W/Ta納米層狀金屬的拉伸力學性能和塑性變形機制

摘要： W/Ta納米層狀金屬是一種典型的BCC/BCC結構的層狀金屬材料，在核聚變裝置中具有廣闊的應用前景。本文采用原子尺度分子動力學方法研究了W/Ta納米層狀金屬在單軸拉伸過程中的力學性能和塑性變形行為，進一步分析了調制周期對W/Ta納米層狀金屬力學響應的影響。結果表明，W （110）/Ta （110） 界面上會形成網絡狀的失配位錯結構，它不僅可以作為位錯形核的源頭，而且可以吸收層狀金屬結構中的位錯。微結構演化分析表明，拉伸過程中主要經歷三個變形階段，即線彈性、塑性屈服和塑性流變階段。位錯首先在Ta層中形核擴展，導致應力急劇下降，隨后Ta層中的位錯穿越界面至W層中并增殖擴展，導致W層發生屈服。試樣的塑性屈服主要由Ta層主導，流變階段的塑性變形由W層和Ta層中的位錯及其演化共同決定。調制周期越大，界面數量越少，Ta層中位錯形核較少，同樣位錯被界面吸收的數量較少而且界面阻礙位錯的效果減弱，因此屈服強度和平均塑性流變強度分別增加和降低。

關鍵詞： 納米層狀金屬； 分子動力學模擬； 力學性能； 塑性變形機制； 調制周期

中圖分類號： TB383；O313.1 " "文獻標志碼： A " "文章編號： 1004-4523（2025）03-0637-08

DOI：10.16385/j.cnki.issn.1004-4523.2025.03.021

Mechanical properties and plastic deformation mechanisms of W/Ta nanoscale metallic multilayer under tension

LIU Xuepeng1，2，3， YAN Jiahao2，3

（1.Department of Engineering Mechanics， College of Civil Engineering， Hefei University of Technology， Hefei 230009， China；

2.Department of Mechanical Design Engineering， School of Mechanical Engineering， Hefei University of Technology，

Hefei 230009， China； 3.Anhui Province Key Lab of Aerospace Structural Parts Forming Technology and Equipment，

Hefei University of Technology， Hefei 230009， China）

Abstract： W/Ta nanoscale metallic multilayer is a typical body?centered cubic/ body?centered cubic nanolayered composite， which is very promising for the application in nuclear fusion devices. Based on atomistic molecular dynamic （MD） simulations， we investigate the mechanical properties and plastic deformation mechanisms of W/Ta nanolayered composite under uniaxial tension， and further analyze the influence of modulation period on the mechanical response of W/Ta nanolayered composite. The results show that the W（110）/Ta（110） interface forms a misfit dislocation network， which can not only serve as the source for dislocation nucleation but also adsorb the dislocations in the metallic multilayer. The microstructure evolution analysis shows that， W/Ta nanolayered composite mainly experiences three deformation stages during stretching， i.e. linear elastic， plastic yield， and plastic flow stages. The dislocations firstly nucleate and propagate in the Ta layers， which leads to the sharp drop in the stress?strain curve. Subsequently， the dislocations in the Ta layers pass through the interfaces and enter into the W layers， and the propagation and slip of the dislocations in the W layers cause the yield of W layers. The yield of the sample is primarily determined by the Ta layers， and the plastic deformation in the flow stage is jointly governed by the dislocations and their evolution in both the W and Ta layers. With an increase of modulation period， the number of interfaces in the W/Ta metallic multilayer decreases， so that the nucleation of dislocations decreases as well as the amount of dislocations adsorbed by the interfaces decreases. In addition， the decreased number of the interface weakens the effect of hindering dislocations by interface. Therefore， the yield strength increases and the averaged plastic flow strength decreases.

