义。本文以核工程领域常见的3C-SiC和6H-SiC为研究对象,借助密度泛函理论计算、经典分子动力学模拟以及从头算分子动力学等方法系统地研究了这两种碳化硅在抗辐照损伤和抗氧化性能方面的差异,并对这些差异背后的深层物理机制进行了详细的研究。通过对3C-SiC和6H-SiC进行相关模拟计算,发现:（1）3C-SiC表面的抗辐照损伤能力要强于6H-SiC的抗辐照损伤能力。以硅原子作为终止原子的3C-SiC表面的抗辐照损伤性能要强于以碳原子作为终止原子的3C-SiC表面,而以硅原子作为终止原子的6H-SiC表面的抗辐照性能要弱于以碳原子作为终止原子的6H-SiC表面。另外,碳原子替位取代硅原子提高了 3C-SiC的弹性模量、材料脆性以及导热性能。（2）6H-SiC的抗氧化性能优于3C-SiC的抗氧化性能,6H-SiC表面在初始氧化阶段倾向于生成SiO2,而3C-SiC表面倾向于生成CO、CO2和SiO等气态氧化物。氧分子吸附于SiC表面会自发解离为两个氧原子,并且氧分子更倾向于吸附于以硅原子作为终止原子的SiC表面,即以硅原子作为终止原子的SiC表面更容易被氧化。水分子吸附于SiC表面会部分解离为羟基和氢原子,羟基不易继续解离为氧原子和氢原子,同时氢原子在SiC表面上结合形成氢分子也较为困难。吸附能的变化表明辐照缺陷改变了氧分子和水分子在SiC表面上的稳定性和初始氧化物种类,也就是说辐照缺陷改变了 SiC表面的抗氧化性能,但是辐照缺陷没有改变氧分子和水分子在SiC表面上自发解离的这种特性。（3）水蒸汽加快了 SiC表面的氧化速率。从头算分子动力学模拟表明在SiC表面上水分子解离生成的氢原子与氧分子解离生成的氧原子结合形成新的羟基,正是这些羟基促进了 SiC表面的快速氧化。
王芊[6]（2021）在《聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究》文中指出核聚变能具有经济性能优越、安全可靠、无环境污染等优势,被认为是最有希望解决人类能源问题的终极能源。钨及钨合金因具备高熔点和优异力学性能等优势被认为是聚变堆装置中极具潜力的面向等离子体材料。但极端服役的环境给它们的应用提出了巨大挑战,特别是钨脆性问题及材料的氢同位素滞留行为,研究至今仍存在一些问题,例如:实验中研究仅获得了有限温度下钨的增韧机制,典型合金元素对氢在钨中行为的影响研究不够系统,氢逃逸到钨与其他材料连接界面的研究成果较少,缺少强化界面结合性能的理论机制等。基于此,本文采用高精度密度泛函理论的第一性原理计算开展理论研究,全文获得的主要结论如下:（1）第一性原理计算、准谐德拜模型结合热电子激发获得了钨和钨铼合金的热力学性能,以及在0-2000 K温度范围内弹性性能和G/B值的变化规律。结果表明,合金元素Re降低了钨的力学性能和理想强度;理想应变条件下,钨及钨铼合金易失效晶面为（100）面;钨及钨铼合金力学性能随着温度的升高而下降,脆性随着温度的升高而增加。某一确定温度下,钨铼比纯钨具有更小的G/B值,表明Re添加改善了钨的脆性。深入对比随着温度变化的弹性模量、体模量和G/B值的曲线,发现温度的升高减小了Re对钨韧性的改善效果。（2）计算研究了氢在钨、钨铼和钨钼合金中的占位,发现氢在四面体间隙位置可以保持住BCC结构,在八面体间隙位置最终弛豫成了BCT结构。同时,研究也表明WH、WRe H和WMo H相在力学角度上可以稳定存在,并且Re比Mo对WH相的增韧效果更明显。另外,本文也获得了氢在钨、钨铼和钨钼合金中的溶解度和扩散系数,结果表明,合金元素Re和Mo添加对氢在钨中的溶解具有一个相反的趋势,即:Re降低了氢溶解度,Mo促进了氢溶解度。然而,合金元素Re和Mo添加都能降低氢在钨中的扩散势垒,促进氢的扩散。综合考虑氢溶解和扩散的过程,发现Re在钨中的添加减小了氢的渗透率,Mo的添加增加了氢的渗透率。（3）计算对比了氢在钨铁块体和钨/铁界面的结合能,发现氢在界面位置存在一个负的结合能,表明界面的形成促进了氢的稳定性。结合Sievert定律,本文获得了600-1600 K温度范围内氢在界面处的溶解度。这个温度范围氢在界面处的溶解度均远大于钨铁块体氢溶解度,表明氢在界面处易积聚形成氢泡。同时,氢在界面的溶解度随着温度的升高而降低,这与氢在钨铁块体中的溶解度的规律相反,这意味随着温度的升高界面形成的影响将逐渐减小。另外,研究也获得了氢对界面结合性能的影响,即:氢在界面O1,O6和T5位置促进了界面结合性能,在T1,T2,O2和O4位置氢具有一个相反的结论。（4）研究讨论了合金元素Re和Cr原子在界面处的结构稳定性和界面结合性能。结果表明,Re和Cr原子均容易取代界面层铁原子。Re原子取代铁原子可以强化界面强度,改善界面稳定性,增加界面断裂韧性,而Cr原子只有取代界面层铁原子才能强化界面结合性能。另外,为更大程度兼顾钨/铁梯度界面结合强度和界面断裂韧性,缩小钨铁物理性能差距,本文提出了一种强化界面结合性能的W4/W2Fe2/Fe3W1/Fe4四层梯度设计方案。最后,这些结论都从电子结构和电荷转移的角度进行了深入的理解。纵观本文研究,系统探讨了钨及钨合金热力学与界面性能,揭示了温度对钨及钨铼合金强韧化机制,研究了典型合金元素对氢在钨中和钨界面行为的影响规律。结论表明合金元素Re可以改善钨韧性,促进界面结合,抑制氢在钨中的滞留,在钨中的添加比Mo和Cr具备更优异的性能表现。研究也讨论了钨/铁界面氢泡形成的机制,探索了强化钨/铁界面结合的方案,为聚变堆用材料的设计和选择提供了借鉴意义和理论依据。
卢彩彬[7]（2021）在《第一性原理研究合金化对NiAl金属间化合物性能的影响》文中认为NiAl合金作为一种用于航空、高温等复合结构的材料,它具有强度高、熔点高、化学成分变化区域范围广、耐腐蚀性好等优良性能。然而NiAl在室温下表现出脆性,限制了其实际应用范围。同时,随着多元合金化的发展以及实验条件的限制,探究合金元素对NiAl合金组织和性能的影响仍然非常重要,对NiAl合金塑韧性的改善以及其本征属性的研究还有待进一步的发现。合金化是改善材料性能的一种有效手段,而且结合第一性原理可从原子结构层面研究NiAl金属间化合物的各种性能。因此,本文主要运用密度泛函理论研究了A类合金元素Zr、Hf、Nb、Ta,B类合金元素Cr、Mo、W、Re,C类合金元素Ru、Rh、Os、Ir等在晶体结构、电子结构、力学性能和热力学等方面对NiAl合金的作用与影响。通过对晶格常数、晶胞体积,电子态密度、能带、原子电荷布居、键布居,弹性模量、体模量、剪切模量、韧脆性,熵、焓、自由能、德拜温度、热容等表征参数的分析表明,合金元素的加入有助于提高NiAl合金的塑韧性。主要研究结果总结如下:（1）合金元素的加入改变了NiAl的晶体结构。A类、C类合金元素和B类Mo、W、Re等合金元素的加入均使NiAl的晶格常数和晶胞体积增大,晶胞发生膨胀;而B类合金元素中,Cr的加入使晶格参数变小。（2）通过对比分析各种合金化结构的态密度图和能带图表明,合金结构的电子态密度主要分布在-10～20e V能量范围内,且态密度由Ni的d轨道电子、Al的s、p轨道电子和合金元素杂化组成;合金元素的加入使费米能级左侧及较远处出现了局域电子态密度的分布,合金相的离子键特征增强。（3）通过键布居和原子电荷布居分析发现,合金化后Ni-M键和Al-M键的键布居数均为负值且具有较强的离子性,其中,Nb、Mo和Ru的键布居数分别最小且离子性也最强。（4）根据第一性原理力学稳定性判据、塑韧性判据G/B值和柯西压力值(C12-C44)分析表明,合金元素加入后合金相结构均满足力学稳定性,而且相对NiAl合金的实验值,柯西压力值最大可提高至原合金的2.52倍,模量比G/B值最大程度可比原合金降低41%,表明合金元素的加入可有效提高NiAl合金的塑韧性。（5）通过分析合金相结构在0～1700K温度范围内焓、熵、自由能、德拜温度及热容的变化,发现合金相结构的熵和焓均满足随温度的升高而增大的规律,且熵随温度的增加趋势大于焓随温度的变化,自由能随温度的升高而降低。当温度小于20K和处于35K～200K时,德拜温度随温度的升高而增大,遵循量子规律和德拜模型的T3定律。同时,当温度低于400K时,热容随温度的升高而急剧增加,当温度大于400K时,热容的变化遵循Dulong-Petit定律,即逐渐趋近于一个饱和值95.03cal/cell.k。
