單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金裂紋擴展的分子動力學(xué)模擬

姚 瑜，劉翠霞，夏振海

(1.西安工業(yè)大學(xué) 材料與化工學(xué)院，西安 710021;2.北德克薩斯大學(xué) 材料科學(xué)與工程系/化學(xué)系，美國 丹頓 TX76203)

高熵合金(High-entropy Alloys)是具有等原子或接近等原子組成的多組分合金，是由5種或5種以上金屬元素組成的固溶體。這些組成元素的摩爾比相近或相等，通常在5%至35%。由于其顯著的機械強度以及在環(huán)境溫度和高溫下的抗氧化性和抗疲勞性，在材料領(lǐng)域受到越來越多的關(guān)注。假設(shè)合金處于完全隨機狀態(tài)(液態(tài)或隨機固溶體)，高熵合金的構(gòu)型熵遠(yuǎn)高于具有1種或至多2種主元素的常規(guī)合金，由此引出高熵合金的定義[1]。高熵合金所具備的高硬度、高強度、高耐磨性、高抗氧化性、高抗回火性等特性，正符合這個時代對金屬材料性能的要求，其優(yōu)異的力學(xué)性能吸引了大量的學(xué)者深入研究。

裂紋擴展是塑性過程和彈性過程相結(jié)合的過程，塑性過程表現(xiàn)為裂紋尖端附近的位錯形核和發(fā)射，堆垛層錯或?qū)\晶的形成，以及位錯運動引起的原子切變行為彈性過程的發(fā)生則是由無位錯區(qū)中原子斷鍵所導(dǎo)致。因此，從裂紋擴展的角度研究高熵合金力學(xué)性能的微觀機理是一個重要的突破。裂紋擴展作為高熵合金中典型的力學(xué)行為特征，影響裂紋擴展的因素也非常多?，F(xiàn)在被大多數(shù)人了解的通常有兩個原因，第一個是由材料本身的性質(zhì)決定的，另一個因素則是通過施加外界諸多條件來改變。高熵合金材料自身的斷裂韌性、彈性模量等固有屬性是不變的。一般都是通過進(jìn)行實驗改變外部實驗條件來研究裂紋擴展的影響因素。大多數(shù)金屬材料的力學(xué)性能都會收到外界溫度環(huán)境的影響，高熵合金也不例外。文獻(xiàn)[2]制備出強度更高的BCC高熵熔體合金。文獻(xiàn)[3]研究了Al0.1CoCrFeNi合金中粗晶粒和細(xì)晶粒的微觀結(jié)構(gòu)和塑性變形機理。文獻(xiàn)[4]用分子動力學(xué)模擬計算了斷裂韌性，表明用應(yīng)力強度因子(或能量釋放率)測量的斷裂韌性隨著裂紋長度的減小而減小。文獻(xiàn)[5]研究了FCC高熵合金晶體結(jié)構(gòu)中表面和內(nèi)部的兩個地方的局部裂紋狀況，兩處裂紋方向大致平行，且均沿同一晶向延伸，由一條跡線連接起來，裂紋方向與跡線的夾角大小約為71°，這個數(shù)值正好是面心立方晶體兩個(111)滑移面之間的夾角，上述結(jié)果表明FCC高熵合金的裂紋擴展和位錯滑移之間存在一定的關(guān)系。

傳統(tǒng)的實驗方法難以解釋裂紋擴展對高熵合金力學(xué)性能的影響。因此，分子動力學(xué)成為了探究高熵合金力學(xué)性能和裂紋擴展機理的一種有效方法。從微觀角度分析了裂紋擴展過程中位錯和層錯的運動趨勢。本文采用分子動力學(xué)模擬方法研究了應(yīng)變率對單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金微裂紋擴展的影響。

1 實驗原理及方法

物質(zhì)原子間的相互作用由勢函數(shù)度量，其種類包括：嵌入原子勢(Embedded Atom Method，EAM)、Lennard-Jones勢[6]、Mores勢[7-9]、Johnson勢[10-11]等。勢函數(shù)是由最初的對勢逐步發(fā)展到多體勢的過程。其中，EAM勢被應(yīng)用在研究液態(tài)金屬的動力學(xué)與凝固過程、表面結(jié)構(gòu)、吸附和微觀團簇等諸多領(lǐng)域取得了巨大成功。本課題所采用的勢函數(shù)是在EAM勢的基礎(chǔ)上發(fā)展和研究的一種適用于AlCoCrFeNi系統(tǒng)的勢能函數(shù)。

