导读:本文包含了位错滑移论文开题报告文献综述、选题提纲参考文献及外文文献翻译，主要关键词:晶体,塑性,结构,密度,单晶体,双晶,机制。
位错滑移论文文献综述
郭祥如[1]（2018）在《TWIP钢位错滑移与孪生联合诱发塑性的跨尺度力学行为研究》一文中研究指出孪生诱导塑性(TWinning Induced Plasticity,简称TWIP)钢拥有极其优良的强度、塑性和成形性能,满足了汽车用钢高强高塑性的双重标准。TWIP钢是由位错滑移与孪生机制共同诱发塑性,掌握其塑性变形过程中微观机制相互作用机理及其对宏观增强增塑的影响规律是亟需解决问题之一。为揭示各变形机制微结构演化特征及其宏观增强增塑机理,本文以TWIP钢塑性变形微区位错与孪生联合作用的跨尺度表征为切入点,分别发展了微观、细观和宏观尺度相对应的离散位错动力学、物理基唯象位错动力学和晶体塑性有限元方法,并进一步建立了离散位错与晶体塑性非直接耦合的跨尺度力学模型,系统研究了 TWIP钢变形过程中从微观到细观进而到宏观的塑性变形行为。本文的主要研究成果如下:考虑TWIP钢塑性变形过程孪晶、晶界与位错的相互作用,引入孪晶界位错反应及其拓扑反应准则,建立了耦合孪晶的TWIP钢多晶叁维离散位错动力学(3D-DDD)模型。该模型直观描述了位错在孪晶界和晶界的反应过程,尤其是不同位错在孪晶界的分解反应。应用该模型定量研究了 TWIP钢塑性变形过程中孪晶对流动应力的贡献。结果表明,孪晶取向对流动应力影响具有明显的取向效应,在有利取向下,位错运动至孪晶界发生分解反应形成孪生位错协调塑性变形,此时孪晶对流动应力贡献较小。采用位错理论耦合孪生能量方法分别定量计算了孪晶表面源和内部源形核、长大对应的临界孪生应力,确定了 TWIP钢单晶孪晶内部源形核和表面源长大的激活演化方式,建立了考虑孪晶形核、增殖和长大的物理基唯象位错动力学(DD)模型,研究了 TWIP钢单晶塑性变形过程中孪生机制演化特点及其内在机理。结果表明,TWIP钢单晶孪晶演化过程中临界形核应力大于长大应力导致软化效应。此外,同一晶体取向下拉伸和压缩过程中不同的位错分解反应导致孪晶形核的拉压非对称。基于晶体塑性理论,在滑移阻力模型中引入位错密度描述位错间相互作用对硬化行为影响,引入多晶均匀化方法处理相邻晶粒间的几何协调和应力平衡,建立了耦合滑移和孪生机制的位错密度基晶体塑性有限元(CPFE)模型。应用于TWIP钢单晶取向效应及多晶不同加载条件的织构演化研究。结果表明,TWIP钢单晶典型取向单向加载下孪晶体积达到饱和时,孪晶发生转向,从而导致新的滑移系启动,造成应力突降。此外,TWIP钢拉伸过程织构密度水平随应变增加而增强;而压缩过程织构类型变化而密度水平基本不变;扭转应变沿径向方向逐渐增加,扭转变形较小时,无织构形成。通过3D-DDD从微观尺度模拟研究TWIP钢拉伸过程位错在孪晶界和晶界的演化过程,采用统计方法对比分析了孪晶界和晶界对位错滑移的阻碍强度,并将该结论传递至CPFE模型,建立了 3D-DDD和CPFE非直接耦合的跨尺度模型,进一步采用CPFE研究了 TWIP钢变形过程弧形硬化曲线形成机理。结果表明,孪晶体积增加导致位错密度增加率大于动态回复导致的位错密度减少率时应变硬化率增加,形成弧形硬化曲线;晶粒尺寸越小,应变硬化率峰值应变越小。(本文来源于《北京科技大学》期刊2018-12-25）
