傳統(tǒng)的試驗(yàn)方法研究材料的宏觀形變行為已非常成熟,但采用該方法存在試驗(yàn)周期長、成本高等不足,并且無法直接觀測材料內(nèi)部的微觀形變及力學(xué)行為。因此,為了降低材料特性研究時對試驗(yàn)的過分依賴,可描述多晶相互作用的晶體塑性理論及分子動力學(xué)理論得以發(fā)展。并且,近年來計算機(jī)性能的提升也加速了基于晶體塑性理論或分子動力學(xué)理論的金屬材料形變特性的研究進(jìn)程。但是,晶體塑性有限元理論多用于模擬晶粒級細(xì)觀尺度下的形變行為,無法體現(xiàn)材料在形變過程中的原子構(gòu)型及位錯的演化,而用于描述原子在外力作用下最基本運(yùn)動細(xì)節(jié)的分子動力學(xué)模擬則可以彌補(bǔ)這一短板。分子動力學(xué)模擬需依據(jù)材料經(jīng)驗(yàn)力場及原子初始位置計算其勢能,通過求導(dǎo)的方法分析體系內(nèi)各個原子的受力情況,進(jìn)而基于牛頓運(yùn)動方程,在極短的時間間隔(1×10-15s)內(nèi)計算原子新的位置及受力,如此反復(fù)直至計算收斂[1-2]。因此,分子動力學(xué)模擬可以實(shí)時捕捉體系的動態(tài)形變,為在原子尺度上研究微觀形變機(jī)制奠定了基礎(chǔ)。ChenB等[3]建立了具有多種取向位錯網(wǎng)的單晶鎳基高溫合金的分子動力學(xué)模型,通過對比體系能量及位錯網(wǎng)演化過程,為建立更加精確的界面位錯網(wǎng)模型提供依據(jù)。之后,LiNL和WuWP等[4]對引入界面位錯網(wǎng)的分子動力學(xué)模型施加單軸拉伸載荷及循環(huán)載荷,通過分析材料形變過程中的位錯演化、層錯/滑移運(yùn)動及應(yīng)力-應(yīng)變行為,評估應(yīng)變率、溫度對材料力學(xué)行為及循環(huán)形變機(jī)制的影響。LiXT等[5]揭示了位錯發(fā)射與孔洞和缺陷的相互作用機(jī)理,認(rèn)為位錯發(fā)射會導(dǎo)致裂紋尖端鈍化,是裂紋尖端脆性擴(kuò)展演化為韌性擴(kuò)展的主要因素。祝占偉[6]采用分子動力學(xué)模擬分析了鎳基合金中五重孿晶的形成機(jī)制及形變機(jī)理。本文建立了LAMMPS分子動力學(xué)仿真原子結(jié)構(gòu)模型,進(jìn)行了室溫(300K)與高溫(600和920K)條件下的單軸拉伸仿真,討論了溫度對模型內(nèi)部位錯演化及力學(xué)行為的影響。

1、分子動力學(xué)模型

1.1　相互作用勢函數(shù)

本文采用嵌入原子法(Embedded-AtomMethod,EAM)勢函數(shù)[7]來描述原子間作用力的相互作用,EAM勢是一種描述金屬鍵最常用、最精確的相互作用模型,并且常用于描述原子尺度下的擴(kuò)散、變形、熔化和燒結(jié)等過程[8-10]。EAM勢中總能量Etot的計算公式如下,其中,系數(shù)1/2是為了避免一對相互作用的重復(fù)計算。

式中:vij(rij)為分離距離為rij的原子i與原子j之間的一對相互作用能;Fi為原子i的嵌入能,可以描述為局部電子密度ρi的函數(shù);N為體系內(nèi)共參與計算的原子對的數(shù)量。ρi的表達(dá)式為:

式中:ρj(rij)為將原子i賦值到分離距離為rij的原子j的電子密度函數(shù)。采用用于表示接近等原子成分組成下的Fe-NiCr-Co-Al的高度理想化面心立方FCC混合物的EAM勢函數(shù)[7],該EAM勢旨在模擬復(fù)雜系統(tǒng)的性質(zhì),可以較為精確地模擬系統(tǒng)中各類原子之間的相互作用。