Keywords： nanoscale metallic multilayer；molecular dynamics simulation；mechanical properties；plastic deformation mechanism；modulation period

納米層狀金屬材料是由兩種或多種納米金屬薄膜通過周期性堆垛而形成的多層結構復合材料。其中，納米層狀金屬材料中每相鄰兩層組元構成一個周期，其厚度稱為調制周期［1］。由于擁有高密度的異相界面，納米層狀金屬材料表現出比普通單相納米晶金屬更為優異的強度和延展性［2］。此外，交替堆疊的設計能夠綜合各納米組元層的優點，克服單一組元層的局限性，使得納米層狀金屬材料呈現出優異的電學、磁學、光學、力學以及抗輻照性能［3?4］。因此納米層狀金屬材料在航空航天、高端裝備、國防軍工、核工業和生物醫學等高尖端技術領域都有廣泛的應用前景［5?6］。

力學性能作為衡量納米層狀金屬材料性能的一項極其重要的指標，直接決定著納米層狀金屬材料在工程應用中的服役表現［7］。 納米層狀金屬材料的界面類型可以分為三種：共格界面、半共格界面和非共格界面［8］。大量實驗和模擬研究表明，納米層狀金屬材料的力學性能與材料內部位錯、孿晶等缺陷的運動、增殖和湮滅密切相關［9］。通常來說，納米層狀金屬材料的變形和破壞發生在納米或原子尺度上。然而，受當前實驗技術的限制，目前人們還很難在原子尺度下對納米層狀金屬材料的塑性變形過程以及相關的微結構缺陷的演化特征進行實時觀察。分子動力學模擬不僅能夠直接觀察材料在原子尺度下的微結構演化，還可以系統快速地設定結構參數、體系尺寸以及外部條件等，為研究納米層狀金屬材料的力學性能和變形機制提供了新的思路。

近年來，世界各國的科學研究者針對納米層狀金屬材料的力學性能和塑性變形機制進行了大量的分子動力學模擬研究。WENG等［10］研究了三種不同孿晶界面類型（共格、半共格和非共格界面）的Cu/Ni納米層狀金屬材料的力學強化機制，結果表明共格孿晶界面通過塑性變形能夠產生顯著的強化效應。YIN等［11］研究了Cu/Al納米層狀金屬結構在壓縮加載下的界面結構演化和變形機制，發現Cu/Al納米層狀金屬的壓縮應力?應變曲線有兩個主要的屈服點，其中第一個屈服點由界面失配位錯分解導致，第二個屈服點與位錯從Al層穿越至Cu層相關。AN等［12］研究了組元層厚和溫度對Ti/Al納米層狀金屬材料變形機制的影響規律，結果表明材料的屈服強度隨著層厚和溫度的降低而增加。WANG等［13］的模擬研究表明對Cu/Ni納米層狀金屬材料的結構引入非均質性可以顯著增強組元之間的協同變形性。在此基礎上，系統研究了一種典型非均質Cu/Ta夾層納米層狀金屬材料在單軸拉伸和壓縮下的力學響應和層間協同變形性［14］。此外，研究人員采用分子動力學模擬對其他不同類型的納米層狀金屬材料的力學性能和變形機制進行了研究，如Cu/Nb［15］、Ti/Ni［16］、Ni/Co［17］、Cu/Fe［18］等體系。然而，大多數的模擬研究主要集中于面心立方（FCC）/FCC或FCC/體心立方（BCC）結構的納米層狀金屬材料，關于BCC/BCC結構的納米層狀金屬材料力學特性以及變形機制的研究還較少。

鎢具有高熔點、高熱導性以及優異的抗輻照性能，被認為是國際熱核實驗反應堆（ITER）中最具前景的面向等離子體材料［19］。然而，鎢屬于過渡金屬材料，具有低韌性的特點，表現出顯著的室溫脆性行為和較高的脆性?韌性轉變溫度，極大地限制了其在核聚變工程上的應用［20］。為了能夠使鎢很好地應用在核聚變裝置中，必須提高鎢的塑性變形能力。研究人員發現，W/Ta層狀金屬復合材料是解決這個問題的一條有效途徑。ZHANG等［21］研究發現增加W層和Ta層的層厚比可以顯著提高W/Ta層狀金屬材料的斷裂韌性。此外，CHEN等［22］研究了W/Ta半共格界面上的氦泡形核和生長過程，發現界面失配位錯對氦泡的形核和生長有顯著的影響。W/Ta納米層狀金屬材料作為一種典型的BCC/BCC結構的層狀金屬結構，目前人們對其力學響應及塑性變形機制研究得還很少。