闫婧欣[8]（2021）在《基于广义层错能立方金属塑性变形机制的原子计算模拟》文中研究表明探索微观变形机制与力学性能的内在联系和开发具有优异力学性能的新合金体系是推动立方金属发展与应用的重要途径。位错滑移和形变孪生是立方金属的基本变形机制。广义层错能为研究位错的分解、滑移以及孪生变形提供了原子尺度的关键信息。近年来,人们发现合金成分和压强等对广义层错能有显着影响,这些因素可能也影响着B2合金和面心立方（Face centered cubic,FCC）中高熵合金等立方金属的变形行为。但是,目前鲜有报道涉及成分、压强对B2合金变形行为的影响。尽管实验证明变形孪晶开动能同步提高中高熵合金的强度和韧性,人们对成分、压强及温度如何具体影响位错滑移与孪生之间的竞争以及合金的力学性能仍缺乏清晰认识。为加深对B2合金变形行为的理解,并为中高熵合金的成分优化设计和力学性能调控提供理论指导,本文以上述两类合金为研究对象,以广义层错能为切入点,采用分子静力学、动力学模拟和第一性原理计算,系统探讨了成分和压强对B2合金中<111>超螺位错分解和滑移行为的影响,分析了成分、压强和温度对中高熵合金变形机制和力学性能的影响,主要结果如下:1.对B2合金中[111]超螺位错分解和滑移行为的研究表明,随合金种类和成分变化,超螺位错在{110}面的分解组态和分位错Burgers矢量发生连续变化,由两根螺型1/2[111]超分位错构成的两分组态转变为三根混合型分位错组成的三分位错组态。基于此,提出超螺位错的一般分解组态,允许分位错Burgers矢量连续可调,建立了准确预测超位错分解行为的能量最小化判据,证实系统总能量自发优化是决定分解组态随成分变化的基本原则。此外,超螺位错的分解组态和核结构转变是影响其滑移、交滑移行为的关键因素。能量最小化判据能给出核结构转变能垒,因而还可用于评价不同分解组态的交滑移能力。2.探讨了压强对FeAl中<111>超螺位错分解和屈服行为的影响。随压强降低,超螺位错分解组态连续改变,由螺型两分位错组态转变为混合型三分位错组态;同时,核结构非平面特征增强,屈服应力明显升高。高压下,屈服由{112}滑移主导;低压下{110}滑移开动。基于模拟结果,建立了准确预测不同压强下超螺位错分解行为的修正能量最小化判据Ⅰ,提出超螺位错的一般交滑移机制:在螺型两分位错组态中,领头、拖尾超分位错相继交滑移到{112}面,不发生束集;转变成螺型两分位错组态是三分位错组态交滑移的基本机制。考虑剪切应力影响,构建了定量评价不同压强下超螺位错交滑移能力的修正能量最小化判据Ⅱ,该判据有助于深入理解超螺位错在复杂应力下的屈服行为。3.成分对FCC中高熵合金的变形机制和力学性能有重要影响。提出成分优化设计的基本原则:降低FCC相自由能以提高FCC相稳定性,提高剪切模量G以增强屈服强度,降低层错能以促进孪晶开动、提高加工硬化能力和塑性。此外,泊松比v、体弹性模量B与剪切模量G之比（即B/G）可用于评价韧性。对CoCrNi合金,增大Co含量提高剪切模量G;增大Cr含量提高B/G和v;降低Ni含量并增大Co、Cr含量明显降低层错能,因而能促进孪晶开动和提高合金综合力学性能。加入0～10at.%的Al、Cu、Ti、Mo,CoCrFeMnNi合金FCC相稳定性有所降低。当Mo含量为2at.%时,层错能降低,剪切模量G升高,有利于孪晶开动和强塑性能的同步提高。4.CoCrFeMnNi高熵合金密排六方（Hexagonal close-packed,HCP）、FCC 相稳定性转变是孪生倾向随压强增大明显增强的根本原因:高压下HCP相稳定性增强引起层错能降低,促进孪晶通过相邻{111}面上宽层错带重叠或Shockley位错连续发射形核;另外,高压可引发FCC→HCP相变,而孪晶、层错是相变中间组织。但是压强对CoCrNi中熵合金的层错能和孪生倾向影响不大。此外,温度是影响CoCrNi和CoCrFeMnNi中高熵合金孪生倾向和力学性能的重要因素。低温下,两种合金都有很强的孪生倾向;随温度降低,剪切模量G、v和B/G均升高,因而低温变形能显着改善加工硬化能力、塑性、屈服强度和韧性。
毛鹏燕[9]（2021）在《铜基纳米结构金属的热稳定性和抗辐照损伤性能研究》文中进行了进一步梳理随着核反应堆的发展,对具有理想抗辐照损伤性能、化学稳定性、高温力学性能和高温结构稳定性的核反应堆屏蔽材料的需求日益迫切。在材料中引入具有较高吸收效率的吸收陷阱（例如晶界、界面或自由表面等）或是提高材料中的吸收陷阱密度都会有效提高材料的抗辐照损伤性能。但是,纳米结构材料由于具有较高体积分数的晶界等缺陷而储存着较大的过剩自由能,很不稳定,具有很高的晶粒生长驱动力,会在比粗晶材料更低的温度下就发生晶粒长大,使得其机械性能和抗辐照损伤性能发生显着退化,这是阻碍纳米结构材料成为新一代核反应堆候选材料的主要原因之一。本研究以Cu及其合金为模型材料,通过磁控溅射沉积技术制备了具有不同晶粒尺寸和合金成分的纳米晶Cu和Cu-W的合金材料以及与碳纳米管（carbonnanotube,CNT）的复合材料,研究了在高温和高能离子辐照条件下的微观结构演变,探索了影响材料热稳定性、抗辐照损伤性能和相应的微观结构演变的内在机制。主要研究内容如下:通过调控沉积温度等参数,研究了其对Cu及Cu-W合金微观形貌的影响,并对具有不同W原子百分含量的样品在673 K-873 K的温度下进行退火,研究其热稳定性。结果表明:W的加入可以明显提高基体Cu的热稳定性,与高温下W的析出抑制晶界迁移有关。Cu和Cu-W合金薄膜的晶粒尺寸随沉积温度的升高而增大,与吸附在基底上的原子或原子团的表面扩散能力的提高有关。Cu-W合金薄膜的晶粒尺寸明显低于相同温度下沉积的Cu,与扩散系数很低的W原子的加入抑制了 Cu-W中Cu的原子扩散有关。在室温和673 K的温度下,对平均晶粒尺寸在20 nm-50 nm范围内的Cu和Cu-W合金进行了能量约300 keV的He离子辐照,定量研究了纳米尺度晶界的吸收效率。结果表明:辐照产生孔洞的尺寸、体积分数和分布与晶粒尺寸和辐照温度密切相关。当晶粒尺寸减小到（或辐照温度升高到）一定程度时,稳定的纳米尺度晶界由于其较高的体积分数和增加的点缺陷复合几率而成为“理想”的缺陷吸收陷阱。这为设计具有良好抗辐照损伤性能的纳米结构材料提供了实验和理论指导。进一步利用磁控溅射技术制备了 CNT-Cu复合材料,并在不同温度下进行退火,结果表明:在473 K退火后,CNT-Cu的晶粒发生明显粗化,在退火之后演变成球状,表现出较差的结构热稳定性,发生了类似奥斯瓦尔德熟化的聚集长大过程。对CNT-Cu复合材料进行300 keV的He离子辐照实验,结果表明:样品中产生的孔洞等缺陷的尺寸和密度明显小于合金材料在相同辐照条件下产生的缺陷尺寸和密度,这与CNT-Cu样品明显提高的晶界体积分数和比表面积以及降低的缺陷迁移速率有关。CNT-Cu样品在辐照后的晶粒生长程度明显小于合金材料,这与一维CNT基底可以限制在垂直CNT轴向上的晶界迁移机制有关。此外,进一步制备了碳层包覆和非包覆的CNT-Cu/（Cu-W）复合材料,研究了合金元素W和表界面性质对其结构热稳定性和抗辐照损伤性能的影响。对CNT-（Cu-W）复合材料进行高温退火后发现随W原子百分含量升高,析出W原子的起始温度降低,晶粒尺寸减小,结构热稳定性升高。这与原子扩散速率的降低、溶质原子对晶界的拖拽增强以及析出相体积分数的增加有关。利用离子辐照对矿物油的有机蒸汽进行脱氢的方法将碳包覆层均匀沉积在复合材料表面。这种碳包覆的复合材料（carbon coated samples,CCS）具有高密度的晶界和界面,表现出超高的结构热稳定性和抗辐照损伤性能。本研究以纳米结构Cu及其合金为研究对象,利用磁控溅射沉积技术,制备了纳米晶Cu和Cu-W的合金材料和与CNT的复合材料,探索了合金元素W对提高材料热稳定性的作用机制,定性和定量解析了不同性质晶界吸收辐照诱导点缺陷的效率,揭示了晶粒尺寸对纳米晶体材料抗辐照损伤性能的影响机理,为发展具有优异抗辐照损伤性能的先进结构材料提供重要的理论指导和实验依据,并对发展新一代核反应堆技术具有积极和重要的意义。
