纳米晶铜单向拉伸变形的分子动力学模拟

纳米管拉伸的分子动力学模拟孙欢【摘要】致力于对纳米单晶铝杆的拉伸过程进行仿真模拟研究.应用了分子动力学方法,所用势函数为紧束缚TB势函数,时间积分为Verlet速度算法.通过矢量叠加,得到系统的总能量及受力情况,进而通过系统达平衡后进行位移加载的方法,定性分析纳米尺度金属的拉伸特性,通过精确度分析,最终得出其相应的应力应变曲线与形状在宏观上大体一致的结论.【期刊名称】《甘肃科学学报》【年(卷),期】2013(025)002【总页数】3页(P25-27)【关键词】铝纳米杆;分子动力学;Verlet速度算法;应力一应变【作者】孙欢【作者单位】陕西师范大学数学与信息科学学院,陕西西安710062【正文语种】中文【中图分类】O795纳米技术是在纳米尺度［1，2］0．1～100nm 之间上研究物质（原子、分子）的特性和相互作用的技术．某些普通材料成为纳米量级后就会具有防垢、韧性好、耐高温、耐腐蚀等特殊的功能．这就可能改变相关产品的设计和制造方式，实现生产方式的飞跃［3］．分子动力学方法的模拟结果是否精确很大一部分在于原子间相互作用势函数的选取．我们所选用的势函数确定为紧束缚TB势并假设满足以下条件［4］：（1）粒子的运动与牛顿力学运动定律一致；（2）粒子之间的相互作用满足叠加原理．以上条件没有考虑量子效应与多体作用的因素，并不完全符合真实的物理系统，所以这是一种近似计算．假设N为系统的原子数，第i个原子的质量是mi，位置坐标向量为ri，速度为vi ＝，加速度为受到的作用力为Fi，原子i与原子j之间的距离为原子j对原子i的作用力为fij，原子i与原子j相互作用势能为φ（rij）．系统的所有的物理量都是随时间变化的，即A＝A（t），控制方程为由此建立一个线性的微分方程组，给定初始位置和速度，可以得到任意时刻系统中所有原子的位置ri（t）和速度vi（t），进而可得到系统的总动能［5］，由于势函数已知，故可得到系统的总能量．进行位移加载可导致各原子受力的变化，也可起到拉伸的效果．施加应力求应变与施加位移求应力的道理是一样的．1 原子模型分析1．1 模型的建立分子动力学模拟分为6个步骤：（1）势函数的选取纳米铝杆初始结构模型按几何方法生成，原子按理想面心结构分布，X、Y坐标轴分别对应面心立方的［001］、［001］晶向．尺寸为6a0×16a0，其中a0 为铝的晶格常数（4．050nm），X端为自由端，Y向采用周期性边界条件．原子总数为132个．我们选用函数表达式［6］：对于铝而言，以上参数中（2）初始条件的确定运动方程的求解要求给出粒子的初始位移和初始速度，而在一般情况下很难知道系统的初始条件，尽管给出的初始条件可以使得系统更快地达到平衡．即便如此，在选定的模拟时间足够长的情况下，就可以忽略初始条件［7］了．常用的初始条件［8］可以选择为：①令初始位置在差分划分网格的格子上，初始速度则从玻尔兹曼分布随机抽样得到；②令初始位置随机的偏离差分划分网格的格子上，初始速度为0；③令初始位置随机的偏离差分划分网格的格子上，初始速度也是从玻尔兹曼分布随机抽样得到．实验中由于铝金属的原子分布结构是面心立方结构，原子间距已知，则可以利用几何关系确定各个原子的初始位置，然后将各原子初始速度清零．（3）确定步长可计算得到在第n＋1步时所有的粒子所处的空间位移．计算在第n＋1步［9］时所有粒子的速度为动能和速度标度因子为计算每个时间步系统的总势能U，考察系统达到平衡所需要的时间．在分子动力学模拟过程中，如何确定所用的时间步长是个十分关键的问题，它直接决定了模拟过程所需要的时间．当然，步长越小，最后的误差也就越小，但是对系统进行模拟的驰豫时间相应也就越长了．因此要根据实际选择步长，我们选用时间步长为0．5fs．（4）计算n＋1步粒子的速度计算将速度乘以标度因子的值，并让该值作为下一次计算时第n＋1步粒子的速度．（5）重复计算直至系统达到平衡返回第三步，开始第n＋2步的模拟计算．重复200次，一直到系统达到平衡．（6）对系统进行位移加载我们选取的是对端面直接施加位移的方法，由此可以得到关于纳米单晶铝杆拉伸模拟的应力—应变关系曲线，即进行位移加载时，固定最下面两排原子，对最上面的两排原子进行位移加载，每次加载长度为第二排至倒数第二排原子间距的0．000 5倍．每次加载后使系统平衡100步，让系统经历一个准静态加载的过程．每次加载并让系统平衡后，计算系统所受的力．应力—应变关系是按如下方法得出的：对应于每个载荷步，我们用所施加的总载荷除以横截面积，得到对应于这个载荷步的应力．实际上它只是横截面上的平均应力，对应于这个载荷步的应变也是平均应变．1．2 计算结果与分析（1）原子的分布见图1．图1 原子分布该模型图与铝原子的面心立方结构相一致，说明模型的正确性．由此可得各原子的初始位移．（2）循环次数与系统总能量的关系曲线见图2．图2 循环次数与系统总能量的关系曲线从图2中容易看出势能变化曲线随着循环次数的增加而减小，最终趋于平稳，即在200步左右，系统已基本上达到平衡．（3）进行位移加载时，加载次数与系统受力的关系曲线见图3［10］．图3 加载次数与系统受力的关系曲线由于加载是位移加载，而原子量级的长度单位为纳米，即10－9 m．又每次加载长度为第二排至倒数第二排原子间距的0．000 5倍，由图1加载长度为20×0．000 5＝0．01纳米级，即10－11 m 单位量级．图中力与加载次数的关系曲线大致为一斜率为正的直线，表明系统受力与加载次数呈正相关关系．由于每次进行的是位移加载，此图也可以说明应力—应变的变化曲线也为这样的直线，斜率为杨氏模量．这与非纳米状态下的铝的拉伸性质相符合．1．3 精确度分析图中纵坐标的单位取自参考文献［10］中图6．易知铝金属的杨氏模量大致为72GPa（不考虑温度影响）．我们简单对图3的斜率数值计算检测模拟的精确度：取图中（5，1．985），（15，2．062），（25，2．14）三点计算直线斜率（因为两点确定一条直线，这里取3个间距均衡的点）：则斜率的平均值为相对误差为由于在精确度分析中具体的运算没有按照求杨氏模量的公式严格导出，例如截面积大小．只在一维尺度数量级上进行了拉伸程度分析，可以看到误差较大．这里的问题只与计算方法相关，与建立的动力学模型没有太大关联，可以看到此模型简单易求，是有一定的优点的．2 结论实验采用了分子动力学的方法模拟了纳米单晶铝杆的拉伸实验．在模拟中选择用紧束缚TB势函数作为原子间的势函数．经过模拟，得出了铝纳米杆相应的应力—应变曲线，可以验证其曲线与其实际宏观条件下的形状基本一致［11］，可见此方法得到了良好的实际效果．【相关文献】［1］张媛媛，张文飞，王鹏．不同温度下纳米单晶铜杆拉伸的分子动力学模拟［J］．兵器材料科学与工程，2007，30（4）：52－57．［2］文玉华，周富信，刘曰武，等．纳米晶铜单向拉伸变形的分子动力学模拟［J］．力学学报，2002，34（1）：29－36．［3］文玉华，朱如曾，周富信，等．分子动力学模拟的主要技术［J］．力学进展，2003，33（1）：65．［4］李世影．Ni纳米团簇热力学性质和纳米碳管的动力学性质研究［D］．扬州：扬州大学，2008．［5］郭晓光．单晶硅纳米级磨削过程的分子动力学仿真研究［D］．大连：大连理工大学，2008．［6］宋海洋，查新未．碳纳米管／金复合材料拉伸力学性能的分子动力学模拟［J］．稀有金属材料与工程，2008，37（7）：1 217－1 220．［7］李作祥．煤中甲烷吸附与解吸的分子动力学模拟可行性分析［J］．矿业快报，2008，15（6）：51－53．［8］曹鸣．硫酸钡晶体压电常数的分子动力学模拟［D］．武汉：华中科技大学，2007．［9］魏育新．金原子纳米团簇反常尺寸效应的分子动力学模拟［D］．重庆：重庆大学，2002．［10］宋海洋，查新未．碳纳米管轴向压缩行为的分子动力学模拟［J］．微纳电子技术，2007，37：246－253．［11］付称心，陈云飞．硅纳米杆拉伸的分子动力学模拟［J］．传感技术学报，2006，19（5）：1 697－1 699．。