基于此，本文將在室溫下采用分子動力學模擬對W/Ta納米層狀金屬進行單軸拉伸，研究納米尺度下W/Ta納米層狀金屬的力學性能和微觀變形機制，并探討調制周期對其力學響應的影響。

1 模型構建與模擬方法

1.1 模型構建

為了模擬W/Ta納米層狀金屬在室溫下的單軸拉伸行為，首先使用ATOMSK軟件［23］構建W/Ta納米層狀金屬的原子尺度模型。如圖1（a）所示，晶體模型沿x、y、z三個方向的尺寸分別為6.6、18.6和54.9 nm， 共包含約40萬個原子。W層和Ta層在三維空間的晶向分別為x： ［111］W||［111］Ta；y： ［11ˉ2］W||［11ˉ2］Ta；z： ［ˉ110］W||［ˉ110］Ta。本文研究了5種不同調制周期（用符號λ表示）的W/Ta納米層狀金屬，分別為λ = 9.14、10.97、13.71、18.29和27.43 nm，圖1（b）給出了不同調制周期的W/Ta納米層狀金屬的原子尺度模型。實際上，上述給出的調制周期λ均為近似值，鎢和鉭的真實層厚hw和hTa可以通過公式 h_W "= √2 a_W和 h_Ta "= √2 a_（Ta ）計算得出，其中，a_W=0.3165 nm和a_（Ta ）=0.33 nm分別為單晶W和Ta的晶格常數。

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1.2 模擬設置

為了得到W/Ta納米層狀金屬在進行加載過程之前的平衡構型，首先采用共軛梯度算法在絕對零度下對體系進行能量最小化。隨后，在等溫等壓（NPT）系綜下對W/Ta納米層狀金屬進行弛豫，弛豫過程中控制溫度為300 K，且三個方向的壓強均為0 Pa，時間步長設置為1 fs，弛豫時間為200 ps。結構弛豫達到熱力學平衡后，在等溫?等壓（NPT）系綜中以〖10〗^9/s的恒定應變速率對試樣進行單向拉伸。如圖1（b）所示，拉伸時加載方向平行于W/Ta界面，即沿著y方向，時間步長仍然為1 fs。為了能夠模擬真實三維塊體W/Ta納米層狀金屬的力學性質，在結構弛豫和拉伸加載過程中三個方向均設置為周期邊界條件。采用開源的分子動力學模擬軟件包LAMMPS［24］對W/Ta納米層狀金屬進行計算模擬。采用OVITO軟件［25］對模型在拉伸過程中的微結構演化進行可視化和后處理分析。利用位錯提取算法（DXA）［26］對模型內的位錯進行識別和分析。采用共近鄰分析方法（CNA）［27］區分不同晶體結構的原子。

1.3 原子勢函數

在分子動力學模擬中，原子間相互作用勢的選取至關重要，它直接影響模擬結果的準確性和可靠性。本文采用CHEN等［28］提出的修正的Finnis?Sinclair型W/Ta二元合金勢函數來描述W/Ta納米層狀金屬中原子間的相互作用，其研究工作表明，基于此勢函數計算得出0 K下單晶Ta的晶格常數為3.304 ?，和實驗值3.3039 ?［29］ 吻合得很好。此外，該勢函數能夠準確地描述W/Ta半共格界面上氦泡的形核和生長過程［22］。

