納米孿晶界對可動位錯演化特性與金屬Al強化機理探究*

王勝 陳晶晶 翁盛檳

1) (衢州職業技術學院機電工程學院,衢州 324000)

2) (寧德師范學院信息與機電工程學院,寧德 352100)

3) (衢州學院工程實訓中心,衢州 324000)

位錯是金屬塑性變形普遍形式,對其可動位錯演化特性與規律探尋并充分利用,將在金屬強韌化提升中有著潛在基礎前瞻性研究價值.本文基于分子動力學法對金屬Al塑性變形的可動位錯遷演特性展開研究,洞悉納米壓痕誘導的可動位錯與孿晶界面間作用規律,揭示出金屬強化微觀機制,并分析單層孿晶界高度與多層孿晶界層間距對可動位錯遷演、位錯密度、硬度、黏著效應的影響.研究發現:高速變形下的金屬非晶產生和密排六方結構的出現會協同主導Al基塑性變形,而孿晶界會阻礙可動位錯滑移、誘導可動位錯纏繞及交滑移產生,在金屬承載提升中扮演了位錯墻和誘導位錯胞形成的微觀作用.通過在孿晶界形成釘扎位錯和限制位錯遷移,在受限域形成高密度局域可動位錯,顯著強化了金屬硬度和韌性,降低了卸載時黏附于探針表面的原子數.結果表明:Al基受載會誘導上表面局部非接觸區原子失配斑出現;單層孿晶界高度離基底上表面距離減小時,位錯纏繞和交滑移作用越明顯,抗黏著效應也隨之下降;載荷持續增加會誘驅孿晶界成為位錯萌生處與發射源,并伴隨塑性環的繁衍增殖.

1 引言

21世紀是納米科技發展黃金時期,匯聚了物理、化學、材料、力學、電學、信息學、生物學等多學科前沿知識,是大有所為和能拓展知識邊界的疆域.當材料處納尺度時,由于量子效應、表/界面效應、小尺度效應存在,材料理化性質將呈現出與宏觀截然不同的奇異物性.目前也尚無完善理論或新研究范式能有效統一納尺度和宏觀尺度的材料物化性質差異和對立矛盾點,而從納觀角度對材料微結構演化與其對應物化性質的相關性研究有著極為重要的潛在科學探索意義.目前實驗法和理論計算已成為知悉材料微觀特性與提升材料力學性能的主要研究手段,可是僅基于實驗法理解材料優異力學性能的潛藏機制仍十分有限,實驗法不僅對測試儀器精度、操作技術、測試環境等要求極為嚴苛,而且所耗人物財代價也極高昂.因此,大規模計算分子動力學法(MD)以精準獲得體系微觀原子遷移細節和揭示材料性能的微觀機制優勢,成為探索納尺度材料微觀運動規律與其宏觀性質背后機理知悉的強有力輔助性工具.

查閱國內外相關文獻可知,納米晶金屬或合金材料塑性變形微觀特征[1,2]、強韌化機制理解[3,4]、納米晶奇異物性探究[5?13],如高應變率敏感性[5?8]、應力驅動晶粒生長[9?10]、塑性應變回復[11?13]等前瞻性科學問題激發了學者極大興趣.李曉雁[14]用MD模擬表明,納米晶Al的Bauschinger效應產生源于卸載時的位錯反向運動,引發位錯之間反應,造成位錯密度降低.Fr?seth等[15]研究了金屬Al受拉伸的臨近孿晶界介導的塑性變形,從孿晶主導力學性能的變化展開分析,結果指出:點陣位錯從階梯結構與一般晶界的交點發射,導致位錯活動顯著.相關文獻也表明[16?18]:金屬塑性變形的位錯演變是誘導材料力學性能發生改變的內因.Kizuka等[19]用高分辨顯微鏡觀察到室溫無缺陷金受拉伸、壓縮、剪切作用的原子遷演動態過程.Zhang等[20]發現超細金屬中通過引入孿晶界時,對其拉伸時可提高超細金屬強度和延展性,通過控制孿晶界的層間距能進一步提高金屬力學性能,而對其強韌化機理缺乏深入分析.Wang等[21]基于實驗法和MD法結合,對銅柱壓縮的力學性能展開分析,發現位錯在試樣表面上會不均勻成核并產生滑移,模擬和實驗一致表明納米孿晶結構在塑性變形中能夠承受更高載荷.Kou等[22]用透射電子顯微鏡對純Al進行原位拉伸實驗和MD模擬,揭示了局域孿晶響應的裂紋機制,指出孿晶界的固有脆性及其位錯活動有利于裂紋產生,鋁中的孿晶主要通過釋放裂紋尖端的集中應力來抑制裂紋開裂.Yamakov等[23]用MD法分析了高應力下金屬Al復雜孿晶網格的形成機制,指出位錯與孿晶界的反應是出現應變硬化的主因.Zhang等[24]指出多晶Cu的層錯和孿晶界在內的六方密堆結構會加速晶界遷移,而晶界遷移對力學性能的影響是通過改變密排六方結構的組分和分布實現.Liao等[25]發現高層錯能Al中有形變孿晶產生,并實驗證實了形變孿晶的產生是晶界處逐層發射偏位錯導致.Huang等[26]研究了體心立方Ta薄膜受納米壓痕時的位錯環與共格孿晶界間的相互作用,發現孿晶界可強烈影響Ta薄膜的應力分布,從而改變位錯的運動和類型.Ryu等[27]用三維位錯動力學模型探索了載荷誘導單晶銅微柱的位錯演變規律,表明在不同加載條件下產生的位錯微結構會嚴重影響微柱宏觀機械性能.經對上述文獻調研分析得知,目前孿晶界面對金屬塑性變形的貢獻和微觀演化特征主要集中于切削、磨屑、拉伸、剪切等過程的研究,而缺乏孿晶界面對納米壓痕時的可動位錯演化特征規律的系統研究,并且對金屬力學性能增強機制的貢獻和抗黏著效應的機理知悉仍十分有限,因此有必要進一步深入研究并量化對比來闡述金屬力學性能強化的主因.

