晶界对纳米多晶铝中冲击波阵面结构影响的分子动力学研究

用分子动力学方法研究了纳米多晶铝在冲击加载下的冲击波阵面结构及塑性变形机理.模拟研究结果表明:在弹性先驱波之后,是晶界间滑移和变形主导了前期的塑性变形机理;然后是不全位错在界面上成核和向晶粒内传播,然后在晶粒内形成堆垛层错、孪晶和全位错的过程主导了后期的塑性变形机理.冲击波阵面扫过之后留下的结构特征是堆垛层错和孪晶留在晶粒内,大部分全位错则湮灭于对面晶界.这个由两阶段塑性变形过程导致的时序性塑性波阵面结构是过去未见报道过的. 关键词： 晶界 塑性变形 冲击波阵面 分子动力学     

单向拉伸作用下Cu(100)扭转晶界塑性行为研究

应用分子动力学方法研究了在不同扭转角度下的Cu（100）失配晶界位错结构,以及不同位错结构对晶界强度的影响.模拟结果表明：小角度扭转晶界上将形成失配位错网,失配位错密度随着晶粒之间的失配扭转角度的增加而增加.变形过程中,位错网每个单元中均产生位错形核扩展.位错之间的塞积作用影响晶界的屈服强度：随着位错网格密度的增加,位错之间的塞积作用增强,界面的屈服强度得到提高.大角度扭转晶界将形成面缺陷,在变形中位错由晶界角点处形核扩展,此时由于面缺陷位错开动应力趋于一致,因此晶界的临界屈服强度趋于定值. 关键词： 扭转晶界 失配位错网 强化机理 分子动力学     

堆垛层错和温度对纳米多晶镁变形机理的影响

本文采用分子动力学模拟方法研究了在拉伸载荷下,堆垛层错和温度对纳米多晶镁力学性能的影响,在模拟中,采用嵌入原子势描述镁原子之间的相互作用．计算结果表明：在纳米晶粒中引入堆垛层错能明显增强纳米多晶镁的屈服应力,但堆垛层错对纳米多晶镁杨氏模量的影响很小;温度为300．0K时,孪晶在晶粒交界附近形成,孪晶随着拉伸应变的增加而逐渐生长．当拉伸应变达到0．087时,一种基面与X—Y面成大约35°角且内部包含堆垛层错的新晶粒成核并快速增长．也就是说,孪晶和新晶粒的形成和繁殖是含堆垛层错的纳米多晶镁在300．0K温度下的主要变形机理．模拟结果也显示,当温度为10．0K时,位错的成核和滑移是含堆垛层错的纳米多晶镁拉伸变形的主要形式．     

包含倾斜晶界的双晶ZnO的热输运行为

用嵌入位错线法和重合位置点阵法构建含有小角度和大角度倾斜角的双晶氧化锌纳米结构.用非平衡分子动力学方法模拟双晶氧化锌在不同倾斜角度下的晶界能、卡皮查热阻,并研究了样本长度和温度对卡皮查热阻和热导率的影响.模拟结果表明,晶界能在小角度区域随倾斜角线性增加,而在大角度区域达到稳定,与卡皮查热阻的变化趋势一致.热导率随样本长度的增加而增加,卡皮查热阻表现出相反的趋势.然而随着温度的增加,热导率和卡皮查热阻都减小.通过比较含5.45°和38.94°晶界样本的声子态密度,发现声子光学支对热传导的影响不大,主要由声子声学支贡献,大角度晶界对声子散射作用更强,声学支波峰向低频率移动.     

刃型位错形成对面心立方金属Cu体积的影响

使用分子动力学方法,采用嵌入原子势（EAM）,在0K下模拟了面心立方金属Cu单晶的刃型位错,研究了刃型位错产生对晶体体积的影响．模拟结果表明,无论使用推入还是抽出原子层的方法获得刃型位错,平衡状态时刃型位错的存在使晶体体积增大．     

刃型位错形成对面心立方金属Cu体积的影响

使用分子动力学方法,采用嵌入原子势(EAM),在0K下模拟了面心立方金属Cu单晶的刃型位错,研究了刃型位错产生对晶体体积的影响.模拟结果表明,无论使用推入还是抽出原子层的方法获得刃型位错,平衡状态时刃型位错的存在使晶体体积增大.     

