納米壓痕下孿晶鈦鋁合金性能的模擬研究

□ 楊 星 □ 芮執(zhí)元,2 □ 付 蓉 □ 剡昌鋒,2 □ 文 洮

1 蘭州理工大學 機電工程學院 蘭州 730050 2 蘭州理工大學 有色冶金新裝備教育部工程研究中心 蘭州 730050 3 甘肅省計算中心 蘭州 730030

1 研究背景

共格孿晶界是一種特殊的晶界結構,孿晶界兩側的晶粒是對稱的,這種特殊的結構對鈦鋁合金的性能有重要影響。對孿晶鈦鋁合金材料的研究發(fā)現,具有較高能量的晶界結構使晶界附近區(qū)域的力學性能較為優(yōu)異,并且具有很強的抗邊緣位錯能力[1]。晶界既可以作為位錯障礙阻止位錯擴展,又可以作為位錯源吸收位錯[2]。筆者采用分子動力學方法模擬孿晶鈦鋁合金材料的納米壓痕過程,研究在非均勻載荷下鈦鋁合金材料的孿晶界對壓痕過程材料力學性能的影響。

2 模擬方法

孿晶鈦鋁合金材料在納米壓痕下的分子動力學模型如圖1所示。筆者建立的孿晶鈦鋁合金材料模型尺寸為22.24 nm×30.52 nm×24.89 nm,總原子數為1 000 000,剛化壓頭半徑為3 nm。壓痕過程參數中,壓頭的加載和卸載速度為50 m/s,加載、卸載分別沿Z軸負方向和正方向。系統(tǒng)采用1 fs積分步長,選取微正則系綜[3],沿Z軸負方向,即壓頭加載方向附加自由邊界條件,沿X軸和Y軸方向附加周期性邊界條件。試件底部建立厚度為0.5 nm的邊界層,在邊界層上部建立厚度為3 nm的恒溫層,通過速度標定法對系統(tǒng)的溫度進行有效控制[4]。鋁原子和鈦原子之間的相互作用選用嵌入勢來描述,碳原子和鈦原子、碳原子之間的勢函數選用蘭納-瓊斯勢[5]。在研究中分別對壓頭邊緣與孿晶界距離L為0.5 nm、1.5 nm、2.5 nm、4 nm四個位置進行壓痕模擬。

▲圖1 孿晶鈦鋁合金材料分子動力學模型

3 結果分析

近年來研究顯示,對鈦鋁合金材料進行試驗或模擬時,載荷曲線下降的原因通常有位錯成核、位錯環(huán)產生和發(fā)射、晶界吸收或發(fā)射位錯、位錯大量湮滅[6-10]。但以上研究沒有考慮載荷深度曲線呈現出一定的周期性和鋸齒狀。在模擬中出現載荷和硬度小幅減小,原因包括壓頭下方原子崩塌,導致能量釋放;孿晶界阻礙位錯的擴展,導致材料硬度提高;孿晶界吸收位錯時,載荷和硬度均會減小。

L為0.5 nm時納米壓痕模擬結果如圖2所示。由圖2分析可知,壓頭距離孿晶界0.5 nm,壓入深度為1.12 nm時,硬度達到第一個峰值。載荷逐漸增大,在壓入深度為1.48 nm時,載荷達到第一個峰值。隨著壓頭的繼續(xù)下壓,當壓入深度為1.63 nm時,硬度降低至谷值,載荷之后也隨之減小。壓入深度為2.25 nm時,硬度達到第二個峰值,隨后開始降低。載荷達到第二個峰值后,也隨之減小。載荷隨硬度的變化而變化,所以引起載荷變化的主要原因為材料硬度的變化。在納米壓痕模擬中,通過位錯提取算法統(tǒng)計分子動力學模擬壓痕過程不同類型位錯的伯格斯矢量及位錯線長度[11]。隨著壓頭壓入深度的增大,位錯線總長度整體呈現出增大的趨勢,且位錯以肖克萊不全位錯反應為主。

