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制的分子動力學模擬

弓曉曉，周承恩，趙東海，甘榮飛

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

運用分子動力學模擬方法，研究A l在剪切變形下的微觀變形機制，模擬初期鋁變形主要以層錯為主，孿晶數(shù)量較少。模擬進行到一定程度，由于晶體內(nèi)部分切應力達到孿晶形核所需分切應力，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)近幾年實驗觀察到的新缺陷結(jié)構五重孿晶，得出單晶Al在剪切變形下也會實現(xiàn)五重孿晶形核，生長。隨剪切應變的進一步加大，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，在此條件下實現(xiàn)晶粒細化。

固體力學；材料微觀變形機制；分子動力學模擬方法；層錯；孿晶；四重孿晶；五重孿晶

0　引言

關于金屬材料的大塑性微觀變形機制的研究歷來是熱點，尤海峰[1]研究過大塑性變形致金屬銅納米化機理的分子動力學模擬，得出樣品在大塑性變形下，微結(jié)構發(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模擬，得出納米晶銅的強度隨著晶粒尺寸的減小而減小，顯示出了反常的Hall—Petch關系，納米晶體的塑性變形主要是通過晶界與滑移運動，以及晶粒的轉(zhuǎn)動來實現(xiàn)，位錯運動是次要的，有限的。盡管目前有許多學者針對納米塊體塑形變形機制做了研究，但往往只關注某一方面（如幾何尺寸[3]，溫度[4]，應變率[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，以至于使材料實現(xiàn)納米化，同時也有學者研究納米材料的潛在風險[6]，但納米材料對材料力學性能改善毋庸置疑。

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，初始構型生成的原子總數(shù)為28800個，X，Y，Z對應的坐標軸分別為[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)運動方程進行積分。

2　模擬過程

體系溫度300K時通過隨機數(shù)給出原子的速度分布，并保持系統(tǒng)Y，Z方向為靜水壓力5GPa，弛豫1000步，弛豫的目的是使系統(tǒng)進入能量最低的平衡狀態(tài)。然后施加X方向連續(xù)的剪切應變，應變率控制為1*109/s。每隔10000步記錄原子的序號，坐標，成鍵類型。每隔10000步記錄體系的溫度，動能，勢能，壓力，應力，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應力—對數(shù)應變曲線分析

圖3為應力—對數(shù)應變圖。圖3為A l單晶在原子尺度下的微觀結(jié)構演化圖，圖中采用局部晶序法[9]分析，并用不同顏色進行結(jié)構區(qū)分，其中藍色原子表示fcc結(jié)構，紫色原子代表hcp結(jié)構，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，通常代表表面，晶界，位錯芯等。

圖3可以分為三個階段，第一階段為彈性應變，在應變較小時，對數(shù)應變近似等于應變，所以在第一階段應力—對數(shù)應變滿足線性關系。當對數(shù)應變r=0.1170時，對應最高點是材料的屈服應力，此時對應的應變即為屈服應變。在第二階段，隨著應變的增加，應力迅速下降，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，此時hcp原子增多，孿晶的數(shù)量極少，此時主要以層錯為主。第三階段初期應力—對數(shù)應變圖上下波動，這是因為這一階段較多出現(xiàn)孿晶，孿晶形核的應力遠高于其擴展應力，所以當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，才會使應力—對數(shù)應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)常可以觀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)構比較特殊，呈五瓣狀，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]

3.3五重孿晶的運動及消亡

圖7揭示了五重孿晶的運動及其消亡過程，五重孿晶尾部與位錯相連，在圖a-b的過程中，由于位錯的不斷運動而導致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動導致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)生運動，發(fā)生運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，高密度位錯在一定程度上可以阻礙孿晶的運動，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，這是因為在生長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，這是因為在其形核及生長過程中，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，孿晶運動應該是局部運動，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，不應該是四重孿晶而后消失為無序狀態(tài)，這是因為形成的孿晶周圍總有位錯運動阻礙，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晶粒細化

在模擬剪切一個完整周期后，晶體結(jié)構嚴重變形，內(nèi)部存在大量層錯及孿晶，出現(xiàn)取向異性的新晶粒，單晶體材料在強烈塑形變形條件下，內(nèi)部結(jié)構被細化，并且出現(xiàn)了大角度晶界結(jié)構，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)，這是因為A l屬于高層錯能材料，高層錯能材料孿晶形核應力較大，這一結(jié)論與目前實驗結(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)構五重孿晶，在局部高應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動乃至消亡。在金屬退火實驗中也觀察到類似結(jié)構；剪切一個完整周期后，單晶A l被細化，材料出現(xiàn)取向異性的新晶粒，證實在大塑形變形條件下材料內(nèi)部原子由于不斷運動而出現(xiàn)納米晶粒。這對于改善材料力學性能具有重要意義，而這一模擬方法也常在實驗中制備納米材料。

5　致謝

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

[1] 尤海峰，周承恩. 大塑性變形致金屬銅納米化機理的分子動力學模擬[J].內(nèi)蒙古工業(yè)大學學報，自然科學版，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.

[2] 文玉華，周富信，劉曰武，等. 納米晶銅單向拉伸變形的分子動力學模擬[J]. 力學學報，2002，34（1）：29-36. WEN Yu-hua，ZHOU Fu-xin，LIU Yue-wu，et al. Molecular dynamics simulation of nanocrystalline copper uniaxial tensile deformation[J]. Journal of mechanics，2002，34（1）：29-36.

[3] AKARAP S，ZBIB H M，BAHR D F.Analysis of heterogeneous deformation and dislocation dynamics in single crystal micropillars under compression[J].International Journal of plasticity，2010，26（2）：239-57.

[4] RABKIN E，NAM H S，SROLOVITZ D J.Atomistic simulation of the deformation of gold nanopillars[J].Acta Materialia，2007，55（6）：2085-99.

[5] ZHU T，LI J，SAMANTA A，et al.Temperature and strain-rate dependence of surface dislocation nucleation[J].Physical Review Letters，2008，100（2）：025502.

[6] 趙利紅，朱小山，王一翔，等.納米技術的潛在風險研究進展[J].新型工業(yè)化，2015，1（12）：59-66. ZHAO Li-hong，ZHU Xiao-shan，WANG Yi-xiang，et al. Potential risks of Research progress of Nanotechnology[J].The Journal of New Industrialization，2015，1（12）：59-66.

[7] JOHNSON R.Analytic nearest-neighbor model for fcc metals[J].Physical Review B，1988，37（8）：3924.

[8] HOOVER W G.Equilibrium phase-space distribution[J].Physical Review A，1985，31（3）：1695.

[9] HONEYCUTT J D，ANDERSEN H C.Molecular dynamics study of melting and freezing of small Lennard-Jones Cluster[J].Journal of Physical Chemistry，1987，91（19）：4950-63.

[10] SHAO Y. F.，WANG S Q. Quasicontinuum study on formation of fivefold deformation twin in nanocrystalline aluminum[J]. Scripta Materialia，2010，62（6）：419-422.

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.

高等學校博士學科專項科研基金（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)構演化；周承恩，副教授，主要研究方向：先進材料及宏細觀力學行為；趙東海（1987-），男，碩士研究生，主要研究方向為：金屬微觀變形機制；甘榮飛（1987-），男，助教 主要研究方向為：結(jié)構力學。

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制的分子動力學模擬[J]. 新型工業(yè)化，2015，5（9）：14-19