2 模擬結果與分析

2.1 界面結構及其特性

納米層狀金屬材料的界面對其力學行為和塑性變形機制方面起著非常重要的作用［30］。由于W層和Ta層具有不同的晶格常數，其晶格之間存在明顯的失配，因此導致W/Ta納米層狀金屬中的W層和Ta層之間形成了半共格界面。圖2（a）給出了W/Ta納米層狀金屬弛豫之后的（1 ?10）半共格界面的失配位錯結構，如圖中所示，W/Ta納米層狀金屬的半共格界面上形成了一個網絡狀的失配位錯結構，其由三種不同的失配位錯組成，它們的伯格斯矢量分別為1/2［ˉ1 ˉ11］、1/2［1ˉ1 ˉ1］和［0ˉ10］。其中［0ˉ10］位錯可以看成其他兩種位錯合成所得：［0ˉ10］ = 1/2［ˉ1 ˉ11］+1/2［1ˉ1 ˉ1］。圖2（b）給出了W/Ta界面的原子平均正應力云圖，從圖中可以清晰地觀察到位于位錯附近的原子所承受的應力較大。

2.2 W/Ta納米層狀金屬的力學性能

圖3給出了5種不同調制周期的試樣在300 K溫度下的應力?應變曲線圖。W/Ta納米層狀金屬在拉伸過程中，首先進入彈性變形階段。在初始的彈性變形階段，W/Ta納米層狀金屬的應力隨應變線性增加，且5種不同試樣的應力?應變曲線幾乎是重合的。在達到最大應力（屈服強度）后，應力快速下降，表明試樣開始進入塑性變形階段。如圖3所示，5種不同試樣的應力?應變曲線具有類似的形狀，且每條曲線上均只存在一個應力峰值（如圖3中橢圓區域所示）。圖4（a）給出了不同調制周期λ（9.14 nm ≤ λ ≤ 27.43 nm）的W/Ta納米層狀金屬在單向拉伸下的屈服強度。不同調制周期λ的W/Ta納米層狀金屬的屈服強度在16.7～18.4 GPa之間。當調制周期λ較小時，W/Ta納米層狀金屬的屈服強度隨著λ的增大而顯著增大。但當λ大于13.71 nm時，W/Ta納米層狀金屬的屈服強度隨調制周期的增加而緩慢增加。這可能是由于調制周期較大時，W/Ta納米層狀金屬塑性變形機制對λ的變化不敏感。當加載應變繼續增加，試樣進入塑性流變階段。在此階段， 應力會隨著應變的變化發生一定擾動，但始終圍繞著一個均值進行波動。定義平均塑性流變強度為試樣在塑性流變范圍內的應力平均值。圖4（b）給出了不同調制周期λ的W/Ta納米層狀金屬的平均塑性流變強度。隨著調制周期λ的增加，W/Ta納米層狀金屬的平均塑性流變強度呈下降趨勢。

