下载文档原格式
纳米材料的力学性能研究方法与技巧引言：纳米材料的力学性能研究是纳米领域中的一个重要课题。
纳米材料由于其特殊的尺寸效应和界面效应，表现出与传统材料截然不同的力学性能。
准确研究纳米材料的力学性能对于设计和制备具有特定性能的纳米材料具有重要意义。
本文将介绍纳米材料力学性能研究的方法和技巧。
一、纳米材料力学性能的测试方法1. 纳米压痕测试：纳米压痕测试是一种常用的纳米材料力学性能测试方法。
该方法通过利用压头对材料表面进行压痕，通过测量压头在样本表面产生的形变来计算材料在纳米尺度下的力学性能参数。
纳米压痕测试可以获得材料的硬度、弹性模量等力学性能参数。
2. 纳米拉伸测试：纳米拉伸测试是另一种常用的纳米材料力学性能测试方法。
该方法通过拉伸样品，测量其应变和应力，通过得到的应力-应变曲线来计算纳米材料的力学性能参数。
纳米拉伸测试可以获得材料的抗拉强度、屈服强度等性能参数。
3. 纳米压缩测试：纳米压缩测试是对纳米材料进行压缩加载，测量力与位移之间的关系，得出纳米材料的力学性能参数。
纳米压缩测试可以用于研究纳米材料的变形行为和力学性能。
二、纳米材料力学性能研究的技巧1. 选取合适的纳米材料：不同类型的纳米材料具有不同的力学性能。
在进行纳米材料力学性能研究前，需要根据具体研究目的选择合适的纳米材料。
考虑纳米材料的结构、成分以及合成方法等因素，选择具有一定代表性的样品进行力学性能测试。
2. 样品制备的标准化：样品制备对于纳米材料力学性能研究的结果具有重要影响。
因此，要确保样品制备的标准化和重复性。
在制备样品时应注意控制纳米颗粒的尺寸、形貌和分散性，避免影响力学性能测试的因素。
3. 合理选择性能测试参数：在进行纳米材料力学性能测试时，需要根据具体样品的特点和测试目的，选择合适的测试参数。
例如，在纳米压痕测试中，应根据样品的硬度范围选择合适的压头，以保证测试结果的准确性。
4. 结合理论计算与实验：纳米材料力学性能的研究需要结合理论计算与实验相结合。
1.小尺寸效应：当纳米粒子尺寸与德布罗意波以及超导态的相干长度或透射深度等物理特征尺寸相当或更小时，对于晶体其周期性的边界条件将被破坏，对于非晶态纳米粒子其表面层附近原子密度减小，这些都会导致电、磁、光、声、热力学等性质的变化，这称为小尺寸效应我的理解是尺寸小了就会出现一些新的现象、新的特性。
从理论层面讲主要是由于尺寸变小导致了比表面的急剧增大。
由此很好地揭示了纳米材料良好的催化活性。
2.表面效应：是指纳米粒子表面原子数与总原子数之比随粒径的变小而急剧增大后引起的性质上的变化。
其实质就是小尺寸效应。
球形颗粒的表面积与直径的平方成正比，其体积与直径的立方成正比，故其比表面积（表面积／体积）与直径成反比。
随着颗粒直径变小，比表面积将会显著增大，说明表面原子所占的百分数将会显著地增加。
当尺寸小于0.1微米时，其表面原子百分数激剧增长，甚至1克超微颗粒表面积的总和可高达100平方米，这时的表面效应将不容忽略。
3. 量子尺寸效应：当粒子尺寸降低到某一值时，金属费米能级附近的电子能级由准连续变为分立能级和纳米半导体微粒的能隙变宽的现象均称为量子尺寸效应。
可否直接说连续的能带变成能级。
宏观量子隧道效应：微观粒子具有穿越势垒的能力称为隧道效应。
近年来，人们发现一些宏观量，例如微粒的磁化强度、量子相干器件中的磁通量等亦具有隧道效应，它们可以穿越宏观系统的势垒而产生变化，故称为宏观量子隧道效应。
表面与界面效应这是指纳米晶体粒表面原子数与总原子数之比随粒径变小而急剧增大后所引起的性质上的变化。
例如粒子直径为10纳米时，微粒包含4000个原子，表面原子占40%；粒子直径为1纳米时，微粒包含有30个原子，表面原子占99%。
主要原因就在于直径减少，表面原子数量增多。
再例如，粒子直径为10纳米和5纳米时，比表面积分别为90米2/克和180米2/克。
因为表面原子数目增多，比表面积大，原子配位不足，表面原子的配位不饱和性导致大量的悬空键和不饱和键，表面能高，因而导致这些表面原子具有高的活性，极不稳定，很容易与其他原子结合。
什么是金属材料的电阻应变效应金属材料的电阻应变效应是指当金属材料受到外力作用时，会产生电阻率随应变而变化的现象。
这种现象被广泛应用于传感器、应变计等领域，用于测量和控制物体的应变。
金属材料的电阻应变效应最早由W. R. Thomson在1856年发现，并被称为“汤姆森效应”。
随后，康普顿、豪克、尹臻等人对该效应进行了深入研究。
金属材料的电阻应变效应是由于金属的晶格结构发生变化而导致的。
当金属材料受到外力拉伸或压缩时，晶格间的原子相对位置发生改变，导致晶体内电子的运动方式也发生了变化。
这种变化会导致电子与晶格中的离子发生碰撞，影响电子的运动速率和方向，从而改变金属的电阻率。
金属材料的电阻应变效应可以用以下公式描述：ΔR/R=αε其中，ΔR表示电阻率的变化量，R表示应变前的电阻率，ε表示应变量，α称为电阻应变系数。
电阻应变系数是一个比例常数，它反映了金属材料的电阻率与应变之间的关系。
电阻应变系数的大小取决于金属材料的特性。
一般来说，电阻应变系数与金属的弹性模量、晶体结构、晶粒大小等因素有关。
不同金属的电阻应变系数可以参考相关文献。
对于金属材料的应变计来说，通过测量材料的电阻率变化可以间接地获得材料的应变信息。
应变计是一种基于电阻应变效应的传感器，常用于工程领域的应力分析、结构健康监测、材料性能研究等方面。
除了金属材料，其他材料如半导体和聚合物等也可以表现出电阻应变效应，但其原理和特性略有不同。
金属材料的电阻应变效应是由于晶格的弹性变形引起的，而半导体和聚合物的电阻应变效应则是通过控制载流子浓度和移动率来实现的。
总之，金属材料的电阻应变效应是一种重要的物理现象，在材料科学、工程技术和传感器领域具有广泛的应用价值。
通过测量金属材料的电阻率变化，可以实现对材料应变信息的高精度测量和监测。
金属拉伸实验的结论通常基于实验数据和分析结果得出，可以根据实验目的和测试条件而有所不同。
以下是一些常见的金属拉伸实验结论：
弹性阶段：在低应变范围内，金属材料表现出线性的应力-应变关系，即满足胡克定律。
实验结果显示金属在此阶段具有良好的弹性恢复性能。
屈服点：随着应变的增加，金属材料会进入屈服阶段。
屈服点是指金属材料开始发生可见塑性变形的应变点。
实验结果通常会给出屈服点的应力和应变值。