苑书林,李振环,黄敏生[2]（2018）在《位错滑移攀移耦合的晶体塑性本构模型及其对高温下弯曲行为尺寸效应的模拟研究》一文中研究指出尺寸效应是对小尺度材料尺寸相关力学行为的描述。在常温下,大量实验和模拟研究显示众多FCC纯金属表现出相似的尺寸效应规律;然而在高温下,尺寸效应的规律还缺乏实验描述。在高温条件下,位错攀移是重要的晶体塑性变形机制,对理解材料蠕变等力学行为起着重要作用。本文基于位错密度动力学演化发展了一种显式考虑位错攀移和滑移的晶体塑性本构模型,该模型不仅考虑了攀移的应变率贡献和攀移导致的位错湮灭,而且考虑了位错攀移对位错滑移的促进作用。针对该本构模型,发展了一套基于中间构型塑性速度梯度的本构积分算法,并在ABACUS软件框架下对其进行了有限元算法实现。在此基础上,对单晶铜弯曲行为进行了有限元模拟,成功预测了小尺度弯曲测试的尺寸效应,并调查了高温条件下位错攀移对尺寸效应的影响。(本文来源于《2018年全国固体力学学术会议摘要集（下）》期刊2018-11-23）
鲍燊超[3]（2017）在《镍的螺位错交滑移机制研究》一文中研究指出交滑移是晶体中一种非常重要的位错运动,X对金属和半导体材料的塑性变形有重要意义.本文的主要工作是.:在原子尺度上用最速下降法计算镍(NJi)中螺位错交滑移前后的稳定状态,并用String方法得到状态转移的最小能量路径和势垒.通过分析最小能量路径上各个状态的位错密度得到Ni中螺位错交滑移所遵循的机制.本文发现,若无剪切应力,短位错发生交滑移所遵循的机制与首末状态的位错中心相对位置有关.当初状态的位错中心与末状态的位错中心在同一点时,发生Friedel-Escaig(FE)机制的交滑移;当初状态与末状态的位错中心分别位于各自滑移面的特.定位置时,观察到了Fleischer(FL 机制的交滑移.另外,剪切应力也可以改变螺位错发生的交滑移机制.给原本发生FL机制的螺位错所在晶体施加1.4Gpa的剪切应力,螺位错仍然发生了 FL机制的交滑移.但1.4Gpa的剪切应力可以促进交滑移的发生;而1.7Gpa的剪切应力则会使两个部分位错合并为一个完整位错再发生交滑移,即遵循的是FE机制.(本文来源于《浙江理工大学》期刊2017-12-20）
丁志刚[4]（2017）在《镁及其合金中位错滑移机制的理论研究》一文中研究指出镁及其合金是典型的金属结构材料,具有强度高、质量轻以及电子性能优良等优点,在航空航天、汽车、电子通讯等行业有着广泛的应用。然而,镁合金在室温下塑性很低,严重限制了其在工业上的进一步应用。镁是密排六方结构(HCP)晶体,室温下只有基面<a>滑移系容易启动,滑移系少,这是其室温下塑性低的根本原因。直观上看,只有锥面<c+a>滑移可以容纳c轴应变从而为滑移过程提供充足的滑移系,因此提高镁合金塑性的关键方法就是增加锥面滑移促进<c+a>滑移系的启动。近些年的实验研究表明,在镁中添加稀土元素能大幅提升镁合金在室温下的塑性变形能力。由于微观结构的多样性和变形过程的快速性,仅通过实验手段很难解释位错的形成过程和滑移系的启动机制。除了利用实验方法研究位错的启动外,目前已经有很多研究镁合金中不同滑移系启动机制的理论计算工作。滑移系的启动与包括稳定层错能(SFE)和不稳定SFE的广义层错能(GSFE)曲线是紧密相关的。不稳定SFE与位错的滑移过程紧密联系,决定滑移系启动的难易程度;稳定SFE与滑移过程中的稳定位置密切相关,决定位错的分解。但是,最近关于Mg-Y合金GSFE曲线的计算结果表明,添加稀土元素Y后,GSFE曲线中的全局不稳定层错能会增加,阻碍<c+a>位错的形成,这与实验结果相矛盾。基于密度泛函理论的第一性原理计算方法是目前公认的研究金属结构材料原子结构和电子性质的重要理论方法。对于金属材料,尤其是镁合金结构材料的第一性原理计算中大多采用局域密度近似(LDA)和广义梯度近似(GGA)的交换关联势。传统第一性原理计算方法中使用的泛函无法描述长程的范德华力相互作用,而无法准确预测金属材料的几何结构、结合能、层错能以及电子性质等,这常常导致很多计算结果与实验相差很大。同时,第一性原理计算方法虽然可以从原子角度观察微观结构,但由于计算条件的限制无法进行大尺度计算,其模型与实际晶体差别较大。基于经典牛顿力学的分子动力学(MD)模拟可以对更大规模的原子系统进行研究,获得材料在不同载荷下的尺寸效应和边界效应,观察位错的形成和分解。