中锰钢高应变率诱导的特异塑性
2024Al高温高应变率下动态塑性本构关系的实验研究
表ｌ
Ｔａｂ．１
山
一
０．００ Ｏ．０５ Ｏ．１０ Ｏ．１５ Ｏ．２０ Ｏ．２５ Ｏ．３０ Ｏ．３５ Ｏ．４０
应变
ｂ
不同应变率下对应的杆和试样的尺寸
Ｔｈｅ ｄｉｍｅｎＳｉｏｎｓ ｏｆｂａｒｓ ａｎｄ ｓｐｅｃ妇ｅｎＳ ｕｎｄｅｒ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｓｔｒａｉｎ
在工程中得到了广泛的应用。下面基于ＪＣ模型来
构建２０２４Ａｌ的动态塑性力学本构关系，在ＪＣ模型
中，流动应力盯可以表示为
口＝（Ａ＋Ｂ尸）（１＋Ｃ１ｎ￡）（１一Ｔ”）
芒
＝
、
（１）
式中ｙ——真实塑性应变 圭——应变率，ｓ－１ Ａ——屈服应力，ＭＰａ Ｂ——幂指前系数，ＭＰａ ｎ——硬化系数 Ｃ——应变率敏感性系数 ｍ——温度敏感性系数 Ｔ。——相对温度，与室温和试样的熔点有关
Ｒ 型
芒
皇
、
Ｔ’＝（Ｔ一互一）／（ｋｌｔ—ｋ）
式中
（２）
采 涠
Ｔ——实验温度（绝对温度／Ｋ） Ｌ一——室温／Ｋ，Ｔ。。一２９８Ｋ
‰。——试样熔点／Ｋ，Ｌｌｔ＝７７５Ｋ
根据本文实验结果拟合ＪＣ模型的参量，数据
Ｃ
处理过程分为３步。 １）确定温度敏感性系数优
图３
２０２４Ａｌ在同一温度和不同应变率下的 真实应力应变曲线
ｒａｔｅｓ
万 方数据
１０４
塑性工程学报
第１５卷
式中
Ｄ＝（Ａ＋Ｂｙ“）（１＋Ｃｌｎ三） （４）
的是上述计算所得的ＪＣ模型参量，状态方程采用 了Ｇｒｕｎｅｉｓｅｎ方程，其参数如表３所示‘５｜。
表３
Ｔａｂ．３ ｉｎ
在固定应变率和应变值的情况下， 得到不同的
温度、应变率和晶粒对Mn18Cr18N钢高温塑性的影响
Ｃ Ｓ ｉ Ｍ Ｐ ｎ Ｓ Ｃ ｒ Ｎ ｆＴ Ｉ Ｖ ｉ ０７ Ｏ４ １ １ ．５ ．２ ８８ ｏ ０ｆ．８ｆ ． ． ． ８８ Ｏ ００ ． ． ｏ０ ０ ｊ ０ ４ ． Ｏ １ ０ １７ ５ ０ ｏ ３
基金项 目： 国家 自然科学基金 （０ ７ １６ ； ５６ ５４ ） 十一五支撑计划项 目（ ０７ Ａ ０ Ｂ ７ ２０Ｂ Ｆ２０ ）
文章编 号 ：６ ３— ０ ７ ２ １ ）４— ２ ６— ４ １ ７ ２ ５ （ ００ ０ ０ ９ ０
温 度 、 变 率 和 晶 粒 对 Ｍｎ ｒ８ 应 ｌ ｌ ８ Ｃ Ｎ钢 高温 塑性 的影 响
魏 新鹏 ， 文 武 ， 何 刘建 生
（ 太原科技大学材料科学与工程学院， 太原 ００２ ） ３０ ４
中 图分 类 号 ：Ｇ １ ．５ Ｔ １３２ ３ 文 献 标 志码 ： Ａ
护环 因 其 在 高速 旋 转 中受力 复杂 而对 其 材 料 和制 造 技 术 要 求 很 高。 目前 ， 内 外 主 要 使 用 国 Ｍ ｌ Ｃ ｌ Ｎ高氮 奥 氏体 不 锈 钢 来 生 产 大 型 护 环 。 ｎ ８ ｒ８ 我 国在 ２ ０世纪 ８ ０年代 中后期 引进 Ｍｎ ８ ｒ８ ｌ Ｃ ｌ Ｎ钢 ， 并对 其热 锻 性 能 和在 护 环 生 产 中 的应 用 进 行 了 积 极 的探 索 和 尝试 ， 得 了许 多 成 果 。但 是 ， 于对 取 由 影响 Ｍ ｌ Ｃ ｌ Ｎ钢 高 温塑 性各 因素 的作 用 尚有 不 ｎ ８ ｒ８ 明确之处 以及热 加 工工 艺不 完善 ， 往 在 热锻 时 产 往 生 裂纹 、 锻件报 废 、 使 成材 率低 、 于批量 生产 … 。 难 为防止 热 锻 时 裂 纹 产 生 ， 高 成 材 率 ， 文 在 提 本
高应变率下高强钢的塑性力学行为及本构模型
汽车安全与节能学报 , 第 8 卷 第 2 期 , 2017 年 J Automotive Safety and Energy, Vol. 8 No. 2, 2017
07/14 157 — 163
高应变率下高强钢的塑性力学行为及本构模型
赖兴华，尹 斌
（清华大学苏州汽车研究院 （相城） ，苏州 215000，中国）
摘 要：针对高强汽车板具有的应变率效应，研究了应变率相关模型的适用性。基于液压伺服高速拉 拉伸试验。使用动态 伸试验机，对低合金高强度冷轧钢 HC340LA 进行了中高应变率 （0.1~500 s-1） 显示非线性有限元 LS-DYNA 软件进行了高强钢动态拉伸模拟，对比分析了 Johnson-Cook, CowperSymonds 等本构模型对高强钢应变率效应和塑性硬化行为的表征结果。研究表明： 与 Johnson-Cook, Cowper-Symonds 等本构模型相比，使用 Swift-Hockett-Sherby 加权硬化本构能更准确描述高强钢 的塑性流动力学行为，使用应变率内插法可以更准确模拟高强钢的应变率效应。 材料力学；高强钢；应变率；动态拉伸； 有限元； 本构模型 关键词： TG 142.1 中图分类号： A 文献标识码： 10.3969/j.issn.1674-8484.2017.02.007 DOI ：