在經(jīng)典牛頓力學(xué)的基礎(chǔ)上，存在于原子之間的簡單對勢和由其他原子作用產(chǎn)生的嵌入勢共同組成了EAM勢中的總勢能[12-13]，其表達(dá)式為

(1)

式中：E為嵌入能和對勢這兩個體系的能量總和；∑iFi(ρi)為嵌入能；∑(i≠j)φij(rij)為對勢；ρi為體系中除了本身原子外其他所有原子在此處的電子密度，其表達(dá)式為

ρi=∑(j≠i)ρj(rij)。

(2)

式中：ρi為第j個原子的核外電子在i原子處產(chǎn)生的電荷密度；rij為第i個原子與第j個原子之間的距離。

文中所使用的勢函數(shù)是在EAM勢的基礎(chǔ)上開發(fā)研究的適合AlCoCrFeNi體系的勢能函數(shù)，其基本思想是在現(xiàn)有的各元素性能勢能函數(shù)的基礎(chǔ)上進(jìn)行擬合，之后對高熵合金進(jìn)行試驗，計算其空位能、堆垛層錯能、晶格參數(shù)等參數(shù)，并與實驗結(jié)果相比較，最終確定出較為合理的勢能函數(shù)。

依據(jù)國際標(biāo)準(zhǔn)化組織(ISO)預(yù)制裂紋的要求，本文在建立單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金體系的基礎(chǔ)上預(yù)制裂紋，角度為45°，如圖1所示。

圖1 單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金預(yù)裂紋的國際標(biāo)準(zhǔn)化標(biāo)準(zhǔn)

表1 單晶Al0.1CrCoFeNi高熵合金建立模型所需的原子類型比例

圖2 單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金預(yù)制裂紋原子模型圖

2 結(jié)果與分析

對已經(jīng)預(yù)制裂紋的單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金在300 K溫度的條件下沿x軸方向進(jìn)行拉伸試驗，觀察了裂紋擴展微觀結(jié)構(gòu)的演變(分別選取了5個階段的預(yù)制裂紋單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金晶體結(jié)構(gòu)變化)。單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金在300 K溫度下不同應(yīng)變率下裂紋擴展的原子形態(tài)變化如圖3所示。

圖3 不同應(yīng)變率下單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金拉伸試驗中的裂紋擴展過程Fig.3 Crack growth process in the tensile test of single crystal Al0.1CoCrFeNi HEAs at different loading rates

圖4為不同應(yīng)變率相同應(yīng)變下單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金拉伸實驗中的裂紋擴展過程。當(dāng)應(yīng)變率從圖4(a)的5×108s-1增加到圖4(e)的5×109s-1時，單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金體系的變形機制的變化規(guī)律相似，在此處選擇圖4(e)著重描述。在圖4(e)中，隨著加載的逐漸增加，在ε=0.030時裂紋尖端主要的變形機制仍然是滑移帶，塑性變形的區(qū)域相對增多，此時Al0.1CoCrFeNi高熵合金的原子晶體結(jié)構(gòu)中FCC占主體地位；在ε=0.050時，裂紋開始快速的擴展，裂紋尖端出現(xiàn)了嚴(yán)重的應(yīng)力集中現(xiàn)象，形成了大區(qū)域的鈍化原子(圖4中白色原子所示)，此時滑移帶很難緩解這種應(yīng)力集中現(xiàn)象，從而導(dǎo)致內(nèi)部結(jié)構(gòu)嚴(yán)重破壞。在裂紋的尖端除了鈍化和滑移帶以外，又出現(xiàn)了位錯和位錯環(huán)新的變形機制，這也有利于降低內(nèi)部的應(yīng)力集中現(xiàn)象，增強結(jié)構(gòu)的抗拉性能，因此也出現(xiàn)了良好的力學(xué)性能；ε=0.100時的結(jié)構(gòu)圖可以觀察到體系的左側(cè)出現(xiàn)以45°和135°方向排列的層狀HCP結(jié)構(gòu)原子，以及有少量的BCC體心立方結(jié)構(gòu)原子和一些其他類型的無序原子排列在體系最外層。ε=0.200時由于拉伸作用的影響模型中部，開始出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象。該階段內(nèi)，孿晶和層錯不斷地產(chǎn)生、生長、消失，如此循環(huán)同時也導(dǎo)致了應(yīng)力值存在上下幅度的波動，此時高熵合金產(chǎn)生不均勻的塑性變形。隨著拉伸的繼續(xù)，ε=0.200時至ε=0.500時的原子狀態(tài)，可以觀察到體系在后1/3處HCP結(jié)構(gòu)堆積的地方凹陷明顯嚴(yán)重。圖4(e)的過程中，體系后1/3處逐漸凹陷，最后發(fā)生斷裂，斷裂時所對應(yīng)的ε為0.500。在300 K溫度下，隨著應(yīng)變率的升高，預(yù)制裂紋的單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金在初始擴展時沿x軸方向擴大得更加明顯。