本论文主要利用包含范德华力修正的第一性原理计算方法,结合MD模拟方法,系统研究镁及其合金中不同滑移系的滑移模式和分解特征。阐明了范德华力在镁不同滑移系启动中的作用,揭示了范德华力对镁塑性的影响,澄清了<c+a>位错分解过程中稳定层错能的位置,提出了<c+a>位错的对称滑移路径,为进一步理解和研究镁合金中位错的启动提供了新的思路。主要包括以下内容:(1)利用PBE和optB88-vdW两种泛函,研究镁基面四种稳定层错以及{0001}<1-100>、{0001}<11-20>、{10-10}<11-20>和{10-11}<11-20>四个滑移的GSFE曲线,探讨了范德华力对不同滑移系启动的影响,并利用回复力和塑性因子两个参数,研究范德华力对镁塑性的影响。结果表明,范德华力可以明显降低滑移过程的不稳定SFE,尤其是对于锥面“Ⅱ”型滑移面,其不稳定SFE减小了 69mJ/m2,回复力减小了 0.74 GPa。对塑性因子的计算表明,考虑范德华力后其值由2.0增加到2.3。这些结果表明,范德华力可以使滑移变得更容易,进而影响其塑性。(2)利用第一性原理计算结合MD模拟,研究了 Mg以及Mg-Y合金中{11-22}<11-23>滑移系的GSFE曲线。结果表明,在稳定SFE附近存在一个势能面(PES),PES的存在可以使原子在稳定位置附近做集体运动,原子的集体运动会进一步引起层错的集体运动(SFCM)。基于SFCM,提出了锥面Ⅱ型<c+a>位错的对称滑移路径。这种包含层错集体运动的对称滑移路径很好地解决了理论计算与实验的矛盾,为进一步研究镁合金中<c+a>位错的启动提供了新的思路。(3)系统研究了多种合金元素对金属镁基面稳定层错以及基面滑移系{0001}<11-20>和锥面滑移系{11-22}<11-23>GSFE曲线的影响,探讨了合金元素对这两个滑移系启动的影响。对稳定SFE的研究表明,Mg-X二元合金中SFE降低主要是由于赝原子结合方式被破坏所导致的。同时,还定义了“电荷重排因子”来定量描述溶质元素引起的电荷重新排布。对锥面GSFE曲线的研究表明,添加稀土元素后稳定层错位置周围的PES变大,从而增大了原子运动的范围,这对提高镁合金的塑性有明显的促进作用。(本文来源于《南京理工大学》期刊2017-11-01）
姜奎[5]（2017）在《高压扭转Al-Mg合金的位错滑移与热稳定性》一文中研究指出Al-Mg合金由于耐蚀性好、力学性能优良、成型加工性能良好等特点,在航空航天、交通运输等领域得到了广泛应用。随着科技进步与现代化工业的发展,对Al-Mg合金的强度也提出了更高的要求。大塑性变形(SPD)技术是细化晶粒的有效方法,其中高压扭转(HPT)技术的细化晶粒能力最强,可将块体金属材料的晶粒直接细化至纳米级,并在基体中引入高密度的晶体缺陷,从而使合金的强度、硬度显着提高。然而,超细晶/纳米晶材料由于内部存在较高的热焓量,在受热时容易发生结构失稳,从而失去优异的机械性能或理化性能。因此,研究高压扭转Al-Mg合金的微观结构与热稳定性具有重要的实际意义。本文以商业纯铝、叁种二元Al-Mg合金和一种商用AA5182合金为研究对象,利用高压扭转技术对其进行塑性变形,结合金相显微镜(OM)、X射线衍射(XRD)、透射电镜(TEM)和高分辨透射电镜(HRTEM)等方法,对HPT纯铝和Al-Mg合金的微观结构与显微硬度进行了研究。利用HRTEM对HPT纯铝和Al-Mg合金中的位错滑移、位错锁、特殊纳米结构进行了深入的研究。通过等温退火与等时退火实验,结合XRD、TEM、显微硬度等分析测试手段,研究了HPT Al-Mg合金的热稳定性。所得结果总结如下:(1)高压扭转变形显着细化了纯铝和Al-Mg合金的晶粒,并在基体中引入了高密度的位错、层错等晶体缺陷。TEM分析表明,随着Mg含量从0增加至4.1%,HPT合金的晶粒尺寸由374 nm逐渐减小至84 nm。