甄珍[10]（2021）在《几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟》文中研究说明金属间化合物具有众多优异性能,有望成为航空、航天等领域的多用途结构材料。位错是影响金属间化合物材料力学性能的主要因素之一。材料在疲劳等力学过程中,位错的增殖和湮灭及其与其它缺陷的相互作用决定材料中的有效位错密度,从而极大地影响材料的力学性能。这个过程中偶极型位错（以下简称位错偶）的形成演化起到关键作用,但受电镜分辨率等条件限制,针对位错偶,尤其是超位错偶的原子尺度实验研究相对较少,且多数模拟研究的模型设置并不能对应实际变形过程,所得到的位错偶构型失真并且与后续点缺陷扩散缺少联系。目前对于超位错偶的稳定形态、湮灭条件和产物及其对后续变形的影响还没有令人满意的回答。为此,基于原子模拟,本文系统探究了超位错偶影响材料塑性变形的微观机理。首先,考虑到γ-TiAl合金应用状态往往涉及高温、高应力的循环载荷,针对其中超位错偶在不同温度下的演化进行分子动力学模拟,分析其演化产物的结构状态,以期为后续研究材料塑性变形中所涉及到的蠕变和疲劳现象提供理论基础。通过计算模拟,在低温下超位错偶演化构型结果表明,非螺型超位错偶在低温下可转化为局部稳定的位错偶或重构核,而在高温下可通过短程扩散转化为孤立或相连的点缺陷团簇和层错四面体。γ-TiAl和α2-Ti3Al中的非螺型超位错偶分别表现出类似FCC和HCP金属的特征。在扩散明显的长程退火过程中,γ-TiAl中的60°超位错偶是稳定的,而α2-Ti3Al中的超位错偶的稳定性随超位错偶高度和取向角的增大而增大。其次,为了全面揭示超位错在演化时所产生的产物结构,采用分子动力学方法对Al基金属间化合物Ni3Al、Fe3Al和Cu3Al中超位错偶间自相互作用进行模拟计算。研究表明在低温下,超位错偶相互作用后的演化产物与超位错偶的高度和角度密切相关,形成空腔、重构偶极子和层错偶极子等复杂的结构,如果超位错偶高度较高,会形成经典的线性结构。高温下,高度为1d的超位错偶在Cu3Al中容易演化为点缺陷构型,而在Ni3Al、Fe3Al中则相对稳定。三个体系中非螺型超位错在高温和低温下演化结果相似,但在Ni3Al、Fe3Al中相对比较稳定;Ni3Al、Fe3Al和Cu3Al体系中超位错偶的稳定性随着位错偶高度的增加而增加。最后,γ-TiAl、α2-Ti3Al、Ni3Al、Fe3Al和Cu3Al体系中超位错偶向点缺陷的演化过程不但存在大量较低激活能的演化路径,而且存在少量激活能极低的奇特演化路径。将上述超位错演化构型结果集成到中尺度或本构模型中,可以很好地评价其对力学性能的影响。
二、计算材料科学:一种越来越可靠的工程技术手段(例如HgCdTe合金中的缺陷)(下)（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、计算材料科学:一种越来越可靠的工程技术手段(例如HgCdTe合金中的缺陷)(下)（论文提纲范文）
（2）铝锂合金蒙皮桁条T型结构激光焊接特性和压缩屈曲行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 轻量化材料和结构连接技术在飞机制造业中的应用 |
| 1.2.1 铝锂合金在飞机制造业中的应用 |
| 1.2.2 双侧激光同步焊接技术在飞机制造业中的应用 |
| 1.3 铝合金及铝锂合金双侧激光同步焊接技术的研究现状 |
| 1.4 常见机身壁板结构及其典型结构压缩屈曲行为研究现状 |
| 1.4.1 常见机身壁板结构形式 |
| 1.4.2 典型结构压缩屈曲失稳特点 |
| 1.4.3 典型结构压缩屈曲试验研究现状 |
| 1.4.4 典型结构压缩屈曲有限元分析研究现状 |
| 1.4.5 基于ABAQUS有限元软件的结构屈曲分析方法 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及方法 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 试验方法 |
| 2.3 特征件组织分析及性能测试 |
| 2.3.1 显微组织分析 |
| 2.3.2 扫描电镜组织的图像处理 |
| 2.3.3 性能测试 |
| 2.4 特征件和典型件焊接变形测试分析方法 |
| 2.4.1 特征件焊接变形测量方法及测试设备 |
| 2.4.2 典型件焊接变形测量方法及测试设备 |
| 2.4.3 焊接变形数据处理方法 |
| 2.5 典型件压缩性能测试分析方法 |
| 2.5.1 典型件试验前准备工作及测试设备 |
| 2.5.2 面内应变分析方法 |
| 2.5.3 面外位移分析方法 |
| 第3章 铝锂合金T型接头激光焊接成形及变形特性 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 工艺参数对T型接头特征件焊缝成形的影响 |
| 3.2.1 光束间距对特征件焊缝成形的影响 |
| 3.2.2 点固工艺对特征件焊缝成形的影响 |
| 3.3 点固工艺对T型接头焊接变形的影响 |
| 3.3.1 点固工艺对单桁条长焊缝特征件焊接变形的影响 |
| 3.3.2 点固工艺对三桁条短焊缝典型件焊接变形的影响 |
| 3.4 焊接顺序对四桁条长焊缝典型件焊接变形的影响 |
| 3.5 四桁条长焊缝典型件焊接工装夹具设计 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 焊后热处理对铝锂合金T型接头组织及力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺参数选择 |
| 4.3 焊后热处理对T3 态铝锂合金T型接头组织性能的影响 |
| 4.3.1 焊后热处理对T3 态铝锂合金T型接头横向拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 焊后热处理对T3 态铝锂合金T型接头显微硬度的影响 |
| 4.3.3 焊后热处理对T3 态铝锂合金显微组织的影响及强化机制分析 |
| 4.4 焊后热处理对T8 态铝锂合金T型接头组织性能的影响 |
| 4.4.1 焊后热处理对T8 态铝锂合金T型接头横向拉伸性能的影响 |
| 4.4.2 焊后热处理对T8 态铝锂合金T型接头显微硬度的影响 |
| 4.4.3 焊后热处理对T8 态铝锂合金T型接头显微组织的影响 |