Plastic mechanical behavior and constitutive modeling of high-strength steel at high strain rates
LAI Xinghua, YIN Bin
(Suzhou Automobile Research Institute (Xiangcheng ), Tsinghua University, Suzhou 215000, China)
高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究
高强塑积中锰钢氢脆敏感性的研究研发强塑积在30 GPa·%以上的中锰钢是兼顾实现汽车轻量化和提高碰撞安全性,保证经济性和生产可行性的一个重要途径。
尽管研发的各种中锰钢的强塑性等力学性能得到了较大幅度提升,但要大规模地应用于汽车部件制造,仍需解决材料在制造和服役过程中面临的氢脆等系列难题。
在此背景下,本文以工业试制的典型中锰钢0.1C-5Mn为研究对象,采用电化学充氢、氢热分析、慢应变速率拉伸、扫描电镜及透射电镜等实验手段,系统地研究了其在热轧、冷轧和温轧后进行两相区退火处理以及温热成形工艺下的氢脆行为,揭示了超细复相组织中锰钢的氢致裂纹形核与扩展规律,着重分析了奥氏体稳定性及碳化物对中锰钢氢脆敏感性的影响,探讨了回火处理改善中锰钢氢脆敏感性的技术途径。
得到如下主要结论:热轧实验钢两相区退火处理后因仍保留了原奥氏体晶界,而呈现出较高的氢脆敏感性。
对此,探讨了回火处理对热轧+退火实验钢氢脆敏感性的影响规律。
结果表明,当回火温度低于400℃时,强塑积仍能达到31 GPa·%,以相对塑性(延伸率)表征的氢脆敏感性指数(HEI)由热轧+退火时的62%降低到400℃回火时的16%;当回火温度为500℃时,强塑积虽然降低了约16%,但HEI仅为4%;继续提高回火温度至600℃时HEI反而升高至45%。
实验钢氢脆敏感性随回火温度的这种变化主要归因于回火过程中奥氏体和渗碳体等组织的变化。
因此,合适回火处理可在不明显降低强塑积的情况下作为改善热轧+退火中锰钢氢脆敏感性的一种有效方法。
研究了两相区退火处理时间及回火处理对冷轧实验钢氢脆敏感性的影响规律。
结果表明,冷轧中锰钢经两相区退火处理后可获得等轴状逆转变奥氏体+铁素体的复相组织,在退火10 min时可得到最佳的强塑积。
随着退火时间的延长,冷轧退火实验钢氢脆敏感性显著增加,HEI从退火5 min时的12%迅速增加到退火60 min时的62%。
充氢断口起裂区呈现典型的空心韧窝及包含新鲜马氏体(由奥氏体变形后转变)晶粒的实心韧窝的混合断裂模式,这种实心韧窝本质上是在应力作用下氢致裂纹沿新鲜马氏体与铁素体的界面萌生与扩展而形成的一种脆性沿晶断裂。
三种建筑钢筋材料高应变率下拉伸力学性能研究
钢筋牌号 HPB235 HRB335 HRB400 微量化学元素/(%) C 0.160 0.230 0.210 Si 0.150 0.330 0.430 Mn 0.470 0.800 1.260 S 0.028 0.038 0.022
0.08
材料先经过弹性阶段接着向屈服阶段转变，曲线上 出现了上下两个明显且相差较大的屈服点；屈服段 的应变范围大小不一， 应力值呈现上下波动； 随后， 应力-应变曲线显示流变应力随着应变的不断增加 而缓慢地增加，材料进入强化阶段。对比准静态拉 伸应力-应变曲线，3 种钢筋材料表现出不同程度的 应变率强化效应。
电压/V
(c) HRB400-6( =820 s1)
2 试验结果分析
2.1 真实应力-真实应变曲线 图 5 为 3 种钢筋典型的应变-时间曲线， 平均应 变率的取值为该曲线中部斜直线段的斜率。图 6 分 别为 3 种常用建筑钢筋在不同应变率下的真实应 力-真实应变曲线。 可以看出， 随着应变的快速增加，
s (t ) C0 / ls [ i (t ) r (t ) t (t )]
(3)
其中：A 为输入杆和输出杆横截面面积；As 和 ls 分 别表示试件试验段的横截面面积和长度； C0 为波在 杆中的传播速度；E 为波导杆的弹性模量； i (t ) 、
r (t ) 和 t (t ) 分别为入射波、反射波和透射波。
曲线端部符号表示试件未断符号表示试件断裂真实应力真实应变曲线fig6truestresstruestraincurve22应变率对拉伸屈服强度的影响试验时由于试件中应力平衡需要一段时间因此在普通的动态试验中对应变片所记录信号按通常的数据处理方法所得应力应变曲线的前面一段是不准确的不能据此确定材料的弹性行为和早期的屈服行为
金属材料的高应变率塑性行为
金属材料的高应变率塑性行为金属材料是工业制造中广泛应用的材料之一，其在各个领域中扮演着重要的角色。
在一些极端条件下，如高速冲击、爆炸等情况下，金属材料需要展现出高应变率塑性行为以保障结构的完整性和安全性。
本文主要探讨金属材料的高应变率塑性行为以及其中的原理与应用。