本文通過構建具有Berkovich壓頭外形特征的正三棱錐探針與單晶Al、孿晶Al的三維納尺度物理模型,提煉出納米壓痕誘導金屬可動位錯的演化規律,著重觀察孿晶界對壓痕可動位錯演化的過程,揭曉可動位錯與孿晶界間相互作用規律,并探討單層孿晶界高度和多層孿晶界層間距對可動位錯遷變特性、位錯密度、黏著效應、承載荷及硬度的差異,為界面設計、金屬力學性能提升提供重要基礎,也為推動新型微/納金屬器件的微結構設計與研發奠定理論基礎.

2分子動力學計算

2.1 條件設置

圖1為納米針尖形探針(類Berkovich壓頭外形)與單晶Al、孿晶Al的三維原子尺度接觸模型.建模時,保持單晶Al和孿晶Al基底尺寸一致,其X,Y,Z尺寸分別為54.57,57.27,29 nm,晶向依次為Al基原子總數為5486477個.正三棱錐探針棱邊長為D=34.2 nm,高h=14.35 nm,探針原子總數為456979個.納米壓痕中,探針作為基底受載的源泉,并剛性化處理,即忽略探針內部之間相互作用力.Al晶格常數為0.405 nm,金剛石晶格常數為0.3567 nm.圖1(b)黑色箭頭指示的HCP結構表示孿晶界,字母d表示孿晶界離基底上表面距離(見圖1(b)).探針下壓位移用字母X表示.模擬時,物理模型Z軸用非周期性邊界,X和Y軸用周期性邊界.另單晶Al和孿晶Al基底分成3個區(見圖1(a)),每個區分別表示固定層、恒溫層、牛頓層,恒溫層和牛頓層統稱為運動層.固定層是防止最底部原子在牛頓方程計算迭代時引起位移遷變而影響計算精度[28].壓痕前,探針最底部離基底上表面距離為1 nm,并采用共軛梯度算法優化該晶體結構.為更好了解基底塑性變形的微觀結構演化特征,應避免熱波動帶來額外影響.所以,給予體系運動層原子賦予低溫10 K初始溫度,并采用朗之萬控溫法控制運動層溫度為10 K[29].本文物理模型皆在NVE系綜完成牛頓方程迭代,模擬時間步長取1 fs[28].待模型充分弛豫600 ps,達到結構、溫度、總能的平衡后,給予針尖形探針以恒定速度40 m/s加載基底,該加載速度常被用于納米壓痕的理論計算選擇[28?30].模擬時,探針下降最大位移X為10 nm,該位移可充分讓單晶Al可動位錯在基底內不受晶界阻礙,能真實展現基底內的位錯運動行為.縮短計算時間和避免卸載時彈塑性變形恢復加劇,設探針以恒定速度80 m/s撤回.整個計算實施基于開源LAMMPS軟件完成[31].

