纳米共格孪晶界强化作为一种新型的强化方法, 能够显著改善材料的强韧性能, 使结构材料具有巨大的发展潜力和广阔的应用前景. Lu等^[1,2]对纳米孪晶界强化进行了一系列开创性的研究. 利用脉冲电沉积的方法在超细晶Cu中引入高密度的纳米孪晶界, 将材料强度提高为粗晶Cu的10倍, 而导电性未发生显著下降. 最重要的是, 纳米孪晶Cu具有可观的拉伸塑性, 均匀延伸率最高可达30%, 大大优于普通晶界强化得到的纳米晶Cu. 研究^[3-10]表明, 除了不可动位错和层错外, 位错与孪晶界的交互作用还可以产生沿着孪晶界滑移的不全位错. 随着变形的增加, 这些可动位错的滑移能够引起孪晶界的迁移, 释放局部的应力集中, 为材料提供了一条容纳塑性变形的有效途径. 本文作者前期工作^[11]通过分子动力学模拟, 获得了纳米孪晶界主导的4种韧化机制: 纳米孪晶界容纳位错诱发裂尖钝化、裂纹偏转诱发晶内断裂、子裂纹萌生及其对主裂纹的屏蔽作用和孪晶界弯曲. 原子尺度的模拟揭示了滑移带内位错与孪晶界的相互作用在孪晶界主导的晶粒细化以及剪切带萌生中起到了关键作用^[12,13]. 在含高密度均匀纳米孪晶界的柱状纳米多晶Cu中, 作者还观察到了持续强化效应.

传统固溶强化、第二相强化、形变强化和细晶强化等强化方法, 都是在材料内部引入各种晶体缺陷以阻碍位错运动. 这些方法虽然可以显著提高材料强度和硬度, 但是都以严重降低塑性为代价^[14-23]. Fang等^[24]利用表面纳米化方法, 制备出了晶粒尺寸随深度呈梯度分布的梯度纳米晶Cu材料. 这种材料具有比一般粗晶Cu高10倍的强度和出色的拉伸塑性. 实验表明, 纳米晶层中的晶粒尺寸在外力驱动下不断长大, 而剪切局域化则被粗晶层所抑制, 从而展现出优越的塑性变形能力. 因此, 在金属材料中引入合适的结构和性能梯度, 可以明显改善材料的力学性能.

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图1   

Fig.1   梯度纳米孪晶Cu试样结构示意图

孪晶界属于大角度晶界的一种, 虽然其结构较为特殊, 但其特征尺寸的改变同样会影响材料的整体强度和韧性. 基于这一考虑, 本工作从孪晶界和梯度材料的概念出发, 提出了一种新的纳米结构, 即梯度纳米孪晶结构, 并采用分子动力学模拟方法, 计算梯度纳米孪晶Cu受单轴拉伸和球形压头压入时的变形过程, 研究梯度分布的纳米孪晶界对材料强度和塑性变形机制的影响, 并讨论梯度孪晶结构对材料力学性能的影响.

1 实验方法

图1为本工作提出的梯度纳米孪晶Cu试样的的结构示意图. 根据局部晶序^[25]的不同, 对每个原子进行着色: 绿色代表自由表面及位错核心原子, 红色代表hcp结构原子, 灰色代表fcc结构原子. 试样整体尺寸为26 nm×22 nm×21 nm, 共含约10⁶个原子. 图中红色平面代表的{111}孪晶界沿着试样高度方向(Y方向)呈梯度分布, 自上而下各个孪晶片层厚度分别为1.1, 1.1, 1.1, 1.1, 2.2, 4.4和11.0 nm. 本工作采用嵌入原子势^[26]描述原子间的相互作用. 分子动力学时间步长为1×10^-15 s. 加载前, 将试样放置在10 K和0 Pa的环境中弛豫2×10^-10 s以降低系统能量. 单向拉伸模拟时, 以1×10⁸ s^-1的应变速率沿X方向对试样进行加载, 最大应变为20%. 纳米压痕模拟时, 球形压头的半径为4 nm, 以2 m/s的速率向下移动. 压头与Cu原子之间的相互作用势V(r)具有如下形式: V(r)=Ah(R-r)(R-r)³. 其中, 常数A=2.67 nN/A², R为压头半径, h(R-r)是阶跃函数, r是Cu原子到压头中心的距离.