一、高应变率塑性行为的基本概念高应变率塑性行为是指金属材料在承受极高应变率加载（如冲击、爆炸等）时展现出的宏观塑性变形行为。
与常规静态加载条件相比，高应变率加载下的材料塑性行为更加复杂。
在高速加载下，应力波的传播速度超过材料中塑性变形的速度，导致材料的应变率非常高。
此时，金属材料中的塑性变形被高应变率塑性行为所主导。
二、高应变率塑性行为的机制与原理高应变率塑性行为的机制与常规加载条件下有所不同。
一方面，高速冲击加载下的金属材料往往会出现冷凝效应，即材料的温度升高的速率超过热量的传导速度，从而导致材料出现局部熔化和再结晶现象。
另一方面，高应变率加载下的金属材料中的晶界和位错间的相互作用也具有不同于常规静态加载的方式。
这些因素共同作用，导致金属材料在高应变率加载下展现出不同于常态的塑性行为。
三、高应变率塑性行为的实验方法与表征为了研究金属材料的高应变率塑性行为，科学家们开展了一系列的实验。
其中，冲击试验是最常用的一种方法。
通过加速装置将试样以极高的速度撞击到固定的靶上，然后通过扫描电子显微镜、透射电子显微镜等手段观察材料的微观变形过程。
此外，还可以通过高速摄像等手段记录金属材料的变形过程，以便分析和研究。
四、高应变率塑性行为的应用金属材料在高应变率加载下的塑性行为对一些特定的领域具有重要的应用价值。
例如，在航天航空领域，金属材料需要承受极高的速度和压力，其高应变率塑性行为能够保证材料在这样的极端条件下稳定可靠地工作。
此外，在汽车碰撞安全领域，金属材料的高应变率塑性行为也起到了至关重要的作用。
通过塑性吸能机制，金属材料能够吸收和分散碰撞能量，减少对车辆乘员的伤害。
一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢及其制备方法[发明专利]
![一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢及其制备方法[发明专利]](https://img.taocdn.com/s3/m/20a20376a9956bec0975f46527d3240c8447a1de.png)
(19)中华人民共和国国家知识产权局(12)发明专利申请(10)申请公布号 (43)申请公布日 (21)申请号 202010326591.7(22)申请日 2020.04.23(71)申请人 东北大学地址 110819 辽宁省沈阳市和平区文化路3号巷11号(72)发明人 邹宇明 丁桦 唐正友 (74)专利代理机构 沈阳东大知识产权代理有限公司 21109代理人 徐笑阳(51)Int.Cl.C22C 38/04(2006.01)C22C 38/06(2006.01)C21D 8/02(2006.01)C21D 1/18(2006.01)C21D 1/26(2006.01)(54)发明名称一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢及其制备方法(57)摘要本发明提供一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢及其制备方法，所述中锰钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.25～0.35％，Mn：5.0～7.0％，Al：0.5～1.6％，P≤0.03％，S≤0.04％，余量为Fe及不可避免的杂质。
制备方法包括如下步骤：(1)冶炼；(2)锻造；(3)两阶段温轧；(4)退火。
本发明生产的抗拉强度超过1300MPa，强塑积大于60GPa％的钢板，合金化成本低，制备简单，适用范围广，满足多个行业的要求；制备过程采用两阶段温轧工艺，保证了产品的尺寸精度和厚度均匀性，同时避免了冷轧前以及轧制过程中需要长时间退火的问题，减少了生产周期，缩短了生产线，降低了生产成本和资源消耗。
权利要求书1页 说明书5页 附图3页CN 111321351 A 2020.06.23C N 111321351A1.一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢，其特征在于：所述中锰钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.25～0.35％，Mn：5.0～7.0％，Al：0.5～1.6％，P≤0.03％，S≤0.04％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种高强度高塑性两阶段温轧中锰钢，其特征在于：所述中锰钢的抗拉强度为1300～1500MPa，屈服强度为800～1000MPa，伸长率为20％～50％，强塑积为60～70GPa％。
《高强高塑性中锰钢组织和性能调控研究》范文
《高强高塑性中锰钢组织和性能调控研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，对材料性能的要求越来越高。