极限强度：在屈服点之后，金属材料继续受力并逐渐达到其极限强度。
极限强度是材料能够承受的最大应力值，实验结果会提供极限强度的应力和应变值。
断裂点：当金属材料达到其极限强度后，继续应用载荷会导致材料的断裂。
实验结果通常会提供断裂点的应力和应变值，以及可能的断裂模式（如延性断裂或脆性断裂）。
此外，根据实验设计和需要，还可以得出其他结论，如材料的延伸率、断面收缩率、材料的塑性变形行为等。
纳米线高应变率拉伸超塑性路文江;包宏伟;汤富领;蔡后敏;芮执元;朱亮【摘要】应用分子动力学方法,采用嵌入势EAM与Buckingham势,对金属Cu、半导体化合物CuInSe2和陶瓷化合物MgO纳米线进行拉伸模拟,考察其拉伸应力-应变曲线,并分析拉伸过程中的结构变化.发现当以高于临界应变率的速率对纳米线进行拉伸时,纳米线由脆性断裂向韧性断裂转变,且其延伸率可以超过100％,表现出超塑性的特性,而以较低应变率拉伸时,纳米线仍然表现为脆性断裂,这表明纳米线材料的超塑性对于应变率高度敏感.通过观察纳米线在拉伸过程中的结构变化,发现高应变率拉伸时由于CuInSe2与Cu纳米线晶体结构发生非晶化,在这一转变过程中大量能量被吸收,因而导致其塑性变好.而MgO纳米线则发生面心立方结构向环形结构的相变,相变的发生同样导致了能量的吸收,从而使其塑性大大改善.【期刊名称】《兰州理工大学学报》【年(卷),期】2015(041)001【总页数】6页(P15-20)【关键词】纳米线;分子动力学;超塑性【作者】路文江;包宏伟;汤富领;蔡后敏;芮执元;朱亮【作者单位】兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学机电工程学院,甘肃兰州730050;兰州理工大学材料科学与工程学院,甘肃兰州730050【正文语种】中文【中图分类】TG115.28在纳米材料刚刚兴起的时候，人们就猜想如果将金属材料的晶粒尺寸减小到纳米量级，即使是在很低的温度下也会发生扩散蠕变，应具有很好的塑性变形能力，甚至在室温条件下就可能发生超塑性变形［1-3］.然而，大量的实验结果却令人失望.大多数纳米金属延伸率仅为1%～4%，扩散蠕变速率也非常低.卢柯［4-6］等人认为这种低的延伸率主要是由于纳米样品在制备过程中所引入的缺陷所致.为了减少纳米晶体中的缺陷，他们利用电解沉积技术制备出致密、高纯的Cu纳米晶.终于在轧制Cu纳米晶时观察到了室温超塑性，其延伸率高达5 100%.与此相似，陶瓷材料和半导体材料的脆性也被归因于材料制备过程中引入的微观缺陷（如杂质、空洞和微裂纹等）［7］.那么，不禁要问，如果也将陶瓷材料或半导体材料制备成没有缺陷的高纯纳米材料，它们是否也具有塑性或超塑性？而纳米线因其具有许多独特性质而被广泛应用，因此对纳米线进行超塑性的研究具有重要意义［8-9］.由于纳米试样制备和操作的复杂性，用实验的方法回答上述问题，仍然具有较大的挑战性［10］.随着计算机技术的飞速发展，人们用分子动力学模拟方法对纳米线的拉伸等力学性能做了大量研究［11-14］.但对金属、半导体和陶瓷纳米线塑性的对比性研究还缺少系统性.为此，本文将以金属（Cu）纳米线，半导体（CuInSe2）纳米线和陶瓷（MgO）纳米线为例，利用分子动力学方法，系统研究纳米线材料塑性的影响因素.1 计算方法、模型和框架在分子动力学模拟中，正确描述原子之间相互作用的势参数至关重要，它决定了模拟结果的可靠性.对于金属Cu，选择由Foils［15］等人提供的嵌入势（embedded atom method，EAM）.EAM 势参数中体系的总能量为其中，φ（rij）表示二体势，rij表示2个原子间的距离，F（ρi）是2个原子的嵌入能，ρi是其他所有原子在i位置的电子密度［16］.对于陶瓷化合物MgO和半导体化合物CuInSe2，本文拟合了其Buckingham势，公式为其中，Aij，ρij和Cij为拟合参数，rij表示2个原子间的距离，式中第一项φij为短程排斥力，第二项为范德华力产生的偶极-偶极吸引力［17-18］.在分子动力学模拟中，根据Virial应力原理，每个原子的应力张量由6个方向的向量分量组成，分别为：xx，yy，zz，xy，xz，yz，但是由于单个原子的体积难以精确计算，但整个系统的所有原子数（N）与体积（V）可以精确求得，因此，可以将整个系统中所有原子的同一方向的应力张量相加，然后平分给每个原子.整个系统在z方向的应力可以由公式（4）给出：应变可以由公式（5）给出：其中，Szz为计算所得的每个原子拉伸方向的应力，Lz（Nsteps）为纳米线在某一时刻的长度，Lz（0）为纳米线的初始长度.通过公式（4、5），可以计算出纳米线的应力-应变关系，绘制出曲线.利用上述势参数模型以及分子动力学方法，建立了Cu、MgO和CuInSe2纳米线的模型.Cu为典型的面心立方金属，晶格常数为a＝b＝c＝0.361 49 nm，建立沿着［001］方向生长的Cu纳米线初始构型，宽度方向为x＝y＝3.6nm，长度方向为z＝14.9nm，总原子数约为16 000个，如图1a所示，理想的CuInSe2晶体是黄铜矿结构，群结构为I42d，晶格常数为a＝b＝0.579 6nm，c＝1.161 5nm.建立不同生长方向的CuInSe2，发现沿［112］方向生长的CuInSe2纳米线具有最稳定的结构，这与Chet［19］等人的实验结果相符合，因此，建立了［112］方向生长，直径φ0＝4.96nm，初始长度L0＝25nm的CuInSe2纳米线，总原子数约为20 000个，如图1（b）所示.而MgO为NaCl晶型，属于面心立方晶体，晶格常数为a＝b＝c＝0.426 57nm，建立［001］方向生长的MgO初始构型，宽度方向为x＝y＝2.6nm，长度方向为z＝6.3nm.总原子数为4 320个，其中O原子2 160个，Mg原子2 160个，O原子与Mg原子个数比为1∶1，如图1c所示，所有模型在长度方向均采用周期边界条件.图1 不同纳米线初始构型Fig.1 Ⅰnitial configuration of various nanowires然后对模型进行能量优化与结构优化，温度设定为300K，采用Nose-Hoover控温方法进行等温控制弛豫200 000步，这样可以避免由热激活效应引起的影响.等到结构稳定后，再以不同的应变率进行拉伸，时间步长均为0.001ps.