2 计算结果与分析

2.1梯度纳米孪晶Cu的拉伸模拟

图2给出了梯度纳米孪晶Cu试样受单轴拉伸时形变过程中几个主要阶段的原子结构图. 当拉伸应变为8.86%时, 可观察到有不全位错从试样下表面萌生, 并沿着倾斜于孪晶界的{111}面滑移, 如图2a所示. 当拉伸应变增加为8.88%时, 更多的位错从试样下表面发射并向晶粒内部滑移, 且有部分不全位错相互交割, 如图2b所示. 当应变增加至8.90%时, 部分不全位错开始与试样内部的孪晶界发生交互作用, 如图2c所示. 位错-孪晶界交互作用的结果是产生了留在孪晶界上的不可动位错和向孪晶界另一侧滑移的不全位错, 且孪晶界的共格性被逐渐破坏. 当应变继续增加至8.94%时, 可观察到有少量位错滑移至试样上表面. 如图2d所示, 此时整个试样的塑性变形在梯度方向有明显的变化. 在较厚的孪晶片层中, 大量的不全位错滑移并相互交割主导了该区域的塑性变形, 位错运动的结果是在孪晶界间留下了大量相互交错的堆垛层错; 而较细的孪晶片层的塑性变形主要由全位错主导, 这些全位错沿着平行于孪晶界的方向滑移. 梯度纳米孪晶Cu的塑性变形是以上2种位错机制协调作用的结果, 其独特之处在于: 较厚的孪晶片层中, 由于位错容易开动, 可以为材料容纳大量的塑性变形, 进而提高材料的韧性; 而较细孪晶片层则阻碍了位错的萌生和扩展, 可以提高材料的强度.

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图2   

Fig.2   梯度纳米孪晶Cu单轴拉伸过程原子结构图

2.2孪晶界间距对位错机制的影响

为验证上述塑性变形机制的转变, 考虑了几种不同的孪晶界分布. Single crystal代表不含孪晶界的单晶Cu试样, Bicrystal代表中心含有一条孪晶界的双晶Cu试样, 而Uniform-twinned crystal代表孪晶界间距均为1.1 nm的孪晶Cu试样. 图3给出了这3种材料与梯度纳米孪晶Cu试样(Gradient-twinned crystal)的单向拉伸应力-应变曲线. 可以看到, 孪晶界的分布变化对材料的屈服应力影响并不明显. 但是, Uniform-twinned crystal和Gradient-twinned crystal试样的流动应力远高于Single crystal和Bicrystal试样, 这表明较细的孪晶片层可以有效提升材料强度. 对比Uniform-twinned crystal和Gradient-twinned crystal的应力-应变曲线还可以看到, 虽然后者只含少量较细的孪晶片层, 但其强化效果与前者相当.

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图3   

Fig.3   孪晶界分布不同的4种材料在单向拉伸下的应力-应变曲线

图4给出了Single crystal和Bicrystal试样拉伸过程的原子结构图. 可以看到, 两者的变形均以不全位错在表面形核并向试样另一侧滑移为主, 拉伸过程结束之后, 试样内部残留了大量的堆垛层错. 不全位错运动至自由表面留下的滑移台阶也清晰可见. 在图4d中, 注意到孪晶界在位错的切割下, 共格性遭到严重破坏, 逐渐转化为普通晶界. 图5给出了Uniform-twinned crystal试样变形过程的原子结构图. 可以看到, 塑性变形主要由全位错主导, 且自由表面无明显的滑移台阶, 孪晶界的共格性也很完好. 上述结果与图2中的结果是一致的.

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图4   

Fig.4   单晶Cu (Single crystal)和双晶Cu (Bicrystal)试样拉伸过程的原子结构图

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图5   

Fig.5   均匀分布孪晶Cu (Uniform-twinned crystal)试样原子结构图

2.3梯度纳米孪晶Cu的压痕模拟

为了进一步理解孪晶片层厚度与位错机制的关系, 对梯度纳米孪晶Cu进行了纳米压痕的模拟研究. 压头分别从梯度纳米孪晶Cu试样的上下表面以相同的速率压入, 记录了载荷-位移曲线, 如图6a所示. 可以看到, 孪晶片层的厚度对试样表面的塑性变形和硬度有较大的影响. 当压头压入深度为0.47 nm时, 孪晶片层较细侧(Fine)的载荷-位移曲线突然下降, 表明材料开始发生屈服. 从图6b中可以看到, 此时已有位错在表面形核. 这表明, 在非均匀载荷下, 共格孪晶界会促进位错的萌生, 这与Qu等^[27]的研究结果是一致的. 而此时, 孪晶片层厚度较大的一侧(Coarse)尚未发生屈服, 表面只存在一定的弹性变形, 如图6c所示. 从图6a中还可以看到, 只有当压头的压入深度增加至1 nm以上时, 高密度的孪晶界才逐渐发挥其强化作用.

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图6   

Fig.6   梯度纳米孪晶Cu纳米压痕模拟结果

3 结论

通过分子动力学模拟发现, 梯度纳米孪晶Cu的塑性变形是由不全位错和全位错协调作用完成的. 孪晶片层较厚时, 大量不全位错滑移并相互交割主导了着孪晶内部的塑性变形, 这一机理可以提升材料的韧性. 而当孪晶片层较细时, 塑性变形主要由全位错主导, 而且位错萌生和扩展受到孪晶界抑制, 这有效提升了材料的强度. 应力-应变曲线结果也表明, 梯度纳米孪晶界结构的强度与均匀高密度纳米孪晶界结构的强度相当. 拉伸载荷作用下, 屈服强度对孪晶片层的厚度并不敏感, 而流动应力在不同的孪晶界分布的情况下变化剧烈. 纳米压痕模拟则表明, 孪晶界有助于位错的形核, 并对后续的变形有明显的强化作用.

参考文献

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