沿〈111〉晶向冲击加载下铜中纳米孔洞增长的塑性机制研究

 用分子动力学方法计算模拟了沿〈111〉晶向冲击加载过程中，单晶铜中纳米孔洞（直径约1.3 nm）的演化及其周围区域发生塑性变形的过程。模拟结果表明，在沿〈111〉晶向冲击加载后，在面心立方（fcc）结构中的4族{111}晶面中有3族发生了滑移。伴随孔洞的增长，在所激活的3族{111}晶面上，观察到位错在孔洞表面附近区域成核，然后向外滑移，其中在剪切应力最大的〈112〉方向上，其位错速度超过横波声速，其它〈112〉方向的位错速度低于横波声速。模拟得到的位错阻尼系数范围与实验值基本符合。由于孔洞周围产生的滑移在空间比较对称，孔洞增长形貌接近球形。在恒定的冲击强度下，孔洞半径增长速率近似保持恒定，其速率随着冲击强度的增加而增大。     

〈111〉晶向冲击加载下单晶铜中纳米孔洞增长的早期动力学行为

利用分子动力学方法模拟计算了单晶铜中纳米孔洞在沿〈111〉晶向冲击加载下增长的早期过程.测量发现不同加载强度下等效孔洞半径随时间近似成线性变化.观测到单孔洞增长的两种位错生长机理：加载强度较低时，只在沿着冲击加载方向的孔洞顶点附近区域有位错的成核和运动；而随着加载强度超过一定阈值，在沿冲击加载和其垂直方向的孔洞顶点区域都观察到位错的成核和运动.在前一种机理作用下，孔洞只沿加载方向增长；在后一种机理作用下，孔洞同时沿加载和垂直于加载方向增长.分析孔洞表面原子的位移历史，发现沿加载及与其垂直方向的孔洞顶点沿径向的速度基本恒定，由此提出了一个孔洞生长模型，可以解释孔洞增长的线性生长规律. 关键词： 纳米孔洞 分子动力学 冲击加载 位错     

bcc Fe中刃型位错的结构及能量学研究

基于位错理论，利用分子动力学方法建立了〈100〉{010}，〈100〉{011}，1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的芯结构，并计算了这四种刃型位错的形成能、位错芯能量和芯半径.计算结果表明：〈100〉{010}和〈100〉{011}刃型位错的形成能比1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的要高，这表明〈100〉刃型位错比1/2〈111〉刃型位错更难形成.而〈100〉{010}和〈100〉{011}刃型位错的芯半径比1/2〈111〉{011}和1/2〈111〉{112}刃型位错的小，这说明在1/2〈111〉刃型位错中位于奇异区的原子数多于〈100〉刃型位错，而这些原子要比完整晶体中的原子具有更大的活性.可见，1/2〈111〉刃型位错比〈100〉刃型位错更易运动，且〈100〉刃型位错在bcc Fe中难以形成. 关键词： bcc Fe 刃型位错 分子动力学模拟     

单晶铜纳米线屈服机理的原子模拟研究

采用分子静力学方法模拟了〈100〉单晶铜纳米线的拉伸变形过程,研究了纳米线屈服的机理. 结果表明：1） 纳米线初始屈服通过部分位错随机激活的{111}〈112〉孪生实现,后继屈服通过{111}〈112〉部分位错滑移实现;2） 纳米线变形初期不同滑移面上的部分位错在两面交线处相遇形成压杆位错,变形后期部分位错在刚性边界处塞积,两者都阻碍位错滑移,引起一定的强化作用. 关键词： 纳米线 屈服 位错 分子静力学     

铁的冲击相变机制的分子动力学研究

 用分子动力学方法模拟计算了在冲击波加载条件下,单晶铁中的结构相变（由体心立方结构α相到六角密排结构ε相）,相互作用势采用铁的嵌入式原子势（EAM）,单晶铁样品的尺寸为28.7 nm×22.9 nm×22.9 nm,总原子数为1.28×10⁶个。通过推动一个运动活塞对静止靶的作用来产生冲击压缩,加载方向沿单晶铁的[100]晶向。通过对原子位置的追踪,揭示了铁的冲击相变机制,计算结果表明相变机制包括两步：首先是在{011}面上的原子受到沿〈100〉晶向的压缩,使{011}面转化成正六角形密排面;然后是在{011}面上原子沿〈0-11〉晶向的滑移,完成由bcc结构到hcp结构的相变。同时发现滑移面只出现在与冲击波加载方向平行的(011)和(0-11)面上。     