采用由美国圣地亚哥国家实验室（Sandia Nation Laboratories）开发的分子动力学软件LAMMPS（large-scale atomic／molecular massively parallel simulator）开展模拟工作，并采用可视化软件OVITO（open visualization tool）来分析纳米线拉伸过程中的结构变化.2 计算结果和讨论超塑性是材料在拉伸时候展现出来的异常低的流变抗力、异常高的流变性能（例如大的延伸率）的现象.对于多晶材料，超塑性主要有2种表现形式：1）微细晶粒超塑性；2）相变超塑性.这就意味着超塑性一般发生在具有微细的等轴晶组织的材料或能够发生多次的循环相变以及同素异性转变的材料当中.与多晶体材料相比，纳米线具有较高的比表面积，因此纳米线表面具有比体相材料更多的表面原子，这样就会产生巨大的表面能，破坏表面原子的对称性，进而导致了巨大的表面应力产生，此外表面应力会诱发纳米线发生相变，这就意味着纳米线有很好的超塑性潜质. 2.1 Cu纳米线金属Cu纳米线作为典型的面心立方金属纳米线，已经有很多人对其力学性能进行了研究，计算了其不同应变率拉伸时的应力-应变曲线［20］，如图2所示.从图中可以看出，对于金属纳米线，拉伸塑性应变率是高度敏感的.对于面心立方金属的纳米线而言，其拉伸机制主要是滑移与孪晶的竞争.较高应变率下拉伸时，不全位错在纳米线边缘处开始形核并增殖，对应着图2中曲线1的第一次下降，此时原子个体行为取代位错的运动成为主导因素，纳米线中局部区域的晶体排列开始变得无序化，如图3a（图3a、b为应变率0.04ps-1，图3c、d为应变率0.000 4 ps-1，原子颜色由中心对称函数（CSP）标定）所示.随着应变的继续增加，无序化的结构导致了纳米线的非晶化转变，到应变为0.8时，整个纳米线几乎全部非晶化，如图3b所示.这一过程中，变形刚开始时启动的位错来不及继续滑移或孪生，以及纳米线结构的非晶化导致了纳米线塑性变好.低应变率拉伸时，主要是纳米线中不全位错在纳米线的2端开始形核并启动，对应图2中曲线2的第一次突降，位错结构如图3c所示，虚线框内即为位错.而继续拉伸时，随着不全位错的滑移，纳米线中正常的原子堆垛次序遭到破坏，进而形成堆垛层错，这对应着图2中曲线2有小幅震荡，如图3d所示，虚线框内即为堆垛层错的结构，层错边缘为不全位错. 卢柯［4-6］等人在对高纯度、高致密度的纳米晶铜进行力学性能测试时，同样也发现了这种反常应变速率效应，且高的应变率会使位错密度大大增加并导致晶界尺寸的减小，这种反常效应反映纳米材料具有完全不同的变形及断裂机制.而对于单晶纳米线而言，晶界并未产生影响，然而高应变率仍然能够使原子之间缺乏响应，原子的个体行为变为主导因素，而且由于纳米线巨大的表面效应，使得纳米线具有很高的表面应力，这种表面应力使得纳米线在高应变率拉伸时发生非晶转变，在低应变率拉伸时不全位错在表面处形核，从而使得塑性大大改善.此外，也对脆性的金属间化合物γ-TiAl纳米线进行了考察，发现γ-TiAl纳米线同样具有该种效应，在较低应变率下拉伸时表现出脆性断裂，延伸率只有10%左右，而当应变率增加时，延伸率可以达到200%左右，其变形机制与金属类似.图2 Cu纳米线不同应变率拉伸时应力-应变曲线Fig.2 Stress-strain curves ofCu-nanowire under tension with different strain rates图3 不同应变率下Cu纳米线拉伸构型图Fig.3 Tensile configuration of Cu-nanowire with different strain rate，Atom color of nanowire is calibratedby centrosymmetric function（CSP）value2.2 CuⅠnSe2纳米线图4为CuInSe2纳米线以不同应变率拉伸时的应力-应变曲线.图4 CuⅠnSe2纳米线不同应变率拉伸时的应力-应变曲线Fig.4 Stress-strain curves of CuⅠnSe2nanowire under tension with different strain rates可以看出，无论是在低应变率还是在高应变率下，应力都呈现出随着应变的增加而增加的趋势，在初期变形中，应力-应变曲线都有一个线弹性阶段，此后，应力-应变曲线开始呈现出不同的变化趋势：对于较低的应变率，例如0.000 4ps-1，在应变ε＝0.08处，应力首先从屈服应力2.90GPa突降到1.85GPa，此后，随着应变的增加，应力开始周期性震荡，然后断裂，这种现象主要发生在0.000 4～0.01ps-1应变率，并且应变率越小，震荡的现象越明显；对于较高的应变率，例如应变率为0.04ps-1，在应变ε＝0.13处，应力从屈服应力4.34GPa突降到2.16GPa，然后在应变ε＝0.13～1.00保持塑性流动，此阶段内，应力基本未发生变化，这种现象主要发生在0.03～0.05ps-1应变率.而当应变率在0.01～0.03ps-1变化时，应力-应变曲线从周期震荡现象向塑性流动现象过渡.可以看出，随着应变率的增加，CuInSe2纳米线的屈服强度与屈服应变均呈现出增加的趋势，塑性大大变好.通过可视化软件，分析CuInSe2纳米线在较高应变率下拉伸的结构可以看出，CuInSe2结构发生非晶化，如图5所示.图5 CuⅠnSe2纳米线高应变率拉伸时的构型图Fig.5 Configurational diagram of CuⅠnSe2nanowire under tension with high strain rate这是因为过高的应变速率使得原子没有足够时间响应外部加载，此时，原子的个体行为变为主导因素，原子开始变得无序化，原子的集体运动跟不上外部加载，导致纳米线晶体结构发生非晶化，因此纳米线表现出较好的塑性.而在以低应变率拉伸时，纳米线的晶体结构保持较为完整，原子可以保持相互之间的协同作用.2.3 MgO纳米线图6为MgO纳米线在不同应变率拉伸的应力-应变曲线，从图中可以看出，高应变率下拉伸时，应力-应变曲线有2个屈服点，在第1个屈服点之后，应力经过一段时间的塑性流动，此时，要想使MgO纳米线继续变形，必须继续增加应力，然后达到第2个屈服点.图7为MgO纳米线在0.04ps-1应变率下的拉伸构型图，图8为MgO纳米线ε＝0.32时发生相变的结构示意图.