单晶A l在剪切变形时微观变形机制的分子动力学模拟

弓晓晓，周承恩，赵东海，甘荣飞

单晶A l在剪切变形时微观变形机制的分子动力学模拟

弓晓晓，周承恩，赵东海，甘荣飞

（内蒙古工业大学理学院，内蒙古呼和浩特 010051）

运用分子动力学模拟方法，研究A l在剪切变形下的微观变形机制，模拟初期铝变形主要以层错为主，孪晶数量较少。模拟进行到一定程度，由于晶体内部分切应力达到孪晶形核所需分切应力，孪晶开始大量出现，且以单层孪晶为主，多重孪晶为辅共同作用。并且出现近几年实验观察到的新缺陷结构五重孪晶，得出单晶Al在剪切变形下也会实现五重孪晶形核，生长。随剪切应变的进一步加大，形成的五重孪晶在晶体内部持续存在一段时间，但不会一直保留，先是转化为四重孪晶，并最终消亡。在模拟剪切一个完整周期后，材料内部出现取向异性的新晶粒，在此条件下实现晶粒细化。

固体力学；材料微观变形机制；分子动力学模拟方法；层错；孪晶；四重孪晶；五重孪晶

0　引言

关于金属材料的大塑性微观变形机制的研究历来是热点，尤海峰[1]研究过大塑性变形致金属铜纳米化机理的分子动力学模拟，得出样品在大塑性变形下，微结构发生明显的变化，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，最后趋于稳定状态。文玉华[2]等研究过纳米晶铜单向拉伸时的分子动力学模拟，得出纳米晶铜的强度随着晶粒尺寸的减小而减小，显示出了反常的Hall—Petch关系，纳米晶体的塑性变形主要是通过晶界与滑移运动，以及晶粒的转动来实现，位错运动是次要的，有限的。尽管目前有许多学者针对纳米块体塑形变形机制做了研究，但往往只关注某一方面（如几何尺寸[3]，温度[4]，应变率[5]）而本文是在连续剪切变形条件下，采用分子动力学模拟方法模拟研究金属A l在剪切变形时出现的一些微观结构，以至于使材料实现纳米化，同时也有学者研究纳米材料的潜在风险[6]，但纳米材料对材料力学性能改善毋庸置疑。

1　模型建立及初始条件

如图1所示，纳米f c c A l的初始构型以理想的晶格A l为基本元胞，模型尺寸为1 0 0 n m× 100nm×1.2nm，其中单晶A l的晶格常数为0.405nm，初始构型生成的原子总数为28800个，X，Y，Z对应的坐标轴分别为[1 0 0]，[0 1 1]，[0 -1 1]。X，Y，Z分别采用周期性边界条件。模拟软件运用Lammps，采用EAM[7]势函数来描述原子间的相互作用，模拟过程用NPT系综，采用Nose'—Hoover[8]热浴法调节体系温度，使温度保持为恒定300K，通过调节系统的体积来保证压强恒定5Gpa。模拟步长选用1 fs，1 fs=10-15s，通过Velocity-Verlet算法对系统运动方程进行积分。

2　模拟过程

体系温度300K时通过随机数给出原子的速度分布，并保持系统Y，Z方向为静水压力5GPa，弛豫1000步，弛豫的目的是使系统进入能量最低的平衡状态。然后施加X方向连续的剪切应变，应变率控制为1*109/s。每隔10000步记录原子的序号，坐标，成键类型。每隔10000步记录体系的温度，动能，势能，压力，应力，体积。加载示意图如2。

图2　加载示意图Fig.2　Schematic of loading press

3　结果分析

3.1应力—对数应变曲线分析

图3为应力—对数应变图。图3为A l单晶在原子尺度下的微观结构演化图，图中采用局部晶序法[9]分析，并用不同颜色进行结构区分，其中蓝色原子表示fcc结构，紫色原子代表hcp结构，单层紫色原子代表孪晶，相邻双层紫色原子代表堆垛层错。红色原子既不是fcc，也不是hcp结构，通常代表表面，晶界，位错芯等。

图3可以分为三个阶段，第一阶段为弹性应变，在应变较小时，对数应变近似等于应变，所以在第一阶段应力—对数应变满足线性关系。当对数应变r=0.1170时，对应最高点是材料的屈服应力，此时对应的应变即为屈服应变。在第二阶段，随着应变的增加，应力迅速下降，晶格排列不完整，发生塑形变形，这一阶段，在自由表面附近的原子发生滑移，层错的边缘是不全位错，随着应变的继续增加，位错密度增加，不同位错间相互交割，形成图4的结构，此时hcp原子增多，孪晶的数量极少，此时主要以层错为主。第三阶段初期应力—对数应变图上下波动，这是因为这一阶段较多出现孪晶，孪晶形核的应力远高于其扩展应力，所以当孪晶形成后载荷就会急剧下降，在形变过程中正是由于孪晶的不断形成及消亡，才会使应力—对数应变曲线不断呈锯齿型上下波动。