冲击波压缩下含纳米孔洞单晶铁的结构相变研究

利用分子动力学模拟方法对含纳米孔洞的单晶铁在冲击波压缩下的结构相变(由体心立方结构α到六角密排结构ε)进行了研究,单晶铁样品的尺寸为17.2nm×17.2nm×17.2nm，总原子数428341个，在样品的中央预置一个直径为1.12nm的孔洞，利用一活塞分别以350，500，1087m/s的速度撞击样品产生冲击波，对应的冲击波压缩应力分别为12，17，35GPa.撞击方向沿单晶铁的［100］晶向.计算结果表明，在冲击波压缩下，孔洞对铁中的相变起了诱导作用，伴随着孔洞的塌陷，相变首先出现在孔洞周围的(011)面和(011)面上，然后扩展到整个样品.通过分析冲击压缩下原子的位移历史，解释了相变的微观机制，发现孔洞周围的原子在{011}面上沿〈011〉晶向滑移，离孔洞中心距离越近的{011}面上的原子容易滑移，间隔一层的{011}面与相邻层原子的移动位移幅度不同，这种相对滑移导致出现了新的结构(hcp结构). 关键词： 相变 分子动力学 冲击波 纳米孔洞     

CVD金刚石薄膜孪晶形成的原子机理分析

采用X射线衍射技术、电子背散射衍射技术和扫描电镜分别观察了不同甲烷浓度条件下沉积的CVD自支撑金刚石薄膜的宏观织构、晶界分布和表面形貌. 研究了一阶孪晶在金刚石晶体{111}面生长的原子堆垛过程. 结果表明，由于一阶孪晶〈111〉60°的取向差关系以及{111}面的原子堆垛结构，使{111}面上容易借助碳原子的偏转沉积产生一阶孪晶. 低甲烷浓度时，碳原子倾向于在表面能较低的{111}面沉积，为孪晶的形成提供了便利，且高频率孪晶使薄膜织构强度减弱. 甲烷浓度升高使生长激活能较小的{001}面成为主要前沿生长面，因而只有〈001〉晶向平行薄膜法向的晶粒能够不断长大，因此孪晶形核概率明显减小. 另外，在薄膜中发现二阶孪晶，并对二阶孪晶的形成进行了分析. 关键词： 金刚石薄膜 孪晶 原子机理 取向差     

冲击加载下铝中孔洞长大的微观机理分析

 利用扫描电镜和透射电镜观测了冲击加载后高纯铝损伤状态孔洞的分布,发现在冲击波加载后,高纯铝中出现了大量的孔洞,孔洞大小多集中在百纳米尺度,分布不均匀,且呈现出带状形貌,局部区域的孔洞在冲击波作用下优先发展,孔洞长大,形成微米级的大孔洞。进一步的观测发现,在孔洞周围出现了大量的位错发射,发射方向位于{111}晶面上,是面心立方金属的密排面。运用分子动力学模拟进行了对比研究,验证了位错发射方向与观测结果是一致的。     

冲击加载下孔洞贯通的微观机理研究

利用分子动力学方法计算模拟了沿〈100〉晶向冲击加载下单晶铜中双孔洞的贯通过程.发现孔洞周围发射剪切型位错环是孔洞塌缩和增长的原因.在拉伸阶段,孔洞首先分别独立增长,随后其周围塑性变形区开始交叠和相互作用,最后两个孔洞开始直接贯通.这种贯通模式和实验对延性材料中孔洞贯通过程的显微观察结果一致.对四种不同θ值（θ为两个孔洞中心连线与冲击加载方向之间的夹角）的模型分别进行了计算模拟,发现在相同的冲击加载强度下,θ＝0°和θ＝30°的孔洞之间没有相互贯通; 关键词： 纳米孔洞 分子动力学 冲击加载 贯通     

