馬氏體相變的分子動力學(xué)模擬
2016-08-01 06:13:31宗洪祥丁向東任曉兵
中國材料進(jìn)展 2016年6期
宗洪祥，丁向東，孫 軍，任曉兵
(西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點實驗室，陜西 西安 710049)
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馬氏體相變的分子動力學(xué)模擬
宗洪祥，丁向東，孫軍，任曉兵
(西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點實驗室，陜西 西安 710049)
摘要：馬氏體相變作為一類重要的結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變而廣泛存在于形狀記憶合金、鋼鐵等智能材料以及工程材料中。從原子尺度去理解馬氏體相變的微觀響應(yīng)機(jī)制對于開發(fā)和提高這類材料的性能至關(guān)重要。主要綜述了利用分子動力學(xué)的手段研究馬氏體相變的相關(guān)工作：首先介紹了形狀記憶合金中的馬氏體相變行為及其尺寸效應(yīng)方面的研究進(jìn)展；然后講述了結(jié)構(gòu)金屬材料中的馬氏體相變行為，特別是極端壓縮變形條件下馬氏體相變與塑性變形的交互作用機(jī)制。最后簡述了目前相變模擬中存在的問題以及未來的發(fā)展進(jìn)行了展望。
關(guān)鍵詞：馬氏體相變；尺寸效應(yīng)；計算機(jī)模擬；形狀記憶合金；結(jié)構(gòu)材料
1前言
馬氏體相變是一種位移型、無原子擴(kuò)散的固態(tài)相變。它屬于結(jié)構(gòu)改變型相變，即材料在相變時會由一種晶體結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硗庖环N晶體結(jié)構(gòu)。馬氏體相變在金屬、合金、陶瓷乃至蛋白質(zhì)中都有著廣泛的應(yīng)用，其中最為成功的是鋼鐵材料[1]。利用淬火獲得的馬氏體，不僅能夠提高材料的強(qiáng)度而且還可以優(yōu)化材料的強(qiáng)度與韌性之間的關(guān)系。另外一類重要的應(yīng)用是形狀記憶合金[2]。由于具有形狀記憶效應(yīng)和超彈性等特性，形狀記憶合金作為一種新型功能材料，已經(jīng)被大量應(yīng)用于工程、機(jī)敏結(jié)構(gòu)及生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域。此外，在陶瓷材料(如ZrO2)中利用馬氏體相變獲得了相變增韌結(jié)構(gòu)陶瓷[3]；并在微生物中也發(fā)現(xiàn)了利用馬氏體相變獲得新特性的現(xiàn)象(如抗菌素T4 病毒)[4]。
根據(jù)馬氏體相變時熱力學(xué)特征，可以將馬氏體相變分為兩大類：熱彈性與非熱彈性馬氏體相變。對于熱彈性馬氏體相變，其馬氏體相變是完全可逆的。當(dāng)體系從高溫冷卻到低溫時，體系會發(fā)生馬氏體相變，形成具有多個等效馬氏體變體的微觀結(jié)構(gòu)。 在升溫過程中，這些馬氏體變體又會立刻收縮，直至完全消失，導(dǎo)致體系完全回復(fù)到原始的母相狀態(tài)。這類馬氏體相變主要存在于形狀記憶合金和鐵彈材料中[2,5]。 對于非熱彈性馬氏體相變，馬氏體相變則是不可回復(fù)的，經(jīng)過一個溫度循環(huán)，體系不能回復(fù)到原始的母相狀態(tài)。這類馬氏體相變主要存在于純鐵、鈦、鋯、FeNi、CoNi 等結(jié)構(gòu)金屬中[1]。
飛速發(fā)展的科學(xué)技術(shù)對上述兩類相變材料的性能和適用范圍提出了前所未有的要求。一方面，傳感器、制動器等器件結(jié)構(gòu)的小型化對形狀記憶合金材料在微納尺寸下的響應(yīng)行為提出了挑戰(zhàn)[6-9]；另一方面，航空航天、高鐵等高新科技的發(fā)展亟需研究人員們理解馬氏體相變材料在高壓、高應(yīng)變速率等極端壓縮下的服役行為[10-11]。
借助于電子顯微鏡技術(shù)，我們可以觀察到材料在相變前后的微觀結(jié)構(gòu)圖像。然而，理解馬氏體相變的內(nèi)在機(jī)制以及馬氏體合金在極端服役環(huán)境下的響應(yīng)機(jī)制則需要得到其結(jié)構(gòu)動態(tài)演化方面的信息。由于受到空間分辨率的限制，常規(guī)的實驗探測手段無法直接觀察到馬氏體相變的過程；而計算機(jī)硬件和模擬軟件的發(fā)展，則為人們通過計算機(jī)模擬來研究材料內(nèi)部原子的動態(tài)演化過程提供了強(qiáng)有力的手段[12-14]。以分子動力學(xué)模擬(Molecular Dynamics Simulation)方法為例：基于牛頓方程和半經(jīng)驗分子力場，可以模擬上述兩類材料的馬氏體相變過程，并同時捕捉到相變形核以及長大過程中的原子圖像演化，進(jìn)而揭示馬氏體相變的微觀機(jī)制。因此，借助于原子模擬技術(shù)，我們可以揭示馬氏體相變的機(jī)制，并理解材料在極端服役條件下的響應(yīng)規(guī)律，為優(yōu)化其功能特性提供理論指導(dǎo)。