| 4.4.4 焊后热处理对T8 态铝锂合金接头强化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 铝锂合金激光焊接典型件压缩屈曲试验及有限元分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铝锂合金激光焊接典型件压缩性能测试夹具设计 |
| 5.3 典型件压缩屈曲试验前的系统校准 |
| 5.4 铝锂合金激光焊接对称典型件压缩屈曲试验测试结果 |
| 5.4.1 对称典型件压缩失效载荷及最终破坏形式 |
| 5.4.2 对称典型件压缩载荷下面内应变 |
| 5.4.3 对称典型件压缩载荷下面外位移 |
| 5.4.4 对称典型件压缩屈曲失效机制 |
| 5.5 铝锂合金激光焊接对称典型件压缩屈曲有限元模型建立 |
| 5.5.1 网格划分及边界条件 |
| 5.5.2 材料属性 |
| 5.5.3 特征值屈曲分析及后屈曲分析 |
| 5.6 对称典型件压缩屈曲有限元分析结果与讨论 |
| 5.6.1 对称典型件失效载荷的模拟结果与试验结果对比分析 |
| 5.6.2 对称典型件面内应变的模拟结果与试验结果对比分析 |
| 5.6.3 对称典型件面外位移的模拟结果与试验结果对比分析 |
| 5.6.4 框架与角片对典型件压缩性能的影响 |
| 5.7 非对称典型件压缩屈曲试验与模拟结果对比分析 |
| 5.7.1 非对称典型件失效载荷的试验与模拟结果对比分析 |
| 5.7.2 非对称典型件面内应变的试验与模拟结果对比分析 |
| 5.7.3 非对称典型件面外位移的试验与模拟结果对比分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 典型件压缩屈曲理想化误差分析及结构设计 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 对称典型件压缩屈曲非线性理想化误差分析 |
| 6.2.1 误差源分析 |
| 6.2.2 网格密度的非线性理想化误差 |
| 6.2.3 材料参数离散的非线性理想化误差 |
| 6.2.4 边界条件的非线性理想化误差 |
| 6.2.5 加载方式的非线性理想化误差 |
| 6.2.6 几何缺陷的非线性理想化误差 |
| 6.2.7 残余应力的非线性理想化误差 |
| 6.2.8 总体误差分析 |
| 6.3 典型件压缩屈曲的结构设计比较 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得创新性成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（3）MAX相材料Ti3AlC2中辐照缺陷的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| abstract |
| 第1章 引言 |
| 1.1 核聚变能及其应用 |
| 1.1.1 核聚变能简介 |
| 1.1.2 核聚变能的发展 |
| 1.2 核聚变材料辐照研究 |
| 1.2.1 聚变堆材料面临的挑战 |
| 1.2.2 聚变材料辐照装置研究进展 |
| 1.2.3 紧凑型氘铍中子源辐照装置 |
| 1.3 材料辐照损伤的微观机理 |
| 1.3.1 晶体缺陷概况 |
| 1.3.2 辐照缺陷演变过程 |
| 1.3.3 材料的多尺度模拟方法 |
| 1.4 MAX相材料Ti_3AlC_2介绍 |
| 1.5 本论文主要工作 |
| 第2章 理论方法 |
| 2.1 近似方法 |
| 2.1.1 玻恩-奥本海默近似 |
| 2.1.2 Hartree-Fock近似 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.2.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.2.3 交换关联泛函 |
| 2.2.4 自洽计算 |
| 2.3 赝势平面波方法 |
| 2.3.1 平面波基组 |
| 2.3.2 赝势 |
| 2.4 VASP软件介绍 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Ti_3AlC_2中子辐照损伤及本征缺陷研究 |
| 3.1 CMIF背板中的辐照损伤问题 |
| 3.1.1 辐照损伤计算原理 |
| 3.1.2 背板的辐照损伤 |
| 3.1.3 样品的辐照损伤 |
| 3.2 Ti_3AlC_2本征缺陷的微观机理研究 |
| 3.2.1 物理模型与计算方法 |
| 3.2.2 Ti_3AlC_2中的空位缺陷 |
| 3.2.3 自间隙原子 |
| 3.2.4 Ti_3AlC_2中的反位缺陷 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Ti_3AlC_2中氢/氦杂质原子的行为 |
| 4.1 计算方法 |
| 4.2 单个H/He原子在Ti_3AlC_2间隙位处的占位 |
| 4.3 空位与H/He杂质之间的相互作用 |
| 4.3.1 氢和空位之间的相互作用 |
| 4.3.2 氢在双空位下的俘获行为 |
| 4.3.3 氢和氦的协同相互作用 |
| 4.4 复合团簇及氢泡的形成机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ti_3AlC_2中杂质氧和辐照缺陷的相互作用 |
| 5.1 计算方法 |
| 5.2 单个氧原子在Ti_3AlC_2间隙位处的占位 |
| 5.3 氧原子与Ti_3AlC_2中空位的相互作用 |
| 5.3.1 氧原子在不同空位团簇中的占位 |
| 5.3.2 氧原子在不同空位下的俘获过程 |
| 5.4 氧和辐照缺陷之间的相互作用 |
| 5.4.1 氧和氢/氦杂质之间的相互作用 |
| 5.4.2 氢原子在空位-氧复合团簇中的俘获行为 |
| 5.4.3 氧原子浓度对辐照缺陷的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论与展望 |
| 6.1 主要工作与总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 作者简历及攻读学位期间发表的论文及研究成果 |
（4）激光熔覆抗氧化耐磨CoCrFeNbNi系高熵合金涂层的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 枪炮的失效行为研究 |
| 2.2 高熵合金的国内外研究现状 |
| 2.2.1 高熵合金的特点 |
| 2.2.2 高熵合金的性能 |
| 2.2.3 共晶高熵合金的研究进展 |
| 2.2.4 高熵合金的制备技术 |
| 2.3 激光工艺国内外研究现状 |
| 2.3.1 激光熔覆技术特点 |
| 2.3.2 激光熔覆工艺参数对涂层质量的影响 |
| 2.4 激光熔覆高熵合金涂层国内外研究现状 |
| 2.4.1 激光熔覆高熵合金涂层的组织结构 |
| 2.4.2 激光熔覆制备耐热高熵合金涂层的研究现状 |
| 2.4.3 激光熔覆制备耐磨高熵合金涂层的研究现状 |
| 2.5 本论文研究目的与思路 |
| 2.5.1 选题意义及目的 |
| 2.5.2 研究内容 |
| 2.5.3 技术路线 |
| 3 试验方法 |
| 3.1 激光熔覆高熵合金涂层 |
| 3.1.1 基体材料的选择 |
| 3.1.2 激光熔覆粉末的制备 |
| 3.1.3 熔覆层的制备 |
| 3.2 物相与显微组织分析 |
| 3.2.1 物相分析 |
| 3.2.2 微观形貌观察 |
| 3.2.3 精细结构观察 |
| 3.3 涂层的性能测试 |