含圆孔纳米薄膜在拉伸加载下变形机理的原子级模拟研究

采用分子静力学方法结合量子修正的 Sutton-Chen多体势研究了含圆孔的纳米薄膜在单向加载过程中的力学行为,并采用共近邻分析方法研究了薄膜的微结构演化过程.模拟结果表明：孔洞的引入显著地降低了纳米薄膜的杨氏模量和屈服应力;在拉伸过程中,孔洞的形状随着应变的增加逐渐由圆形变为椭圆形,最终孔洞闭合;纳米薄膜在进入塑性变形阶段后,薄膜内部出现原子的堆跺层错,这种层错结构的出现是肖克莱不全位错在薄膜内部沿着{111}面的［112］方向运动的结果. 关键词： 纳米薄膜 力学性质 位错 分子静力学     

冲击加载下孔洞诱导相变形核分析

用分子动力学方法模拟了冲击加载(沿［001］向)下单晶Fe中孔洞诱导相变形核及生长过程，并分析了初始温度对这一生长过程的影响.数值模拟显示：1) 相变形核首先出现在孔洞周围的(110)和(110)面上,并分别沿［110］，［110］向和［110］，［110］向生长成片状，之后核的生长方向则变为沿〈111〉向，形成“V”形板条状新相颗粒；2) 在相同冲击压力下，初始温度为300 K时在新相晶核边缘出现许多核胚，生成的新相颗粒比60 K时明显减小.这些现象表明，孔洞诱导相变形核及生长过程沿着特定晶向进行，而初     

γ-TiAl金属间化合物面缺陷能的分子动力学研究

运用分子动力学方法，对γ-TiAl金属间化合物的面缺陷能(层错能和孪晶能)进行了研究. 计算得到γ-TiAl不同滑移系(或孪生系)的整体堆垛层错能曲线，结果表明，γ-TiAl较一般fcc晶体结构的金属可动滑移系(孪生系)的数量减少，在外界条件下呈脆性. 研究孪生系(1/6)〈112〉{111}的弛豫的整体堆垛层错(GSF)能和整体孪晶(GTF)能曲线，对不稳定层错能γ_usf、稳定层错能γ_sf和不稳定孪晶能γ_usf值进行分析，可以预知， γ-TiAl的主要变形机理为孪生系(1/6)〈112〉{111}的孪生和普通滑移系(1/6)〈110〉{111}的滑移，以及超滑移系(1/2)〈011〉{111}的滑移. 关键词： γ-TiAl')" href="#">γ-TiAl 堆垛层错能 孪晶能 分子动力学     

冲击加载下孔洞诱导相变形核分析

用分子动力学方法模拟了冲击加载(沿［001］向)下单晶Fe中孔洞诱导相变形核及生长过程,并分析了初始温度对这一生长过程的影响.数值模拟显示：1) 相变形核首先出现在孔洞周围的(110)和(110)面上,并分别沿［110］,［110］向和［110］,［110］向生长成片状,之后核的生长方向则变为沿〈111〉向,形成“V”形板条状新相颗粒;2) 在相同冲击压力下,初始温度为300 K时在新相晶核边缘出现许多核胚,生成的新相颗粒比60 K时明显减小.这些现象表明,孔洞诱导相变形核及生长过程沿着特定晶向进行,而初 关键词： 相变 孔洞 分子动力学     

孔洞和空位对单晶铝力学性能影响的分子动力学研究

采用分子动力学方法模拟含孔洞的单晶铝单轴拉伸过程,研究晶向、孔洞体积分数、空位体积分数等对孔洞生长的影响.结果表明：对于不同的晶向,决定孔洞生长变形的微观机制不同.[010]晶向单轴拉伸情况下,形变机制主要是｛111｝面位错引起的堆垛层错;[111]晶向单轴拉伸情况下,形变机制主要是位错的移动、堆积与发射.此外,孔洞及空位的体积分数对[010]、[111]晶向的孔洞生长过程也有着明显的影响.总的来说,随着孔洞或者空位体积分数的增加,材料的杨氏模量变小,屈服强度、屈服应变下降.     