2形狀記憶合金中的馬氏體相變
人們對形狀記憶合金體系中馬氏體相變行為進(jìn)行了廣泛的實驗和理論研究，但對一些現(xiàn)象背后的物理起源仍然缺乏足夠的理解，例如：預(yù)現(xiàn)象、時效行為等[15-18]。近年來，原子模擬方法在成功復(fù)現(xiàn)上述實驗現(xiàn)象的同時，還從原子尺度揭示了這些現(xiàn)象的物理機(jī)制。
2.1預(yù)現(xiàn)象
預(yù)現(xiàn)象(Precursor Phenomena)是指材料在發(fā)生馬氏體相變前母相中出現(xiàn)的一些異常現(xiàn)象，例如聲子軟化、彈性常數(shù)軟化、衍射斑點出現(xiàn)漫散射行為等。這些現(xiàn)象與隨后形成的馬氏體相之間有著緊密的聯(lián)系，對理解馬氏體相變的微觀機(jī)制至關(guān)重要。
作者課題組采用分子動力學(xué)模擬方法模擬了形狀記憶合金模型材料的應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變行為[19]，在成功復(fù)現(xiàn)形狀記憶合金超彈性行為的同時，分子動力學(xué)模擬的結(jié)果還發(fā)現(xiàn)應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變前也存在著彈性常數(shù)C′(= (C11-C12)/2)的軟化，這與之前人們關(guān)于溫度誘發(fā)馬氏體相變的研究結(jié)果相一致。如圖1a所示，對于具有BCC結(jié)構(gòu)的模型材料，分子動力學(xué)模擬結(jié)果表明：隨著外加應(yīng)力的增加，其(101)[-101]方向的彈性常數(shù)C′在不斷降低，而且這種下降表現(xiàn)出較為明顯的非線性關(guān)系。此外，這種彈性常數(shù)的軟化在不同溫度下都會存在，說明了這種軟化行為在應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變前是普遍存在的。但是和溫度誘發(fā)馬氏體相變不同的是，應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變前的彈性常數(shù)軟化表現(xiàn)出明顯的外場依賴性。圖1b展示了在等軸拉壓條件下3個不同晶體取向的彈性常數(shù)C′隨應(yīng)力的變化曲線?？梢钥闯霾牧显?101)[-101]和(011)[0-11]兩個方向上出現(xiàn)了軟化，而在(110)[1-10]方向上則隨著應(yīng)力的增加不斷硬化。而對于溫度誘發(fā)的馬氏體相變，BCC材料在以上3個晶體取向上的彈性常數(shù)均存在著相同概率、相同程度的軟化行為。這種彈性常數(shù)軟化的差異進(jìn)而導(dǎo)致了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的相變產(chǎn)物，馬氏體變體，具有一定的選擇取向，而不像溫度誘發(fā)馬氏體相變那樣，相變后合金中各個變體出現(xiàn)的概率相等。
圖1 應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變前彈性常數(shù)表現(xiàn)出隨外加力場的選擇性軟化行為[19]Fig.1 Shear modulus soften prior to stress induced martenstic transformation[19]
漫散射模擬結(jié)果也表明應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變具有外場依賴性。高磊等采用分子模擬手段研究了純鋯在溫度誘發(fā)馬氏體相變與應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變前漫散射方面的差異[20]，并得到了與彈性常數(shù)軟化相似的規(guī)律。對應(yīng)溫度誘發(fā)的馬氏體相轉(zhuǎn)變，相變前衍射斑點沿著3個等效的{101}<-101>晶體取向發(fā)生漫散射，并在相變發(fā)生之后得到3種不同的馬氏體變體。