中锰钢作为一种重要的金属材料，具有较高的强度和塑性，广泛应用于汽车、机械制造、建筑等领域。
然而，如何进一步优化中锰钢的组织和性能，提高其综合性能，一直是材料科学领域的研究热点。
本文以高强高塑性中锰钢为研究对象，重点探讨其组织和性能的调控方法及机制。
二、中锰钢的成分与组织中锰钢的成分主要包括铁、锰、碳等元素。
其中，锰元素的含量对中锰钢的性能具有重要影响。
中锰钢的组织主要由铁素体、渗碳体及其他合金相组成。
铁素体是中锰钢的主要组成部分，对材料的强度和塑性起着重要作用。
渗碳体和其他合金相的含量和分布则影响着材料的力学性能、耐腐蚀性能等。
三、高强高塑性中锰钢的组织调控（一）合金元素调控合金元素的含量和种类对中锰钢的组织和性能具有重要影响。
通过调整合金元素的含量，可以优化中锰钢的相组成和微观结构，从而提高其强度和塑性。
例如，增加锰元素的含量可以提高材料的韧性，而适量的碳元素则有助于提高材料的强度。
（二）热处理工艺调控热处理工艺是调控中锰钢组织和性能的重要手段。
通过合理的热处理工艺，可以优化材料的相组成、晶粒尺寸和微观结构，从而提高材料的综合性能。
常见的热处理工艺包括退火、正火、淬火和回火等。
（三）变形工艺调控变形工艺对中锰钢的组织和性能也具有重要影响。
通过控制变形程度、变形温度和变形速度等参数，可以改变材料的晶粒尺寸、位错密度和亚结构等，从而优化材料的力学性能。
常见的变形工艺包括轧制、锻造、挤压等。
四、高强高塑性中锰钢的性能调控（一）力学性能调控通过调整合金元素含量、热处理工艺和变形工艺等手段，可以优化中锰钢的力学性能，提高其强度和塑性。
例如，通过合理的热处理工艺，可以使材料获得较高的抗拉强度和屈服强度；通过控制变形工艺，可以提高材料的延伸率和冲击韧性等。
（二）耐腐蚀性能调控中锰钢的耐腐蚀性能也是其重要的性能指标之一。
《高强高塑性中锰钢组织和性能调控研究》范文
《高强高塑性中锰钢组织和性能调控研究》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，对材料性能的要求越来越高。
中锰钢作为一种重要的金属材料，具有高强、高塑性的特点，在汽车、机械制造、航空航天等领域具有广泛的应用前景。
然而，中锰钢的力学性能和塑性变形行为受到其组织结构的影响，因此，如何通过调控中锰钢的组织结构来优化其性能，成为了当前研究的热点问题。
本文旨在研究高强高塑性中锰钢的组织和性能调控，为相关领域的研究和应用提供理论依据。
二、文献综述近年来，国内外学者对中锰钢的组织结构及性能进行了大量研究。
其中，通过合金化、热处理、形变工艺等方法，可以有效地调控中锰钢的组织结构，进而改善其力学性能和塑性变形行为。
合金化是调控中锰钢组织结构的重要手段，通过添加合金元素如C、Si、Mn等，可以改变钢的化学成分，进而影响其组织和性能。
热处理和形变工艺也是调控中锰钢组织结构的有效方法，如淬火、回火、轧制、拉伸等工艺可以改变钢的晶粒尺寸、相组成和位错密度等，从而影响其力学性能和塑性变形行为。
三、实验方法本研究采用合金化、热处理和形变工艺等方法，对高强高塑性中锰钢的组织和性能进行调控。
首先，通过合金化方法，改变钢的化学成分，制备出不同成分的中锰钢试样。
其次，对试样进行热处理和形变工艺处理，观察其组织结构的变化，并测试其力学性能和塑性变形行为。
最后，通过扫描电镜、透射电镜等手段，对试样的组织结构进行观察和分析。
四、实验结果与分析1. 合金化对中锰钢组织结构的影响通过合金化方法，改变中锰钢的化学成分，可以发现，当钢中含有一定量的Mn、Si等元素时，能够形成高密度位错、细小晶粒的组织结构。
这是因为这些元素能够有效地促进晶粒细化、相变和位错增殖等过程。
此外，合金元素还能够提高钢的强度和塑性。
2. 热处理对中锰钢组织结构的影响热处理是中锰钢组织结构调控的重要手段之一。
通过对试样进行淬火、回火等处理，可以有效地改变其组织结构。
例如，淬火处理可以使钢中的奥氏体转变为马氏体等硬相组织，从而提高其强度；而回火处理则能够使硬相组织回火软化，提高其塑性和韧性。
纳米线高应变率拉伸超塑性
纳米线高应变率拉伸超塑性路文江;包宏伟;汤富领;蔡后敏;芮执元;朱亮【摘要】应用分子动力学方法,采用嵌入势EAM与Buckingham势,对金属Cu、半导体化合物CuInSe2和陶瓷化合物MgO纳米线进行拉伸模拟,考察其拉伸应力-应变曲线,并分析拉伸过程中的结构变化.发现当以高于临界应变率的速率对纳米线进行拉伸时,纳米线由脆性断裂向韧性断裂转变,且其延伸率可以超过100％,表现出超塑性的特性,而以较低应变率拉伸时,纳米线仍然表现为脆性断裂,这表明纳米线材料的超塑性对于应变率高度敏感.通过观察纳米线在拉伸过程中的结构变化,发现高应变率拉伸时由于CuInSe2与Cu纳米线晶体结构发生非晶化,在这一转变过程中大量能量被吸收,因而导致其塑性变好.