| 3.3.1 涂层的硬度与脆性测试 |
| 3.3.2 高温气氛氧化试验 |
| 3.3.3 磨损实验 |
| 4 激光熔覆工艺的多目标优化研究 |
| 4.1 基于RSM法建立各参数的二阶模型 |
| 4.1.1 基于Box-Behnken的实验设计与结果 |
| 4.1.2 二阶模型的方差分析 |
| 4.1.3 工艺参数对响应变量的影响规律 |
| 4.2 基于量子行为的粒子群多目标优化求解 |
| 4.2.1 多目标优化求解Pareto最优解 |
| 4.2.2 最优工艺制备熔覆层 |
| 4.3 小结 |
| 5 Cr对CoCrFeNbNi系涂层组织结构及高温气体氧化行为 |
| 5.1 CoCr_xFeNb_(0.5)Ni涂层的相结构与组织演变 |
| 5.2 CoCr_xFeNb_(0.5)Ni涂层高温气氛氧化行为 |
| 5.2.1 涂层高温气氛氧化动力学规律 |
| 5.2.2 涂层氧化产物分析 |
| 5.2.3 涂层氧化横截面分析 |
| 5.3 小结 |
| 6 Si对CoCrFeNbNi系涂层组织及高温气体氧化的影响 |
| 6.1 CoCr_2FeNb_(0.5)NiSi_x涂层的相结构与组织演变 |
| 6.2 CoCr_2FeNb_(0.5)NiSi_x涂层的硬度与脆性 |
| 6.3 CoCr_2FeNb_(0.5)NiSi_x涂层高温气体氧化行为 |
| 6.3.1 涂层高温气体氧化动力学规律 |
| 6.3.2 涂层高温氧化产物分析 |
| 6.3.3 涂层高温气体氧化横截面观察 |
| 6.4 小结 |
| 7 C对CoCrFeNbNi系涂层磨损及氧化性能的影响 |
| 7.1 C对涂层的相结构与组织演变规律的影响 |
| 7.2 CoCr_2FeNb_(0.5)NiSi_(0.2)C_x涂层磨损行为 |
| 7.2.1 CoCr_2FeNb_(0.5)NiSi_(0.2)C_x涂层的硬度 |
| 7.2.2 涂层的磨损率 |
| 7.2.3 涂层的磨损行为 |
| 7.2.4 涂层的磨损机理 |
| 7.3 CoCr_2FeNb_(0.5)NiSi_(0.2)C_x涂层高温气体氧化行为 |
| 7.4 小结 |
| 8 Ce对CoCrFeNbNi系涂层组织及性能的影响 |
| 8.1 CeO_2对涂层组织演变的影响 |
| 8.2 CeO_2对涂层性能的影响 |
| 8.2.1 高熵合金涂层的硬度 |
| 8.2.2 高熵合金涂层的高温气体氧化行为 |
| 8.2.3 温度对涂层耐磨行为的影响 |
| 8.3 小结 |
| 9 高熵合金涂层与其他材料的性能对比 |
| 9.1 高熵合金涂层与电镀硬铬模拟环境性能对比 |
| 9.2 高熵合金涂层与身管内衬材料在模拟环境性能对比 |
| 9.3 小结 |
| 10 结论与展望 |
| 10.1 结论 |
| 10.2 创新点 |
| 10.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）事故容错燃料碳化硅包壳氧化行为的理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 核能发电的历史 |
| 1.2 核燃料包壳材料发展 |
| 1.2.1 锆基合金核燃料包壳 |
| 1.2.2 镍基合金核燃料包壳 |
| 1.2.3 不锈钢核燃料包壳 |
| 1.2.4 钼基合金核燃料包壳 |
| 1.3 碳化硅包壳材料研究现状 |
| 1.3.1 碳化硅在核领域应用 |
| 1.3.2 碳化硅包壳在氧气条件下的氧化行为 |
| 1.3.3 碳化硅包壳在水蒸汽条件下的氧化行为 |
| 1.3.4 辐照缺陷对碳化硅氧化行为的影响 |
| 1.4 本文的主要意义和研究内容 |
| 1.4.1 本文主要研究意义 |
| 1.4.2 本文主要研究内容 |
| 第2章 研究理论及方法简介 |
| 2.1 量子力学基础 |
| 2.1.1 第一性原理计算 |
| 2.1.2 多粒子体系中的Schrodinger方程 |
| 2.1.3 波恩-奥本海默近似 |
| 2.1.4 哈特里-福克近似 |
| 2.2 密度泛函理论 |
| 2.2.1 托马斯-费米模型 |
| 2.2.2 霍恩伯格-科恩定理 |
| 2.2.3 沈吕九方程 |
| 2.3 常见的交换关联能泛函 |
| 2.3.1 局域密度近似 |
| 2.3.2 广义梯度近似 |
| 2.3.3 杂化密度泛函 |
| 2.4 布洛赫定理 |
| 2.4.1 布洛赫定理 |
| 2.4.2 布里渊区k点的选取 |
| 2.5 赝势方法 |
| 2.6 密度泛函理论计算流程与VASP软件介绍 |
| 2.6.1 密度泛函理论计算流程 |
| 2.6.2 VASP软件简介 |
| 2.7 分子动力学模拟 |
| 2.7.1 分子动力学模拟的基本原理 |
| 2.7.2 系综简介 |
| 2.7.3 势函数简介 |
| 2.8 从头算分子动力学模拟 |
| 2.9 小结 |
| 第3章 碳化硅包壳材料的辐照损伤行为 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 碳化硅中辐照缺陷的形成能 |
| 3.2.1 计算方法和模型 |
| 3.2.2 6H-SiC表面上的辐照缺陷 |
| 3.2.3 3C-SiC低指数表面上的辐照缺陷 |
| 3.2.4 小结 |
| 3.3 反位取代对3C-SiC物理性能的影响 |
| 3.3.1 研究模型与方法 |
| 3.3.2 3C-Si_(1-x)C的晶格常数和密度 |
| 3.3.3 3C-Si_(1-x)C的形成能和结合能 |
| 3.3.4 3C-Si_(1-x)C的机械性能 |
| 3.3.5 3C-Si_(1-x)C的热力学性能 |
| 3.3.6 小结 |
| 3.4 碳化硅辐照损伤分子动力学模拟 |
| 3.4.1 研究模型及方法 |
| 3.4.2 3C-SiC中的辐照缺陷 |
| 3.4.3 4H-SiC中的辐照缺陷 |
| 3.4.4 6H-SiC中的辐照缺陷 |
| 3.4.5 小结 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 氧气和水分子与碳化硅间的相互作用 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 氧气在6H-SiC (0001)和(0001)面上的吸附 |
| 4.2.1 研究方法及模型 |
| 4.2.2 氧分子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的吸附结构 |
| 4.2.3 氧分子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的吸附能 |
| 4.2.4 小结 |
| 4.3 氧气在3C-SiC低指数面上的吸附 |
| 4.3.1 研究模型及方法 |
| 4.3.2 氧分子在3C-SiC C-(100)面上的吸附 |
| 4.3.3 氧分子在3C-SiC Si-(100)面上的吸附 |
| 4.3.4 氧分子在3C-SiC(110)面上的吸附 |
| 4.3.5 氧分子在3C-SiC (111)面上的吸附 |
| 4.3.6 氧分子在3C-SiC(111)面上的吸附 |
| 4.3.7 氧分子在3C-SiC低指数面上的吸附机理 |
| 4.3.8 小结 |
| 4.4 氧原子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的吸附 |