而應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變的漫散射行為則相對復(fù)雜。如圖2所示，在對鋯單晶沿著[001]方向拉伸時，其對應(yīng)的衍射斑點首先在兩個方向的漫散射得到增強(qiáng)，如圖2a和2b中黑色箭頭所示的方向。當(dāng)應(yīng)力進(jìn)一步加載到75 MPa時，其中一個方向的漫散射行為得到進(jìn)一步增強(qiáng)，而另外一個方向的漫散射消失。如果多次重復(fù)上述加載過程，可以發(fā)現(xiàn)兩種不同取向的漫散射條紋等概率出現(xiàn)，如2c和2d；也就是說拉伸時材料會表現(xiàn)出在兩個等效方向上出現(xiàn)漫散射增強(qiáng)的現(xiàn)象，這一現(xiàn)象導(dǎo)致材料在相變完成后形成兩種等效的馬氏體變體。而壓縮誘發(fā)馬氏體相變前的漫散射則與拉伸不同，如圖2e～g所示，當(dāng)鋯單晶沿著[001]方向壓縮時，材料僅在一個等效晶體學(xué)取向上表現(xiàn)出漫散射條紋增強(qiáng)的現(xiàn)象。與之對應(yīng)的原子圖像顯示，相變發(fā)生之后材料中只出現(xiàn)了一種馬氏體變體。進(jìn)一步的結(jié)果表明外加力場通過改變彈性常數(shù)在不同等效取向上的軟化行為，進(jìn)而改變相變前的漫散射增強(qiáng)行為，從而決定了相變后最終形成的馬氏體相變體的種類。
圖2 應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變前衍射斑點的漫散射行為[20]Fig.2 Diffuse scatter prior to stress induced martenstic transformation[20]
2.2時效行為
馬氏體時效行為存在于眾多的形狀記憶合金中，它是指在平均晶體結(jié)構(gòu)不變的情況下，馬氏體合金的物理性質(zhì)會隨時間而改變的一種現(xiàn)象。這種時效行為直接影響到形狀記憶合金在服役過程中的可靠性，進(jìn)而限制了這類合金的實際應(yīng)用。長期以來，人們對馬氏體時效行為的微觀機(jī)制進(jìn)行了廣泛的研究，但是受制于空間分辨率的限制，實驗上不能提供馬氏體時效過程中原子的動態(tài)演化圖像，進(jìn)而無法揭示其內(nèi)在機(jī)制。
鄧俊楷等結(jié)合“長時間尺度”的蒙特卡羅(MC)方法和“短時間尺度”的分子動力學(xué)(MD)方法[20]，成功地復(fù)現(xiàn)了馬氏體時效效應(yīng)，進(jìn)而從原子尺度上證明了任曉兵教授提出的短程有序一致原理[17]是解釋馬氏體合金時效行為的最為合理的模型；在此基礎(chǔ)上，作者進(jìn)一步預(yù)測了馬氏體合金在母相狀態(tài)時也會存在著時效行為，并通過了實驗的驗證。圖3展示了馬氏體在時效過程中點缺陷排布有序度的變化。點缺陷的短程有序度隨著時效時間的變化如圖3a所示。冷卻時，母相在瞬時轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，然而點缺陷的分布仍然保留了母相的對稱性分布，隨著時間的增加，點缺陷通過擴(kuò)散實現(xiàn)重新排布并開始遵循馬氏體相的晶體結(jié)構(gòu)的對稱性；從而解釋了馬氏體合金的性能隨時間的變化行為。母相狀態(tài)的時效行為與馬氏體時效行為相似，晶體在3個等效方向的短程有序度趨于相等，并遵循母相的晶體對稱性。點缺陷在上述過程中的短程有序度如圖3b～e所示。上述結(jié)果從微觀原子圖像上證實形狀記憶合金材料在時效的過程中并沒有長程的結(jié)構(gòu)變化，只存在點缺陷的短程擴(kuò)散，且點缺陷的重排遵循了點缺陷短程有序一致性原理，即點缺陷的短程有序度的對稱性和其晶體對稱性保持一致。
圖3 形狀記憶合金時效過程中的點缺陷短程有序化[21]Fig.3 Short range order in point defects during the martensite or parent phase aging[21]
2.3 尺寸效應(yīng)
當(dāng)材料的尺度減小到納米時，材料中的各種物理機(jī)制都會感到表面和界面的存在，從而表現(xiàn)出與塊體材料不同的物理性能。先前的實驗已經(jīng)表明，當(dāng)隨著形狀記憶合金特征尺寸的降低，合金的相變溫度明顯下降[22-23]。緊接著，原子模擬方法復(fù)現(xiàn)了這一規(guī)律，并預(yù)測形狀記憶合金在納米尺寸下還擁有一些奇異的物理現(xiàn)象和功能特性[24-25]。