而MgO纳米线则发生面心立方结构向环形结构的相变,相变的发生同样导致了能量的吸收,从而使其塑性大大改善.【期刊名称】《兰州理工大学学报》【年(卷),期】2015(041)001【总页数】6页(P15-20)【关键词】纳米线;分子动力学;超塑性【作者】路文江;包宏伟;汤富领;蔡后敏;芮执元;朱亮【作者单位】兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学机电工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050【正文语种】中文【中图分类】TG115.28在纳米材料刚刚兴起的时候，人们就猜想如果将金属材料的晶粒尺寸减小到纳米量级，即使是在很低的温度下也会发生扩散蠕变，应具有很好的塑性变形能力，甚至在室温条件下就可能发生超塑性变形［1-3］.然而，大量的实验结果却令人失望.大多数纳米金属延伸率仅为1%～4%，扩散蠕变速率也非常低.卢柯［4-6］等人认为这种低的延伸率主要是由于纳米样品在制备过程中所引入的缺陷所致.为了减少纳米晶体中的缺陷，他们利用电解沉积技术制备出致密、高纯的Cu纳米晶.终于在轧制Cu纳米晶时观察到了室温超塑性，其延伸率高达5 100%.与此相似，陶瓷材料和半导体材料的脆性也被归因于材料制备过程中引入的微观缺陷（如杂质、空洞和微裂纹等）［7］.那么，不禁要问，如果也将陶瓷材料或半导体材料制备成没有缺陷的高纯纳米材料，它们是否也具有塑性或超塑性？而纳米线因其具有许多独特性质而被广泛应用，因此对纳米线进行超塑性的研究具有重要意义［8-9］.由于纳米试样制备和操作的复杂性，用实验的方法回答上述问题，仍然具有较大的挑战性［10］.随着计算机技术的飞速发展，人们用分子动力学模拟方法对纳米线的拉伸等力学性能做了大量研究［11-14］.但对金属、半导体和陶瓷纳米线塑性的对比性研究还缺少系统性.为此，本文将以金属（Cu）纳米线，半导体（CuInSe2）纳米线和陶瓷（MgO）纳米线为例，利用分子动力学方法，系统研究纳米线材料塑性的影响因素.1 计算方法、模型和框架在分子动力学模拟中，正确描述原子之间相互作用的势参数至关重要，它决定了模拟结果的可靠性.对于金属Cu，选择由Foils［15］等人提供的嵌入势（embedded atom method，EAM）.EAM 势参数中体系的总能量为其中，φ（rij）表示二体势，rij表示2个原子间的距离，F（ρi）是2个原子的嵌入能，ρi是其他所有原子在i位置的电子密度［16］.对于陶瓷化合物MgO和半导体化合物CuInSe2，本文拟合了其Buckingham势，公式为其中，Aij，ρij和Cij为拟合参数，rij表示2个原子间的距离，式中第一项φij为短程排斥力，第二项为范德华力产生的偶极-偶极吸引力［17-18］.在分子动力学模拟中，根据Virial应力原理，每个原子的应力张量由6个方向的向量分量组成，分别为：xx，yy，zz，xy，xz，yz，但是由于单个原子的体积难以精确计算，但整个系统的所有原子数（N）与体积（V）可以精确求得，因此，可以将整个系统中所有原子的同一方向的应力张量相加，然后平分给每个原子.整个系统在z方向的应力可以由公式（4）给出：应变可以由公式（5）给出：其中，Szz为计算所得的每个原子拉伸方向的应力，Lz（Nsteps）为纳米线在某一时刻的长度，Lz（0）为纳米线的初始长度.通过公式（4、5），可以计算出纳米线的应力-应变关系，绘制出曲线.利用上述势参数模型以及分子动力学方法，建立了Cu、MgO和CuInSe2纳米线的模型.Cu为典型的面心立方金属，晶格常数为a＝b＝c＝0.361 49 nm，建立沿着［001］方向生长的Cu纳米线初始构型，宽度方向为x＝y＝3.6nm，长度方向为z＝14.9nm，总原子数约为16 000个，如图1a所示，理想的CuInSe2晶体是黄铜矿结构，群结构为I42d，晶格常数为a＝b＝0.579 6nm，c＝1.161 5nm.建立不同生长方向的CuInSe2，发现沿［112］方向生长的CuInSe2纳米线具有最稳定的结构，这与Chet［19］等人的实验结果相符合，因此，建立了［112］方向生长，直径φ0＝4.96nm，初始长度L0＝25nm的CuInSe2纳米线，总原子数约为20 000个，如图1（b）所示.而MgO为NaCl晶型，属于面心立方晶体，晶格常数为a＝b＝c＝0.426 57nm，建立［001］方向生长的MgO初始构型，宽度方向为x＝y＝2.6nm，长度方向为z＝6.3nm.总原子数为4 320个，其中O原子2 160个，Mg原子2 160个，O原子与Mg原子个数比为1∶1，如图1c所示，所有模型在长度方向均采用周期边界条件.图1 不同纳米线初始构型Fig.1 Ⅰnitial configuration of various nanowires然后对模型进行能量优化与结构优化，温度设定为300K，采用Nose-Hoover控温方法进行等温控制弛豫200 000步，这样可以避免由热激活效应引起的影响.