| 4.4.1 研究模型与方法 |
| 4.4.2 氧原子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的吸附 |
| 4.4.3 氧原子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的扩散 |
| 4.4.4 小结 |
| 4.5 氧原子在3C-SiC低指数面上的吸附 |
| 4.5.1 计算模型与方法 |
| 4.5.2 氧原子在3C-SiC低指数面上的吸附 |
| 4.5.3 氧原子在3C-SiC(110)面上的扩散 |
| 4.5.4 小结 |
| 4.6 碳化硅表面氧化物的形成 |
| 4.6.1 计算模型与方法 |
| 4.6.2 不同氧化物在碳化硅表面上的形成能 |
| 4.6.3 小结 |
| 4.7 水分子与6H-SiC (0001)和(0001)面的相互作用 |
| 4.7.1 计算模型与方法 |
| 4.7.2 水分子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的吸附 |
| 4.7.3 水分子在6H-SiC (0001)和(0001)面上的解离和扩散 |
| 4.7.4 小结 |
| 4.8 水分子在3C-SiC低指数面上的吸附 |
| 4.8.1 研究模型与方法 |
| 4.8.2 水分子在3C-SiC低指数面上的吸附 |
| 4.8.3 小结 |
| 4.9 小结 |
| 第5章 氧气/水蒸汽下碳化硅的反应动力学过程模拟 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 6H-SiC在氧气/水蒸汽下的从头算分子动力学模拟 |
| 5.2.1 研究模型与方法 |
| 5.2.2 6H-SiC (0001)表面在氧气/水蒸汽下的从头算分子动力学模拟 |
| 5.2.3 6H-SiC(0001)表面在氧气/水蒸汽下的从头算分子动力学模拟 |
| 5.2.4 小结 |
| 5.3 3C-SiC(110)表面在氧气/水蒸汽下的从头算分子动力学模拟 |
| 5.3.1 研究模型与方法 |
| 5.3.2 3C-SiC(110)表面在氧气/水蒸汽下的从头算分子动力学模拟 |
| 5.3.3 小结 |
| 5.4 小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（6）聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钨及钨合金的性能、制备及应用 |
| 1.2.1 钨及钨合金的性能 |
| 1.2.2 钨及钨合金的制备技术 |
| 1.2.3 钨及钨合金的应用 |
| 1.3 钨及钨合金的强韧化研究 |
| 1.3.1 固溶强化 |
| 1.3.2 纳米强化 |
| 1.3.3 弥散强化 |
| 1.4 钨及钨合金的氢滞留研究 |
| 1.4.1 氢在钨中的行为 |
| 1.4.2 氢与钨中缺陷的相互作用 |
| 1.4.3 氢对钨合金性能的影响 |
| 1.5 本文的研究意义及思路 |
| 1.5.1 需进一步研究的问题 |
| 1.5.2 研究意义 |
| 1.5.3 研究思路及内容 |
| 第2章 理论基础 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 第一性原理基础 |
| 2.2.1 薛定谔方程 |
| 2.2.2 波函数解 |
| 2.3 密度泛函理论 |
| 2.3.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.3.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.3.3 交换关联近似 |
| 2.4 VASP软件及计算流程 |
| 第3章 钨及钨铼合金热力学性质 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.2.1 计算设置 |
| 3.2.2 胡克定律计算弹性常数 |
| 3.3 钨及钨铼合金力学性能 |
| 3.3.1 基态性能 |
| 3.3.2 理想强度 |
| 3.3.3 电子结构 |
| 3.4 钨及钨铼合金热力学性质 |
| 3.4.1 理论模型 |
| 3.4.2 热力学性质 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 含氢钨合金力学性能与氢在合金中渗透行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.2.1 计算设置 |
| 4.2.2 理论模型 |
| 4.3 含氢钨合金稳定性与力学性能 |
| 4.3.1 结构稳定性 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.4 氢在钨合金中的固溶 |
| 4.4.1 固溶模型 |
| 4.4.2 氢溶解度 |
| 4.5 氢在钨合金中的渗透 |
| 4.5.1 扩散系数 |
| 4.5.2 氢渗透率 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 氢对钨/铁界面性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法 |
| 5.2.1 计算设置 |
| 5.2.2 界面模型 |
| 5.3 氢在钨/铁界面热力学稳定性 |
| 5.3.1 结合能 |
| 5.3.2 功函数 |
| 5.4 钨/铁界面氢泡产生机制 |
| 5.4.1 氢溶解度 |
| 5.4.2 电子态密度 |
| 5.5 氢对钨/铁界面结合的影响 |
| 5.5.1 界面结合 |
| 5.5.2 电荷密度 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 钨/铁界面结合机理与强化 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法 |
| 6.3 合金元素对钨/铁界面结合性能的影响 |
| 6.3.1 界面模型 |
| 6.3.2 热力学稳定性 |
| 6.3.3 分离功与界面能 |
| 6.3.4 断裂韧性 |
| 6.4 钨/铁梯度界面 |
| 6.4.1 界面模型 |
| 6.4.2 梯度界面设计 |
| 6.4.3 电荷转移 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 全文结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 进一步工作展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（7）第一性原理研究合金化对NiAl金属间化合物性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 NiAl金属间化合物的性能及特点 |
| 1.3 第一性原理在NiAl金属间化合物的应用 |
| 1.4 合金化改善NiAl性能的研究现状 |
| 1.5 研究意义及内容 |
| 第2章 理论与计算方法 |
| 2.1 第一性原理及密度泛函理论 |
| 2.2 交换-关联能泛函 |
| 2.3 平面波赝势方法 |
| 2.4 CASTEP软件包简介 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 模型及稳定性计算 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算模型 |