Suzuki等在模擬形狀記憶合金納米小球時發(fā)現(xiàn)[24]：當(dāng)小球發(fā)生立方相到正方相的結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變后，小球的表面會形成特殊的漩渦狀晶體缺陷。圖4展示(111)截面內(nèi)漩渦缺陷形成的典型過程：在開始發(fā)生馬氏體相變后48.6 ps，小球中靠近表面的原子運動跡線會呈現(xiàn)封閉的漩渦形狀，但芯部并沒有形成類似的漩渦；隨著時間的推進(jìn)，小球中形成了多個漩渦，且這些漩渦位于不同的(111)晶面族上；58.9 ps后漩渦間相互碰撞與合并。此外，他們還發(fā)現(xiàn)小球在相變過程中保持宏觀應(yīng)變最小化是導(dǎo)致漩渦產(chǎn)生的根本原因。
圖4 納米小球在相變過程中的原子軌跡演化[24]Fig.4 Trajectories of atoms on the surface of the nanoparticles during MT[24]
除了微觀原子結(jié)構(gòu)的改變，小尺寸還會導(dǎo)致馬氏體合金擁有一些塊體材料所不具備的、奇異的功能特性。張禎等人對不同尺度的形狀記憶合金小球進(jìn)行了壓縮實驗[25]，發(fā)現(xiàn)較大尺度的小球可以表現(xiàn)出經(jīng)典的超彈性行為，但是較小尺度的小球卻表現(xiàn)出零滯后的超彈性，如圖5d所示。根據(jù)不同尺寸下小球的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，我們可以將小球在300 K下的超彈性行為分為3個階段D 圖5 形狀記憶合金納米小球中的超彈性行為[25]Fig.5 Superelasticity behavior in SMA nanoparticles[25] 3結(jié)構(gòu)金屬材料中的馬氏體相變 自從Kadau等人用非平衡態(tài)分子動力學(xué)方法模擬純鐵的沖擊壓縮相變以來[12]，原子模擬已經(jīng)成為揭示結(jié)構(gòu)金屬材料在高速變形下相變行為的有效手段。相對于準(zhǔn)靜態(tài)加載條件下的應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變，沖擊載荷下的結(jié)構(gòu)相變過程更加復(fù)雜，存在著馬氏體相變與塑性變形的交互作用。作者團(tuán)隊最近的工作研究了純Ti的沖擊相變行為后發(fā)現(xiàn)[26-31]：不僅馬氏體相變會改變純Ti塑性變形的微觀機(jī)制，而且塑性變形也會反過來影響純Ti中的馬氏體相變路徑與動力學(xué)機(jī)制。 3.1相變對塑性變形機(jī)制的影響 在極端壓縮環(huán)境下，塑性變形和馬氏體相變兩類變形方式的響應(yīng)時間存在很大差距，因此，需要采用更加有效的塑性變形機(jī)制來匹配馬氏體相變過程。作者課題組的分子動力學(xué)結(jié)果表明HCP的Ti在沖擊壓縮下會表現(xiàn)出一種位錯+孿晶的協(xié)同運動行為，這是一種不同于位錯或者孿晶變形的第三種塑性變形方式。 圖6是Ti單晶在沖擊壓縮持續(xù)18 ps后的典型微觀原子圖像，左端為沖擊波加載的方向[27-28]。圖中灰白色原子區(qū)域為α相，灰白色與灰色相間的區(qū)域為ω相，其他區(qū)域為晶體缺陷。從圖中可以看出單晶Ti中部分母相α經(jīng)過晶格翻轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)變?yōu)棣? 相(即晶格翻轉(zhuǎn)后的α相)，同時ω相在發(fā)生晶格翻轉(zhuǎn)的區(qū)域(或者α' 相區(qū)域)形核和長大。圖6c是一張放大的塑性變形前端區(qū)域的原子圖像，從圖中可以看到原來沿著沖擊波擴(kuò)展方向的[1010]-HCP原子堆垛面(棱柱面)轉(zhuǎn)變?yōu)閇0001]-HCP原子堆垛面(基面)。值得注意的是，圖中展示的兩相分界面的形狀為梯形結(jié)構(gòu)，且這一界面主要由兩部分構(gòu)成：其一為{10-12}共格孿晶面分段(CTB)，這種共格孿晶面與人們在HCP金屬中常見的拉伸變形孿晶相同；其二為由小線段組成的非共格的基面-棱柱面分界面(IPB)，這些小線段可以進(jìn)一步分解為平行的位錯組。這表明翻轉(zhuǎn)界面的運動需要位錯與共格孿晶的共同參與，而且位錯與共格孿晶之間相互影響和相互促進(jìn)，即兩者之間存在協(xié)同效應(yīng)(Collective Nature)。 