透明氧化铝陶瓷各向异性微机械行为的分子动力学模拟：揭示晶面依赖性失效机制

本研究针对透明氧化铝陶瓷（TACs）的脆性与力学各向异性难题，通过分子动力学（MD）模拟结合纳米压痕实验，首次揭示了A晶面（{11<0>}）与C晶面（0001）的失效机制差异：C晶面在压痕初期因位错增殖引发位移突跳（pop-in），而A晶面因HCP→FCC相变及Shockley/Hirth位错锁强化作用，表现出更高硬度和晚期塑性主导的径向交叉裂纹网络。研究提出石墨烯掺杂/涂层优化策略，为高性能TACs设计提供原子尺度理论支撑。

　　

论文解读

透明氧化铝陶瓷（TACs）凭借优异的光学透明性和机械强度，在航空航天、生物医学等领域应用广泛。然而，其固有的高脆性和显著的力学各向异性严重制约了可靠性。尤其是工业常用的A晶面（{11<0>}）与C晶面（0001），在纳米压痕中表现出截然不同的失效行为，但原子尺度的变形机制尚不明确。如何通过跨尺度研究揭示晶面依赖性失效机制，并指导材料优化设计，成为突破TACs应用瓶颈的关键。

为此，国内研究团队在《Journal of Materials Research and Technology》发表研究，通过分子动力学（MD）模拟与实验相结合，首次系统阐释了TACs的微机械行为各向异性机制。研究采用嵌入原子法（EAM）势函数驱动MD模拟，利用LAMMPS软件构建α-Al₂O₃的A/C晶面模型（尺寸95.2×82.5×104.0 ?，含96,000原子），以球形压头（半径25 ?）进行纳米压痕模拟（速度100 m/s）。实验部分采用纳米压痕仪（Berkovich压头）和扫描电镜（SEM）表征商用TACs样品，结合连续刚度测量（CSM）技术获取力学参数。

3.1. 实验结果与压痕形貌分析

实验发现：

• 力学性能差异：A晶面硬度（35.8 GPa）和弹性模量（518 GPa）高于C晶面（34.5 GPa/503 GPa），二者均呈现压痕尺寸效应。
• 失效行为分异：C晶面在0.2 μm深度出现位移突跳（pop-in），源于早期位错增殖；A晶面则在压痕中后期形成径向交叉裂纹网络，裂纹长度比C晶面高32.8%。
• 能量耗散机制：C晶面在0.2–0.5 μm深度塑性耗散能比A晶面高18–22%，而A晶面在>0.6 μm深度耗散能显著增强。

3.2. MD模拟结果

3.2.1. 力学响应与原子位置演化

模拟成功复现实验现象：

• C晶面在≤5 ?深度出现位移突跳，A晶面无此现象。
• A晶面硬度全程高于C晶面，且塑性耗散能增长率（52.7%）远超C晶面（38.4%）。
• 原子位置输出显示A晶面损伤形变更显著，印证其强塑性变形能力。

3.2.2. 位错分析与相变机制

核心发现：

• 相变主导强化：A晶面中氧原子发生HCP→FCC相变（含少量BCC），而C晶面保持HCP结构。FCC相的高对称性及形成的Shockley（1/6<112>）和Hirth（1/3<100>）位错锁阻碍滑移，提升A晶面硬度。
• 位错演化差异：C晶面在0–5 ?深度位错线长度持续增长，引发局部应力集中和位移突跳；A晶面位错密度呈先增后降趋势。
• 位错类型分异：A晶面以1/6<112>和1/3<100>位错为主，C晶面以1/3<100>和1/3<11<0>>位错主导。

3.2.3. 模型优化应用

提出两种改性策略：

1. 石墨烯掺杂/涂层：在A晶面引入单层石墨烯原子层。
2. 性能提升：掺杂模型塑性耗散能比降至0.45，硬度保留率显著提高，有效抑制脆性断裂。

结论与意义

本研究通过EAM势函数驱动的MD模拟，首次原子尺度揭示TACs各向异性机制：

1. C晶面失效根源：早期位错快速增殖（0–5 ?）导致位移突跳，对应实验中的pop-in事件。
2. A晶面强化机制：HCP→FCC相变诱导Shockley/Hirth位错锁形成，阻碍滑移并提升硬度，但晚期塑性积累引发交叉裂纹。
3. 改性路径：石墨烯掺杂通过约束位错运动，同步提升A晶面强韧性。

该工作不仅为理解陶瓷材料的晶面依赖性变形提供了原子模型，更通过“相变-位错”耦合机制的设计，为高性能透明陶瓷的定向优化奠定了理论基础。提出的石墨烯复合策略有望推动TACs在极端环境器件中的应用突破。