圖1 單晶Al和孿晶Al的納米壓痕三維原子物理模型Fig.1.Three dimensional physical model for single crystal aluminum and twin aluminum substrates constructed by atomic simulation method.

2.2 作用力選擇

本文采納EAM勢函數[32]可很好地描述Al-Al間相互作用,相關文獻[20,33]表明該勢函數在研究Al的變形描述有顯著優勢,其EAM勢函數表達式為

式中:Etot為總能量;右式第一項為原子i,j之間的對勢;第二項為嵌入勢.

針尖形探針同單晶Al和孿晶Al基底間相互作用采用Morse勢函數[34],其表達式為

式中,D表示結合能系數,α表示勢能曲線梯度系數,r0表示分子之間作用力為0時的平衡態原子間距,其3個參數選取來源文獻[33],選定D=0.28 eV,α=27.8 nm–1,r0=0.22 nm.

2.3 結構類型描述

運用CNA方法[35]識別Al基底內部變形類型.其中,綠色原子表示面心立方結構(FCC),紅色原子表示密排六方結構(HCP),藍色原子表示體心立方結構(BCC),白色原子表示其他結構(other),即非晶.在孿晶建模時,可看出孿晶Al中只有HCP界面結構,表示孿晶界面存在(見圖1(b)).

2.4 應力與應變描述

結構變形是當應力值超過一臨界值發生,與接觸區應力有關,本文用靜水應力描述結構變形程度[36],其靜水應力計算見(3)式.另采用剪切應變公式描述接觸區應變度[30],其表達見(4)式.

式中:σxx,σyy,σzz分別表示應力張量分量;ηxx,ηyy,ηzz,ηxz,ηxy,ηyz分別表示剪切應變分量.

3 結果與分析

3.1 壓痕變形分析

圖2為探針下壓位移X=10 nm的單晶Al和孿晶Al受載變形行為,為了解其變形特性,采用中心對稱參數法(CSP)識別基底被壓表面原子失配程度.觀察圖2可知,基底上表面受載產生的原子失配程度有明顯差異,與孿晶界距離基底上表面距離d有強烈依賴性,即隨孿晶界距離上表面越近,基底原子失配程度逐漸加強,且上表面出現明顯的原子失配斑(見圖2虛線紅色圈圈).此外,探針接觸緊密邊緣都出現程度不一的原子失配.基底受壓時,接觸區產生正三角形凹坑區域,該區域內易出現應力集中(見圖2黑色箭頭),會誘導緊密接觸邊緣的原子發生失配,是導致基底上表面局部非接觸區出現原子失配斑的主要外因,而深層次解釋原子失配斑內因詳見下文闡述.

圖2 單晶Al和孿晶Al納米壓痕時塑性變形差異Fig.2.Plastic deformation are compared between single crystal Al and twin Al during nano-indentation.

圖3(a)—(d)為探針下壓位移X=10 nm的單晶Al和孿晶Al的上表面剪切變形特性.圖3(a)—(d)示出基底上表面出現不同程度的剪切帶(見圖3(b)輕綠色箭頭),該剪切帶的滑移方向呈四周發射和相互交叉作用特征,且滑移帶角度交叉呈現出60°和120°,且面心金屬受載時的內部變形出現可動位錯不斷產生滑移(見圖3(e)—(h)).另外,面心金屬會通過此滑移方式釋放受載產生的應力集中,起到抵抗變形作用,以此實現金屬韌性增強.此外,觀察圖3(e)—(h)的基底內結構演化知,單晶Al塑性變形擴展程度最深,孿晶Al基底的擴展程度與孿晶界距離基底上表面距離d有直接關聯,且孿晶界對位錯表現出明顯的阻礙作用,以致可動位錯不斷塞積于孿晶界與上表面非晶界的狹窄通道,最后在緊密接觸區形成明顯的位錯胞三維空間結構,該空間結構內存有大量位錯類型.基底高速受載時,應力會驅動緊密接觸區產生大量非晶結構和密排六方結構(見圖3和圖4所示),表明高速變形情況下,金屬的非晶產生和密排六方HCP結構出現會協同主導Al基塑性變形.

圖3 單晶Al和孿晶Al納米壓痕時剪切變形差異Fig.3.Shear stain difference between single crystal Al and twin Al during nano-indentation.

