單晶A l在剪切變形時微觀變形機(jī)制的分子動力學(xué)模擬

弓曉曉，周承恩，趙東海，甘榮飛

單晶A l在剪切變形時微觀變形機(jī)制的分子動力學(xué)模擬

弓曉曉，周承恩，趙東海，甘榮飛

（內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)理學(xué)院，內(nèi)蒙古呼和浩特 010051）

運(yùn)用分子動力學(xué)模擬方法，研究A l在剪切變形下的微觀變形機(jī)制，模擬初期鋁變形主要以層錯為主，孿晶數(shù)量較少。模擬進(jìn)行到一定程度，由于晶體內(nèi)部分切應(yīng)力達(dá)到孿晶形核所需分切應(yīng)力，孿晶開始大量出現(xiàn)，且以單層孿晶為主，多重孿晶為輔共同作用。并且出現(xiàn)近幾年實(shí)驗(yàn)觀察到的新缺陷結(jié)構(gòu)五重孿晶，得出單晶Al在剪切變形下也會實(shí)現(xiàn)五重孿晶形核，生長。隨剪切應(yīng)變的進(jìn)一步加大，形成的五重孿晶在晶體內(nèi)部持續(xù)存在一段時間，但不會一直保留，先是轉(zhuǎn)化為四重孿晶，并最終消亡。在模擬剪切一個完整周期后，材料內(nèi)部出現(xiàn)取向異性的新晶粒，在此條件下實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化。

固體力學(xué)；材料微觀變形機(jī)制；分子動力學(xué)模擬方法；層錯；孿晶；四重孿晶；五重孿晶

0　引言

關(guān)于金屬材料的大塑性微觀變形機(jī)制的研究歷來是熱點(diǎn)，尤海峰[1]研究過大塑性變形致金屬銅納米化機(jī)理的分子動力學(xué)模擬，得出樣品在大塑性變形下，微結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯的變化，其中FCC原子所占比例下降，HCP原子和其它原子所占比例升高，最后趨于穩(wěn)定狀態(tài)。文玉華[2]等研究過納米晶銅單向拉伸時的分子動力學(xué)模擬，得出納米晶銅的強(qiáng)度隨著晶粒尺寸的減小而減小，顯示出了反常的Hall—Petch關(guān)系，納米晶體的塑性變形主要是通過晶界與滑移運(yùn)動，以及晶粒的轉(zhuǎn)動來實(shí)現(xiàn)，位錯運(yùn)動是次要的，有限的。盡管目前有許多學(xué)者針對納米塊體塑形變形機(jī)制做了研究，但往往只關(guān)注某一方面（如幾何尺寸[3]，溫度[4]，應(yīng)變率[5]）而本文是在連續(xù)剪切變形條件下，采用分子動力學(xué)模擬方法模擬研究金屬A l在剪切變形時出現(xiàn)的一些微觀結(jié)構(gòu)，以至于使材料實(shí)現(xiàn)納米化，同時也有學(xué)者研究納米材料的潛在風(fēng)險(xiǎn)[6]，但納米材料對材料力學(xué)性能改善毋庸置疑。

1　模型建立及初始條件

如圖1所示，納米f c c A l的初始構(gòu)型以理想的晶格A l為基本元胞，模型尺寸為1 0 0 n m× 100nm×1.2nm，其中單晶A l的晶格常數(shù)為0.405nm，初始構(gòu)型生成的原子總數(shù)為28800個，X，Y，Z對應(yīng)的坐標(biāo)軸分別為[1 0 0]，[0 1 1]，[0 -1 1]。X，Y，Z分別采用周期性邊界條件。模擬軟件運(yùn)用Lammps，采用EAM[7]勢函數(shù)來描述原子間的相互作用，模擬過程用NPT系綜，采用Nose'—Hoover[8]熱浴法調(diào)節(jié)體系溫度，使溫度保持為恒定300K，通過調(diào)節(jié)系統(tǒng)的體積來保證壓強(qiáng)恒定5Gpa。模擬步長選用1 fs，1 fs=10-15s，通過Velocity-Verlet算法對系統(tǒng)運(yùn)動方程進(jìn)行積分。