HPT纯铝和Al-Mg合金中的位错经常以位错线、位错墙和位错胞的形态出现,且随着Mg含量的增加,位错密度逐渐增大,XRD测得HPT Al-Mg合金中的位错密度为1014m-2量级,而HRTEM测得其局部位错密度高达1017m-2。通过HRTEM在HPT Al-Mg合金中观察到宽度为5~15 nm、局部密度为1015 m-2的层错,证明了在HPT Al-Mg合金中,存在由晶界发射不全位错而形成层错的变形机制。(2)高压扭转变形显着提高了纯铝和Al-Mg合金的硬度,HPT纯铝和Al-Mg合金试样的硬度约为未变形试样的2~4倍,且随着Mg含量的增加,HPT Al-Mg合金硬度逐渐升高。(3)通过HRTEM在HPT纯铝和AA5182合金的{001}晶面上观察到局部高密度的位错,表明在高压扭转过程中发生了位错的{001}面滑移。HRTEM分析表明HPT纯铝中同时存在70.53°的1/6<110>型L-C位错锁和109.47°的1/3<110>型位错锁。高压扭转变形在基体中引入高密度的晶体缺陷,使晶体产生严重的错排面,迫使位错锁沿着(001)立方体平面的<110>方向运动,从而发动了位错的{001}面滑移。同时,利用HRTEM观察到HPT AA5182合金中存在密度极高的六边形特殊纳米结构,结合Yamakov等的分子动力学模拟,提出了这种特殊纳米结构的形成过程。(4)等时退火和等温退火研究表明,温度是影响HPT Al-Mg合金再结晶与晶粒长大的最关键因素,而退火温度和退火时间对HPT Al-Mg合金的回复过程均有重要的决定性作用,且随着Mg含量升高,HPT Al-Mg合金的热稳定性逐渐降低。随着退火温度的升高,HPT Al-Mg合金依次发生回复、再结晶和晶粒长大,晶粒尺寸逐渐增大,硬度逐渐降低。随着退火时间的延长,合金的晶粒尺寸逐渐增大,显微硬度逐渐降低,但硬度下降的速度逐渐减小。(5)HPT AA5182合金在195°C退火30 min后出现退火强化现象,合金硬度从195 HV升高至197 HV,退火强化的机理为晶界位错源抑制强化,该现象与退火温度和应变累积量密切相关。(本文来源于《江苏大学》期刊2017-06-01）
姚茵[6]（2017）在《石墨烯中位错的结构与滑移》一文中研究指出理想的石墨烯拥有非常完美的各项性质,然而无论什么方法制备出来的石墨烯材料中不可避免的存在缺陷,特别是拓扑缺陷。石墨烯晶格有一个特殊的性质,在于它拥有通过组成非六边形环的方式重新构建结构。而这些缺陷对材料的影响是巨大且不可忽略的,因而研究石墨烯中的拓扑缺陷是现如今石墨烯研究中的一项大热门。为了更好的了解位错对于材料的影响,特别是位错的电子或者磁性性质,位错的结构通常是研究者首先关注的问题,只有知道他们到底长什么样子,才能更好的了解他们是如何作用在材料中的。我们发展了一套基于P-N模型的位错晶格理论,在这套理论的基础上,可以展现位错的性质,也可以预测材料中可能存在的位错。位错晶格理论沿用的位错模型来自着名的P-N理论,在此基础上加上了来自于滑移面附近的半无限晶体表面之间的距离修正,修正了垂直博格斯矢量方向的形变,引入γ-势,进行了全离散的修正,再一个对于原有理论的修正是关于成键断键的非线性相互作用修正。晶格位错理论就是在原有的P-N模型的基础上,经过上面所说的各项修正,形成的可以精确求解位错结构的一种理论模型,在本文中,位错晶格理论被严格的应用在石墨烯材料中,可以严格的得到石墨烯中存在最多的位错偶极子对缺陷-SW缺陷,以及单个p-h对缺陷的位错结构,特别是位错芯附近结构,以及位错的应力应变场,位移场,并且可以拿来与第一性原理计算模拟的结构相比较,误差在0.1?附近,这是其他理论不能得到的精度。石墨烯材料有了位错之后,材料中出现了明显的应力应变场,正的膨胀表示拉伸,而负值的膨胀表示的是在这块区域材料发生了挤压。