1.2　原子結(jié)構(gòu)模型

GH4169鎳基高溫合金粉末中存在超過10種元素,而Ni、Cr、Al與Fe元素的占比超過了元素總體含量的90%(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))。因此,為了在簡化原子結(jié)構(gòu)模型建模的同時,盡可能地保證多體相互作用的準(zhǔn)確性,建立GH4169鎳基高溫合金原子結(jié)構(gòu)模型時僅考慮Ni、Cr、Al與Fe共4種主要元素[9],4種元素的含量分別為52%、10%、1%與37%,即Ni52Fe37Cr10Al1。由于GH4169鎳基高溫合金中Ni元素含量最多,因此,在后續(xù)建模過程中,首先,依據(jù)鎳基合金晶體類型建立適當(dāng)尺寸的面心立方結(jié)構(gòu)Ni單晶晶格模型。然后,依據(jù)Cr、Al與Fe這3種元素占比,分別在Ni單晶晶格模型中的FCC格位上隨機(jī)替換Ni原子,形成一種高度類似于GH4169鎳基高溫合金元素組成的Ni52Fe37Cr10Al1原子結(jié)構(gòu),用于后續(xù)分子動力學(xué)計算。需要說明的是,Ni元素的點(diǎn)陣常數(shù)aNi=3.52?作為常數(shù)用于后續(xù)建模。計算原子尺度下的GH4169鎳基高溫合金單軸拉伸應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系時,首先,建立尺寸(無量綱)為40×40×40的面心立方結(jié)構(gòu)Ni單晶晶格模型,結(jié)合Ni元素的點(diǎn)陣常數(shù)可知,該晶格模型在x、y與z方向上的實(shí)際尺寸分別為40aNi、40aNi與40aNi。最終模型包含的原子總數(shù)為256000個,其中Ni原子有133120個、Fe原子有94720個、Cr原子有25600個、Al原子有2560個,最終模型如圖1所示。

施加單軸拉伸載荷之前,首先在NVE(原子數(shù)-體積能量,Number-Volume-Energy)系綜(恒定原子序數(shù),恒溫,不恒壓)下對模型弛豫50ps,保證系統(tǒng)處于平衡狀態(tài)。然后,利用Nose-Hoover熱浴法設(shè)置環(huán)境溫度,并且通過NVT(原子數(shù)-體積-溫度,Number-Volume-Temperature)系綜用應(yīng)變控制對原子結(jié)構(gòu)模型施加單軸拉伸載荷,應(yīng)變率為1×109s^-1。計算過程中每間隔5ps輸出環(huán)境熱力學(xué)信息,以監(jiān)控仿真是否平穩(wěn)運(yùn)行。通過設(shè)置變量的方法計算不同時刻體系的應(yīng)力與應(yīng)變數(shù)值,以繪制應(yīng)力-應(yīng)變曲線。仿真過程時間步長為0.001ps,每隔5ps輸出體系形變結(jié)果。此外,通過改變環(huán)境溫度(300、600和920K),以探究溫度對GH4169鎳基高溫合金應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系的影響。需要說明的是,整體計算過程包含minimize過程、弛豫過程、fix-deform過程,拉伸載荷加載過程中以載荷施加完畢為形變過程結(jié)束時刻,因此,并未關(guān)注整體計算時間。5000個時間步長是為了降低計算結(jié)果文件體積的同時保證輸出計算結(jié)果可以精確反應(yīng)整體形變過程。