温度对镍基单晶高温合金γ/γ'相界面上错配位错运动影响的分子动力学研究

用分子动力学方法研究了温度对镍基单晶高温合金γ/γ'相界面上错配位错运动的影响.研究结果表明:无论是在低温还是在高温下,错配位错的运动都是通过扭折的形核及扭折沿位错线的迁移来实现;在低温时错配位错的相互作用有利于错配位错的运动;然而在高温时错配位错的相互作用可以阻碍错配位错的运动,从而阻碍γ和γ'相界面的相对滑动,有利于提高镍基单晶高温合金的高温力学性能. 关键词： 镍基单晶高温合金 相界面 错配位错 分子动力学模拟     

α-Fe中刃型位错与空洞相互作用的分子动力学模拟

本文通过分子动力学方法（MD）,采用嵌入原子势法（EAM）,沿[111]方向插入一层（0-11）半原子面形成位错,然后在模型中插入空洞,模拟了BCC 铁中刃型位错与空洞相互作用,研究了空洞对位错运动的影响机理。模拟结果表明,当温度设定为10K时,位错运动速度快,但空洞直径的大小对位错运动速度的影响不太明显,当高温设定为100K时,由于位错线密度增大并随着空洞直径的增加位错运动速度减小,临界剪切应力也随着减小。最后将模拟计算结果与Osetsky的研究数据及连续体理论模型进行了对比分析。     

α-Fe中刃型位错与空洞相互作用的分子动力学模拟

本文通过分子动力学方法（MD）,采用嵌入原子势法（EAM）,沿[111]方向插入一层（0-11）半原子面形成位错,然后在模型中插入空洞,模拟了BCC 铁中刃型位错与空洞相互作用,研究了空洞对位错运动的影响机理。模拟结果表明,当温度设定为10K时,位错运动速度快,但空洞直径的大小对位错运动速度的影响不太明显,当高温设定为100K时,由于位错线密度增大并随着空洞直径的增加位错运动速度减小,临界剪切应力也随着减小。最后将模拟计算结果与Osetsky的研究数据及连续体理论模型进行了对比分析。     

面心立方晶体外延膜沉积生长中失配位错的结构与形成过程

用分子动力学方法对5%负失配条件下面心立方晶体铝薄膜的原子沉积外延生长进行了三维模拟.铝原子间的相互作用采用嵌入原子法(EAM)多体势计算.模拟结果再现了失配位错的形成现象.分析表明，失配位错在形成之初即呈现为Shockley扩展位错，即由两个伯格斯矢量为〈211〉/6的部分位错和其间的堆垛层错组成，两个部分位错的间距、即层错宽度为1.8 nm,与理论计算结果一致；外延晶体薄膜沉积生长中，位错对会发生滑移，但其间距保持稳定.进一步观察发现，该扩展位错产生于一种类似于“局部熔融-重结晶”的表层局部无序紊乱- 关键词： 失配位错 外延生长 薄膜 分子动力学 铝     

纯铜[0 1 1]倾侧型非共格∑3晶界结构稳定性分子动力学模拟研究

有研究表明, 非共格∑₃晶界的行为在中低层错能面心立方金属晶界 特征分布演化中发挥着重要作用. 为了掌握不同界面匹配的非共格∑₃晶界的特性, 本文利用分子动力学(MD)模拟方法首先研究了纯铜的[0 1 1]倾侧型 非共格∑₃晶界在700–1100 K温度范围内和常压下的结构稳定性. MD模拟采用原子间相互作用长程经验多体势, 步长为5×10^-15 s. 模拟结果表明: 所研究的五个非共格∑₃晶界, 其结构稳定性存在很大差异, 其一般规律是, 与(1 1 1)/(1 1 1)共格孪晶界之间的夹角(Φ角)越小, 晶界匹配值越大, 则非共格∑₃晶界越稳定; 反之亦然. Φ角最小的 (2 5 5)/(2 1 1)非共格∑₃晶界较稳定, 在退火过程中几乎不发生变化. 随着Φ角的增大, 非共格∑₃晶界不再稳定, 这类晶界会通过Miller指数较高一侧晶体每三层原子面合并为一层原子面 (或Miller指数较低一侧晶体每一层原子面分解为三层原子面)的机理 转变为亚稳的“台阶”状晶界, 台阶面部分地处于精确的能量极低 的{111}/{111}共格孪晶界上; 当提高温度退火时, 这种“台阶”状晶界最终会全部转变成稳定平直的{111}/{111}共格孪晶界. 关键词： 纯铜 ∑₃晶界')" href="#">非共格∑₃晶界 分子动力学模拟     