图4　r=0.1389时的原子尺度图Fig.4　Atomicscale figure whenr=0.1389

3.2五重孪晶的形成

在退火的纳米金属材料中经常可以观察到五重孪晶的形核和生长，而本文在剪切模拟条件下亦观察到五重孪晶的形核及生长，如图5为模拟过程中观察到的五重孪晶，五重孪晶其结构比较特殊，呈五瓣状，由五个孪晶面相交组成。五重孪晶的形成过程如下：图6d中F 结构即为五重孪晶，它的形成过程如图6所示：在图6a中通过孪晶TB1形成了第一个很薄的孪晶界，这个很薄的孪晶界上的部分位错以伯氏矢量b1向晶界移动，如图蓝色箭头所示。在图6b中，形成了孪晶界TB2，它的形成是由于右上角的晶界通过发射部分位错而从晶界转移出来的。如图6（c-d）中TB3和TB5的形核由部分位错以伯氏矢量b3和b5移动而形成的。在图6e中，TB4的出现，这样一个五重孪晶就形成了。通过观察五条孪晶界它们通过孪晶界的迁移，各自都满足了自身的稳定条件。因此它们呈现出一个五角星的形状，材料内部的高局部应力未知的变化是五重变形孪晶形成的重要条件。

图5　模拟出现的五重孪晶Fig.5　Fivefold twin during simulation

图6　五重孪晶的形成过程[10]Fig.6　Five fold deformation twin formation process[10]

3.3五重孪晶的运动及消亡

图7揭示了五重孪晶的运动及其消亡过程，五重孪晶尾部与位错相连，在图a-b的过程中，由于位错的不断运动而导致TB1及TB5不断变小，而五重孪晶中的五条孪晶不是同时变小，而是由于位错的局部运动导致TB1及TB5先变小，而TB2，TB3，TB4保持原样而未发生变化，表明剪切过程中形成的五重孪晶中的五条孪晶并没有同时发生运动，发生运动的其中两条孪晶尾部连接低密度位错。而未发生变化的其中三条孪晶与高密度位错相连。由此可以证实，高密度位错在一定程度上可以阻碍孪晶的运动，使其保持局部稳定。图b-c中揭示出五重孪晶向四重孪晶的转变过程，由于不同位错之间的相互交割，导致TB4呈现生长趋势，而TB1，TB2呈现缩小趋势，TB3消亡，TB5既不扩展也不消亡。同时TB4尾部与低密度位错相连。综合分析图，生长出来的孪晶尾部都与位错相连，而且孪晶的生长需要克服一定的位错阻力，而形成较大的孪晶尾部都有较小的位错密度，这是因为在生长过程中克服了位错阻力而产生的结果，相反，在较小的孪晶周围都有较大的位错密度，这是因为在其形核及生长过程中，尚不足以克服生长阻力，而形成较小的孪晶。c-d中，TB1，TB2，Tb4及TB5都消失，按上面提到的分析，孪晶运动应该是局部运动，也即形成的五重孪晶转化为四重，而后转化为三重或二重，并最后消失，不应该是四重孪晶而后消失为无序状态，这是因为形成的孪晶周围总有位错运动阻碍，所以使得只有局部孪晶发生转化。而本文中由四重孪晶转化为无序状态的原因是由于其孪晶周围位错密度较低，不足以使孪晶保持稳定，而最终四重孪晶尚未转化直接消亡。

3.4晶粒细化

在模拟剪切一个完整周期后，晶体结构严重变形，内部存在大量层错及孪晶，出现取向异性的新晶粒，单晶体材料在强烈塑形变形条件下，内部结构被细化，并且出现了大角度晶界结构，如图8所示。

4　结论

材料在初始变形阶段以层错为主，孪晶少量出现，这是因为A l属于高层错能材料，高层错能材料孪晶形核应力较大，这一结论与目前实验结果较为吻合；在剪切了一段时间之后，内部变形出现新结构五重孪晶，在局部高应力未知变化的情况下，由于要协调变形而出现，五重孪晶会不断的运动乃至消亡。在金属退火实验中也观察到类似结构；剪切一个完整周期后，单晶A l被细化，材料出现取向异性的新晶粒，证实在大塑形变形条件下材料内部原子由于不断运动而出现纳米晶粒。这对于改善材料力学性能具有重要意义，而这一模拟方法也常在实验中制备纳米材料。

5　致谢

衷心的感谢我的导师周承恩老师，周老师为人正直，治学严谨，在论文修改的过程中，周老师耐心的指导使我获益匪浅，同时感谢同门师兄赵东海及同学甘荣飞给出的建议。

[1] 尤海峰，周承恩. 大塑性变形致金属铜纳米化机理的分子动力学模拟[J].内蒙古工业大学学报，自然科学版，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] 文玉华，周富信，刘曰武，等. 纳米晶铜单向拉伸变形的分子动力学模拟[J]. 力学学报，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] 赵利红，朱小山，王一翔，等.纳米技术的潜在风险研究进展[J].新型工业化，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.

高等学校博士学科专项科研基金（新教师类）（20121514120001）

弓晓晓（1990-），男，硕士研究生，主要研究方向：金属材料微观变形结构演化；周承恩，副教授，主要研究方向：先进材料及宏细观力学行为；赵东海（1987-），男，硕士研究生，主要研究方向为：金属微观变形机制；甘荣飞（1987-），男，助教 主要研究方向为：结构力学。

本文引用格式：弓晓晓，周承恩，赵东海，等.单晶Al在剪切变形时微观变形机制的分子动力学模拟[J]. 新型工业化，2015，5（9）：14-19