2、結(jié)果與討論

2.1　不同溫度下的微觀應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系

為了探究原子級納米尺度下溫度對GH4169鎳基高溫合金單軸拉伸力學(xué)性能及形變機(jī)制的影響,在300、600和920K條件下對原子結(jié)構(gòu)施加單軸拉伸載荷,計算得到的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線,如圖2所示。研究表明,分子動力學(xué)模擬過程中應(yīng)變率的大小對材料彈性行為的影響可以忽略,更高的應(yīng)變率僅表現(xiàn)出更高的屈服強(qiáng)度與更差的塑性[4]。從圖2中可以看,不同溫度下的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線均可劃分為3個區(qū)域,即隨著應(yīng)變的增加,依次為應(yīng)力線性增加的彈性區(qū)、應(yīng)力驟降的塑性激活區(qū)與應(yīng)力穩(wěn)定的應(yīng)力釋放區(qū)[11]。與宏觀應(yīng)力-應(yīng)變曲線不同的是,微觀尺度下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線在進(jìn)入塑性激活區(qū)后應(yīng)力變化呈現(xiàn)先驟降后波動的特征,這是因?yàn)樵谶M(jìn)入屈服階段后原子結(jié)構(gòu)內(nèi)部會形成大量位錯,隨著應(yīng)變的增加,位錯會增殖與運(yùn)動,因此,位錯與位錯之間、位錯與其他晶體學(xué)結(jié)構(gòu)之間會出現(xiàn)相互作用,這些相互作用一定程度上會使位錯塞積,甚至消失,最終導(dǎo)致應(yīng)力波動。應(yīng)力驟降是由于Shockley位錯發(fā)生反應(yīng),演化為其他類型位錯或泯滅,此時體系內(nèi)應(yīng)力釋放,導(dǎo)致應(yīng)力下降。此外,隨著溫度的升高,GH4169鎳基高溫合金的屈服強(qiáng)度ReL逐漸下降,分別為22.38、18.58和15.02GPa。同樣地,屈服應(yīng)變也隨溫度的升高而降低,分別為16.65%、14.63%和12.67%,這表明溫度越高,納米原子GH4169鎳基高溫合金結(jié)構(gòu)越容易形成位錯,導(dǎo)致塑性形變。利用不同溫度下彈性區(qū)的真實(shí)應(yīng)力-真實(shí)應(yīng)變曲線擬合得到的彈性模量分別為125.9、125.3和119.1GPa,可以看出,當(dāng)溫度低于920K時,材料的彈性模量十分接近,而當(dāng)溫度達(dá)到920K時,彈性模量下降了6.8GPa,這從納米尺度上證明了GH4169鎳基高溫合金具有良好的920K高溫抗性。

2.2　形變過程中原子構(gòu)型演化

圖3為不同溫度下隨應(yīng)變增加原子結(jié)構(gòu)模型中3種不同晶體結(jié)構(gòu)類型的原子占比變化情況。從圖3中可以看出,形變初期3種晶體結(jié)構(gòu)所含原子數(shù)保持穩(wěn)定,且均為面心立方FCC結(jié)構(gòu),這與彈性階段對應(yīng)。隨著應(yīng)變的增加,面心立方FCC結(jié)構(gòu)原子占比降低,與此同時,體心立方BCC與六方密排HCP結(jié)構(gòu)原子占比增多,此時對應(yīng)應(yīng)力-應(yīng)變曲線的塑性激活區(qū)。整體上,300、600和900K的溫度下應(yīng)變分別達(dá)到17%、13%和8%時,體系內(nèi)部FCC結(jié)構(gòu)原子占比開始降低,300K下這種變化是突然發(fā)生的,但溫度越高,變化發(fā)生的越平緩。此外,無論此時體系溫度高低,FCC結(jié)構(gòu)原子占比最多,BCC與HCP結(jié)構(gòu)原子占比較少。當(dāng)應(yīng)變繼續(xù)增加,進(jìn)入應(yīng)力釋放階段后,在此階段3種晶體結(jié)構(gòu)的占比隨著應(yīng)變增加而趨于穩(wěn)定。由此可見,原子級微觀尺度下原子排布的變化直接影響著材料的應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系,這是因?yàn)镕CC結(jié)構(gòu)原子占比減小會導(dǎo)致體系內(nèi)部出現(xiàn)HCP與BCC結(jié)構(gòu),因此,引起位錯、層錯、滑移等結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。此外,溫度越高,原子運(yùn)動更活躍,從而降低了原子間結(jié)合力,更容易誘發(fā)體系內(nèi)部原子排序紊亂,更早地誘發(fā)不同類型位錯的形核,最終體現(xiàn)在彈性模量與應(yīng)力-應(yīng)變曲線形貌的差別上。經(jīng)過以上分析可知,FCC結(jié)構(gòu)原子的演化會誘發(fā)晶體學(xué)缺陷,因此,在分析材料單軸拉伸形變機(jī)制時應(yīng)將完美的FCC結(jié)構(gòu)原子去除。借助位錯提取算法(DislocationExtractionAlgorithm,DXA)對體系內(nèi)的位錯類型及分布進(jìn)行分析,將分析結(jié)果與去除FCC結(jié)構(gòu)原子的體系相結(jié)合,以分析GH4169鎳基高溫合金的形變機(jī)制。圖4為3種溫度下不同應(yīng)變時的原子排列結(jié)構(gòu)及位錯結(jié)構(gòu)特征,其中,片層狀原子為HCP結(jié)構(gòu),零星分布狀的單個原子為BCC結(jié)構(gòu),彌散團(tuán)簇狀與無序狀原子為無序結(jié)構(gòu)。同樣,以深淺不一的實(shí)線表征不同類型的位錯。