含微裂纹纳米孪晶铜塑性变形的分子动力学模拟研究
与传统材料及一般的纳米晶体材料相比,纳米孪晶材料具有众多优越的力学性能,其受到越来越广泛的关注。

纳米孪晶材料的性能由其微观结构及变形特征决定,研究纳米孪晶材料的微观力学行为对于了解材料的宏观特性及相关制备具有重要的指导意义。

本文采用分子动力学模拟方法,研究了含裂纹纳米孪晶材料在拉伸及剪切作用下的塑性变形机理,考察了裂纹长度、温度及加载率对材料拉伸及剪切性质的影响,主要内容包括：本文编制了位错Burgers矢量及位错密度的分析与可视化软件,并研究了含裂纹块状孪晶铜材料的拉伸变形行为,发现裂纹尖端的应力集
中促使了不全位错的成核,预示着塑性变形的开始,变形后期裂纹则会成为位错
湮灭区。

同时,裂纹与孪晶界前期的相互作用,决定了材料的屈服强度。

位错在孪晶界处的塞积、积聚以及转化控制了材料的塑性强化以及软化阶段。

位错与位错及位错与孪晶界之间的相互作用控制了材料的塑性流动阶段。

研究测得孪晶界处的位错塞积区宽度约为5.6-8nm,与以往实验及模拟结果
吻合的较好。

强化阶段的应力与位错密度满足Taylor关系。

此外,本文还研究了层状含裂纹孪晶铜材料的拉伸及剪切变形,考察了不同
受载形式下各个变量参数对材料力学性能的影响。

模拟结果表明,在拉伸及剪切载荷作用下,裂纹长度的增加会促进不全位错的成核,温度的增加会提高原子的
热活化能,两者都会造成材料的屈服强度降低,而加载率对材料屈服强度的影响
则呈现相反的趋势。

此外屈服应力与裂纹长度及加载率之间的变化关系是非线性的,而与温度的变化关系是近似线性的。

γ-TiAl单晶纳米杆拉伸变形的分子动力学研究的开题报告开题报告: γ-TiAl单晶纳米杆拉伸变形的分子动力学研究一、研究背景与意义随着现代制造技术的不断发展，许多新型材料在工业应用中得到了广泛的使用。

γ-TiAl是一种优良的高温材料，具有低密度、高特性功率、优异的耐热、抗氧化等属性，已被广泛应用于航空航天、能源等领域中。

然而，在高温和高应力环境下，γ-TiAl 材料容易发生变形和断裂，限制了其在工业应用中的进一步发展。

因此，研究γ-TiAl单晶纳米杆的变形机理对于进一步提高材料的性能和应用价值具有重要的意义。

分子动力学方法可以有效地描述材料的微观结构和特性，适用于材料的力学性质研究中。

二、研究内容本研究的主要内容是使用分子动力学方法研究γ-TiAl单晶纳米杆的拉伸变形机理。

具体研究内容如下：1. 构建γ-TiAl单晶纳米杆的分子动力学模型。

2. 采用分子动力学模拟方法，模拟γ-TiAl单晶纳米杆的拉伸过程，探究其力学性质，并分析拉伸速率、拉伸轴向和样品几何形状等因素对拉伸变形的影响。

3. 通过分析杆内原子的动力学行为和应力分布，探索γ-TiAl单晶纳米杆的变形机理。

4. 基于模拟结果，提出改进γ-TiAl材料的方式和方法。

三、研究计划本研究计划按以下步骤进行：1. 收集γ-TiAl材料相关的文献资料，对其物理化学性质、微观结构及变形机理进行系统梳理。

2. 构建γ-TiAl单晶纳米杆分子动力学模型，并对模型进行稳定性和可靠性测试。

根据材料的物理化学性质和采用的分子动力学方法修正和调整相应的参数。

3. 利用LAMMPS软件对γ-TiAl单晶纳米杆的拉伸过程进行模拟。

研究拉伸速率、拉伸轴向和样品几何形状等因素对拉伸变形的影响。

4. 基于模拟结果，分析γ-TiAl单晶纳米杆的变形机理，探索提高材料性能的途径。

5. 编写研究论文，汇总分析实验结果，探究γ-TiAl单晶纳米杆的力学性能、变形机理和应用前景，提出改进γ-TiAl材料的方式和方法。

纳米多孔γ-TiAl单晶力学性能的分子动力学模拟左迪【摘要】利用分子动力学模拟方法,对多孔γ-TiAl单晶沿[001]晶向拉伸时的力学性能进行了研究,发现温度的增加会降低多孔γ-TiAl单晶的力学性能,屈服应力与杨氏模量均随温度的增加呈现降低的趋势.在多孔γ-TiAl单晶发生屈服后,剪切位错环在孔洞表面形核,导致塑性变形的发生.随着应变的增加,形成具有密排六方结构的双原子层厚的堆垛层错.位错抽取算法计算显示多孔γ-TiAl单晶中的位错均为1/6<112> Shockley不全位错,且随着应变的增加,位错密度呈增加的趋势.【期刊名称】《有色金属加工》【年(卷),期】2017(046)004【总页数】5页(P20-24)【关键词】分子动力学模拟;γ-TiAl单晶;屈服应力;位错【作者】左迪【作者单位】天水师范学院土木工程学院,甘肃天水 741001【正文语种】中文【中图分类】TG146.2从 20 世纪 70 年代以来，轻质的高温结构材料就受到高度重视，而金属间化合物由于其原子的长程有序排列和原子间金属键与共价键的共存性，使其能够同时兼顾金属的塑性和陶瓷的高温强度[1-3]。

γ-TiAl金属间化合物就是典型代表，其体积质量不到镍基合金的50%，具有轻质、高比强、高比刚、耐蚀、耐磨、耐高温以及优异的抗氧化性等优点，并具有优异的常温和高温力学性能，使用温度可达到700 ℃～1000 ℃，成为当代航空航天工业、兵器工业以及民用工业等领域优秀的候选高温结构材料之一，有望用于喷气发动机和涡轮等航空航天、汽车工业的耐高温部件以及超高速飞行器的翼、壳体等，具有重要的工程化应用潜力[4]。

但在现场室温环境时的钛铝合金由于材料自身不均匀、微裂纹或者环境腐蚀等因素影响使得其脆性较大，延展性较小，在拉伸试验过程中延伸率往往不足1%即会断裂，远小于理论值，机械加工非常困难，致使其难以在工厂企业中批量生产[5]。

纳米单晶铜薄膜中孔洞拉伸变形的分子动力学模拟
刘光勇
【期刊名称】《工程物理研究院科技年报》
【年(卷),期】2003(000)001
【摘要】固体的断裂过程贯通宏、细、微观多个层次尺度，涉及固体力学、材料科学与物理学等领域。