2.3 W/Ta納米層狀金屬的變形機制

選擇調制周期λ = 13.71 nm的試樣對W/Ta納米層狀金屬在單向拉伸加載下的變形機制進行研究。圖5給出了λ = 13.71 nm試樣的拉伸應力?應變曲線圖， 其中A、B和C三點對應的應變分別為9.2%、9.5%和10.7%。以加載前的W/Ta納米層狀金屬試樣為參照，用DXA功能分析對變形過程進行監測。圖6顯示了λ = 13.71 nm的W/Ta納米層狀金屬在300 K溫度下單向拉伸時的位錯演化過程。為了便于觀測和分析，將W層和Ta層的位錯賦予不同顏色加以區分。其中，Ta層中綠色的位錯為1/2 lt;111gt;型位錯，藍色的位錯為lt;100gt;型位錯； W層中品紅色的位錯為1/2lt;111gt;型位錯。在小應變范圍內（0 ≤ ε ≤ 9.0%）， W/Ta納米層狀金屬處于彈性變形階段，在W層和Ta層中均未觀察到缺陷的產生。當應變增加到ε = 9.1%，少量的1/2lt;111gt;型位錯開始在界面Ta層一側形核（如圖6（a）所示），表明Ta層開始進入塑性變形階段，此時應力還沒有下降。這主要是由于界面上的高應力導致界面上的1/2［ˉ1 ˉ11］位錯分解為1/2［ˉ1 ˉ1 ˉ1］和［001］位錯，如圖7（a）所示。［001］位錯不能滑移并且其核結構保持在原先的失配位錯位置上，然而1/2［ˉ1 ˉ1 ˉ1］位錯快速擴展至Ta層中，如圖7（a）所示。圖8給出了單晶W和Ta金屬納米線在300 K溫度下單軸拉伸的應力?應變曲線。如圖8所示，單晶W的抗拉屈服強度（32.2 GPa）顯著高于單晶Ta（15.8 GPa），因此位錯是先在半共格界面Ta層一側形核并向其內部擴展。當應變增加到ε = 9.2%（圖5中的A點）時，Ta層中形核的位錯明顯增大（如圖6（b）所示），試樣的應力開始進入下降階段（如圖5所示）。隨著應變繼續增大，位錯在Ta層中不斷增殖擴展（如圖6（c）所示），導致應力開始急劇下降。由于半共格界面的阻礙作用，此時Ta層中的位錯不能穿過半共格W/Ta界面進入到W層。DXA功能分析表明，Ta層內位錯類型主要是1/2 lt;111gt;型位錯以及少量的lt;100gt;型位錯。當應變增大到9.5%（圖5中的B點）時，新的1/2lt;111gt;位錯開始在界面處的W層一側出現（如圖6（d）所示），表明W層開始發生塑性變形。為了更好地理解W層一側位錯的形成機制，顯示了W層位錯形成前后界面兩側的位錯分布圖。如圖7（b）所示，當應變為ε = 9.4%時，界面處Ta層一側存在1/2lt;111gt;型位錯而W層一側沒有位錯。當應變增加到ε = 9.5%時，界面W層一側出現1/2lt;111gt;型位錯而Ta層一側的1/2lt;111gt;型位錯消失。這表明界面處W層一側產生的位錯是由Ta層中的1/2lt;111gt;型位錯穿越界面形成。

隨著應變再繼續增大，位錯在W層中不斷增殖擴展。此外，Ta層中的位錯數量也持續增多，并且層內有一定數量的lt;100gt;型位錯生成（如圖6（e）所示）。W層和Ta層中位錯的增值和擴展導致應力繼續快速下降。當應變達到10.7%（圖5中的C點）時，W/Ta納米層狀金屬中各個組元層都存在著數量眾多的位錯（如圖6（f）所示）。DXA功能分析表明W層中的位錯主要是1/2 lt;111gt;型位錯。當繼續施加載荷， Ta層中的位錯繼續增殖擴展，而W層中的位錯數量明顯減少。從圖6（e）和6（f）中的虛線方框可以發現，W層中的位錯基本消失了。這主要是因為W層中的位錯與界面相互作用，導致位錯被界面吸收。為了更加直觀地觀察位錯數量的變化，繪制了W層和Ta層中位錯密度隨應變的變化曲線，如圖9所示，當應變從10%增加到10.7%，可以清晰地看到Ta層中的位錯密度顯著增加，而W層中的位錯密度明顯減小。雖然W層中的位錯活動水平明顯降低，但Ta層中位錯數量的增加導致應力急劇下降，這表明W/Ta納米層狀金屬的塑性屈服主要由Ta層主導。由于W和Ta都是BCC金屬，它們的層錯能較高，因此在拉伸變形過程中沒有觀察到層錯的存在。

當應變達到10.7%（圖5中的C點）時，試樣開始進入塑性流變階段。該階段一個典型的特征是應力隨著應變的變化在一定范圍內上下波動。圖6（f）～6（i）顯示了W/Ta納米層狀金屬在塑性流變階段的位錯演化過程。當應變從10.7%增加到15.5%時，W層和Ta層中的位錯數量均明顯減少（如圖6（f）、6（g）和圖9所示）。從而導致應力?應變曲線中CD段的應力增加（如圖5所示）。當應變在15.5%～21%范圍內，W層和Ta層中的位錯數量明顯增加（如圖6（g）、6（h）和圖9所示），從而導致應力?應變曲線中DE段的應力逐漸減小（如圖5所示）。隨著應變從21%繼續增加到23%，W層和Ta層中的位錯數量持續減少（如圖6（h）、6（i）和圖9所示），從而導致應力?應變曲線中EF段的應力增大（如圖5所示）。從這些結果可以看出，W/Ta納米層狀金屬在流變階段的塑性變形由W層和Ta層中的位錯及其演化共同決定。