從圖4中可以看出,位錯的形核與運(yùn)動使得體系內(nèi)部原子結(jié)構(gòu)重排,引發(fā)明顯的HCP結(jié)構(gòu)層錯。層錯與層錯之間往往以一系列無序排列的原子為界。對于具有FCC結(jié)構(gòu)的GH4169鎳基高溫合金而言,內(nèi)部存在的堆垛層錯可以等同于HCP結(jié)構(gòu),宏觀下結(jié)構(gòu)的演變表現(xiàn)為塑性形變。隨著應(yīng)變的增加,層錯由塑性階段時體系兩端的多形核逐步向體系中間運(yùn)動,這證明此時會發(fā)生頸縮現(xiàn)象。位錯大多出現(xiàn)于層錯周圍,這是因?yàn)樵谕饬Φ淖饔孟?體系內(nèi)部異常排列的原子極易誘發(fā)位錯形核,從而降低材料的力學(xué)性能。隨著應(yīng)變增加,位錯的運(yùn)動引導(dǎo)層錯與層錯之間的相互融合趨于穩(wěn)定,形成沿某個45°方向貫穿整個體系的層錯,即形成滑移。此外,位錯運(yùn)動會使異常排序的原子逐步演變成FCC結(jié)構(gòu),并且吸引異常排序的原子團(tuán)簇聚集于融合后的層錯周圍,宏觀表現(xiàn)為塑性形變。需要注意的是,在形變過程中體系內(nèi)會出現(xiàn)由無序原子包裹的空位缺陷,這些空位可以被位錯吸收,從而牽引位錯與層錯運(yùn)動,這與體系內(nèi)部不同結(jié)構(gòu)原子占比的變化相一致。另一方面,高溫下原子的劇烈運(yùn)動會導(dǎo)致異常排序的原子增多,為位錯形核提供了有利條件的同時增加了體系內(nèi)部空位的數(shù)量。這是因?yàn)閷τ诰w材料而言,空位的形成會受到溫度的影響,溫度越高,空位形成的概率越大,在此情況下,位錯及層錯更容易發(fā)生運(yùn)動,與之對應(yīng)的是材料力學(xué)性能的下降。

2.3　形變過程中位錯演化

圖5僅體現(xiàn)了體系內(nèi)部位錯的類型及特征,以清楚地分析形變過程中位錯的特征及演化。圖5a、圖5d與圖5g分別為300、600與920K溫度下原子結(jié)構(gòu)體系進(jìn)入塑性階段時的位錯形貌、類型及分布。從圖5中可以看出,材料進(jìn)入塑性階段時,位錯主要以1/6<112>Shockley不全位錯為主,與此同時存在1/2<110>Perfect全位錯、1/6<110>Stair-rod壓桿位錯、1/3<111>Frank分位錯、1/3<100>Hirth分位錯及其他位錯,不同類型的位錯具有不同的柏氏矢量,并且1/3<111>Frank分位錯及1/3<100>Hirth分位錯的含量較小。從圖5a、圖5d與圖5g可以看出,材料剛進(jìn)入塑性階段時內(nèi)部位錯長度小、數(shù)量多,并且呈現(xiàn)點(diǎn)發(fā)射特征,這是因?yàn)?/6<112>Shockley不全位錯是從空位表面發(fā)射,并且隨著應(yīng)變的增加,位錯相互結(jié)合從而形成位錯環(huán),此時部分1/6<112>Shockley不全位錯在滑移面上以銳角相交時會形成1/6<110>Stair-rod壓桿位錯,而以鈍角相交時則會形成1/3<100>Hirth分位錯。