纳米流体中固-液作用影响界面热阻及导热率的分子动力学研究

纳米流体中固-液界面处由于声子散射形成界面热阻,给纳米流体内热量传递带来阻力。为研究界面热阻对纳米流体导热率的影响,以Cu-Ar纳米流体为基础模型,采用非平衡分子动力学方法研究了纳米粒子-流体相互作用强度与界面热阻的定量关系。研究表明,随着纳米粒子-流体相互作用强度增大,界面热阻显著降低,其机制在于流体分子的吸附作用增强了纳米粒子表面原子的振动强度,从而促进了纳米粒子与流体之间的热传递。增大纳米粒子-流体相互作用强度可显著提高纳米流体导热率,且界面热阻对纳米流体导热率的影响程度随纳米粒子尺寸减小而增大。     

界面形核时间对GaN薄膜晶体质量的影响

利用金属有机化学气相沉积技术系统研究了界面形核时间对c面蓝宝石衬底上外延生长GaN薄膜晶体质量的影响机理. 用原子力显微镜、扫描电子显微镜、高分辨X射线衍射仪以及光致发光光谱仪表征材料的晶体质量以及光学性质. 随着形核时间的延长, 退火后形成的形核岛密度减小、尺寸增大、均匀性变差, 使得形核岛合并过程中产生的界面数量先减小后增大, 导致GaN外延层的螺位错和刃位错密度先减小后增大, 这与室温光致发光光谱中得到的带边发光峰与黄带发光峰的比值先增大后降低一致. 研究结果表明, 外延生长过程中, 界面形核时间会对GaN薄膜中的位错演变施加巨大影响, 从而导致GaN外延层的晶体质量以及光学性质的差异.     

超晶格结构对铝硅界面热阻的影响

近年来,提高微纳电子器件的散热和原子尺度界面热输运性能受到了广泛的关注,很重要的原因是界面热阻导致的微纳电子器件发热制约了性能的稳定性。因此,我们提出利用超晶格结构来降低界面热阻的方法。本文采用非平衡分子动力学模拟的方法,研究了室温(300 K)下硅同位素超晶格结构对铝硅界面热阻的影响。计算结果表明利用硅超晶格结构可以明显地降低铝硅界面热阻。并且对结果给予了讨论,这有助于更好地理解界面热输运的机制。     

TiAl/Ti3Al体系剪切变形的分子动力学研究

利用分子动力学方法研究了正化学比的TiAl/Ti3Al双相体系中剪切变形诱发位错形核以及相关结构转变的动态过程以及切变力场对最终结构的影响.研究发现,在TiAl/Ti3Al双相体系中剪切变形诱发黏滞-滑移式的滑移行为;界面在其中起到了传递能量、均衡协变的作用,界面两侧的异相结构保留了单相形变特征.六角密堆积(HCP)-Ti3Al部分各原子层较长时间内呈整体剪切协变,其后形变分化为应力集中诱发层错区和初始完整结构回复区;而面心立方(FCC)-TiAl部分因刚性较大仅存在微协变,其后局部受力区直接诱发相邻原子层间相对滑移,发生FCC向HCP结构转变.变形结构方面,HCP-Ti3Al部分在剪切力较大区域形成连续且稳定的FCC堆垛,近界面区FCC薄层与HCP相交替并存;而FCC-TiAl部分内禀层错和孪晶共存,当力场增大时形成亚稳HCP结构.     