圖6 純鈦在沖擊載荷下塑性變形和相變過程[27]Fig.6 Plastic deformation and martenstic transformation in Ti under shock compression [27] 如果把金屬材料的形變機(jī)制按照原子微觀重組的協(xié)同程度進(jìn)行排序，其形變方式的協(xié)同性如圖7所示：點缺陷的擴(kuò)散通常是原子的無序運動過程，即對應(yīng)0維協(xié)同；而位錯的滑移則需要位錯線內(nèi)的原子合作運動，即存在1維協(xié)同變形；孿晶則是孿晶面附近原子的重組過程，這是2維協(xié)同變形，而馬氏體相變需要三維晶格內(nèi)原子的重組，是一個3維的協(xié)同變形過程。為了適應(yīng)高應(yīng)變速率下的馬氏體相變，純Ti的塑性變形需要位錯與孿晶的協(xié)同變形，從而提高塑性變形的協(xié)同性，進(jìn)而達(dá)到可以配合上高協(xié)同的馬氏體相變的目的。 圖7 形變機(jī)制的協(xié)同性排序[28]Fig.7 Strain rate depends deformation mechanism[28] 3.2塑性變形對相變行為的影響 塑性變形對馬氏體相變的影響主要體現(xiàn)在前者所產(chǎn)生的晶體缺陷及其應(yīng)力場對相變行為的改變。這種改變是多方面的，既可以體現(xiàn)在相變的微觀機(jī)制方面，也可以是相變的動力學(xué)行為方面。 首先，現(xiàn)有的結(jié)果發(fā)現(xiàn)塑性變形行為可以改變材料的相變路徑，從而使得材料的相變路徑由于塑性變形方式的不同而呈現(xiàn)出多樣化的行為。例如以沖擊載荷下的α-ω相變的相變路徑為例，其相變路徑與相變產(chǎn)物會隨壓縮方向的不同而發(fā)生改變。目前實驗根據(jù)“軟回收”樣品的透射電鏡觀察一共得到了兩種不同的相變路徑：(0001)α//(10-11)ω，[10-10]α//[-1011]ω(取向關(guān)系I)和(0001)α//(10-10)ω，[10-10]α//[1-210]ω(取向關(guān)系II)。作者課題組以Ti單晶為模型，研究了Ti單晶沿著不同方向進(jìn)行沖擊壓縮時材料的相變行為[29]。圖8展示了典型Ti單晶沖擊后樣品截面，通過對其中的α相和ω相的原子堆垛面進(jìn)行晶體取向標(biāo)定，我們發(fā)現(xiàn)，與實驗結(jié)果類似，沖擊壓縮的模擬可以獲得兩種不同的相變?nèi)∠蜿P(guān)系或者相變路徑。但是這些相變路徑會隨著壓縮方向而改變。當(dāng)Ti單晶受沿著c軸方向的沖擊壓縮時(圖8a)，樣品中的α相和ω相的相對取向關(guān)系為：(0001)α//(10-11)ω，[10-10]α//[1-213]ω，通過群論運算發(fā)現(xiàn)該取向關(guān)系與取向關(guān)系I等價。但是當(dāng)樣品沿著與c軸垂直的方向壓縮變形時，兩相的取向關(guān)系如圖8b所示，即(0001)α//(10-10)ω，[10-10]α//[1-210]ω。這說明沖擊誘發(fā)的α-ω馬氏體相變路徑與受到壓縮的方向密切相關(guān)，具有各向異性。通過應(yīng)力場分布計算，發(fā)現(xiàn)沖擊壓縮過程中Ti單晶中存在較高的剪切應(yīng)力，進(jìn)而提出不同方向下剪切應(yīng)力分布的差異是導(dǎo)致相變路徑差異的主要原因。 圖8 沖擊載荷下純鈦馬氏體相變路徑的各向異性[29]Fig.8 Anisotropic phase transformation pathway in Ti single crystal under shock compression [29] 其次，現(xiàn)有的結(jié)果也發(fā)現(xiàn)塑性變形也會影響材料的相變動力學(xué)行為。根據(jù)產(chǎn)物相體積分?jǐn)?shù)隨溫度和時間的變化規(guī)律可以將馬氏體動力學(xué)分為兩類：一類是絕熱馬氏體相變(Athermal)，即相變產(chǎn)物的體積分?jǐn)?shù)只取決于溫度，并不隨時間而改變；另一類稱為等溫馬氏體相變(Isothermal)，當(dāng)溫度低于某一臨界溫度T0，相變產(chǎn)物的體積分?jǐn)?shù)隨時間不斷變化。之前的實驗結(jié)果表明α-ω馬氏體相變具有絕熱轉(zhuǎn)變和等溫轉(zhuǎn)變兩種動力學(xué)行為，且兩種動力學(xué)模式之間可以相互轉(zhuǎn)變。作者課題組的分子動力學(xué)模擬(圖9a)和同步輻射實驗(圖9b)的數(shù)據(jù)表明[30-31]：這種轉(zhuǎn)變事實上主要取決于沖擊變形之后樣品中殘留的缺陷數(shù)量。如圖9b所示，缺陷或者相界面的密度的增加均使得樣品的相變能壘降低(對應(yīng)于圖9中線段的斜率)，改變了材料的相變動力學(xué)行為。 