Shockley不全位錯通常以刃形位錯形式出現(xiàn),也可以是螺位錯或混合型位錯,在外力作用下可以在{111}滑移面上運(yùn)動,從而牽引層錯區(qū)擴(kuò)大或縮小,當(dāng)兩個層錯區(qū)之間夾帶了一個定位錯時,會形成一個Stair-rod壓桿位錯,如圖5b、圖5e與圖5h所示。此外,還可以觀察到3種溫度下均會形成由多個Stair-rod壓桿位錯包圍形成的位錯環(huán),結(jié)合圖4可知,所圍區(qū)域?yàn)閷渝e區(qū)域。由于Stair-rod壓桿位錯屬于不可動位錯,因此,一定程度上可以在塑性變形階段使材料發(fā)生硬化。應(yīng)變逐漸增大的同時位錯也在不斷演化,在此過程中新的Stair-rod壓桿位錯會形成,并且部分Stair-rod壓桿位錯會發(fā)生解體與擴(kuò)散,演化為兩個可以進(jìn)行塑性形變的跟蹤位錯,即Shockley不全位錯,如圖5c、圖5f與圖5i所示。在整個拉伸形變過程中,體系內(nèi)部發(fā)生位錯形核的同時也會出現(xiàn)空位,空位會引導(dǎo)位錯運(yùn)動,位錯運(yùn)動又會形成新的空位,如此反復(fù),材料內(nèi)部的層錯發(fā)生移動和擴(kuò)展,最終導(dǎo)致滑移。對比不同溫度下的位錯演化過程可知,溫度越高,位錯形核位置越均勻,這是因?yàn)楦邷丨h(huán)境下體系內(nèi)部異常排布的原子的數(shù)量多,增大了位錯形核的概率。此外,溫度越高,位錯排布方向的一致性更高,且位錯長度更長,這是位錯之間更加頻繁的相互作用導(dǎo)致的。對不同溫度和應(yīng)變時的位錯密度進(jìn)行評估,結(jié)果如圖6所示。位錯密度[12]計算公式如下:

式中:ρ為位錯密度;ldis為體系中位錯總長度;V為原子結(jié)構(gòu)體積。從圖6可以看出,3種溫度下的總位錯密度與應(yīng)力-應(yīng)變曲線具有一致的變化規(guī)律。彈性范圍內(nèi),隨著應(yīng)變的增加,體系內(nèi)部各類位錯的數(shù)量均為0,當(dāng)材料進(jìn)入塑性階段時,Shockley不全位錯急劇增加,300、600與920K條件下Shockley不全位錯密度的峰值分別為0.0057、0.0048與0.0033nm-2,位錯密度的急劇升高證明了材料內(nèi)部出現(xiàn)了大量層錯。隨后進(jìn)入應(yīng)力釋放階段,在此過程中Shockley位錯密度持續(xù)降低,而其他類型的位錯密度則有所升高,這是因?yàn)樾巫冞^程中Shockley位錯之間不同的相互作用形式使其演化為其他類型位錯。此時Stair-rod壓桿位錯密度在相對穩(wěn)定的范圍內(nèi)波動,分別為0.0006、0.0005與0.0004nm-2,Stair-rod壓桿位錯密度的相對穩(wěn)定證明了材料具有一定的抗變形能力。而造成這種波動的原因是結(jié)構(gòu)為了可以在外力的作用下持續(xù)發(fā)生變形,迫使Stair-rod壓桿位錯分解,與此同時又有新的Stair-rod壓桿位錯形成。總體而言,相對較高的位錯密度水平表明,形變過程中材料內(nèi)部位錯反應(yīng)頻繁,并且滑移也較為活躍,尤其是在高溫環(huán)境下,位錯的相互反應(yīng)更容易發(fā)生。