从图7可以看出，这一过程中，纳米线发生相变，从初始的面心立方结构转变为环形结构，相变结构如图8中虚线所分隔开的区域所示，图7与图8中原子颜色由其能量标定.这种相变是无扩散的马氏体相变，相变过程中伴随着位错的滑移与孪晶.在第二屈服点之后，面心立方结构完全转变为环形结构，然后才发生断裂.图6 MgO纳米线不同应变率拉伸的应力-应变曲线Fig.6 Stress-strain curves of MgO nanowire under tension with different strain rates图7 MgO纳米线在0.04ps-1应变率下不同应变时拉伸构型图Fig.7 Configurational diagram of MgO nanowire under tension with 0.04ps-1strain rate and different strains图8 MgO纳米线ε＝0.32时发生相变的结构示意图Fig.8 Schematic diagramof configuration of MgO nanowire withε＝0.32and phase transformation在较低应变率下拉伸时，应力-应变曲线只有1个屈服点，此时并未有相变发生，达到屈服点以后，MgO纳米线随即发生脆性断裂，并未有新相出现.可见，高应变率拉伸诱发了MgO纳米线的相变，而相变又使MgO纳米线呈现出了远比其体相材料要好的塑性.这与ZnO与GaN［21］纳米线类似，这种应力诱发的相变，使得MgO纳米线可以呈现出与体相MgO材料相比非凡的塑性.可以预测，氧化物或氮化物类型的纳米线都可以表现出类似的性质.2.4 超塑性通过对Cu、CuInSe2以及MgO纳米线拉伸性能的研究，发现它们在高应变率下拉伸时，都表现出相当好的塑性，称之为超塑性，如表1所示.对3种纳米线在室温下不同应变率下拉伸时的延伸率进行统计，可以看出，随着应变率的增加，纳米线的塑性大大增加，在超过某一临界应变率的时候，延伸率开始大幅度增加.多晶材料的超塑性一般是晶界在高温下的滑移造成的，而对于单晶纳米线而言，高应变率拉伸时，纳米线晶体结构会发生非晶化转变或马氏体相变，这种转变的过程吸收了大量的能量，因此纳米线才能够表现出超塑性.而低应变率拉伸时，原子之间有足够的时间相互响应，因此纳米线的变形多依赖于位错的滑移，并未发生结构的转变过程，所吸收的能量相对来说要少很多，因此相应的塑性也就较差.可见，这种效应适用于大部分纳米线材料，即便其对应的体相材料是脆性材料，纳米线在以超过其临界应变率的速率拉伸时也可呈现出超塑性.表1 Cu，CuⅠnSe2，MgO纳米线不同应变率下的延伸率Tab.1 Tensile rate of Cu，CuⅠnSe2，and MgO nanowires with different strain rates %应变率／（ps-1） Cu CuInSe2 MgO 0.0004 0.004 0.008 0.01 0.02 0.03 0.04 0.05 4655 51 67 13／／／／／7 9 129／52 42 64 55／100 149 186 80 125／对于这一临界应变率，与纳米线的尺寸，生长方向及拉伸时候的温度等都有着关系，受多种因素的协同影响.延伸率的增加意味着其塑性大大提高，例如，CuInSe2纳米线在0.05ps-1应变率拉伸的时候其延伸率达到了186%，而普通的塑性金属，其延伸率只有20%左右，这说明，由纳米线制备的各种器件，可以制造成各种复杂形状，而不用担心其力学性质.4 结论1）利用分子动力学方法，分析了金属（Cu）纳米线，半导体（CuInSe2）纳米线和陶瓷（MgO）纳米线在拉伸时所表现出的超塑性，结果发现：2）与相应的体相材料相比，纳米线表现出反常应变率效应，即随着应变率的增大，纳米线的塑性得到很大的改善，且在高于临界应变率下拉伸时均可呈现出超塑性.临界应变率的大小取决于纳米线的尺寸、生长方向、晶体结构和温度等因素.3）对于CuInSe2与Cu纳米线，高应变率下表现出的超塑性主要原因为晶体结构的非晶化，而对于MgO纳米线，高应变率下的超塑性主要原因是其初始的面心立方结构发生相变，转变为环形结构.而在纳米线非晶化转变或者相变的过程中，大量的能量被吸收，这是纳米线产生超塑性的根本原因.低应变率下拉伸时，纳米线的整体结构保持较完整，变形主要依靠位错滑移来完成，并未有结构转变的过程，因此塑性仍然较差.参考文献：［1］ HAO S J，CUI L S，JIANG D Q，et al.A transforming metal nanocomposite with large elastic strain，low modulus，and high strength ［J］.Science，2013，339（6124）：1191-1194.［2］ KIM B N，HIRAGA K，MORITA K，et al.A high-strain-rate superplastic ceramic［J］.Nature，2001，413（10）：288-291.［3］ TAN M J，LIEW K M，TAN H.Analysis of cavitation and its effects on superplastic deformation ［J］.Journal of Achievements in Materials andManufacturing Engineering，2007，25（2）：7-10.［4］ LU L，SUI M L，LU K.Superplastic extensibility of nanocrystalline copper at room temperature［J］.Science，2000，287（5457）：1463-1466.［5］ CHEN J，SHI Y N，LU K.Strain rate sensitivity of a nanocrystalline Cu-Ni-P alloy ［J］.International Journal of Materials Research，2005，20（11）：2955-2959.［6］ LU L，SUI M L，LU K.Superplasticity extensibility and deformation mechanism of a nanocrystalline copper sample［J］.Advanced Engineering Materials，2001，3（9）：663-667.