▲圖2 L為0.5 nm時納米壓痕模擬結果

L為1.5 nm時納米壓痕模擬結果如圖3所示。由圖3分析可知,壓頭距離孿晶界1.5 nm,壓入深度為0.55～1.5 nm時,載荷與硬度不斷增大,縱向比較位錯,此時肖克萊不全位錯在材料內部擴展緩慢。壓入深度為1～1.5 nm 時,載荷達到第一個峰值,硬度也在不斷提高,原因是位錯核和位錯之間的相互反應使材料得到硬化。壓入深度為1.5～1.7 nm時,載荷和硬度開始減小,產生這一現象的原因是位錯環(huán)的滑移。壓入深度為1.7～3.0 nm時,載荷不斷增大,硬度則趨于穩(wěn)定。

▲圖3 L為1.5 nm時納米壓痕模擬結果

L為2.5 nm時納米壓痕模擬結果如圖4所示。由圖4分析可知,壓頭距離孿晶界2.5 nm,壓入深度為0～1.49 nm時,載荷不斷增大,達到第一個峰值,硬度則在壓入深度為1.27 nm時達到第一個峰值。壓入深度為1.61 nm時,載荷和硬度均減小至谷值,此時肖克萊不全位錯線長度也處于減小過程中,原因是位錯環(huán)的滑移帶走了部分原子,使材料的載荷和硬度減小。壓入深度為1.61～2.2 nm時,載荷與硬度開始增大,產生這一現象的原因是孿晶界阻礙了位錯運動,壓頭下方位錯核與位錯之間相互反應的程度增大。壓入深度為2.2～3 nm時,總位錯長度不斷增大,載荷趨于穩(wěn)定,而硬度相比第一個峰值有所降低,產生這一現象的原因是在壓痕后期孿晶界開始吸收位錯,使材料的硬度降低。

▲圖4 L為2.5 nm時納米壓痕模擬結果

L為4 nm時納米壓痕模擬結果如圖5所示。由圖5分析可知,壓頭距離孿晶界4 nm,壓入深度為1.31～1.62 nm時,載荷和硬度減小,肖克萊不全位錯線長度緩慢增大,產生這一現象的原因與位錯環(huán)的滑移有關。

▲圖5 L=4 nm時納米壓痕模擬結果

通過以上四組距離孿晶界不同位置時的納米壓痕模擬,發(fā)現孿晶界對壓痕過程中基體材料的力學性能有較為明顯的影響,為此對四個不同壓痕位置下孿晶鈦鋁合金材料的彈性模量E進行計算。

H=Pmax/A

(1)

(2)

(3)

式中:A為壓頭與孿晶鈦鋁合金材料的接觸面積;Pmax為壓痕過程中的最大載荷;H為壓頭壓入深度;β為與壓頭幾何形狀相關的常數,球型壓頭β取1;S為彈性接觸韌度;Er為孿晶約化彈性模量;υ為孿晶鈦鋁合金材料的泊松比;E1為壓頭的彈性模量;v1為壓頭的泊松比。

由式(1)～式(3)得出四個不同壓頭位置下孿晶鈦鋁合金材料的彈性模量,見表1。

表1 孿晶鈦鋁合金材料彈性模量

由表1可以看出,壓頭與孿晶界的距離最近時,彈性模量達到最大值,原因是孿晶界對壓頭下的位錯演化有一定影響,在一定條件下孿晶界會阻礙位錯擴展,孿晶界附近區(qū)域的材料彈性模量較大。壓頭在距離孿晶界4 nm時,由于孿晶界對納米壓痕過程影響程度降低,所得彈性模量數值約等于單晶鈦鋁合金材料彈性模量的數值。

此外,靠近孿晶界區(qū)和遠離孿晶界區(qū)孿晶鈦鋁合金材料的彈性模量結果與其它通過模擬和試驗所得結果相符[12-14]。

4 結束語

筆者通過模擬孿晶鈦鋁合金材料的納米壓痕過程,對孿晶鈦鋁合金材料的性能進行了研究。在納米壓痕過程中,孿晶界吸收位錯的運動和位錯環(huán)的滑移,使鈦鋁合金材料的硬度降低;位錯與位錯核之間的相互反應和孿晶界阻礙位錯運動,使鈦鋁合金材料的硬度提高。