2　模擬過程

體系溫度300K時通過隨機(jī)數(shù)給出原子的速度分布，并保持系統(tǒng)Y，Z方向?yàn)殪o水壓力5GPa，弛豫1000步，弛豫的目的是使系統(tǒng)進(jìn)入能量最低的平衡狀態(tài)。然后施加X方向連續(xù)的剪切應(yīng)變，應(yīng)變率控制為1*109/s。每隔10000步記錄原子的序號，坐標(biāo)，成鍵類型。每隔10000步記錄體系的溫度，動能，勢能，壓力，應(yīng)力，體積。加載示意圖如2。

圖2　加載示意圖Fig.2　Schematic of loading press

3　結(jié)果分析

3.1應(yīng)力—對數(shù)應(yīng)變曲線分析

圖3為應(yīng)力—對數(shù)應(yīng)變圖。圖3為A l單晶在原子尺度下的微觀結(jié)構(gòu)演化圖，圖中采用局部晶序法[9]分析，并用不同顏色進(jìn)行結(jié)構(gòu)區(qū)分，其中藍(lán)色原子表示fcc結(jié)構(gòu)，紫色原子代表hcp結(jié)構(gòu)，單層紫色原子代表孿晶，相鄰雙層紫色原子代表堆垛層錯。紅色原子既不是fcc，也不是hcp結(jié)構(gòu)，通常代表表面，晶界，位錯芯等。

圖3可以分為三個階段，第一階段為彈性應(yīng)變，在應(yīng)變較小時，對數(shù)應(yīng)變近似等于應(yīng)變，所以在第一階段應(yīng)力—對數(shù)應(yīng)變滿足線性關(guān)系。當(dāng)對數(shù)應(yīng)變r=0.1170時，對應(yīng)最高點(diǎn)是材料的屈服應(yīng)力，此時對應(yīng)的應(yīng)變即為屈服應(yīng)變。在第二階段，隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力迅速下降，晶格排列不完整，發(fā)生塑形變形，這一階段，在自由表面附近的原子發(fā)生滑移，層錯的邊緣是不全位錯，隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加，位錯密度增加，不同位錯間相互交割，形成圖4的結(jié)構(gòu)，此時hcp原子增多，孿晶的數(shù)量極少，此時主要以層錯為主。第三階段初期應(yīng)力—對數(shù)應(yīng)變圖上下波動，這是因?yàn)檫@一階段較多出現(xiàn)孿晶，孿晶形核的應(yīng)力遠(yuǎn)高于其擴(kuò)展應(yīng)力，所以當(dāng)孿晶形成后載荷就會急劇下降，在形變過程中正是由于孿晶的不斷形成及消亡，才會使應(yīng)力—對數(shù)應(yīng)變曲線不斷呈鋸齒型上下波動。

圖4　r=0.1389時的原子尺度圖Fig.4　Atomicscale figure whenr=0.1389

3.2五重孿晶的形成

在退火的納米金屬材料中經(jīng)?？梢杂^察到五重孿晶的形核和生長，而本文在剪切模擬條件下亦觀察到五重孿晶的形核及生長，如圖5為模擬過程中觀察到的五重孿晶，五重孿晶其結(jié)構(gòu)比較特殊，呈五瓣?duì)?，由五個孿晶面相交組成。五重孿晶的形成過程如下：圖6d中F 結(jié)構(gòu)即為五重孿晶，它的形成過程如圖6所示：在圖6a中通過孿晶TB1形成了第一個很薄的孿晶界，這個很薄的孿晶界上的部分位錯以伯氏矢量b1向晶界移動，如圖藍(lán)色箭頭所示。在圖6b中，形成了孿晶界TB2，它的形成是由于右上角的晶界通過發(fā)射部分位錯而從晶界轉(zhuǎn)移出來的。如圖6（c-d）中TB3和TB5的形核由部分位錯以伯氏矢量b3和b5移動而形成的。在圖6e中，TB4的出現(xiàn)，這樣一個五重孿晶就形成了。通過觀察五條孿晶界它們通過孿晶界的遷移，各自都滿足了自身的穩(wěn)定條件。因此它們呈現(xiàn)出一個五角星的形狀，材料內(nèi)部的高局部應(yīng)力未知的變化是五重變形孿晶形成的重要條件。