［7］ ZHANG Y F，HAN X D，ZHENG K，et al.Direct observation of super-plasticity of beta-SiC nanowires at low temperature［J］.Advanced Functional Materials，2007，17（17）：3435-3440.［8］ MA F，XU K W，CHU P K.Surface-induced structural transformation in nanowires［J］.Materials Science and Engineering R，2013，74（6）：173-209.［9］樊丁，崔文娟，顾玉芬，等.铁掺杂TiO2纳米管阵列的制备及可见光光催化性能［J］.兰州理工大学学报，2011，37（4）：23-26.［10］刘浩，柯孚久，潘晖，等.铜-铝扩散焊及拉伸的分子动力学模拟［J］.物理学报，2007，56（1）：407-412.［11］ JANG D，LI X，GAO H，et al.Deformation mechanisms in nanotwinned metal nanopillars［J］.Nature Nanotechnology，2012，7（9）：594-601.［12］ MA F，MA S L，XU K W，et al.Asymmetrical reorientation ofbimetallic core-shell nanowires［J］.Nanotechnology，2009，20（4）：045601.1-045601.6.［13］ DIAO J，GALL K，DUNN M L.Surface-stress-induced phase transformation in metal nanowires ［J］.Nature Materials，2003，2（10）：656-660.［14］ LIANG W，ZHOU M.Pseudoelasticity of single crystalline Cu nanowires through reversible lattice reorientations［J］.Journal of Engineering Materials and Technology，2005，127（4）：423-433.［15］ WEINBERGER C R，CAI W.Plasticity of metal wires in torsion：molecular dynamics and dislocation dynamics simulations［J］.Journal of the Mechanics and Physics of Solids，2010，58（7）：1011-1025.［16］ GAO Y J，WANG H B，ZHAO J W，et al.Anisotropic and temperature effects on mechanical properties of copper nanowires under tensile loading［J］.Computational Materials Science，2011，50（10）：3032-3037.［17］汤富领，陈功宝，谢勇，等.Al表面的类液结构及其自扩散通道［J］.物理学报，2011，60（6）：066801.1-066801.8.［18］ TANG F L，ZHANG X.Atomic distribution and local structure in charge-ordered La1／3Ca2／3MnO3 ［J］.Physical Review B，2006 73（14）：144401.1-144401.9.［19］ TANG F L，ZHANG X.Holes distribution and local structure in La2-xSrxCuO4 ［J］.Applied Physics Letter，2007，90（14）：142501.1-142501.3.［20］李维学，焦琨，戴剑锋，等.碳纳米管增强AZ91D复合材料微区应力场的有限元模拟［J］.兰州理工大学学报，2010，36（4）：161-164.［21］ JUNG K，CHO M，ZHOU M.Strain dependence of thermal conductivity of［0001］-oriented GaN nanowires［J］.Applied Physics Letter，2012，112（4）：083522.1-083522.3.。
[Article]物理化学学报(Wuli Huaxue Xuebao )Acta Phys.鄄Chim.Sin .,2007,23(4)：517-520April 28,2006;Published on Web:March 14,2007.∗Corresponding author.Email:believechx@.国家自然科学基金(50501012),山东省优秀中青年科学家奖励基金(2004BS04016)资助项目ⒸEditorial office of Acta Physico ⁃Chimica Sinica应变率诱发镍纳米丝的非晶化彭传校∗王丽张妍宁(山东大学材料液态结构及其遗传性教育部重点实验室,济南250061)摘要：采用镶嵌原子法(EAM)作用势对镍纳米丝的拉伸过程进行了分子动力学模拟.体系施加应变率范围在5×107-1×1010s -1,观察体系的应力-应变曲线、平均原子能量、原子轨迹,偶相关函数随应变率的变化.发现当应变率低于1×108s -1时,体系发生塑性变形,最终颈缩断裂,偶相关函数表明体系一直保持晶体结构;而当应变率高于1×109s -1时,体系发生了由晶体向非晶的持续转变,偶相关函数出现了典型的非晶峰,高应变率诱发了Ni 纳米丝的非晶化.