3.2 孿晶界對可動位錯演化分析

為詳細洞悉面心金屬Al材質在壓痕時產生的可動位錯演化特性,揭示可動位錯與孿晶界間相互作用規律,圖4給出單晶Al和孿晶Al在探針下壓不同位移時的微觀結構對載荷的響應.觀察圖4(a)可知,單晶Al受載時有大量位錯環構型產生(見圖4(a)黑色箭頭),且隨探針下壓位移增加,塑性環不斷增殖繁衍與擴展舒張,該位錯環詳細演變過程的總結與機制解釋在文獻[1]中已有相關報道,獲得一致趨勢,間接驗證本文勢函數和參數選擇是合理的.觀察圖4(b)和圖4(c)知,由于壓痕產生的可動位錯類型較多,且滑移(111)面滑移系多,以致壓痕產生的可動位錯在剛接觸孿晶界時,一些可動位錯會被孿晶界吸收;通過對比無孿晶界的圖4(a)和有孿晶界的圖4(b)可知,孿晶界還會明顯阻礙位錯的滑移,表明孿晶界對可動位錯移動起到位錯墻作用.隨著探針下壓位移繼續增加,孿晶界對可動位錯滑移的限制作用越明顯,以致可動位錯沿著孿晶界產生舒張滑移(見圖4(b)紅色箭頭),導致孿晶界不斷有位錯釘扎和堆積產生(見圖4(c)藍色箭頭).此外,孿晶界與上表面非晶界的狹窄通道在載荷驅動下,一方面會迫使可動位錯改變滑移方向,可動位錯也會繼續朝左右兩側滑移并擴張(見圖4(b)綠色箭頭);另一方面會驅動孿晶界稱為新位錯萌生處和位錯環的發射源,該位錯環會隨探針下壓位移增加而持續繁衍生長及增殖(見圖4(b)淺棕色箭頭),以此擴大塑性變形區.通過對比圖4(b)與圖4(c)對應位移的不同微結構特性可知,隨著孿晶界d距離的減小,可動位錯表現出的位錯纏繞和交滑移產生也越明顯,且孿晶界的位錯環發射也更加突出.由此可見,孿晶界存在與否對金屬內在塑性變形可動位錯遷變控制起到十分顯著作用.壓痕誘導金屬塑性變形產生的可動位錯與孿晶界間的接觸演化規律呈現以下先后順序特征:孿晶界先吸納一些可動位錯→改變一些可動位錯滑移方向→可動位錯釘扎界面處→孿晶界成新位錯萌芽地和位錯環發射源.圖5清晰展示出可動位錯對孿晶界面的驅動變形特性,從圖5知,可動位錯遇到孿晶界時,可動位錯會驅動孿晶界出現層錯排(見圖5(c)),層錯間原子處于失配,形成非晶態(見圖5(a)和5(b)),且非晶數隨孿晶界距上表面距離d減小而越加凸顯.為更好了解孿晶界對可動位錯的影響是否會改變金屬材質力學性能,圖6定量描述了其強化提升效率.

圖4 單晶Al和孿晶Al納米壓痕可動位錯演化特性對比Fig.4.Evolution characteristics of movable dislocation are compared by single crystal Al and twin Al during nano-indentation.

圖5 壓痕可動位錯對孿晶Al變形影響Fig.5.Influence of movable dislocation on the deformation of twin Al during nano-indentation.

圖6給出上述孿晶界高度對壓痕的可動位錯密度、黏著效應、承載力與硬度屬性的量化對比.圖6(d)的平均載荷統計方法是依據接觸力為0時的壓痕位移到壓痕末尾位移的對應載荷取平均值.硬度計算[37]根據公式H=F/S,F表示壓痕的平均載荷,S表示接觸面積.從圖6(d)知,隨著孿晶層高度的降低,基底平均承載力從498.48 nN提升到548.77 nN,硬度從2.63 GPa變為2.89 GPa,硬度提高了近10%,表明單層孿晶界高度可有效強化金屬力學性能,其主要歸因于納米壓痕中的可動位錯會交叉滑移,位錯之間互相糾纏,以致受限域位錯密度極大提升(見圖6(b)).圖6(c)表明納米壓痕單晶Al和孿晶Al時,Al基底受載時產生的密排六方結構較多,且隨探針下壓位移增加而逐漸增多;隨著孿晶高度d減小,密排六方結構呈現減小趨勢(見圖6(c)紅色),而非晶結構逐漸增多(見圖6(c)綠色).另外,納米壓痕卸載階段,可看出基底粘附于探針表面原子數目隨孿晶界高度的降低逐漸呈現減小趨勢(見圖6(e)),其主因歸于孿晶界高度的降低,局域區可動位錯互相纏繞會增強探針與基底緊密接觸區的接觸剛度,表明孿晶界高度d在強化金屬力學性能同時,可有效降低面心金屬粘著效應的產生,提高了金屬韌性.