圖5　模擬出現(xiàn)的五重孿晶Fig.5　Fivefold twin during simulation

圖6　五重孿晶的形成過程[10]Fig.6　Five fold deformation twin formation process[10]

3.3五重孿晶的運(yùn)動及消亡

圖7揭示了五重孿晶的運(yùn)動及其消亡過程，五重孿晶尾部與位錯相連，在圖a-b的過程中，由于位錯的不斷運(yùn)動而導(dǎo)致TB1及TB5不斷變小，而五重孿晶中的五條孿晶不是同時變小，而是由于位錯的局部運(yùn)動導(dǎo)致TB1及TB5先變小，而TB2，TB3，TB4保持原樣而未發(fā)生變化，表明剪切過程中形成的五重孿晶中的五條孿晶并沒有同時發(fā)生運(yùn)動，發(fā)生運(yùn)動的其中兩條孿晶尾部連接低密度位錯。而未發(fā)生變化的其中三條孿晶與高密度位錯相連。由此可以證實(shí)，高密度位錯在一定程度上可以阻礙孿晶的運(yùn)動，使其保持局部穩(wěn)定。圖b-c中揭示出五重孿晶向四重孿晶的轉(zhuǎn)變過程，由于不同位錯之間的相互交割，導(dǎo)致TB4呈現(xiàn)生長趨勢，而TB1，TB2呈現(xiàn)縮小趨勢，TB3消亡，TB5既不擴(kuò)展也不消亡。同時TB4尾部與低密度位錯相連。綜合分析圖，生長出來的孿晶尾部都與位錯相連，而且孿晶的生長需要克服一定的位錯阻力，而形成較大的孿晶尾部都有較小的位錯密度，這是因?yàn)樵谏L過程中克服了位錯阻力而產(chǎn)生的結(jié)果，相反，在較小的孿晶周圍都有較大的位錯密度，這是因?yàn)樵谄湫魏思吧L過程中，尚不足以克服生長阻力，而形成較小的孿晶。c-d中，TB1，TB2，Tb4及TB5都消失，按上面提到的分析，孿晶運(yùn)動應(yīng)該是局部運(yùn)動，也即形成的五重孿晶轉(zhuǎn)化為四重，而后轉(zhuǎn)化為三重或二重，并最后消失，不應(yīng)該是四重孿晶而后消失為無序狀態(tài)，這是因?yàn)樾纬傻膶\晶周圍總有位錯運(yùn)動阻礙，所以使得只有局部孿晶發(fā)生轉(zhuǎn)化。而本文中由四重孿晶轉(zhuǎn)化為無序狀態(tài)的原因是由于其孿晶周圍位錯密度較低，不足以使孿晶保持穩(wěn)定，而最終四重孿晶尚未轉(zhuǎn)化直接消亡。

3.4晶粒細(xì)化

在模擬剪切一個完整周期后，晶體結(jié)構(gòu)嚴(yán)重變形，內(nèi)部存在大量層錯及孿晶，出現(xiàn)取向異性的新晶粒，單晶體材料在強(qiáng)烈塑形變形條件下，內(nèi)部結(jié)構(gòu)被細(xì)化，并且出現(xiàn)了大角度晶界結(jié)構(gòu)，如圖8所示。