关键词：分子动力学模拟;应力-应变曲线;非晶化中图分类号：O645Amorphization of Ni Nanowires Induced by Strain RatePENG Chuan ⁃Xiao ∗WANG Li ZHANG Yan ⁃Ning(Key Laboratory of Liquid Structure and Heredity of Materials,Ministry of Education,Shandong University,Jinan 250061,P.R.China)Abstract ：Molecular dynamics simulations were performed for studying mechanical properties of nickel nanowires subjected to uniaxial strain using embedded atom method (EAM)potential.Strain rates applied in the simulations ranged from 5×107s -1to 1×1010s -1.The stress,the average atomic energy,the pair correlation function,as well as the transient atomic images of the systems were presented to explore the strain rate dependence of structure of nanowires.It was found that as the strain rates applied to the system were lower than 1×108s -1,the nanowires underwent plastic deformation and kept crystal structure before fracture during the process of tensioning state,which was testified clearly by the pair correlation function.While as strain rates were higher than 1×109s -1,the nanowires changed continuously from crystalline structure to amorphous phase and the pair correlation function also exhibited the characteristics of typical amorphous peaks.Amorphization of Ni nanowires was induced under high strain rates.Key Words ：Molecular dynamics simulation;Stress-strain curves;Amorphization非晶态合金与晶体材料相比有强度高、耐蚀性好、导磁率高等优良的性能而受到人们的普遍关注.自1960年Duwez 等人[1]采用熔体快速冷却的方法制备出Au ⁃Si 非晶合金以来,人们已开发出多种制备非晶合金的方法.金属非晶合金的制备可以通过抑制过冷熔体的均质形核及晶核生长,提高冷却速率,同时减少或消除异质形核[2].而Ikeda [3]、Branicio [4]等人的模拟发现,金属纳米晶在施加高应变率时,体系发生了非晶化现象.纳米晶体对设计和制造纳米电机系统(NEMS)有重要的意义,对各种金属纳米晶体的电学、热力学性能的研究已开展了很多工作[5].王秀喜等人[6-8]利用分子动力学模拟对纳米丝的力学性能及变形机制、尺寸效应作了研究.应变率的不同会对晶体结构产生很大的影响,高应变率使纳米晶非晶化,不同于快速冷却等其他制备非晶的方法,本文研究了Ni 纳米丝在高应变率下的非晶化现象,为非517Acta Phys.⁃Chim.Sin.,2007Vol.23晶,尤其是纳米非晶的制备提供实验基础和理论依据.1分子动力学模拟方法体系的初始构型的原子按理想的面心立方结构排布.X、Y、Z坐标轴分别对应面心立方的[100]、[010]、[001]晶向.模型尺寸为5a0×5a0×15a0,其中a0为镍的晶格常数(0.3523nm),原子数为1500个.采用的边界条件:X、Y表面为自由面,Z方向采用周期性边界条件.文献表明[4],Z方向为周期性边界时,增加Z方向的初始长度对模拟的结果影响不大.模拟过程中原子势函数采用镶嵌原子势[9,10].数值积分采用预测修正算法[11].利用Nosé⁃Hoover方法[12,13]进行等温调节,为了避免温度效应的影响,模拟温度控制在绝对零度.模拟时先将初始构型驰豫10000步,使其达到能量稳定状态,然后对驰豫后的纳米丝沿Z方向分步均匀拉伸,每次加0.003的应变,调整加载间隔,以达到相应的应变率.本文的应力均为体系的原子应力的平均值,单位为GPa;原子平均能量的单位为eV.2分子动力学模拟结果与讨论图1给出了不同应变率下的应力-应变曲线,总体上随着应变量的增加,应力都呈现出先增加后下降的趋势.对于不同的应变率,可以发现,在应变率低于1.0×108s-1时,应力-应变曲线在应变量小于0.17阶段基本是重合的,这一阶段我们称其为小应变阶段,随着应变量的增大,应力呈线性上升,达到最大值后急剧下降,最后呈现出锯齿形的发展阶段;而对于较高应变率(大于1.0×109s-1),随着应变率增高,曲线在小应变量阶段不再重合,应力的最高值也不断增加,曲线从最高值下降后,在较大的应变量下应力数值几乎为常量.不同应变率对应的应力-应变曲线不同,表明了纳米丝微观结构不同的演化过程[6].分别取应变率为8.5×107s-1(称之为低应变率,用K1表示)、1.0×109s-1(称之为高应变率,用K2表示)两条应力-应变曲线探讨不同应变阶段体系的能量及结构的变化.2.1低应变率作用下的体系结构变化图2给出了应变率为K1的平均原子能量和应力-应变曲线图及其标出位置的原子轨迹图,对应位置的偶相关函数曲线在图3中给出.位置①体系处于拉伸前的状态,对应的原子轨迹图以及偶相关函数如图2(b)及图3所示,表明体系为理想的fcc结构.随着应变量的加大,在应变量小于0.17时,应力呈直线上升;随着应变量的增加,体系能量不断升高(如图2(a)所示),对应的原子轨迹图未发现有位错出现,只是晶格在Z向拉长,晶格拉长程度的不断加大导致了体系的能量和应力的增加.