等到结构稳定后，再以不同的应变率进行拉伸，时间步长均为0.001ps.采用由美国圣地亚哥国家实验室（Sandia Nation Laboratories）开发的分子动力学软件LAMMPS（large-scale atomic／molecular massively parallel simulator）开展模拟工作，并采用可视化软件OVITO（open visualization tool）来分析纳米线拉伸过程中的结构变化.2 计算结果和讨论超塑性是材料在拉伸时候展现出来的异常低的流变抗力、异常高的流变性能（例如大的延伸率）的现象.对于多晶材料，超塑性主要有2种表现形式：1）微细晶粒超塑性；2）相变超塑性.这就意味着超塑性一般发生在具有微细的等轴晶组织的材料或能够发生多次的循环相变以及同素异性转变的材料当中.与多晶体材料相比，纳米线具有较高的比表面积，因此纳米线表面具有比体相材料更多的表面原子，这样就会产生巨大的表面能，破坏表面原子的对称性，进而导致了巨大的表面应力产生，此外表面应力会诱发纳米线发生相变，这就意味着纳米线有很好的超塑性潜质. 2.1 Cu纳米线金属Cu纳米线作为典型的面心立方金属纳米线，已经有很多人对其力学性能进行了研究，计算了其不同应变率拉伸时的应力-应变曲线［20］，如图2所示.从图中可以看出，对于金属纳米线，拉伸塑性应变率是高度敏感的.对于面心立方金属的纳米线而言，其拉伸机制主要是滑移与孪晶的竞争.较高应变率下拉伸时，不全位错在纳米线边缘处开始形核并增殖，对应着图2中曲线1的第一次下降，此时原子个体行为取代位错的运动成为主导因素，纳米线中局部区域的晶体排列开始变得无序化，如图3a（图3a、b为应变率0.04ps-1，图3c、d为应变率0.000 4 ps-1，原子颜色由中心对称函数（CSP）标定）所示.随着应变的继续增加，无序化的结构导致了纳米线的非晶化转变，到应变为0.8时，整个纳米线几乎全部非晶化，如图3b所示.这一过程中，变形刚开始时启动的位错来不及继续滑移或孪生，以及纳米线结构的非晶化导致了纳米线塑性变好.低应变率拉伸时，主要是纳米线中不全位错在纳米线的2端开始形核并启动，对应图2中曲线2的第一次突降，位错结构如图3c所示，虚线框内即为位错.而继续拉伸时，随着不全位错的滑移，纳米线中正常的原子堆垛次序遭到破坏，进而形成堆垛层错，这对应着图2中曲线2有小幅震荡，如图3d所示，虚线框内即为堆垛层错的结构，层错边缘为不全位错. 卢柯［4-6］等人在对高纯度、高致密度的纳米晶铜进行力学性能测试时，同样也发现了这种反常应变速率效应，且高的应变率会使位错密度大大增加并导致晶界尺寸的减小，这种反常效应反映纳米材料具有完全不同的变形及断裂机制.而对于单晶纳米线而言，晶界并未产生影响，然而高应变率仍然能够使原子之间缺乏响应，原子的个体行为变为主导因素，而且由于纳米线巨大的表面效应，使得纳米线具有很高的表面应力，这种表面应力使得纳米线在高应变率拉伸时发生非晶转变，在低应变率拉伸时不全位错在表面处形核，从而使得塑性大大改善.此外，也对脆性的金属间化合物γ-TiAl纳米线进行了考察，发现γ-TiAl纳米线同样具有该种效应，在较低应变率下拉伸时表现出脆性断裂，延伸率只有10%左右，而当应变率增加时，延伸率可以达到200%左右，其变形机制与金属类似.图2 Cu纳米线不同应变率拉伸时应力-应变曲线Fig.2 Stress-strain curves ofCu-nanowire under tension with different strain rates图3 不同应变率下Cu纳米线拉伸构型图Fig.3 Tensile configuration of Cu-nanowire with different strain rate，Atom color of nanowire is calibratedby centrosymmetric function（CSP）value2.2 CuⅠnSe2纳米线图4为CuInSe2纳米线以不同应变率拉伸时的应力-应变曲线.图4 CuⅠnSe2纳米线不同应变率拉伸时的应力-应变曲线Fig.4 Stress-strain curves of CuⅠnSe2nanowire under tension with different strain rates可以看出，无论是在低应变率还是在高应变率下，应力都呈现出随着应变的增加而增加的趋势，在初期变形中，应力-应变曲线都有一个线弹性阶段，此后，应力-应变曲线开始呈现出不同的变化趋势：对于较低的应变率，例如0.000 4ps-1，在应变ε＝0.08处，应力首先从屈服应力2.90GPa突降到1.85GPa，此后，随着应变的增加，应力开始周期性震荡，然后断裂，这种现象主要发生在0.000 4～0.01ps-1应变率，并且应变率越小，震荡的现象越明显；对于较高的应变率，例如应变率为0.04ps-1，在应变ε＝0.13处，应力从屈服应力4.34GPa突降到2.16GPa，然后在应变ε＝0.13～1.00保持塑性流动，此阶段内，应力基本未发生变化，这种现象主要发生在0.03～0.05ps-1应变率.