4　結(jié)論

材料在初始變形階段以層錯為主，孿晶少量出現(xiàn)，這是因?yàn)锳 l屬于高層錯能材料，高層錯能材料孿晶形核應(yīng)力較大，這一結(jié)論與目前實(shí)驗(yàn)結(jié)果較為吻合；在剪切了一段時間之后，內(nèi)部變形出現(xiàn)新結(jié)構(gòu)五重孿晶，在局部高應(yīng)力未知變化的情況下，由于要協(xié)調(diào)變形而出現(xiàn)，五重孿晶會不斷的運(yùn)動乃至消亡。在金屬退火實(shí)驗(yàn)中也觀察到類似結(jié)構(gòu)；剪切一個完整周期后，單晶A l被細(xì)化，材料出現(xiàn)取向異性的新晶粒，證實(shí)在大塑形變形條件下材料內(nèi)部原子由于不斷運(yùn)動而出現(xiàn)納米晶粒。這對于改善材料力學(xué)性能具有重要意義，而這一模擬方法也常在實(shí)驗(yàn)中制備納米材料。

5　致謝

衷心的感謝我的導(dǎo)師周承恩老師，周老師為人正直，治學(xué)嚴(yán)謹(jǐn)，在論文修改的過程中，周老師耐心的指導(dǎo)使我獲益匪淺，同時感謝同門師兄趙東海及同學(xué)甘榮飛給出的建議。

[1] 尤海峰，周承恩. 大塑性變形致金屬銅納米化機(jī)理的分子動力學(xué)模擬[J].內(nèi)蒙古工業(yè)大學(xué)學(xué)報(bào)，自然科學(xué)版，2013，32（3）：166-172. YOU Hai-feng，ZHOU Cheng-en. The mechanism of severe plastic deformation caused by copper metal nano molecular dynamics simulations[J]. Journal of Inner Mongolia university of technology，Natural science edition，2013，32（3）：166-172.

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Single Crystal Al Microscopic Deformation Mechanism of the Shear Deformation of Molecular Dynamics Simulation

GONG Xiao-xiao, ZHOU Cheng-en, ZHAO Dong-hai, GAN Rong-fei
(College of science,Inner Mongolia university of technology, Hohhot, 010051, China;)

Using molecular dynam ics simulation method, the research of A l the m icroscopic deformation mechanism under shear deformation, the follow ing conclusions:early A l deformation are mainly composed of dislocations, tw in fewer. Simulation to some degree, due to the part of the shear stress in crystal tw in nucleation needed points which shear stress, began to appear a large number of twin, and given priority to w ith single twin, multiple twin auxiliary work together. And experiment observed in recent years, the new structure defects of five fold tw in, it is concluded that single crystal A l under shear deformation w ill also im plement fivefold tw in nucleation, grow th. W ith the increase of shear strain, the formation of fivefold on tw in crystal internal persist for a period of time, but I can’t keep, first into fourfold tw in, and eventually die. A fter the simulation shear one complete cycle, material of the orientation of the opposite sex w ithin new grain, under the condition of the realization of grain refinement.

Solid mechanics; Material m icrocosm ic deformation mechanism; M olecular dynam ics simu lation method;Stacking fault; Twin; Fourfold twin; Fivefold twin

10.3969/j.issn.2095-6649.2015.09.03

GONG Xiao-xiao, ZHOU Cheng-en, ZHAO Dong-hai, et al. Single Crystal Al Microscopic Deformation M echanism of the Shear Deformation of M olecular Dynam ics Simulation[J]. The Journal of New Industrialization, 2015, 5(9): 14-19.

高等學(xué)校博士學(xué)科專項(xiàng)科研基金（新教師類）（20121514120001）

弓曉曉（1990-），男，碩士研究生，主要研究方向：金屬材料微觀變形結(jié)構(gòu)演化；周承恩，副教授，主要研究方向：先進(jìn)材料及宏細(xì)觀力學(xué)行為；趙東海（1987-），男，碩士研究生，主要研究方向?yàn)椋航饘傥⒂^變形機(jī)制；甘榮飛（1987-），男，助教 主要研究方向?yàn)椋航Y(jié)構(gòu)力學(xué)。

本文引用格式：弓曉曉，周承恩，趙東海，等.單晶Al在剪切變形時微觀變形機(jī)制的分子動力學(xué)模擬[J]. 新型工業(yè)化，2015，5（9）：14-19