圖9 沖擊載荷對相變動力學(xué)行為的影響[30]Fig.9 The influence of shock pressure on the martenstic transformation kinetics [30] 4結(jié)語 計算機(jī)模擬方法從原子尺度為我們揭示了材料馬氏體相變的微觀機(jī)制，進(jìn)而為形狀記憶合金等功能材料的開發(fā)提供理論支撐，同時也已成為我們理解極端條件下結(jié)構(gòu)材料的服役行為的重要手段。然而，要全面的模擬真實材料的服役行為，原子模擬方法仍然存在許多局限。例如：所能描述的體系尺寸有限、時間尺度太短等。亟待發(fā)展多尺度的模擬方法(例如：第一性原理，分子動力學(xué)，相場理論等方法相結(jié)合)來探究材料在多尺度下的相變行為和微觀組織演化規(guī)律，并在此基礎(chǔ)上建立微觀結(jié)構(gòu)與性能相統(tǒng)一的理論模型，為新型馬氏體相變材料的研發(fā)與應(yīng)用提供依據(jù)。 參考文獻(xiàn)References [1]Olson G B, Owen W S.Martensite[M].ASM International, Materials Park, OH, 1992. 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(編輯蓋少飛) 收稿日期：2016-04-22 基金項目：國家自然科學(xué)基金資助項目(51171140, 51320105014 and 51321003); 教育部博士點基金(2012CB619402) 通訊作者：丁向東，男，1970年生，教授，博士生導(dǎo)師，Email： DOI:10.7502/j.issn.1674-3962.2016.06.03 中圖分類號：TG139.6 文獻(xiàn)標(biāo)識碼：A 文章編號：1674-3962(2016)06-0416-07 Progress in Molecular Dynamics Simulations of Martensitic Transformation ZONG Hongxiang, DING Xiangdong, SUN Jun, Ren Xiaobing (State Key Laboratory for Mechanical Behavior of Materials, Xi’an Jiaotong University, Xi’an 710049, China) Abstract：Martensitic transformation (MT) is one of the most commonly encountered transformations, existing in many engineering materials, such as steel and shape memory alloys. Optimizing the performance of these transforming materials requires a fundamental understanding about the physical processes of MT from the atom-level. In the absence of experimental information, numerical simulations are critical to the study of the transformation behaviors at their characteristic lattice length scales. This review summarized recent atomic simulation works on martensitic materials. The MT behaviors in shape memory alloys as well as their size effect were first discussed. Then, we analyzed the phase transformation in structural metals, especially their interaction with plastic deformations under extreme compression. Finally, the existing problems and prospects of the related research were presented. Key words：martensitic transformation; size effect; molecular dynamics simulations; shape memory alloys; structural materials 第一作者：宗洪祥，男，1987年生，講師，碩士生導(dǎo)師 dingxd@mail.xjtu.edu.cn