细观破坏过程的4种基本构元(孔洞、微裂纹、界面失效、变形局部化等)的起源和演化描述必须在微(纳)观尺度才能完全阐明。

从原子尺度运用分子动力学技术模拟纳米单晶铜薄膜中孔洞在拉伸作用下的力学行为和动态断裂过程。

【总页数】2页(P160-161)
【作者】刘光勇
【作者单位】无
【正文语种】中文
【中图分类】O484.2
【相关文献】
1.单晶铜薄膜纳米压痕过程的分子动力学模拟 [J], 黄跃飞;张俊杰;周军晖
2.纳米单晶铜中孔洞拉伸变形的分子动力学模拟 [J], 刘光勇
3.纳米单晶铜中孔洞拉伸变形的分子动力学模拟 [J], 刘光勇
4.循环载荷下纳米铜/铝薄膜孔洞形核、\r生长及闭合的分子动力学模拟 [J], Liu Qiang;Guo Qiao-Neng;Qian Xiang-Fei;Wang Hai-Ning;Guo Rui-Lin;Xiao
Zhi-Jie;Pei Hai-Jiao
5.有孔纳米单晶铜薄膜拉伸断裂特性的分子动力学模拟 [J], 刘光勇
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基于分子动力学模拟的纳米材料力学性能研究材料科学是一个繁杂而又重要的领域，纳米材料作为其中的一个重要分支，近年来备受关注。

纳米材料以其独特的尺度效应和界面效应，展示出了与传统材料不同的物性和力学性能。

为了更好地理解和掌握纳米材料的力学性能，科学家们采用了许多研究手段和方法。

其中，基于分子动力学模拟的研究成为了一种特别有用的工具。

分子动力学模拟是一种模拟材料结构和性能的计算方法，主要基于牛顿力学定律和物质内部的分子间力。

它通过数值解化学方程和力学方程，模拟材料在分子尺度上的结构演变和力学响应。

通过在计算机上构建材料模型、设置相应的势能函数和计算参数，可以模拟材料的结构、热力学性质、动力学行为等多个方面。

通过分子动力学模拟，科学家们可以研究纳米材料的结构演变过程。

例如，通过在计算机上构建纳米颗粒的模型，科学家们可以研究纳米颗粒在力的作用下的变形和断裂行为。

此外，分子动力学模拟还可以研究纳米材料的界面效应。

界面是纳米材料中的一个关键因素，它对纳米材料的力学性能起着重要的影响。

通过模拟材料的界面结构和分子间交互作用，科学家们可以研究界面的和力学响应，从而揭示纳米材料的力学性能。

分子动力学模拟在研究纳米材料力学性能时，还可以预测或解释实验观察不到的现象。

例如，在纳米材料的强度研究中，实验观察到纳米材料的强度比宏观材料要高。

通过分子动力学模拟可以模拟纳米材料在拉伸或扭曲过程中原子的运动轨迹和能量变化，从而解释纳米材料高强度的原因。

此外，分子动力学模拟还可以预测纳米材料的力学行为。

通过模拟不同尺寸、形状和结构的纳米材料，可以预测材料的力学性能，为材料设计和工程应用提供理论依据。

当然，分子动力学模拟也存在一定的局限性。

首先，分子动力学模拟的计算量较大，需要高性能计算机和长时间计算。

其次，模拟结果可能受到模型参数和计算方法的影响。

因此，在进行分子动力学模拟前，需要仔细选择适当的模型和参数，并对模拟结果进行验证和修正。

基于分子动力学的晶体铜纳米机械加工表层形成机理研究共3篇基于分子动力学的晶体铜纳米机械加工表层形成机理研究1基于分子动力学的晶体铜纳米机械加工表层形成机理研究随着纳米技术的发展，纳米机械加工作为一种全新的制造技术逐渐成为研究热点。

晶体铜作为一种重要的材料在纳米机械加工领域也具有广泛的应用，因此对晶体铜纳米机械加工的表层形成机理进行深入研究具有重要意义。

分子动力学是一种能够模拟材料宏观性质和微观结构的计算方法，因其计算效率高、适用范围广等优点而被广泛运用于材料学领域。

本文基于分子动力学方法，采用LAMMPS软件模拟了晶体铜在纳米机械加工过程中的表层形成机理。

首先，建立了晶体铜原子模型，并对模型进行优化，以满足模拟所需的稳定性和准确性。

接着，采用NVE模拟方法对晶体铜进行纳米机械加工模拟，并观察了加工后晶体表面的结构变化。

模拟结果显示，经过机械加工处理后，晶体表面出现了微观结构的变化，表面形成了大量的孔洞和坑洞，同时材料膨胀性也发生了改变。

这些变化均影响了晶体铜的表层结构和物理性质。

为了进一步探究这些表层结构变化的机理，本文分别对表面孔洞和材料膨胀性的形成机理进行了分析。

结果表明，机械加工过程中，晶体表面原子受到断裂、重组和扭曲等多种力学作用，进而形成了大量的微观孔洞和坑洞。

另外，晶体铜内部离子的极化效应也对表面的膨胀性起到了重要作用。

总之，本文基于分子动力学方法对晶体铜纳米机械加工表层形成机理进行了深入研究。

结果表明，加工过程中晶体表面结构和性质发生了明显的变化，这些变化将对晶体的物理化学性质以及材料实际应用产生影响。

此外，本文也为纳米机械加工技术提供了理论参考，为晶体铜材料的性质调控和应用提供了一定的理论支持基于分子动力学方法模拟晶体铜纳米机械加工表层形成机理的研究，发现机械加工过程中晶体表面发生了明显的结构和性质变化，这些变化将对晶体的物理化学性质以及材料实际应用产生影响。

本研究为纳米机械加工技术提供了理论参考，并为晶体铜材料的性质调控和应用提供了一定的理论支持。

分子动力学模拟在纳米材料研究中的应用近年来，随着纳米科技的发展，纳米材料研究受到了广泛的关注。

而在纳米材料研究中，分子动力学模拟作为一种重要的工具，被广泛运用于理解纳米材料的性质与行为。

本文将探讨分子动力学模拟在纳米材料研究中的应用，并从理论和实验两个方面进行论述。

一、理论方面1. 分子动力学模拟的基本原理分子动力学模拟是基于牛顿力学的一种计算模拟方法，通过数值计算的方式模拟物质在宏观尺度上的运动行为。

它以分子为基本单位，通过求解分子间相互作用力的运动方程，来揭示物质的结构、动力学和热力学性质。

2. 纳米材料的构建与模拟在分子动力学模拟中，首先需要构建纳米材料的模型。

对于晶体材料，可以使用周期性边界条件，通过复制单个晶胞来构建大尺寸的模拟体系。

对于非晶材料，可以使用随机排列的粒子来构建模拟体系。

3. 分子动力学模拟的算法与参数分子动力学模拟中常用的算法包括Verlet算法、Leap-Frog算法等。

同时，模拟过程中还需要定义分子的力场模型，包括势能函数、电荷分布等参数。

这些参数的选择对于模拟结果的准确性和可靠性至关重要。

4. 纳米材料的物性研究通过分子动力学模拟，可以研究纳米材料的多种物性，如力学性质、热学性质、电学性质等。

例如，可以模拟纳米材料的拉伸、压缩、扭转等力学行为，来预测其力学性能。

此外，还可以计算纳米材料的热导率、热膨胀系数等热学性质。

二、实验方面1. 纳米材料制备与表征在纳米材料研究中，制备和表征纳米材料是不可或缺的环节。

通过合成方法，可以制备出具有特定形貌和尺寸的纳米材料样品。

而分子动力学模拟可以提供重要的参考，帮助选择实验制备的条件和参数。

2. 实验验证与对比分子动力学模拟的结果可以为实验提供重要的指导和解释。

在实验过程中，通过对比实验结果和模拟结果的差异，可以验证模拟的可靠性，并提供有关纳米材料行为的深入洞察。

3. 理论模型的拓展与修正分子动力学模拟也可以为实验提供理论模型的拓展和修正。

铜纳米线拉伸断裂过程的原子尺度分子动力学模拟陈念科;李贤斌【摘要】基于经典力学势函数的分子动力学模拟方法研究铜纳米线的拉伸断裂过程，并分析断裂前应力、应变和位错行为的关系及断裂后的形貌演化。