银基带再结晶织构的EBSD分析

本文采用EBSD（电子背散射衍射）等分析手段对{110}〈110〉取向的银基带的织构形成机理进行了深入研究，发现了冷轧织构与不同退火温度下再结晶织构间的取向转变关系，研究发现，{110}面附近且非{110}〈211〉取向的冷轧织构组分，900℃退火可以转变为强的{110}〈110〉织构．织构转变中有孪晶形成，{110}〈110〉和{110}〈114〉取向互为孪晶关系．     

层厚度和应变率对铜-金复合纳米线力学性能影响的模拟研究

采用分子动力学模拟方法, 研究了层厚度和应变率对铜-金多层复合纳米线在均匀拉伸载荷下力学性能的影响, 并分析了铜-金位错成核机理. 研究结果表明, 随着铜-金层厚度的增加, 复合材料的屈服强度也随之增大; 高应变率时复合材料的力学性能比低应变率时要强, 低应变率的塑性形变主要是位错运动和孪晶形变, 而高应变率主要以单原子运动为主, 表现出了非晶化. 该研究对制备高性能的多层复合材料提供了一定的理论依据.     

单晶Cu(001)薄膜塑性变形的分子动力学模拟

使用分子动力学方法,模拟研究了单晶Cu(001)薄膜在双向等轴拉伸应变下的塑性变形行为.当应变超过一定值时,样品通过产生位错、层错及孪晶而发生塑性变形.当应变相对较低时,不全位错首先在薄膜表面形核并在密排面上滑移,留下堆积层错;当应变增加时,位错在表面与内部同时成核生长,层错数量也随之增加.分析了相邻滑移面上的位错之间相互作用形成孪晶的微观过程.材料内部形成大量堆积层错及孪晶后,较大孪晶的密排面上的原子也会发生滑移,形成孪晶内部的层错结构以释放残余应力.     

冲击加载下铝中氦泡和孔洞的塑性变形特征研究

通过分子动力学模拟研究了在相同冲击加载强度下单晶铝中氦泡和孔洞的塑性变形特征,结果发现氦泡和孔洞的塌缩是由发射剪切型位错环引起的,而没有观测到棱锥型位错环发射. 氦泡和孔洞周围的位错优先成核位置基本一致,但是氦泡周围发射的位错环数目比孔洞多,位错环发射速度明显比孔洞快. 且氦泡和孔洞被冲击波先扫过部分比后扫过部分发射位错困难. 通过滑移面上的分解应力分析发现,氦泡和孔洞周围塑性特征的差别是由于氦泡内压引起最大分解应力分布改变造成的. 氦泡和孔洞被冲击波先后扫过部分塑性不对称是因为冲击波扫过时引起形状变化, 关键词： 分子动力学 冲击波 氦泡 孔洞     

晶体生长的层错机制及其生长动力学

面心立方晶体中层错矢量为1/6<112>和1/3<111>的堆垛层错在生长面{111}上的露头处产生了亚台阶(sub-step)。基于亚台阶的原子图象的分析,本文讨论了层错生长机制及其生长动力学,证明了亚台阶处的成核势垒总是小于二维成核势垒,解释了近年来所观察到的堆垛层错作为生长台阶源的实验事实。 关键词：     

层错四面体对单晶铜层裂行为影响的分子动力学研究

层错四面体是一种典型的三维空位型缺陷,广泛存在于受辐照后的面心立方金属材料中,对材料的力学性能有显著的影响.目前,关于层错四面体对辐照材料层裂行为的影响还缺乏深入系统的研究.本文使用分子动力学方法模拟了含有层错四面体的单晶铜在不同冲击速度下的层裂行为,对整个冲击过程中的自由表面速度及微结构演化等进行了深入的分析.研究发现,层错四面体在冲击波作用下会发生坍塌,并进一步诱导材料产生位错、层错等缺陷.在中低速度加载下,层错四面体坍塌引起的缺陷快速向周围扩展,为孔洞提供了更宽的形核区域,促进了孔洞的异质成核,造成材料层裂强度大幅度减小.当冲击速度较高时,层错四面体坍塌导致的局部缺陷对材料的层裂强度不再有明显影响.