而当应变率在0.01～0.03ps-1变化时，应力-应变曲线从周期震荡现象向塑性流动现象过渡.可以看出，随着应变率的增加，CuInSe2纳米线的屈服强度与屈服应变均呈现出增加的趋势，塑性大大变好.通过可视化软件，分析CuInSe2纳米线在较高应变率下拉伸的结构可以看出，CuInSe2结构发生非晶化，如图5所示.图5 CuⅠnSe2纳米线高应变率拉伸时的构型图Fig.5 Configurational diagram of CuⅠnSe2nanowire under tension with high strain rate这是因为过高的应变速率使得原子没有足够时间响应外部加载，此时，原子的个体行为变为主导因素，原子开始变得无序化，原子的集体运动跟不上外部加载，导致纳米线晶体结构发生非晶化，因此纳米线表现出较好的塑性.而在以低应变率拉伸时，纳米线的晶体结构保持较为完整，原子可以保持相互之间的协同作用.2.3 MgO纳米线图6为MgO纳米线在不同应变率拉伸的应力-应变曲线，从图中可以看出，高应变率下拉伸时，应力-应变曲线有2个屈服点，在第1个屈服点之后，应力经过一段时间的塑性流动，此时，要想使MgO纳米线继续变形，必须继续增加应力，然后达到第2个屈服点.图7为MgO纳米线在0.04ps-1应变率下的拉伸构型图，图8为MgO纳米线ε＝0.32时发生相变的结构示意图.从图7可以看出，这一过程中，纳米线发生相变，从初始的面心立方结构转变为环形结构，相变结构如图8中虚线所分隔开的区域所示，图7与图8中原子颜色由其能量标定.这种相变是无扩散的马氏体相变，相变过程中伴随着位错的滑移与孪晶.在第二屈服点之后，面心立方结构完全转变为环形结构，然后才发生断裂.图6 MgO纳米线不同应变率拉伸的应力-应变曲线Fig.6 Stress-strain curves of MgO nanowire under tension with different strain rates图7 MgO纳米线在0.04ps-1应变率下不同应变时拉伸构型图Fig.7 Configurational diagram of MgO nanowire under tension with 0.04ps-1strain rate and different strains图8 MgO纳米线ε＝0.32时发生相变的结构示意图Fig.8 Schematic diagramof configuration of MgO nanowire withε＝0.32and phase transformation在较低应变率下拉伸时，应力-应变曲线只有1个屈服点，此时并未有相变发生，达到屈服点以后，MgO纳米线随即发生脆性断裂，并未有新相出现.可见，高应变率拉伸诱发了MgO纳米线的相变，而相变又使MgO纳米线呈现出了远比其体相材料要好的塑性.这与ZnO与GaN［21］纳米线类似，这种应力诱发的相变，使得MgO纳米线可以呈现出与体相MgO材料相比非凡的塑性.可以预测，氧化物或氮化物类型的纳米线都可以表现出类似的性质.2.4 超塑性通过对Cu、CuInSe2以及MgO纳米线拉伸性能的研究，发现它们在高应变率下拉伸时，都表现出相当好的塑性，称之为超塑性，如表1所示.对3种纳米线在室温下不同应变率下拉伸时的延伸率进行统计，可以看出，随着应变率的增加，纳米线的塑性大大增加，在超过某一临界应变率的时候，延伸率开始大幅度增加.多晶材料的超塑性一般是晶界在高温下的滑移造成的，而对于单晶纳米线而言，高应变率拉伸时，纳米线晶体结构会发生非晶化转变或马氏体相变，这种转变的过程吸收了大量的能量，因此纳米线才能够表现出超塑性.而低应变率拉伸时，原子之间有足够的时间相互响应，因此纳米线的变形多依赖于位错的滑移，并未发生结构的转变过程，所吸收的能量相对来说要少很多，因此相应的塑性也就较差.可见，这种效应适用于大部分纳米线材料，即便其对应的体相材料是脆性材料，纳米线在以超过其临界应变率的速率拉伸时也可呈现出超塑性.表1 Cu，CuⅠnSe2，MgO纳米线不同应变率下的延伸率Tab.1 Tensile rate of Cu，CuⅠnSe2，and MgO nanowires with different strain rates %应变率／（ps-1） Cu CuInSe2 MgO 0.0004 0.004 0.008 0.01 0.02 0.03 0.04 0.05 4655 51 67 13／／／／／7 9 129／52 42 64 55／100 149 186 80 125／对于这一临界应变率，与纳米线的尺寸，生长方向及拉伸时候的温度等都有着关系，受多种因素的协同影响.