结果表明：纳米线两端的锥形结构可阻塞位错运动，从而提高其断裂强度；断裂后断口处尖锐的尖端结构形貌会发生自发的回缩和钝化，该过程是尖端上储存的弹性能和的高能结构(如孤立原子、孪晶界和表面弯折等)的自我修复，最终在表面上形成许多能量较低的(111)小平面所致；其物理机理是在温度激活下的能量最小化过程。

%To explore the fracture mechanism of metal nanowires,a fracture process of Cu nanowire upon stretch was theoretically studied by molecular dynamic (MD)simulations based on embedded-atom method (EAM)potential.The relationship between stress,strain and dislocation before fracture as well as the morphology evolution after fracture was analyzed.The results demonstrate that the tips on the two ends of the nanowire can stuck the dislocation motion.Then the stacking fault by the first partial dislocation could be annihilated by a full dislocation formed by another partial dislocation.This process can thus enhance the fracture strength.The sharp structure after fracture can retract and become obtuse spontaneously.The atomic scale analysis of the morphology change demonstrates that the fracture is a process of eliminating the high energy structures,such as isolated atoms,twin boundary and surface kink.The surface of the fracture finally emerge many (111)facets with lower energies. Therefore the physical mechanism is attributed to the rule of energy minimization.【期刊名称】《吉林大学学报（理学版）》【年(卷),期】2014(000)005【总页数】5页(P1039-1043)【关键词】铜纳米线;材料断裂;位错运动;微观形貌【作者】陈念科;李贤斌【作者单位】吉林大学电子科学与工程学院，集成光电子学国家重点实验室，长春 130012;吉林大学电子科学与工程学院，集成光电子学国家重点实验室，长春130012【正文语种】中文【中图分类】TN304当材料尺寸降低为纳米量级后,其力学性能将提升,如具有较高的强度和硬度[1-2]以及较好的韧性和塑性[3]等. 其中金属纳米材料具有广阔的应用前景. 如金属铜纳米线可通过结构的重构而具有形状记忆功能[4]; 实验已观察到铜纳米线达到了其理论弹性极限[5]. 纳米材料的力学性能相对于其体材料有较大提升,这是因为在纳米尺度下,材料中的位错等缺陷作用及行为均发生变化所致[6-7]. 透射电镜(TEM)可直接观测材料中的位错行为,是研究微观缺陷机制的主要方法[6-8]. 分子动力学模拟在原子尺度、定量分析和超短时间尺度内的动力学过程分析等方面具有较大优势[9-13]. 在实际应用中,拉伸断裂是较常见的一种金属纳米线疲劳方式,断裂过程较快,适用于分子动力学模拟方法. 文献[14]报道了[112]轴向的铜纳米线拉伸断裂过程,观察到断裂后的晶态纳米线会在回弹力作用下表现出与液态/橡胶一样的大幅度应变可恢复行为. 本文用分子动力学模拟方法研究[112]取向的金属铜纳米线拉伸断裂过程,并对其中的位错行为、形貌变化及其影响因素进行分析.采用由Mishin等[15]构造的原子镶嵌(EAM)势函数描述铜原子间的相互作用,用LAMMPS软件[16]进行分子动力学模拟. 模拟系综为NVT(系统原子数N、体积V 和温度T保持不变),温度为300 K,步长为0.001 ps. 模型采用面心立方结构,晶格常数为0.361 5 nm；模型为直径2 nm的[112]轴向圆柱. 应变率为109 s-1.2.1 结构演化及应力应变曲线图1(A)～(H)为模拟拉伸时结构随时间的演化情况. 由图1(A)～(H)可见,材料以常见的颈缩形式发生断裂. 图1(I)为拉伸过程的应力-应变曲线. 由图1(I)可见,整体的弹性应变约为5.59%,屈服强度约为5.41 GPa. 图1(J)～(M)为从结构中直接测量估算的局部区域应变情况,其中(J)为初始结构,(K)为达到屈服强度前(ε=5.36%<5.59%)的局部区域应变. 由图1(C)～(E)可见,颈缩由位错滑移开始,进一步拉伸可使结构在某一时间段恢复有序结构,经测量局部弹性应变为6.11%和8.77%,大于整体的弹性应变. 从结构上可见,此时颈缩中间有序部分的两端形成锥形结构,即两端比中间粗的结构,因此两端的锥形结构阻碍了位错进一步运动,从而增加了局部弹性应变.2.2 两端锥形结构对力学性能的影响锥形结构对位错行为的影响如图2所示,其中图2(A)为一个短纳米线模型(7.1 nm)的应力-应变曲线. 由图2(A)可见,在发生较大形变前有3个强度较大的尖峰,与在铜纳米线拉伸实验中观察到的现象类似[8,17-18]. 图2(B)～(E)与(G)～(J)为相同结构在拉伸过程中位错的演化截图,其中(B)～(E)分别对应(G)～(J). 由图2(B)～(J)可见: 在第一个尖峰后产生偏位错,但并未沿滑移方向贯通纳米线,而是被两端结构阻塞,因此应力略有下降；继续拉伸另外的偏位错运动将原来的偏位错湮灭在表面,结构又重新恢复有序,因此在第二个尖峰前,应力-应变曲线仍接近弹性应变的直线,并使新的屈服强度变得更高; 若继续拉伸,则再次形成偏位错,并被阻塞后再次形成有序结构,即对应第三个峰. 图2(F)为一个较长纳米线模型(11.8 nm)的应力-应变曲线及缺陷图. 由图2(F)可见,位错区较大,两端结构的阻碍作用较小,因此未出现使断裂强度增大的应力-应变曲线峰. 即这种不均匀的两端锥形结构会通过阻碍偏位错运动起到增加材料强度的作用.2.3 断裂后断口尖端的形貌变化图3给出了图1拉伸断裂行为后的断口尖端形貌原子尺度下的演化情况. 由图1(F),(H)可见,断裂后的断口尖端回缩应变约为22.5%,形貌由尖锐变得较圆钝. 图3选取了从223～301 ps的演化截图. 由图3可见,该演化主要由以下几个过程构成：1) 位于尖端处的原子向根部滑动,使形貌更平滑,即表面积减小(图3(A)～(D));2) 位于尖端处的孪晶界(图3(F)中黑线处)会通过滑移退孪晶,使形貌更平滑(图3(E)～(H))；3) 位于尖端处的表面弯折,通过滑移消除不平整的结构(图3(K)～(N));4) 一些位于表面的孤立原子或较少原子通过扩散填充到其他不平整处,最终将尖端形貌变得平滑圆钝(图3(I),(J),(O),(P)).断口尖端自发钝化后的(111)小平面如图4所示. 由图4可见,表面上形成许多(111)小平面.综上,本文通过分子动力学模拟方法研究了铜纳米线的拉伸断裂行为. 结果表明: 纳米线两端的锥形结构可阻塞位错运动,从而增加其力学强度；断裂后的高能尖锐结构会通过扩散和滑移等方式消除能量较高的孤立原子、孪晶界和表面弯折等,高能结构自发回缩,形成较平滑圆钝的结构,其物理机理是在温度激活下的能量最小化过程.【相关文献】[1]Siegel R W. Mechanical Properties of Nanophase Materials [J]. Mater SciForum,1996,235/236/237/238: 851-860.[2]Nesladek P,Veprek S. Superhard Nanocrystalline Composites with Hardness ofDiamond [J]. Phys Status Solidi A,2000,177(1): 53-62.[3]Karch J,Birringer R,Gleiter H. Ceramics Ductile at Low Temperature [J]. Nature,1987,330: 556-558.[4]LIANG Wuwei,ZHOU Min. Atomistic Simulations Reveal Shape Memory of fcc Metal Nanowires [J]. Phys Rev B,2006,73(11): 115409.[5]YUE Yonghai,LIU Pan,ZHANG Ze,et al. Approaching the Theoretical Elastic Strain Limit in Copper Nanowires [J]. Nano Lett,2011,11(8): 3151-3155.[6]YUE Yonghai,LIU Pan,DENG Qingsong,et al. Quantitative Evidence of Crossover toward Partial Dislocation Mediated Plasticity in Copper Single Crystalline Nanowires [J]. Nano Lett,2012,12(8): 4045-4049.[7]YUE Yonghai,WANG Lihua,ZHANG Ze,et al. Cross-Over of the Plasticity Mechanism in Nanocrystalline Cu [J]. Chin Phys Lett,2012,29(6): 66201-66204.[8]WANG Lihua,HAN Xiaodong,LIU Pan,et al. In situ Observation of Dislocation Behavior in Nanometer Grains [J]. Phys Rev Lett,2010,105(13): 135501.[9]Liang W,Zhou M,Ke F. Shape Memory Effect in Cu Nanowires [J]. Nano Lett,2005,5(10): 2039-2043.[10]Kang J W,Hwang H J. Mechanical Deformation Study of Copper Nanowire Using Atomistic Simulation [J]. Nanotechnology,2001,12(3): 295-300.[11]LI Suzhi,DING Xiangdong,LI Ju,et al. High-Efficiency Mechanical Energy Storage and Retrieval Using Interfaces in Nanowires [J]. Nano Lett,2010,10(5): 1774-1779.[12]Yamakov V,Wolf D,Phillpot S R,et al. Dislocation Processes in the Deformation of Nanocrystalline Aluminium by Molecular-Dynamics Simulation [J]. Nat Mater,2002(1): 45-48.[13]DENG Chuang,Sansoz F. Near-Ideal Strength in Gold Nanowires Achieved through Microstructural Design [J]. ACS Nano,2009,3(10): 3001-3008.[14]YUE Yonghai,CHEN Nianke,LI Xianbin,et al. Crystalline Liquid and Rubber-Like Behavior in Cu Nanowires [J]. Nano Lett,2013,13(8): 3812-3816.[15]Mishin Y,Mehl M J,Papaconstantopoulos D A,et al. Structural Stability and Lattice Defects in Copper: ab initio,Tight-Binding,and Embedded-Atom Calculations [J]. Phys Rev B,2001,63(22): 224106.[16]Plimpton S. Fast Parallel Algorithms for Short-Range Molecular Dynamics [J]. J Comput Phys,1995,117(1): 1-19.[17]Wu X L,Zhu Y T,Wei Y G,et al. Strong Strain Hardening in Nanocrystalline Nickel [J]. Phys Rev Lett,2009,103(20): 205504.[18]Kiener D,Minor A M. Source Truncation and Exhaustion: Insights from Quantitative in situ TEM Tensile Testing [J]. Nano Lett,2011,11(9): 3816-3820.。