圖6 (a) 納米壓痕中的載荷與位移曲線;(b) 位錯線密度與位移曲線;(c)相變轉化類型與位移關系;(d) 硬度與孿晶界高度曲線;(e)卸載的粘著數目與孿晶界高度曲線Fig.6.(a) Load vs.displacement during nano-indentation;(b) dislocation density vs.displacement;(c) phase transition of structure number vs.displacement,(d) hardness vs.twin boundary height,(e) adhesive number vs.twin boundary height.

3.3 強化效應對孿晶層數依賴性分析

圖7(a)—(d)示出孿晶Al納米壓痕塑性變形的可動位錯演化特征.觀察圖7(a)—(d) 知,孿晶界可有效阻礙壓痕的可動位錯傳播,并將可動位錯局域于孿晶層間距的通道中.當載荷增加到一定程度時,下一個孿晶界會驅動位錯率先在孿晶界面形核,并演變其構型,成為新位錯的萌生源和塑性環繁衍增殖區.保持孿晶界高度d一致時(見圖7(a),(b)),多層孿晶界比單層孿晶界對可動位錯的局域效果更顯著,使得圖7(g)的硬度值提高了.在孿晶界高度d不變下,孿晶界高度d以下區域的孿晶層間距n越小,壓痕的可動位錯局域效果也越明顯,以致圖7(g)對應的硬度值得到提升.在保持孿晶層間距n一致時(見圖7(b)和圖7(d)),孿晶層間距越小,層間距通道中局域的可動位錯越緊密,每個層間距之間局域的可動位錯分布結構也更均勻,呈現梯度式衰減趨勢不明顯.從圖7(g)知,多層孿晶層間距n=3.8 nm時的硬度較其余情況是最硬的,而圖7(d)的孿晶界對局域可動位錯的特征也較圖7(a)—(c)更緊湊,再次表明孿晶界會誘導和阻礙可動位錯遷移改變,展現出位錯墻和位錯胞的作用,以此強化了金屬材質力學性能.

圖7 強化效應對孿晶Al層數依賴性的定性與定量評價 (a)—(d)多層孿晶塑性變形過程;(e)多層孿晶界高度d和層間距n示意;(f)載荷與位移曲線;(g)接觸力0時的探針位移到探針最大下降位移的平均硬度值Fig.7.Qualitative and quantitative evaluation of the dependence of strengthening effect on single or multilayer layers for twin Al:(a)–(d) Multi-layer twinning plastic deformation process;(e) schematic diagram described according to twin height d and inter-layer distance n;(f) load vs.displacement;(g) average hardness and calculated between tip displacement at initial phase as the contact force is zero and its displacement at last stage.

4 結論

本文從原子尺度由淺入深地探析了納米壓痕誘導的金屬孿晶Al塑性變形微觀演化特征,從微觀角度展示出金屬材質塑性變形的可動位錯與孿晶界面的相互作用規律,并量化比對單層孿晶界面高度與多層孿晶界層間距對壓痕可動位錯特性、位錯密度、黏著效應、硬度的顯著差異,提出孿晶界面工程可操控金屬力學性能增強增韌.

1) 單晶Al和孿晶Al基底受載時,應力集中會驅動密排六方結構產生,并伴隨有非晶結構的出現,表明高度變形情況下的非晶和密排六方結構會協同主導了Al基塑性變形.

2) 面心金屬Al孿晶界對壓痕可動位錯的演變表現出位錯墻和位錯胞特性,可動位錯初遇孿晶界時,孿晶界會吸收一部分可動位錯,也對另一部分可動位錯滑移起到阻礙作用,并改變可動位錯的柏氏矢量,導致孿晶界不斷有位錯釘扎和堆積產生.隨著單層孿晶界距離d的減小,可動位錯表現出的位錯纏繞和交滑移作用越加明顯.

3) 載荷持續增加的誘導,會驅動孿晶界成為新位錯萌生地和位錯環發射源,使得孿晶界面極易演化出塑性環特征,且孿晶界的塑性環繁衍增值也更加突出.

4)孿晶界面工程增強面心金屬力學性能的機制源于孿晶界誘導壓痕可動位錯發生相互糾纏和交滑移,該位錯協同作用構筑出位錯胞骨架結構,改變了探針與基底的緊密區接觸質量,進而增強了金屬承載能力.