延伸率的增加意味着其塑性大大提高，例如，CuInSe2纳米线在0.05ps-1应变率拉伸的时候其延伸率达到了186%，而普通的塑性金属，其延伸率只有20%左右，这说明，由纳米线制备的各种器件，可以制造成各种复杂形状，而不用担心其力学性质.4 结论1）利用分子动力学方法，分析了金属（Cu）纳米线，半导体（CuInSe2）纳米线和陶瓷（MgO）纳米线在拉伸时所表现出的超塑性，结果发现：2）与相应的体相材料相比，纳米线表现出反常应变率效应，即随着应变率的增大，纳米线的塑性得到很大的改善，且在高于临界应变率下拉伸时均可呈现出超塑性.临界应变率的大小取决于纳米线的尺寸、生长方向、晶体结构和温度等因素.3）对于CuInSe2与Cu纳米线，高应变率下表现出的超塑性主要原因为晶体结构的非晶化，而对于MgO纳米线，高应变率下的超塑性主要原因是其初始的面心立方结构发生相变，转变为环形结构.而在纳米线非晶化转变或者相变的过程中，大量的能量被吸收，这是纳米线产生超塑性的根本原因.低应变率下拉伸时，纳米线的整体结构保持较完整，变形主要依靠位错滑移来完成，并未有结构转变的过程，因此塑性仍然较差.参考文献：［1］ HAO S J，CUI L S，JIANG D Q，et al.A transforming metal nanocomposite with large elastic strain，low modulus，and high strength ［J］.Science，2013，339（6124）：1191-1194.［2］ KIM B N，HIRAGA K，MORITA K，et al.A high-strain-rate superplastic ceramic［J］.Nature，2001，413（10）：288-291.［3］ TAN M J，LIEW K M，TAN H.Analysis of cavitation and its effects on superplastic deformation ［J］.Journal of Achievements in Materials andManufacturing Engineering，2007，25（2）：7-10.［4］ LU L，SUI M L，LU K.Superplastic extensibility of nanocrystalline copper at room temperature［J］.Science，2000，287（5457）：1463-1466.［5］ CHEN J，SHI Y N，LU K.Strain rate 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Fe-11Mn-4Al-0.2C中锰钢动态变形行为及其本构模型
造、热轧、冷轧ꎬ制成 １ ｍｍ 厚钢板ꎬ再将冷轧板放
入 ８５０ ℃ 电阻炉中ꎬ保温 ５ ｍｉｎ 后水冷至室温.
淬火后的实验钢沿平行轧制方向切取拉伸试
样ꎬ试样尺寸如图 １ 所示. 使用 ＳＡＮＳＣＭＴ５０００ 试
验机在室温下进行应变速率在 ０ ００２ ~ ０ ２ ｓ － １ 范
围内的准静态拉伸实验ꎬ使用接触式引伸计记录
速率敏感性( ＳＲＳ) 指数 ｍ 随着应变的增加ꎬ由 ０ ０１３ 逐渐转变为 － ０ ０１８. 基于实验数据建立 Ｊ － Ｃ 本构模型ꎬ
拟合效果不佳ꎬ存在 ５ １％ 的相对误差ꎻ通过改变应变速率强化系数ꎬ提出修正 Ｊ － Ｃ 模型ꎬ模型具有更好的拟
合效果ꎬ表现出更小的相对误差ꎬ约为 １ ６％ .
态性能模拟ꎬＪ － Ｃ 模型往往并不适用ꎬ需对其进
行修正. 徐梅 [８] 修正 Ｊ － Ｃ 模型的应变速率强化
系数ꎬ模拟 ＴＷＩＰ 钢动态变形ꎬ得到较好的拟合结
果. Ｙｕ 等 [９] 通过添加指数项修正 Ｊ － Ｃ 模型ꎬ拟
合 ＤＰ６００ 钢动态变形行为. 文献[１０ － １２] 通过考
虑绝热温升效应ꎬ修正应变速率硬化项ꎬ模拟 ＤＰ
并建立本构模型ꎬ对其作出适量的修正ꎬ以得到最
佳的模拟效果ꎬ为中锰钢动态变形行为理论形成
图 ２ 不同应变速率下的真应力 － 真应变曲线
Ｆｉｇ ２ Ｔｒｕｅ ｓｔｒｅｓｓ￣ｓｔｒａｉｎ ｃｕｒｖｅｓ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅｓ
和其性能优化打下基础.
１ 实验材料和方法
实验钢 Ｆｅ － １１Ｍｎ － ４Ａｌ － ０ ２Ｃ 经过熔炼、锻
ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇ Ｊｏｈｎｓｏｎ￣Ｃｏｏｋ( Ｊ￣Ｃ) ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅ ｍｏｄｅｌ ｗａｓ ｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄ. Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ ｔｈｅ