铜剧烈塑性变形微观缺陷演化机理的分子动力学模拟
近些年来,随着科技的发展,对材料性能的要求越来越高。

而纳米金属材料在越来越多的领域都得到了广泛的应用,正是因为纳米晶体材料具有的特殊力学性质,如晶粒尺寸在纳米级别的材料,它的硬度,强度和延展性等都远远优于普通材料。

如果能够更加清楚地了解金属材料微观缺陷对其性能的影响,就可以通过改变材料的微结构来提高金属的性能。

因此,了解纳米金属材料的力学性质进而熟悉微结构变形机制,对于设计出满足人们需求的应用材料具有重大的意义。

本文从微观尺度出发,运用分子动力学模拟方法,对单晶Cu的剧烈塑性变形过程进行模拟计算,研究材料塑性变形过程中位错的微结构演化机理,并通过可视化软件对该材料不同阶段的微结构模拟过程进行分析。

研究了纳米面心立方金属的变形机制中位错结构的演化,即位错增殖、位错塞积、晶界的运动等等,从而探究其对宏观性能的影响,最后与单晶Ni的模拟结果进行对比。

模拟结果表明:在塑性变形过程中,位错主要以弗兰克—里德增殖源机制进行增殖;单晶Cu和Ni在拉伸阶段,滑移面与滑移方向趋于拉伸轴线方向,在压缩阶段,滑移面逐渐与压力轴线的方向垂直,同时结合铜和镍位错密度的对比发现,材料中出现的晶界越多,位错密度越大;对应力与密度的关系进行分析,得出材料塑性变形时,材料内部必然存在着位错的开动、增殖与消亡,而这些位错的运动最终达到结构细化的目的。

纳米晶铁单向拉伸变形的分子动力学模拟
潘志亮;李玉龙
【期刊名称】《有色金属工程》
【年(卷),期】2008(060)001
【摘要】应用分子动力学方法模拟纳米晶铁在单向拉伸载荷作用下的力学性能与微观结构演化过程.结果表明,平均晶粒尺寸在2.82～8.47nm范围内,纳米晶铁的弹性模量和试样的相对密度呈线性关系,抗拉强度随晶粒尺寸的减小而减小,显示出反常的Hall-Pethch效应.纳米晶铁试样在塑性变形过程中,出现了晶粒旋转、晶界运动、晶界滑移和位错运动,在局部区域出现了从bcc到五fcc和hcp结构的应力诱导相变,这与纳米晶fcc金属不同.
【总页数】5页(P32-35,40)
【作者】潘志亮;李玉龙
【作者单位】西北工业大学,航空学院,西安,710072;西北工业大学,航空学院,西安,710072
【正文语种】中文
【中图分类】TG113.1;TG115.52;TP391.9
【相关文献】
1.多晶镍纳米线拉伸变形过程尺寸效应的分子动力学模拟 [J], 刘宏西;周剑秋
2.纳米晶钽在单向拉伸载荷下的分子动力学模拟 [J], 潘志亮;李玉龙
3.纳米晶铜单向拉伸变形的分子动力学模拟 [J], 文玉华;周富信;刘日武;周承恩
4.含有{111}织构的纳米孪晶多晶铜在拉伸变形过程中塑性各向异性机制的分子动力学模拟 [J], 张艳秋;江树勇
5.含有{111}织构的纳米孪晶多晶铜在拉伸变形过程中塑性各向异性机制的分子动力学模拟 [J], 张艳秋;江树勇
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关于金属学中细晶强化教学内容的思考作者：周健来源：《教育教学论坛》2017年第02期摘要：本文对金属学中细晶强化的基本概念和理论进行了深入思考，补充了前沿的研究成果：反常霍尔-佩奇关系及其机理，有助于培养学生的研究型和创新型思维。

关键词：金属学；细晶强化；霍尔-佩奇关系中图分类号：G642.0 文献标志码：A 文章编号：1674-9324（2017）02-0192-02一、引言金属学是研究金属材料的成分、组织结构和性能之间关系的一门科学，它对生产、使用和发展金属材料起着重要的指导作用[1]。

其中金属及合金的塑性变形是重要的组成部分。

众所周知，传统金属多晶体在室温下进行塑性变形时，其屈服强度和晶粒的平均尺寸之间的关系可以由著名的霍尔-佩奇（Hall-Petch）公式表示：σs=σ0+Kd-1/2，式中，σs是屈服强度，σ0是开动位错所需的晶格摩擦阻力，K是常数，为正值，与晶界结构有关。