当应变达到0.17左右时(位置②),应力和能量图1镍纳米线在不同应变率下的平均原子应力-应变曲线Fig.1The average atomic level stress-strain curvesof Ni nanowires under different strain rates图28.5×107s-1应变率下体系(a)平均原子能量和应力及(b)原子轨迹随应变量的变化Fig.2Average atomic level energy,stress(a)and transient atomic images(b)with thechange of strain at the strain rate of8.5×107s-1Strains of the positions1,2,3,4,5are0,0.17,0.18,0.34,0.57,respectively.ab518No.4彭传校等：应变率诱发镍纳米丝的非晶化值均到达最高,此时的偶相关函数仍显示为晶体特征.随着应变的增加,体系的滑移系{111}〈110〉开动,应力值开始迅速下降,体系的能量也随之释放,到达位置③时,体系的能量接近最低点,对应的偶相关函数表明晶体峰不断宽化.继续拉伸则导致位错的不断增殖,体系的能量又有所升高,应力曲线呈锯齿状发展.当应变达到0.5左右(位置⑤)时,体系出现了颈缩现象,其偶相关函数在颈缩时仍显示为晶体峰特征.对体系各个位置的能量分析发现,颈缩位置的平均原子能量高于体系其他位置的能量.这与Park 等人[14]的计算结果相一致,其在对金纳米线的拉伸模拟中,在断裂位置的原子的能量也显示很高.在低应变率下,镍纳米线产生塑性变形,塑性变形主要是通过滑移方式进行的,随着位错的不断增殖和运动,体系的结构和能量发生变化,最终在能量较高的部位出现颈缩断裂.2.2高应变率作用下的体系结构变化图4给出了K 2应变率下平均原子能量和应力随应变量的变化曲线及相应位置的原子轨迹图.曲线和低应变量时的相比,显得光滑.拉伸初始状态(位置①)和低应变率时相同,体系为理想的fcc 结构.随着应变量的增加,在应变量小于0.29时,纳米丝处于弹性拉伸状态,没有出现位错,体系的能量和应力也随着晶格畸变的增大而不断增加.在应变量为0.29的时候(对应位置②),体系的应力和能量达到最高值,其原子轨迹图显示体系开始出现少量位错,而偶相关函数(图5)表现为晶体峰的特征.随着应变量的进一步增大,体系出现局部紊乱,应力和能量迅速降低,当能量降低到最低值时整个体系完全紊乱.(应变量大约为0.35左右)在这一过程中,体系的偶相关函数晶体峰不断宽化,有的消失,在0.32nm 附近代表八面体结构的峰基本消失,这预示着体系由晶体结构转变为非晶结构.当应变量持续增大到0.56时(对应位置④),从原子轨迹图可以看出体系没有发生上述的颈缩现象,偶相关函数第二峰劈裂[15],仍然图38.5×107s -1应变率下的偶相关函数Fig.3Pair correlation functions at thestrain rate of 8.5×107s -11,2,3,4,5corresponding to that in Fig.2ab图4 1.0×109s -1应变率下体系(a)平均原子能量和应力及(b)原子轨迹随应变量的变化Fig.4Average atomic level energy,stress (a)and transient atomic images (b)with the changeof strain at the strain rate of 1.0×109s -1Strains of the positions 1,2,3,4are 0,0.29,0.31,0.56,respectively.图5应变率为1.0×109s -1的偶相关函数Fig.5Pair correlation functions atthe strain rate of 1.0×109s -11,2,3,4corresponding to that in Fig.4519Acta Phys.鄄Chim.Sin.,2007Vol.23保持着明显的非晶峰特征.在高应变率下,镍纳米线局部失去长程有序结构,进而无序区域持续扩展,直至体系整体非晶化,体系以原子排列无序化作为变形机制.3结论通过对镍纳米丝的拉伸模拟发现,在较低应变率下,纳米线发生塑性变形,最终在能量较高的部位出现颈缩断裂,偶相关函数证实在断裂之前,体系保持晶体结构.当应变率较高时,体系出现局部非晶化乃至整体非晶化,且最高应力值随着应变率的升高不断增加.在高应变率下,体系发生了由晶体向非晶的持续转变,原子轨迹图显示体系并没有发生颈缩断裂,高应变率诱发了Ni纳米丝的非晶化.References1Klement,W.K.;Willens,R.;Duwez,P.Nature,1960,187:869 2Yuan,Z.Z.;Wang,B.X.;Hao,L.;Chen,X.D.Special Casting& Nonferrous Alloys,2005,25(1):35[袁子洲,王冰霞,郝雷,陈学定.特种铸造及有色合金,2005,25(1):35]3Ikeda,H.;Qi,Y.;Cargin,T.;Samwer,K.Phys.Rev.Lett.,1999,82:29004Branicio,P.S.;Rino,J.P.Phys.Rev.B,2000,62:169505Wu,H.A.European Journal of Mechanics A/Solids,2006,25:3706Xu,Z.;Liang,H.Y.;Wang,X.X.Acta Mechanica Solid Sinica,2003,24(2):229[徐州,梁海弋,王秀喜.固体力学学报,2003,24(2):229]7Liang,H.Y.Ph.D.Dissertation.University of Science andTechnology of China,2001[梁海弋.博士学位论文.中国科学技术大学,2001]8Liang,H.Y.;Wang,X.X.;Wu,H.A.;Wang,Y.Acta Mechanica Sinica,2002,34(2):208[梁海弋,王秀喜,吴恒安,王宇.力学学报,2002,34(2):208]9Daw,M.S.;Baskes,M.I.Phys.Rev.Lett.,1983,50(17):1285 10Wang,L.Ph.D.Dissertation.Shandong University,2001[王丽.博士学位论文.山东大学,2001]11Anderson,H.C.J.Chem.Phys.,1980,72:238412Nose,S.J.Chem.Phys.,1984,81:51113Hoover,W.G.Phys.Rev.A,1985,31:169514Park,H.S.;Zimmerman,J.A.Phys.Rev.B,2005,72:054106 15Chen,K.Y.;Liu,H.B.;Li,X.P.;Han,Q.Y.;Hu,Z.Q.J.Phys.: Condens.Mater.,1995,7:2379520。