| 3.3 参数设置及优化 |
| 3.4 合金元素的占位计算 |
| 3.5 能量稳定性计算 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 合金化元素对NiAl合金性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 晶格参数 |
| 4.2.1 晶格常数与体积的变化分析 |
| 4.3 电子结构 |
| 4.3.1 电子态密度与能带分析 |
| 4.3.2 布居分析 |
| 4.4 力学性能分析 |
| 4.4.1 力学基本参数计算 |
| 4.4.2 韧脆性分析 |
| 4.5 热力学性能分析 |
| 4.5.1 焓、自由能和熵分析 |
| 4.5.2 德拜温度分析 |
| 4.5.3 热容分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 总结及展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士期间发表的论文 |
（8）基于广义层错能立方金属塑性变形机制的原子计算模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 B2金属间化合物的塑性变形机制 |
| 1.2.1 晶体结构与基本性质 |
| 1.2.2 塑性变形机制与位错组态 |
| 1.2.3 位错分解组态与交滑移机制 |
| 1.3 FCC中高熵合金的塑性变形机制 |
| 1.3.1 中高熵合金简介 |
| 1.3.2 中高熵合金自由能与相稳定性 |
| 1.3.3 中高熵合金变形机制与力学性能 |
| 1.3.4 相关理论研究现状及发展趋势 |
| 1.4 广义层错能 |
| 1.4.1 广义层错能的概念 |
| 1.4.2 广义层错能的应用与孪生判据 |
| 1.4.3 广义层错能的影响因素 |
| 1.5 研究目的、内容与意义 |
| 第2章 计算模拟方法及基本原理 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 分子静力学和动力学模拟 |
| 2.2.1 基本流程 |
| 2.2.2 分子静力学原理 |
| 2.2.3 分子动力学原理 |
| 2.2.4 原子交互作用的对势 |
| 2.2.5 原子交互作用的多体势 |
| 2.2.6 位错的构建 |
| 2.2.7 边界条件 |
| 2.3 数据分析及缺陷处原子的可视化 |
| 2.3.1 应力计算 |
| 2.3.2 近邻原子分析 |
| 2.3.3 原子能量筛选法 |
| 2.3.4 差分位移方法 |
| 2.4 第一性原理计算 |
| 2.4.1 薛定谔方程与密度泛函理论 |
| 2.4.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.4.3 交换关联泛函 |
| 2.4.4 Exact Muffin-tin orbitals方法 |
| 2.4.5 相干势近似 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 不同B2合金中超螺位错的分解与滑移行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 模拟计算模型与势函数构建 |
| 3.2.1 模拟计算模型 |
| 3.2.2 势函数构建 |
| 3.3 模拟结果与分析讨论 |
| 3.3.1 广义层错能判据的失效 |
| 3.3.2 成分对超位错分解组态的影响 |
| 3.3.3 构建超位错分解组态能量最小化判据 |
| 3.3.4 超位错的交滑移行为 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 压强对FeAl中超螺位错分解与滑移的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模拟计算模型 |
| 4.2.1 压强的施加方法 |
| 4.2.2 弹性性能计算模型 |
| 4.2.3 模拟位错演化模型 |
| 4.3 模拟结果与分析讨论 |
| 4.3.1 压强对晶体学性质的影响 |
| 4.3.2 压强对超位错分解的影响 |
| 4.3.3 压强对超位错屈服的影响 |
| 4.3.4 压强下超位错的交滑移机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 成分对中高熵合金孪生和强塑性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 计算方法与模型 |
| 5.2.1 成分变化设计思路 |
| 5.2.2 计算超胞与参数设置 |
| 5.2.3 广义层错能 |
| 5.2.4 弹性常数与弹性模量 |
| 5.3 计算结果 |
| 5.3.1 中熵合金晶格常数与相稳定性 |
| 5.3.2 中熵合金的层错能与孪生倾向 |
| 5.3.3 中熵合金的弹性性能 |
| 5.3.4 高熵合金晶格常数与相稳定性 |
| 5.3.5 高熵合金的层错能与孪生倾向 |
| 5.3.6 高熵合金的弹性性能 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 成分优化设计原则与关键参数 |
| 5.4.2 中熵合金成分优化设计 |
| 5.4.3 高熵合金合金化设计 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 压强和温度对中高熵合金孪生倾向的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 计算方法与模型 |
| 6.2.1 压强和温度设定 |
| 6.2.2 分子静力学模拟 |
| 6.3 计算结果与分析 |
| 6.3.1 压强对中高熵合金层错能和孪生倾向的影响 |
| 6.3.2 压强对Cu、Ag孪生倾向和位错分解的影响 |
| 6.3.3 压强对中高熵合金相稳定性的影响 |
| 6.3.4 温度对中高熵合金层错能和孪生倾向的影响 |
| 6.3.5 温度对中高熵合金弹性性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文 |
| 作者简历 |
（9）铜基纳米结构金属的热稳定性和抗辐照损伤性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 核能:不可替代的战略能源 |
| 1.1.1 核电发展现状 |
| 1.1.2 核材料:苛刻的服役环境 |
| 1.2 辐照损伤 |
| 1.2.1 辐照损伤原理 |
| 1.2.2 辐照过程中产生的缺陷类型 |
| 1.2.3 提高材料抗辐照损伤性能的方法 |
| 1.3 纳米结构材料 |
| 1.3.1 纳米结构材料概述 |
| 1.3.2 纳米结构材料的制备 |
| 1.3.3 纳米结构材料的热稳定性 |
| 1.3.4 提高纳米结构材料热稳定性的方法 |
| 1.4 纳米结构材料抗辐照损伤性能研究现状 |
| 1.4.1 晶界(界面)对抗辐照损伤性能的影响 |
| 1.4.2 自由表面对抗辐照损伤性能的影响 |
| 1.5 本文的研究背景及内容 |
| 第2章 样品制备与实验方法 |