霍尔-佩奇公式表明，多晶体的强度随其晶粒尺寸减小而提高，即所谓的细晶强化（fine-grained strengthening）。

低碳钢的拉伸屈服强度和晶粒直径之间的关系很好地符合霍尔-佩奇公式。

铜和铝的拉伸实验进一步证实，材料的屈服强度与其亚晶尺寸之间也符合霍尔-佩奇关系。

尽管霍尔-佩奇公式是一个经验关系式，但也可从位错理论推导得出。

多晶体进行塑性变形时，某些晶粒内的位错移动到晶界处受到阻碍，形成塞积，滑移就不能继续。

由于位错之间存在相互作用，位错塞积会引起应力集中，当应力集中达到一定程度时，相邻的晶粒内部被迫发生位错滑移，那么，晶粒的变形就能够协调配合，继续进行。

实际使用的材料通常是由多晶体组成的。

因此，一般在室温使用的结构材料都希望获得细小而均匀的晶粒[2]。

近年来，随着材料科学和纳米制备技术的飞速发展，人们越来越多地关注纳米材料。

纳米晶体材料是多晶体，晶粒尺寸在0.1—100纳米范围内。

在纳米晶材料中，界面的体积分数大幅提高。

分⼦动⼒学模拟纳⽶镍单晶的表⾯效应[1]分⼦动⼒学模拟纳⽶镍单晶的表⾯效应Ξ黄　丹陶伟明郭⼄⽊(浙江⼤学⼒学系固体⼒学研究所,杭州,310027)摘　要　对单晶镍纳⽶丝、纳⽶薄膜零温准静态拉伸破坏过程进⾏了分⼦动⼒学模拟.模拟表明表⾯效应对单晶纳⽶材料的原⼦运动及整体⼒学⾏为有显著影响.⾃由表⾯增加纳⽶材料的塑性、降低其强度,影响纳⽶材料的变形机制.受表⾯效应的作⽤,纳⽶镍丝强度与弹性模量均低于纳⽶镍薄膜.纳⽶薄膜的断裂接近脆性断裂,断裂强度符合G riffith 理想晶体脆断理论;纳⽶镍丝在断裂过程中表现出微弱塑性.关键词　分⼦动⼒学,镍,表⾯效应,单晶0　引⾔纳⽶材料由于⽐表⾯⼤,表⾯能、表⾯应⼒和表⾯原⼦运动对材料⼒学⾏为的影响举⾜轻重[1].近年来,⾦属纳⽶⼒学实验主要局限于对晶体硬度、蠕变、延展性等性能的测试[2],且实验结果分散性较⼤,⽽“从头开始”的分⼦动⼒学(M D )⽅法[3]直接根据原⼦间相互作⽤来模拟原⼦的运动过程,可以模拟纳⽶尺度实验很难测试的⼒学⾏为和现象.已有⽂献对纳⽶材料的应变率效应[4]、尺⼨效应[5]、裂纹扩展效应[6]等进⾏了分⼦动⼒学计算.本⽂采⽤适合于描述不规则晶格环境原⼦运动的原⼦镶嵌法(E AM )描述原⼦间作⽤,建⽴了⾦属镍单晶纳⽶丝和纳⽶薄膜模型,并应⽤分⼦动⼒学⽅法对纳⽶丝、纳⽶薄膜准静态单向拉伸破坏过程进⾏了零温模拟.通过⽐较两组模型中原⼦排列、能量、应⼒的变化,揭⽰了不同边界条件下单晶纳⽶材料受拉伸变形破坏的物理本质,讨论了表⾯效应对纳⽶材料弹性模量、拉伸强度等⼒学性能及变形机制的影响.1　分⼦动⼒学模拟1.1　原理与⽅法本⽂的分⼦动⼒学模拟采⽤Voter 等[7]根据镶嵌原⼦法提出的镍的多体势函数,设原⼦总势能E total =∑i12∑jΦ(r ij)+F (ρi )(1)式中Φ(r ij )为相距r ij 的原⼦i ,j 之间的中⼼对势,E (ρi )为到电⼦云ρi 的原⼦镶嵌能,ρi 为原⼦i 处的电⼦云密度,分别表⽰为Φ(r ij )=A 1(r c 1-r ij )2exp (-c 1r ij )(2)F (ρi )=D ρi ln ρiρi =∑jf (r ij )(3)其中f (r ij )=A 2(r c 2-r ij )2exp (-c 2r ij )(4)表⽰离原⼦i 距离为r ij 的原⼦j 对原⼦i 处电⼦云的影响.A 1、A 2、c 1、c 2、D 是由材料物理性能决定的参数.r c 1和r c 2分别表⽰计算原⼦对势和电⼦云密度的截断半径,r c 1=1.65d ,在次近邻原⼦和第三近邻原⼦之间;r c 2=1.95d ,在第三近邻和第四近邻原⼦之间.d 为最近邻原⼦距离,对于⾯⼼⽴⽅晶格⾦属晶体,d =a 0Π2,本⽂中a 0=0.3524nm ,为镍的晶格常数.对动⼒学⽅程的求解通过Verlet 算法[8]的速度形式来进⾏时间积分.为避免原⼦热激活,模拟在零温下进⾏,采⽤Berendsen 等[9]⽅法进⾏等温控制.考虑到表⾯的收缩和截⾯尺⼨的变化,以Parrinello 2Rahman[10]⽅法调节⾃由表⾯应⼒.模拟分两组进⾏,第⼀组为纳⽶镍丝结构,第⼆组为纳⽶镍薄膜结构.1.2　模型的建⽴模型的⼏何构型如图1,其中图1(a )为单胞原⼦排列及晶向与坐标轴对应关系图,x 、y 、z 坐标轴分别对应单胞的[100]、[010]、[001]晶向.图1(b )为整体模型,共6×20×20个单胞,9600个原⼦,原始⼏何尺⼨为2.1144nm ×7.048nm ×7.048nm.分⼦第26卷第2期2005年　6⽉固体⼒学学报ACT A MECHANICA SOL IDA SINICAVol.26No.2J une 2005Ξ国家⾃然科学基⾦(10302025)和教育部回国⼈员启动基⾦(J20030151)资助.2004207207收到第1稿,2004210218收到修改稿.动⼒学迭代的时间步长为3.45fs ,能量单位为1erg.第⼀组模拟将x 、y ⽅向控制为⾃由表⾯,在z ⽅向上施加周期性边界条件,使原⼦模型呈纳⽶丝结构.第⼆组模拟将x ⽅向控制为⾃由表⾯,在y 、z ⽅向上施加周期性边界条件,使原⼦模型呈纳⽶薄膜结构.图1　单晶镍材料原⼦模型1.3　模拟过程⾸先温度初始化,并控制模型原⼦温度始终为绝对零度,避免原⼦热激活.对模型弛豫50000步,使系统有充分时间达到能量最低的稳定状态.沿z 向施加平⾯拉伸应变0.005,进⾏分⼦动⼒学模拟10000步,在34.5ps 内实现对两端原⼦的恒速拉伸加载,然后弛豫50000步,使系统达到平衡态,再增加拉伸应变0.005.重复上述施加应变2分⼦动⼒学模拟2弛豫过程,直⾄模型出现断裂.由纳观加载的应变率效应分析[4]可知本⽂的加载速率处于应变不敏感区,加载属于准静态加载.拉伸过程中调节x 、y ⽅向尺⼨以控制压⼒.模拟过程中每隔500步记录原⼦的应⼒张量,总能量、势能、动能、纳⽶模型的⼏何构型、各⽅向横截⾯原⼦排列和坐标位置.2　模拟结果与讨论2.1　原⼦能量与应⼒演化过程图2、图3分别给出了两组模型中原⼦能量和应⼒演化曲线,图2和图3的纵坐标分别为模型中原⼦平均总能量和平均正应⼒,横坐标均为外加应变.初始弛豫后,纳⽶薄膜的原⼦平均总能量为-6.845463×10-12erg ,⽽纳⽶丝的原⼦平均总能量为-6.845257×10-12erg.施加荷载后,薄膜原⼦能量迅速升⾼,纳⽶丝原⼦能量则增加缓慢.这是因为经过初始弛豫后的系统处于能量最低的稳定状态,内部原⼦处在理想晶格位置,表⾯原⼦由于空间不对称⽽储存了很⾼的表⾯能.纳⽶丝的⾃由表⾯⽐纳⽶薄膜多,因此外部原⼦储存的表⾯能更⾼.在加载初期,模型内部原⼦能量升⾼,⽽表⾯原⼦释放表⾯能,故纳⽶丝原⼦平均能量增加⽐纳⽶薄膜缓慢.当表⾯能的释放⼩于外加能量时,纳⽶丝的能量也开始上升.在加载后期,纳⽶薄膜中由于⼤量的原⼦空位和微缺陷,原⼦结合⼒弱,原⼦滑移主导了薄膜的变形并引起理想晶格破坏,原⼦势能增加;⽽纳⽶丝的⼤量⾃由表⾯发射位错,在静态加载过程中位错消耗晶格的应变能,因此纳⽶丝系统能量低于纳⽶薄膜,上升梯度也低于纳⽶薄膜.图2　原⼦总能量曲线图3　原⼦应⼒曲线经过初始弛豫后,表⾯原⼦受拉,内部原⼦受压,纳⽶薄膜和纳⽶丝中都存在初始应⼒,分别为:纳⽶丝σx =2048Pa ,σy =σz =21470Pa ;纳⽶薄膜σx =19450Pa ,σy =σz =1.657×105Pa ,可见初始应⼒与边界条件即⾃由表⾯数有关.加载过程中,纳⽶薄膜的原⼦应⼒远⾼于纳⽶丝.纳⽶薄膜x 、y 向应⼒较⾼,且持续上升,最⼤值分别为7.46G Pa 和9.47G Pa ;纳⽶丝x 、y 向应⼒很低,在初始加载阶段缓慢上升后,σx 维持在0.3G Pa ,σy 维持在1.7G Pa.这是由于表⾯原⼦⾃由度⾼,原⼦运动剧烈,⼤量的⾃由表⾯降低了纳⽶丝的强度,使其应⼒⽔平下降.2.2　表⾯效应对变形的影响242? 固体⼒学学报 2005年第26卷图4、图5为两组模型在初始弛豫状态和应⼒最⼤时刻(ε=0.148)x 2y 横截⾯原⼦排列图.在初始时刻,表⾯原⼦在空间⽅向失去相邻原⼦,纳⽶丝沿z 向缩短,纳⽶丝横截⾯上四个⾓落原⼦向内收缩,⽽四边中部原⼦向外凸;纳⽶薄膜在x ⽅向的⾃由表⾯原⼦也受到初始拉应⼒的影响,薄膜表⾯在y、z ⽅向均收缩,引起表⾯原⼦在x ⽅向向外凸出.