异质薄膜外延生长中温度对失配位错出现厚度的影响

采用三维分子动力学模拟方法,使用Ercolessi和Adams建立的嵌入原子法（EAM）多体势函数,模拟了二维晶格失配铝膜晶体中失配位错的形成过程,通过体系结构和能量曲线两种方法研究了温度对位错出现厚度的影响。结果显示：温度对于失配位错的形成有影响。同等条件下,随着温度的增大,失配位错的出现厚度变薄。     

TiAl/Ti3Al体系剪切变形的分子动力学研究

利用分子动力学方法研究了正化学比的TiAl/Ti₃Al双相体系中剪切变形诱发位错形核以及相关结构转变的动态过程以及切变力场对最终结构的影响.研究发现,在TiAl/Ti₃Al双相体系中剪切变形诱发黏滞-滑移式的滑移行为;界面在其中起到了传递能量、均衡协变的作用,界面两侧的异相结构保留了单相形变特征.六角密堆积（HCP）-Ti₃Al部分各原子层较长时间内呈整体剪切协变,其后形变分化为应力集中诱发层错区和初始完整结构回复区;而面心立方（FCC）-TiAl部分因刚性较大仅存在微协变,其后局部受力区直接诱发相邻原子层间相对滑移,发生FCC向HCP结构转变.变形结构方面,HCP-Ti₃Al部分在剪切力较大区域形成连续且稳定的FCC堆垛,近界面区FCC薄层与HCP相交替并存;而FCC-TiAl部分内禀层错和孪晶共存,当力场增大时形成亚稳HCP结构. 关键词： 3Al')" href="#">TiAl/Ti₃Al 分子动力学模拟 剪切变形 层错结构     

β—SiC外延层中晶体缺陷的观察

用腐蚀法研究了β-SiC外延层中的晶体缺陷。腐蚀剂为熔融氢氧化钾。三角形尖底蚀坑对应于位错。在β-SiC中的全位错为立方晶系的73°位错和60°位错。不同堆垛方式的β-siC生长层相遇时将形成{111}交界层错,其腐蚀图象为平行于<110>方向的直线。60°位错可分解为两个1/6<112>SchockLey不全位错,并夹着一片{111}层错构成扩展位错。三个1/6<110>压杆位错与三片{111}层错可构成层错锥体。正、反堆垛的β-SiC可形成尖晶石律双晶,双晶面为(111)。腐蚀法和X射线劳厄法证实了这种双晶的存在。 关键词：     

不同对称性下晶界结构演化及微观机理的晶体相场法研究

采用晶体相场法研究了单轴拉伸下三角相双晶变形过程及机理, 并重点分析了小角对称与非对称晶界和大角对称与非对称晶界在变形过程中的演化及微观机理, 变形过程中应力方向与初始晶界方向平行. 结果表明, 小角对称晶界由柏氏矢量夹角呈60°的两种刃型位错组成, 变形过程中不同类型的位错运动方向相反, 并各自与另一晶界上同一类型位错相互吸引以致部分位错发生湮没; 小角非对称晶界上的位错类型单一, 在应力作用下先沿水平方向攀移, 后各自分解成柏氏矢量约呈120°的两位错, 并通过位错运动和湮没最终形成理想单晶; 大角晶界在应力的作用下先保持水平状态而后锯齿化并发射位错, 伴随着位错运动和湮没, 最终大角非对称晶界发生分解, 而大角对称晶界则重新平直化, 表明大角对称晶界比大角非对称晶界更稳定, 这与实验和分子动力学模拟结果一致. 关键词： 晶体相场 双晶 晶界 对称性     

孔洞对FeCrNiCoCu高熵合金拉伸性能影响的分子动力学研究

孔洞是FeCrNiCoCu高熵合金在制备过程中常见的缺陷,为此本文利用分子动力学模拟方法构建含孔洞的FeCrNiCoCu模型进行单轴拉伸模拟,探究了孔洞位置、孔洞半径和变形温度对其力学性能的影响.研究发现,在Z轴晶向为[111]的晶体中和晶界处的孔洞会显著降低模型的屈服应变和屈服强度,但对模型的杨氏模量影响不大.随着晶界处孔洞半径的增大,在弹性阶段,孔洞半径增大使应力集中面积增大,有利于位错形核,模型的力学性能随之降低.在塑性变形阶段,随着孔洞半径的增大,初始位错更倾向于向Z轴晶向为[001]的晶体中扩展.在中、低温条件下(T<800K),模型保持良好的力学性能;在高温条件下,力学性能显著降低.在高温塑性变形阶段,模型中的总位错线长度较低,平均流变应力也较低.