| 2.1 材料设计 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 纳米结构Cu和Cu-W合金薄膜的制备 |
| 2.2.2 碳纳米管-Cu基复合材料的制备 |
| 2.3 薄膜厚度测试 |
| 2.4 热处理 |
| 2.5 高能离子辐照 |
| 2.6 分子动力学模拟 |
| 2.7 微观结构表征 |
| 2.7.1 X射线衍射分析 |
| 2.7.2 扫描电子显微镜 |
| 2.7.3 透射电子显微镜 |
| 2.7.4 旋进电子衍射 |
| 2.7.5 原子力显微镜 |
| 2.7.6 拉曼光谱 |
| 2.7.7 X射线光电子能谱 |
| 第3章 纳米结构Cu和Cu-W合金的制备与热稳定性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 沉积温度对Cu纳米晶微观结构的影响 |
| 3.3 W原子百分含量对Cu-W合金微观结构及热稳定性的影响 |
| 3.4 沉积温度对Cu-W合金微观结构的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 晶粒尺寸对Cu基合金抗辐照损伤性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 具有不同晶粒尺寸的Cu基合金的微观结构表征 |
| 4.3 具有不同晶粒尺寸的Cu基合金的抗辐照损伤性能 |
| 4.3.1 辐照后的微观结构演变 |
| 4.3.2 分子动力学模拟 |
| 4.4 抗辐照损伤性能的定量计算与分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 碳纳米管-Cu复合材料的结构热稳定性与抗辐照损伤性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 碳纳米管-Cu复合材料 |
| 5.2.1 碳纳米管的微观结构表征 |
| 5.2.2 碳纳米管-Cu复合材料的微观结构表征 |
| 5.2.3 碳纳米管-Cu复合材料的结构热稳定性研究 |
| 5.2.4 碳纳米管-Cu复合材料的抗辐照损伤性能研究 |
| 5.3 合金元素W提高碳纳米管-Cu复合材料的结构热稳定性 |
| 5.3.1 具有不同W原子百分含量的碳纳米管-Cu基复合材料的微观结构表征 |
| 5.3.2 结构热稳定性研究 |
| 5.4 包覆碳层提高碳纳米管-Cu复合材料的结构热稳定性 |
| 5.4.1 结构热稳定性研究 |
| 5.4.2 抗辐照损伤性能研究 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
（10）几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 金属间化合物 |
| 1.1.1 TiAl金属间化合物 |
| 1.1.2 X_3Al基金属间化合物 |
| 1.2 位错对金属间化合物性能影响 |
| 1.2.1 位错研究的发展 |
| 1.2.2 位错对加工硬化的影响 |
| 1.2.3 位错对材料蠕变的影响 |
| 1.2.4 位错对材料断裂的影响 |
| 1.2.5 位错对疲劳过程的影响 |
| 1.3 位错偶 |
| 1.3.1 位错偶的定义 |
| 1.3.2 关于位错偶的早期研究 |
| 1.4 本文研究的内容、目的和意义 |
| 第2章 计算模拟方法 |
| 2.1 材料力学行为的多尺度模拟 |
| 2.1.1 多尺度模型 |
| 2.1.2 多尺度模拟中原子模拟的重要性 |
| 2.2 分子动力学方法 |
| 2.2.1 分子动力学原理及发展 |
| 2.2.2 原子间作用势 |
| 2.3 有限差分算法 |
| 2.3.1 Verlet算法 |
| 2.3.2 速度Verlet算法 |
| 2.3.3 蛙跳算法 |
| 2.3.4 预测-校正算法 |
| 2.4 激发弛豫方法 |
| 2.4.1 激发弛豫方法的基本原理及算法 |
| 2.4.2 激发弛豫方法的改进 |
| 2.5 长时间模拟方法 |
| 2.6 边界条件 |
| 2.7 模拟结果分析 |
| 第3章 TiAl合金中超位错的自相互作用 |
| 3.1 研究背景 |
| 3.2 模拟设置 |
| 3.2.1 超位错偶构建 |
| 3.2.2 晶胞尺寸 |
| 3.2.3 温度与势函数 |
| 3.2.4 激发弛豫(ART)方法 |
| 3.3 超位错偶的低温演化 |
| 3.3.1 低温下的亚稳和稳定构型 |
| 3.3.2 超位错偶的低温稳定性 |
| 3.3.3 低温时超位错偶与材料平衡构型的关系 |
| 3.4 超位错偶的高温演化 |
| 3.4.1 高温演化构型 |
| 3.4.2 高温演化路径 |
| 3.5 超位错偶能量及演化过程 |
| 3.5.1 超位错偶的单空位形成能 |
| 3.5.2 超位错偶高温演化过程 |
| 3.5.3 演化产物 |
| 3.5.4 超位错偶的演化路径 |
| 3.6 模拟结果验证 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 X_3Al合金中超位错的自相互作用 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 模拟设置 |
| 4.2.1 晶胞尺寸 |
| 4.2.2 超位错偶构建 |
| 4.2.3 模拟设置 |
| 4.3 X_3Al超位错偶的低温演化 |
| 4.3.1 低温下稳定性 |
| 4.3.2 超位错偶的形成能 |
| 4.4 超位错偶的高温演化 |
| 4.5 超位错偶能量及演化过程 |
| 4.5.1 单空位形成能 |
| 4.5.2 超位错偶高温演化过程 |
| 4.6 超位错偶的演化路径 |
| 4.7 对材料力学性能的影响 |
| 4.8 小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 全文总结 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
四、计算材料科学:一种越来越可靠的工程技术手段(例如HgCdTe合金中的缺陷)(下)（论文参考文献）
- [1]TiZrHfNb高熵合金中的短程序及其强化效应的第一性原理研究[D]. 王书道. 北京科技大学, 2022
- [2]铝锂合金蒙皮桁条T型结构激光焊接特性和压缩屈曲行为研究[D]. 张澐龙. 哈尔滨工业大学, 2021(02)
- [3]MAX相材料Ti3AlC2中辐照缺陷的第一性原理研究[D]. 孟召仓. 兰州大学, 2021(09)
- [4]激光熔覆抗氧化耐磨CoCrFeNbNi系高熵合金涂层的研究[D]. 马旻昱. 北京科技大学, 2021(08)
- [5]事故容错燃料碳化硅包壳氧化行为的理论研究[D]. 张峥. 华北电力大学(北京), 2021(01)
- [6]聚变堆用钨及钨合金热力学与界面性能的理论研究[D]. 王芊. 南昌大学, 2021(02)
- [7]第一性原理研究合金化对NiAl金属间化合物性能的影响[D]. 卢彩彬. 新疆大学, 2021
- [8]基于广义层错能立方金属塑性变形机制的原子计算模拟[D]. 闫婧欣. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [9]铜基纳米结构金属的热稳定性和抗辐照损伤性能研究[D]. 毛鹏燕. 中国科学技术大学, 2021(09)
- [10]几种金属间化合物中超位错偶演化的原子尺度模拟[D]. 甄珍. 中国科学技术大学, 2021(09)