图4　纳⽶镍丝横截⾯原⼦排列形状图5　纳⽶镍薄膜横截⾯原⼦排列形状在初始加载阶段,模型沿拉伸⽅向的缩短逐渐恢复,表⾯原⼦释放表⾯能,运动⽅向向内;荷载升⾼后,模型中⼤量表⾯原⼦由于结合键弱于晶体内部,沿⼀定⽅向出现滑移.由能量演化曲线和图4(b )可见,荷载增加使纳⽶丝在横截⾯四个⾓落沿对⾓线⽅向有明显滑移线,由于x 、y 向均为⾃由边界,表⾯发射位错并向内部晶格深⼊,位错的移动消耗能量,使纳⽶丝表现出⼀定的塑性.从图2和图5(b )可以看出,纳⽶薄膜的变形由原⼦滑移主导,⾃由表⾯发射的少量位错由于y 向的周期性边界条件⽽⽆法滑出边界,限制了位错的后续产⽣.原⼦滑移导致晶格的破坏和空⽳的产⽣,空⽳相互连接、扩展,使薄膜在能量和应⼒持续升⾼后突然断裂,类似于宏观脆性断裂.2.3　弹性模量和强度分析通过对z 向应⼒应变值的最⼩⼆乘法模拟可得,纳⽶镍薄膜的弹性模量为E =186.6G Pa ,略⼩于Shen 等[11]对⽆微孔隙纳⽶镍样品的准静态测试结果(E =217G Pa ),原因在于薄膜表⾯运动⾃由度⾼的原⼦削弱了晶体的强度.受表⾯悬键和表⾯缺陷的影响,纳⽶材料弹性模量可由内部晶格弹性模量、表⾯晶格弹性模量和⾓落晶格弹性模量三部分[12]组成,⾓落晶格弹性模量远远⼩于内部晶格弹性模量.纳⽶丝的⾃由表⾯更多,由相互垂直的⾃由表⾯边缘原⼦构成的⾓落使纳⽶丝整体弹性模量降低.模拟得到纳⽶丝E=98.74G Pa ,约为纳⽶薄膜的⼀半.值得注意的是,考虑到⾯⼼⽴⽅单晶的各向异性,本⽂所得的弹性模量仅为单晶镍在<100>⽅向的弹性模量,对于本⽂中的两组模型,可以进⾏相互⽐较.由图3可知,在ε=0.148时刻,纳⽶丝σz =14.58G Pa ,薄膜σz =21.08GPa.根据G riffith 理想脆断理论,理想晶体断裂的最⼤应⼒应等于晶格的理论强度.Shen 等[11]由实验测得纳⽶镍晶格的理论强度为21.7G Pa (⼀般取0.1E ),本⽂所得纳⽶薄膜的断裂强度(21.08G Pa )已经基本接近镍的晶格强度,符合G riffith 脆断理论,⽽薄膜的应⼒演化曲线也恰恰显⽰,薄膜的破坏类似于宏观脆性断裂.受表⾯效应影响,纳⽶丝的强度远低于纳⽶薄膜.3　结论对纳⽶镍丝、镍薄膜准静态拉伸过程的分⼦动⼒学模拟表明:受表⾯效应影响,纳⽶材料存在本征应⼒和很⾼的表⾯能;纳⽶丝的拉伸强度、弹性模量、原⼦能量和应⼒⽔平低于纳⽶薄膜,⽽延性⾼于纳⽶薄膜.⾃由表⾯改变了晶体的变形机制,纳⽶薄膜的变形以原⼦滑移为主,破坏类似于宏观脆性断裂,断裂强度21.08G Pa ,可以⽤G riffith 理想晶体脆断理论解释;纳⽶丝的变形中位错和原⼦滑移同时起作⽤,使纳⽶丝表现出⼀定的韧性,出现微弱塑性流动,拉伸强度为14.58G Pa.特征尺⼨相同的纳⽶丝弹性模量约为纳⽶薄膜的⼀半.参　考　⽂　献1　梁海⼷,倪向贵,王秀喜.表⾯效应对纳⽶铜杆拉伸性能影响的原⼦模拟.⾦属学报,2001,37(8):833～8362　卢柯,卢磊.⾦属纳⽶材料⼒学性能的研究进展.⾦属学报,2000,36(8):785～7893　Ma X inling ,Y ang Wei.M D simulation for nanocrystals.Acta Mech S inica ,2003,19(6):485～5074　徐洲,梁海⼷,王秀喜.纳⽶丝应变率效应的分⼦动⼒学模拟.固体⼒学学报,2003,24(2):229～2345　H orstermeyer M F ,Baskes M I.Atomistic finite deformationsimulation:a discussion on length scale effects in relation to mechaical stresses.J Eng Mater T ech ,1999,121:115～1196　万建松,岳珠峰,耿晓亮,卢智先.⼀种镍基双晶材料疲342?第2期黄　丹等:　分⼦动⼒学模拟纳⽶镍单晶的表⾯效应劳裂纹扩展效应.固体⼒学学报,2003,24(2):148～1547　V oter A F ,Chen S P.Accurate interatomic potentials for Ni ,Al ,and Ni 3Al.Mat Res S oc Symp Proc ,1987,82:175～1828　Allen M P ,T ildesley D J.C omputer S imulation of Liquids.Ox ford :Clarendon Press ,19879　Berendsen H J C ,P ostma J P M ,G unsteren W F V ,et al.P ostma J P M ,G unsteren WFV ,N ola AD ,Haak JR.M olucular dynamics with coupling to an external bath.J Chem Phys,1984,81:3684～369010Parrinello M ,Rahman A.P olym orphic transitions in singlecrystals:a new m olecular dynamics method.J Appl Phys ,1981,52(12):7182～719011Shen T D ,K och C C ,Tsui T Y,et al.On the elastic m oduli ofnanocrystalline Fe ,Cu ,Ni and Cu 2Ni alloys prepared by mechanical milling Πalloying.J Mater Res ,1995,10(11):2892～289612Broughton J Q ,Meli C A ,Vashishta P ,et al.Direct atomisticsimulation of quartz crystal oscillators :bulk properties and mam oscale devices.Phys Rev B ,1997,56(2):611～618MOL ECU LAR DYNAMICS SIMU LATION ON SURFACE EFFECTSOF MONOCR YSTALLINE NICKE LHuang Dan T ao Weiming G uo Y imu(Institute o f Solid Mechanics ,Department o f Mechanics ,Zhejiang Univer sity ,Hangzhou ,310027)Abstract With Embedded Atom Method ,the surface effects of m onocrystalline nickel wire and nickel film under uniaxial tension are studied by M olecular Dynamics.With m ore free surfaces ,the atomic energy and stress ,strength and elastic m odulus of nickel wire are all lower than that of nickel film ,but the plasticity of the former is higher than the latter.The rupture of nano film is m ore like brittle fracture and accords with G riffith theory of rupture ,but that of nano wire is m ore like tough fracture with plastic flow.K ey w ords m olecular dynamics ,nickel ,surface effect ,m onocrystalline442? 固体⼒学学报 2005年第26卷。