由于挤压集中,而石墨烯是典型的二维材料,在第叁维并没有限制,因而在有内部挤压的时候,材料也许会发生向第叁维皱起的现象,关于皱起的性质和形式,现在科研界争论很多,我们根据前面得到的应力场分布和弹性理论的基础以及模拟的方法讨论了石墨烯中位错的皱起。发现,石墨烯中单个5-7边形缺陷的皱起最高点在远离七边形的五边形顶角。位错的不同结构会影响位错的皱起性质,存在一个临界应力1.36cσ=μ,当内应力小于临界应力时位错不会发生皱起。同样通过近似解,可以描绘出位错皱起宽度为η=1.83a。内应力,以及拉伸和压缩区域的距离是影响位错皱起的最重要因素。在知道了位错的结构之后,另一个重要的问题出现了,位错移动的时候他会是什么样子的?然而,在现今的技术手段限制下,观测到原子尺度下的位错在块体材料中的移动仍然是不能实现的。我们在理论基础上研究了石墨烯中位错移动的中间态,与实验结果类似的是,石墨烯中位错是首先被比如电子照射激发到能量的高能级结构,然后能量自由降落到新的能量谷,我们第一次计算了位错的激发态,这个激发态位于位错能量的鞍点。这个特殊的激发态是位错的一种不稳定结构,位错从这个能量的鞍点按照动力学法则自由降落到能量的基态。当位错从这个激发态移动到基态,它移动了半个博格斯矢量的距离,在本文中,位错结构的演化细节和能量改变都是通过第一性原理模拟得出的。通过中间态我们还得知了SW缺陷产生和湮灭的具体过程和能量变化。实际上,位错的移动中,存在一个拥有一个平台,以及非常迅速的降落的趋势,和一个变化非常缓慢的结尾的能量曲线。这一拥有非常不寻常的变化行为的能量曲线是由位错中心的断开和形成化合键造成的,这类似的行为在化合物材料中会非常的常见。(本文来源于《重庆大学》期刊2017-04-01）
杨瑞琳,刘瑶,胡绪志,卢强华,高英俊[7]（2016）在《双位错滑移运动的晶体相场模拟》一文中研究指出【目的】研究晶体位错运动对材料加工力学性能的影响。【方法】应用改进晶体相场(Phase-field-crystal,PFC)模型,研究剪切应变作用下晶体的双位错的滑移运动特征。【结果】在应变作用下,体系的双位错只作滑移运动,运动方向平行且相反,保持匀速运动,不出现攀移运动;应变率较小时,位错作滑移运动,越过势垒需要一定孕育时间,此时滑移出现颠簸式运动特征;应变率较大时,位错滑移运动呈匀速直线运动。【结论】PFC模型能较好地用于研究位错在应变作用下的运动。(本文来源于《广西科学》期刊2016年05期）
郭巍巍,齐成军,李小武[8]（2016）在《共轭和临界双滑移取向Cu单晶体疲劳位错结构的热稳定性研究》一文中研究指出在不同塑性应变幅下对[2ˉ23]共轭双滑移和[017]临界双滑移取向Cu单晶体进行疲劳实验直至循环饱和,然后在不同温度下进行退火处理,考察了其位错结构的热稳定性.结果表明,300℃退火处理后,位错结构发生了明显的回复;500和800℃退火处理后,均发生了明显的再结晶现象,并伴随退火孪晶的形成.不同取向Cu单晶体循环变形后形成不同的位错结构,其热稳定性由高到低依次为:脉络结构、驻留滑移带(PSB)结构、迷宫或胞结构.不同取向疲劳变形Cu单晶体中形成的退火孪晶均沿着疲劳后开动的滑移面方向发展,疲劳后的滑移变形程度越高,退火后形成的孪晶数量则越多.但过高的退火温度(如800℃)会加快再结晶晶界的迁移速率,进而抑制孪晶的形成,致使孪晶数量有所减少.(本文来源于《金属学报》期刊2016年06期）