圖4 不同應(yīng)變率相同應(yīng)變下單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金拉伸實驗中的裂紋擴展過程

采用分子動力學(xué)模擬方法研究了不同應(yīng)變率下單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金所對應(yīng)的拉伸過程，其對應(yīng)的應(yīng)力應(yīng)變?nèi)鐖D5所示。從圖5可以看出，該體系在5種不同應(yīng)變率下的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線的趨勢基本一致，經(jīng)歷了近似線性上升的彈性變形階段。對應(yīng)力應(yīng)變曲線中線性階段的斜率進(jìn)行擬合，得到應(yīng)力應(yīng)變生成二元線性方程。當(dāng)應(yīng)變率從5×108s-1增加到5×109s-1時，屈服應(yīng)力達(dá)到峰值所對應(yīng)的應(yīng)變ε分別為0.042 5、0.055 0、0.040 6、0.037 1和0.043 2，體系拉伸過程中達(dá)到峰值的速度存在波動。從圖5(a)～5(e)可以看出，這5個應(yīng)力應(yīng)變曲線的走向大致相同，該體系高熵合金在不同應(yīng)變率下的曲線走向均為初始彈性變形階段上升至峰值應(yīng)力，隨后應(yīng)力迅速下降。除了突變下降外，在低應(yīng)力作用下還存在漸進(jìn)塑性變形直至體系最終斷裂。

表2為屈服強度和彈性模量隨應(yīng)變率的變化，可以得出隨著應(yīng)變率的增加，屈服強度和彈性模量出現(xiàn)波動，但整體仍呈現(xiàn)上升趨勢。應(yīng)變率的增加致使合金位錯密度的強度增大，速度越快，變形強度越高，這與合金的硬軟化密切相關(guān)。應(yīng)變率提高，拉伸不受益于外力方向，在整個過程中生長擴張受阻，宏觀塑性強度增大，因此，如果產(chǎn)生相同形變就需要更大的力，可以認(rèn)為其強度也會相應(yīng)增加。在單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金體系從5×108s-1上升到5×109s-1這5個不同的應(yīng)變率下，該體系高熵合金均存在很短的彈性變形階段，應(yīng)力與應(yīng)變的關(guān)系近似直線。分別對應(yīng)力應(yīng)變曲線中線性階段的斜率進(jìn)行擬合，可以得到該拉伸方向的彈性模量。隨著應(yīng)變率的增加，單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金的彈性模量從5×108s-1的66.808 1 GPa上升到5×109s-1的74.748 3 GPa，同比增加了11.89%；此外屈服強度也從5.778 6 GPa上升到6.487 8 GPa，同比增加了12.27%，表明體系應(yīng)變率的增加會明顯影響到材料的拉伸力學(xué)性能。

圖5 不同單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金300 K時所對應(yīng)的應(yīng)力應(yīng)變圖

表2 不同應(yīng)變率下單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金所對應(yīng)的彈性模量與屈服強度

3 結(jié) 論

1) 文中通過采用分子動力學(xué)模擬方法建立Al0.1CoCrFeNi高熵合金體系，通過刪除模型的原子數(shù)量或元素種類來預(yù)制裂紋，對其施加一定的應(yīng)力拉伸之后，觀察裂紋尖端方面的變化，從而探索高熵合金中裂紋擴展對其力學(xué)性能的影響。

2) 在拉伸過程中，單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金裂紋沿著與拉伸應(yīng)力呈45°和135°的方向擴展，晶體結(jié)構(gòu)中的空位原子結(jié)構(gòu)會漸漸增多，在裂紋尖端處形成了HCP和BCC結(jié)構(gòu)。研究表明，單晶Al0.1CoCrFeNi高熵合金在拉伸過程中呈韌性斷裂，在擴展過程中發(fā)射位錯且裂紋尖端鈍化，裂紋尖端發(fā)射的位錯堆積在邊界附近，隨應(yīng)變率的升高，裂紋擴展速率減慢，材料塑性強度增大。