张臻奪::应变速率对A l-Zn-M g合金室温拉伸性能的影_响文章编号：1〇a i-9 73.1(2017)07-07 215-0 607215应变速率对Al-Zn-M g合金室温拉伸性能的影响'张臻^,邓运来“2,3,郭辉1>3，钱鹏传i’3,，唐鸿远2，叶凌英2(1•中南大#轻会金研究脘，长沙41.00.8.3;2•中南太:学材_料科攀院，长抄410.083;3..中亩大学有色金顧先进结构材料与制翁协筒创新中心，长沙4K)()83)摘要：研究了 .应变速率对A l-Zn-M g合金重温.拉伸性能的_影响Q结果表明，随着试验过程中应.变速率的增 加，A l-Z:n-M g合金的叙限抗拉强度(i?M)略有_增加，屈服强度明显上升，伸长率显著下降。
断口显微 分析表明，在应变速率较低时，A l-Zn-M g合全材料的翁口中初窝组织较多.，主要以初性断:裂为主；随着.应变速.率 不断增加，表现出初性断裂和脆性断裂^:金相显微分析表明，随着:应变速率的增加，断口的纟从剖面晶粒伸长减少，并出现一些细小的析出相。
此外，基于Fields-Hackofea本构方程模型，定#分析计算了应变速率对A l-Zn.-M g合 金拉伸性能的影_响。
关键词：A l-Zn-M g铝合金；应变速率；拉伸性能 ;Fields-Backofen本构方程中图分类号：文献标识码：A D O I：l〇»3aS9/j.issn.1QQl-l?731i2〇17,0?.042〇引言随着现代科技的不断发展•军航空航天以及轨道交通运输对材料综合性能要求越来越苛刻，现有的 材料以无法满足其需隶。
在环境保护以及成本控制的 驱使下，结构材料的轻犛化成为了.发展的趋势[1—fl。
A l-Zn-M g合金疆其密度小、比强度、比模量_s导电、导热性能好等特点•得到了广泛的应用。
但是，A l-Zn-M g合金在室温下塑性较差，成形相 对比较困难，而温成形工艺则可以提高铝合金材料的成形性能p在温成形过程中，招合金材料的塑性可适缉増加，流变抗力有所降低，同时在较高的温度下•会产生应力松弛现象，降低了倒弹，因而可提高铝 合金件的成形精度[1:—15]s本文对A l-Zn-M g合金挤压材进行温拉伸试验•获得了不同应变速率下的拉伸性能指标以及流变应力 曲线•建重该合金合埋的材料模型，为进一步研究A1-Z n-M g合金的温成形性能奠定:了基础B1 实验1.1实验材料A l-Zn-M g合金挤压材，实验室爾制，其主要化学成分见.表:_1所示，其中好e:和S i为主要杂质:麗氟酸(H F)，国药集团化孛试剂有限公司，分析纯（A R);盐 酸（H C U，株洲市崖备化破有限公_■:，分析纯（A R h硝 :酸.1H N(V)株洲:市星空玻有限公苛，分析纯.(AR.);氧化铬（c r a),西陇化j t股份有限公司•分析纯(A R)0表1A l-Z n-M g合金的化学成分（％,质量分数）Table：1Coniposition of A l-Zn-M g alloys[%,masa fra ctio n)元素Zn Mg Cu Mn Cr Zr Ti Si Fc八1含量 4.27 1.390.110.320.110.140.0740.0710.17Bal.1.2实验设备电子万能材料试验机，m x-io o，长春机械科李研 有限.公荀Y金相显微镜、O LY M P U S- _D SX500, H:本O L Y M P A U S公贫s扫播电乎赫微镜Qua:n-ta-200•美国F E I公司。
应变率效应破坏机理-概述说明以及解释1.引言1.1 概述在应力学领域中，应变率效应是一个广泛研究的话题。
它指的是在物质受到外部应力作用时，其应变速率会随着时间的推移而发生变化的现象。
简单来说，就是物质的应变速率不是固定不变的，而是会随着时间的推移而改变。
应变率效应是由多种因素共同作用引起的。
其中包括材料的本构关系、温度、应力水平以及时间等因素。
这些因素的变化都会对物质的应变速率产生影响，从而导致应变率效应的出现。
研究人员发现，应变率效应在许多实际应用中都具有重要作用。
例如，在材料加工过程中，控制应变率可以影响材料的塑性变形行为和力学性能。
在工程设计中，了解材料的应变率效应对于预测材料的寿命和性能至关重要。
在地震学领域，应变率效应被广泛应用于地震波的研究和预测中。
本文旨在深入探讨应变率效应的破坏机理。
我们将基于材料科学和物理学的基础知识，对应变率效应的本质进行解析，揭示其背后的物理机制。
通过对破坏机理的深入研究，我们希望能够为实际应用中的材料设计和工程优化提供一定的指导和借鉴。
本文结构如下：首先，我们将对应变率效应进行详细介绍，包括其基本概念、定义和分类。
然后，我们将重点讨论应变率效应的破坏机理，包括应变速率和时间的关系、应变率效应与材料本构关系的关联等。
最后，我们将总结本文的主要内容，并展望应变率效应在未来的研究和应用中的发展前景。
希望通过本文的阐述，能够进一步增加对应变率效应研究的认识，为材料科学和工程技术的发展做出一定的贡献。
文章结构是指文章的组织方式和章节安排，它对于一个长文的阅读和理解起着重要的作用。
本文按照以下结构展开：1. 引言1.1 概述在本节，我们将简要介绍应变率效应和破坏机理的相关概念和背景，以帮助读者更好地理解本文的主题。
1.2 文章结构本文将按照以下章节来展开讨论应变率效应和破坏机理。
首先，我们将介绍应变率效应的定义、原理和影响因素，以帮助读者全面了解该概念。
接着，我们将探讨破坏机理的基本原理和主要类型，并讨论应变率效应对破坏机理的影响。