3、結(jié)論

(1)室溫(300K)、高溫(600和920K)的環(huán)境下,GH4169鎳基高溫合金的微觀彈性模量分別為125.9、125.3和119.1GPa,且彈性變形范圍內(nèi)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線形貌差別不大,證明了GH4169鎳基高溫合金具有良好的高溫(920K)抗性。

(2)300、600和900K的溫度下應(yīng)變分別達(dá)到17%、13%及8%時體系內(nèi)部FCC結(jié)構(gòu)原子占比開始降低,溫度越高,FCC結(jié)構(gòu)數(shù)量降低至最小值時的速率越低。依據(jù)體系內(nèi)部原子結(jié)構(gòu)的演化可將整體形變過程分為彈性區(qū)、塑性激活區(qū)及應(yīng)力釋放區(qū)。

(3)進(jìn)入塑性激活區(qū)后,大量Shockley不全位錯形成,并且在隨后的形變過程中,Shockley不全位錯密度逐漸降低,演化為其他類型位錯。進(jìn)入應(yīng)力釋放區(qū)后,各類位錯密度保持恒定,滑移的增多及運(yùn)動使材料出現(xiàn)了頸縮現(xiàn)象。

參考文獻(xiàn):

[1]Plimpton S. Fast parallel algorithms for short-range molecular dynamics [J]. Journal of Computational Physics, 1995, 117: 1-19.

[2]Thompson A P, Aktulga H M, Berger R, et al. LAMMP—A flexiblesimulation tool for particle-based materials modeling at the atomic, meso, and continuum scales [ J ]. Computer Physics Communications, 2022, 271: 10817.

[3]Chen B, Wu W P, Chen M X, et al. Molecular dynamics study of fatigue mechanical properties and microstructural evolution of Nibasedsingle crystal superalloys under cyclic loading [J]. ComputationalMaterials Science, 2020, 185: 109954. [4] 　 Li N L, Wu W P, Nie K. Molecular dynamics study on the evolutionof interfacial dislocation network and mechanical properties of Ni-based single crystal superalloys [J]. Physics Letters A, 2018, 382: 1361-1367.

[5]Li X T, Peng S Y, Zhang X, et al. Microscopic and macroscopic analyses of the interaction mechanism between defect growth and dislocationemission in single-crystal aluminum [J]. Fatigue & Fractureof Engineering Materials & Structures, 2021, 44: 3008-3022.

[6]祝占偉. 鎳基合金中五重孿晶形成及變形機(jī)理的分子動力學(xué)研究 [D]. 大連: 大連理工大學(xué), 2018. Zhun Z W. Study on the Formation and Deformation Mechanisms of Fivefold Twins in Nickel Base Alloy [D]. Dalian: Dalian Universityof Technology, 2018.

[7]Frakas D, Caro A. Model interatomic potentials for Fe-Ni-Cr-CoAlhigh-entropy alloys [J]. Journal of Materials Research, 2020, 35: 3031-3040.

[8]Nandy J, Yedla N, Gupta P, et al. Sintering of AlSi10Mg particlesin direct metal laser sintering process: A molecular dynamics simulation study [ J]. Materials Chemistry and Physics, 2019, 236: 121803.

[9]Wang J Q, Shin S, Hu A M, et al. Diffusion kinetics of transient liquid phase bonding of Ni-based superalloy with Ni nanoparticles: A molecular dynamics perspective [ J]. Computational Materials Science, 2018, 152: 228-235.

[10]Wu W P, Yao Z Z. Molecular dynamics simulation of stress distributionand microstructure evolution ahead of a growing crack in singlecrystal nickel [J]. Theoretical and Applied Fracture Mechanics,2012, 62: 67-75.

[11]楊攀峰. Ni-Co 合金拉伸力學(xué)性能和變形機(jī)制的模擬研究[D]. 蘭州: 蘭州理工大學(xué), 2020.

Yang P F. The Simulation Research of Tensile Mechanical Propertiesand Deformation Mechanism of Ni-Co Alloys [D]. Lanzhou: Lanzhou University of Technology, 2020.

[12] Li L, Shen L M, Proust G. Fatigue crack initiation life prediction for aluminium alloy 7075 using crystal plasticity finite element simulations [J]. Mechanics of Materials, 2015, 81: 84-93.

相關(guān)鏈接