纳米CoSb 3单晶拉伸力学性能的分子动力学模拟柯龙燕1，刘立胜11武汉理工大学工程力学系，武汉 (430070)E-mail ：klywhut@摘 要：本文采用分子动力学方法模拟了在绝对零度下方钴矿热电材料CoSb 3在拉伸荷载作用下的力学性能。

计算结果发现：CoSb 3单晶发生了颈缩现象，表现出了较好的塑性和良好的延性，晶体的断裂出发生在晶界处，而且在拉伸过程中，Co 原子发生了团聚。

关键词：分子动力学，CoSb 3单晶，拉伸性能中图分类号：O341．引言目前，随着全球能源危机的日益严重，以及近年来人们环保意识的增强，太阳能发电技术越来越受到世界各国政府和人民的重视。

在太阳能热电发电系统中，由于太阳光的光照强度因日夜交替而周期变化，同时由于气候变化原因导致每天同一时间段的太阳光强实时变化，导致热电材料或器件受循环载荷的作用，在这种循环荷载作用下，热电材料的力学性能将发生明显的变化，并有损伤产生和发展，最终引起材料失效。

方钴矿CoSb 3是一种常用的中高温热电材料。

因此为了改进热电材料的性能，我们必须深入探索CoSb 3的力学行为，而分子动力学则成为一个有效的方法。

分子动力学（molecular dynamics ）根据粒子间相互作用势，计算多体系统的结构和动力学方程，并可以计算物质的结构和性质。

分子动力学的基本原理是建立一个粒子系统来模拟研究的系统，系统中各粒子在相空间的运动规律和轨迹，然后按统计物理原理得出该系统相应的宏观物理特性。

国内外在晶体力学行为的分子动力学模拟方面开展了许多工作。

Zhou [1]等采用并行分子动力学模拟了零温下晶体铜中位错相互交截的过程。

Wen [2]等模拟了纳米多晶铜晶粒尺寸对晶粒、晶界微观结构的影响。

利用分子动力学方法，我们可以有效地模拟晶体的力学性能。

本文采用分子动力学方法以及大型分子动力学并行模拟器LAMMPS ，模拟热电材料CoSb 3单晶承受拉伸荷载作用的过程，并分析了晶体的力学性能。

金纳米线拉伸力学性能的分子动力学模拟的开题报
告
一、背景介绍
随着纳米技术的发展，金纳米线在传感器、电子器件、太阳能电池
等领域中广泛应用。

同时，金纳米线的力学性能也备受关注，特别是拉
伸力学性能。

分子动力学模拟是研究材料力学性能的重要工具之一，已
经被广泛应用于纳米材料的性能研究。

二、研究目的
本研究旨在利用分子动力学模拟方法，研究金纳米线在拉伸过程中
的力学性能，包括杨氏模量、断裂强度等。

三、研究内容
（1）建立金纳米线的分子动力学模型。

（2）通过分子动力学模拟，研究金纳米线的拉伸力学性能。

（3）分析金纳米线的拉伸过程中的杨氏模量、断裂强度等力学性能。

四、研究方法
本研究采用分子动力学模拟方法，在LAMMPS软件中利用金属间势
模拟金纳米线的拉伸过程。

模拟过程中，金纳米线的尺寸、温度等参数
将被设置为变量，以研究它们对力学性能的影响。

五、研究意义
通过本研究，可以更深入地理解金纳米线的力学性能，为金纳米线
在材料科学等领域的应用提供理论依据，对金属纳米线材料的研究和应
用具有重要的科学和实践意义。

六、预期成果
本研究将得出金属纳米线材料的力学性能，包括拉伸力学性能等；在理论上分析金纳米线在实际应用中的使用效果，为金属纳米材料的研究和应用提供理论依据。

单晶铜拉伸及滑动摩擦性能的分子动力学模拟的开题报告尊敬的评委老师：我在此提交我的开题报告，项目的题目为“单晶铜拉伸及滑动摩擦性能的分子动力学模拟”。

1. 研究背景单晶铜是一种常见的金属材料，在工业生产和科学研究中有广泛的应用。

然而，随着材料科学和工程的发展，需要深入了解材料的性能和特性，以便设计出更高效的材料，特别是在纳米尺度上。

分子动力学模拟是一种有效的工具，可以帮助我们了解材料的性能和行为。

2. 研究目的本项目旨在通过分子动力学模拟研究单晶铜的拉伸和滑动摩擦性能。

具体目标包括：1）使用分子动力学方法生成单晶铜的模型；2）研究单晶铜的拉伸性能，包括其断裂力和形变行为；3）研究单晶铜的滑动摩擦性能，包括其摩擦系数和磨损机理。

3. 研究方法本研究将使用分子动力学（Molecular Dynamics，MD）模拟方法来研究单晶铜的力学和摩擦性能。

在此过程中，我们将使用LAMMPS软件进行模拟。

我们将采用以下步骤：1）构建单晶铜的模型，包括晶体结构、晶粒尺寸和原子位移；2）对单晶铜模型进行优化，以达到平衡状态；3）对单晶铜进行拉伸模拟，记录其断裂力和形变行为；4）对单晶铜进行滑动摩擦模拟，记录其摩擦系数和磨损机理。

4. 研究意义本研究对于深入了解单晶铜的性能和特性有着重要的意义。

对于工业生产和科学研究中需要使用单晶铜的领域，我们可以根据分子动力学模拟的结果，设计出更高效、更可靠的材料。

此外，本研究还可以拓展到其他金属材料的研究中。

5. 计划进度本研究预计用时为6个月，具体计划如下：第一阶段（2个月）：构建单晶铜模型、模型优化第二阶段（2个月）：拉伸模拟第三阶段（2个月）：滑动摩擦模拟，数据处理和分析6. 预期结果本研究预期结果包括：1）确定单晶铜的拉伸性能和断裂行为，并对其进行分析和解释；2）确定单晶铜的摩擦性能和磨损机理，并对其进行分析和解释；3）对分子动力学模拟在金属材料研究中的应用进行探讨。

以上是本人的开题报告，希望能符合要求，谢谢。