范海冬,Jaafar,El-Awady[9]（2016）在《纯镁中位错滑移与孪晶变形的位错动力学模拟》一文中研究指出在金属材料中,位错滑移与孪晶变形是两种重要的塑性变形方式。在镁及镁合金中,孪晶变形十分常见,因此滑移与孪晶的交互作用对材料宏观力学性能的影响非常显着。作者在本文中针对纯镁中位错与拉伸孪晶界提出了一个全面的相互作用准则,并且引入到了叁维位错动力学方法中。此外,针对多晶体,作者也引入了一个与实验结果相吻合的晶界模型来模拟晶界的强化效果。通过此软件,作者对以下内容进行了详细的模拟与分析:(1)多晶体中孪晶变形对材料强化行为的影响(Fan,Acta Mater,2015);(2)多晶体的晶粒尺寸效应及其与晶体取向的相关性(Fan,ScriptaMater,2015);(3)单晶微柱的c轴压缩与基面滑移变形(Aitken,Fan,JMPS,2015(本文来源于《第十八届全国疲劳与断裂学术会议论文摘要集》期刊2016-04-15）
石晶,郭振玺,隋曼龄[10]（2016）在《a-Ti在原位透射电镜拉伸变形过程中位错的滑移系确定》一文中研究指出利用聚焦离子束(FIB)对hcp结构金属α-Ti进行纳米尺寸单晶拉伸样品定向切割,利用特制的双金属片拉伸器在TEM中将单晶样品沿[2110]方向进行原位拉伸.结果表明,在拉伸过程中,随着应变量的增加,α-Ti先后产生了3类不同Burgers矢量的滑移位错:柱面<a>位错及2类锥面<c+a>位错,滑移位错的Burgers矢量主要通过原位TEM双束衍衬像确定.针对hcp结构的低对称性和Burgers矢量可能与多种滑移面相组合的特点,先利用TEM与EBSD确定晶体取向以及样品的拉伸方向,再通过计算位错Burgers矢量对应的多个滑移系的Schmid因子,确定α-Ti拉伸变形过程中开动的滑移系.(本文来源于《金属学报》期刊2016年01期）
位错滑移论文开题报告
（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：
尺寸效应是对小尺度材料尺寸相关力学行为的描述。在常温下,大量实验和模拟研究显示众多FCC纯金属表现出相似的尺寸效应规律;然而在高温下,尺寸效应的规律还缺乏实验描述。在高温条件下,位错攀移是重要的晶体塑性变形机制,对理解材料蠕变等力学行为起着重要作用。本文基于位错密度动力学演化发展了一种显式考虑位错攀移和滑移的晶体塑性本构模型,该模型不仅考虑了攀移的应变率贡献和攀移导致的位错湮灭,而且考虑了位错攀移对位错滑移的促进作用。针对该本构模型,发展了一套基于中间构型塑性速度梯度的本构积分算法,并在ABACUS软件框架下对其进行了有限元算法实现。在此基础上,对单晶铜弯曲行为进行了有限元模拟,成功预测了小尺度弯曲测试的尺寸效应,并调查了高温条件下位错攀移对尺寸效应的影响。
（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。
位错滑移论文参考文献
[1].郭祥如.TWIP钢位错滑移与孪生联合诱发塑性的跨尺度力学行为研究[D].北京科技大学.2018
[2].苑书林,李振环,黄敏生.位错滑移攀移耦合的晶体塑性本构模型及其对高温下弯曲行为尺寸效应的模拟研究[C].2018年全国固体力学学术会议摘要集（下）.2018
[3].鲍燊超.镍的螺位错交滑移机制研究[D].浙江理工大学.2017
[4].丁志刚.镁及其合金中位错滑移机制的理论研究[D].南京理工大学.2017
[5].姜奎.高压扭转Al-Mg合金的位错滑移与热稳定性[D].江苏大学.2017
[6].姚茵.石墨烯中位错的结构与滑移[D].重庆大学.2017
[7].杨瑞琳,刘瑶,胡绪志,卢强华,高英俊.双位错滑移运动的晶体相场模拟[J].广西科学.2016
[8].郭巍巍,齐成军,李小武.共轭和临界双滑移取向Cu单晶体疲劳位错结构的热稳定性研究[J].金属学报.2016
[9].范海冬,Jaafar,El-Awady.纯镁中位错滑移与孪晶变形的位错动力学模拟[C].第十八届全国疲劳与断裂学术会议论文摘要集.2016
[10].石晶,郭振玺,隋曼龄.a-Ti在原位透射电镜拉伸变形过程中位错的滑移系确定[J].金属学报.2016
论文知识图