2.4 調制周期對W/Ta納米層狀金屬力學響應的影響

從前文的分析結果可知，W/Ta納米層狀金屬的屈服強度和塑性流變強度隨著調制周期λ的增加分別呈現增加和降低的趨勢。為了理解這些現象，對比了不同調制周期的W/Ta納米層狀金屬的位錯結構。試樣應力?應變曲線的最高點與Ta層中的位錯形核擴展有關，而Ta層中的位錯形核是由界面上的失配位錯分解造成的。當調制周期λ增加時， W/Ta納米層狀金屬的組元層數目變少，因此界面數量也減少；界面數量越少，Ta層中越難出現位錯形核擴展，因此應力?應變曲線的最高點升高，即屈服強度增加。

圖10給出了不同調制周期的W/Ta納米層狀金屬在應變為19%的位錯結構和數量。通過對比可知，當λ較大時，W/Ta納米層狀金屬中的位錯數量較多；然而當λ較小時，試樣中的位錯數量明顯減少。這主要是因為當調制周期λ減少時，W/Ta納米層狀金屬的組元層數目變多，進而導致界面數量也增多。從圖6中可以看出，W層和Ta層中的位錯與界面相互作用會導致層狀結構中的位錯數量被界面吸收和儲藏。一方面，界面數量越多，W/Ta納米層狀金屬中界面吸收的位錯數量就越多，從而導致層狀結構中的位錯數量減少，因此流變應力增加。計算了三種典型調制周期（λ = 27.43、13.71和9.14 nm）的W/Ta納米層狀金屬在塑性流變階段的平均位錯密度。對于λ = 27.43、13.71和9.14 nm的樣品，其塑性流變階段的平均位錯密度分別為（0.41±0.064）×1017、（0.39±0.057）×1017和（0.31±0.059）×1017 m-2。這表明較小調制周期的W/Ta納米層狀金屬在塑性流變階段的位錯數量明顯少于較大調制周期樣品的位錯數量。另一方面，界面數量越多，其有效阻礙位錯運動的效果越明顯，從而對金屬層狀材料起到了強化作用。因此，隨著調制周期λ的減少，W/Ta納米層狀金屬的塑性流變強度增加。

3 結 "論

本文采用分子動力學模擬研究了W/Ta納米層狀金屬在拉伸時的力學性能和微結構演化規律，并探討了調制周期對層狀金屬結構力學響應的影響。主要結論如下：

（1）W/Ta 納米層狀金屬的界面上形成網絡狀的失配位錯結構，主要由1/2［ˉ1 ˉ11］、1/2［1ˉ1 ˉ1］和［0ˉ10］三種不同的位錯組成。該半共格界面不僅可以作為位錯形核的源頭也可以作為儲存器吸收層狀結構中的位錯。

（2）W/Ta 納米層狀金屬在拉伸過程中表現出三個明顯的變形階段。首先是線彈性階段；其次是塑性屈服階段，該階段始于位錯在Ta層中的形核與擴展，引起應力顯著下降，促使Ta層發生塑性變形。接著，位錯從Ta層穿過界面進入W層，并在W層中增殖擴展，最終導致W層屈服。在此過程中，塑性屈服主要由Ta層主導；最后是塑性流變階段，此階段應力隨應變的變化呈現一定波動，試樣的變形行為由W層和Ta層中的位錯運動及其演化共同決定。

（3）當調制周期增大時，界面數量的降低使得Ta層內位錯形核減少。同時，界面在塑性變形階段對位錯的吸收能力下降，且其阻礙位錯遷移的作用減弱。在這些因素共同作用下，W/Ta納米層狀金屬的屈服強度與平均塑性流變強度呈現相反趨勢：前者因位錯運動受限而增強，而后者因界面對位錯的吸收能力下降而降低。

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通信作者： 劉雪鵬（1991―），男，博士，副研究員。E?mail： liuxuepeng@hfut.edu.cn