《Materials Today Advances》：Recent advance in molecular dynamics simulations of phase transformation in metals
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材料中的相变具有重要意义，因为其力学、热学和电学等性能会发生显著变化。金属通常呈现三种晶体结构，即体心立方（BCC）、面心立方（FCC）和密排六方（HCP）。这些相之间的转变由压力与温度等不同类型的外部刺激所驱动。最初，金属元素在常规条件下采用上述晶体结构之一
材料中的相变具有重要意义，因为其力学、热学和电学等性能会发生显著变化。金属通常呈现三种晶体结构，即体心立方（BCC）、面心立方（FCC）和密排六方（HCP）。这些相之间的转变由压力与温度等不同类型的外部刺激所驱动。最初，金属元素在常规条件下采用上述晶体结构之一。BCC是铁等金属的常见结构，而FCC通常由铝和铜采用。HCP也是钛、锆和铪的主要结构。在本文中，研究人员综述了针对金属相变的分子动力学（MD）模拟。许多关于金属结构性能的研究采用基于嵌入原子法（EAM）开发的原子间势函数。机器学习（ML）技术也被用于开发此类函数。在当前工作中，研究人员还在文献中已有的一些案例中考察了原子间势函数在MD模拟中的影响。
Saeed Taheri与Mir Masoud Seyyed Fakhrabadi的综述聚焦金属相变的分子动力学（MD；基于原子间势函数追踪原子运动轨迹的计算方法）模拟。材料相变会改变其力学、热学与电学性能；金属常以体心立方（BCC）、面心立方（FCC）和密排六方（HCP）存在，温度、压力、应力、尺寸、应变率和冲击等可诱导相变。已有研究多局限于特定金属体系或经典势函数，难以系统比较高保真机器学习（ML；数据驱动构建势函数的方法）势在相稳定性预测中的作用，因此有必要跨周期表族系综述MD模拟并评估原子间势函数的影响。研究人员按周期表分组综述碱/碱土金属、过渡金属和后过渡金属，讨论相变机制、相图、亚稳相及势函数选择，指出势函数是MD预测可靠性的核心，ML势可桥接密度泛函理论（DFT；第一性原理电子结构方法）精度与MD尺度，对理解纳米尺度相变和指导热机械加工具有重要意义。
关键技术方法（不超过250字）：研究人员主要采用MD模拟，以嵌入原子法（EAM；以背景电子密度描述金属键合的势框架）、修正嵌入原子法（MEAM；引入角度相关相互作用的EAM扩展）、Finnis–Sinclair（FS；半经验金属势）及机器学习势如谱近邻分析势（SNAP）和快速人工神经网络（RANN）计算原子间作用；并用DFT、从头算分子动力学（AIMD）和量子分子动力学（QMD）结果作参照；结构识别采用共同近邻分析（CNA）、径向分布函数（RDF）和配位数（CN）等。综述无实验样本队列，来源为已发表MD、DFT和实验文献。
2.1 碱金属与碱土金属（IA & IIA）：碱金属常为BCC，Li、Na、K在压力下发生BCC→FCC；2NN-MEAM模拟Li马氏体相变，加热/冷却/再加热显示热滞后；重碱金属MD研究较少。碱土金属中Be、Ca常为HCP/FCC并热致BCC；Mg常压无固-固相变，约50 GPa转为BCC；Be高压相图给出HCP-BCC-液三相点4314 K、164.7 GPa；Mg单晶拉伸MD表明结构演化由位错动力学主导，高应变下CNA识别的FCC/BCC仅为局域原子 shuffling，纯Mg真正失稳接近熔点约900 K。
2.2 钛族（IVB）：Ti常为α-HCP，1155 K转β-BCC，室温2–12 GPa发生α-ω且卸载不可逆；势函数从Ackland FS、Hennig MEAM、Mendelev FS、Gibson MS-MEAM到Nitol RANN（RMSE 1.77 meV/atom）。MD显示Ti纳米柱拉伸α-ω由堆垛层错和孪晶驱动；冲击方向影响是否重取向；Kim MEAM因堆垛层错能最接近实验被选；ω→α可贡献塑性；冲击压缩/剪切中α-ω可逆并伴随晶粒细化；双相Ti中HCP约75.4%优化强塑性；机械铣削约4 ?/ps触发HCP→FCC，更高热积累抑制；摩擦/热激活形成FCC/BCC壳包HCP核。Zr常为α-HCP，1136 K转β-BCC（MD预测1225 K）；薄膜临界厚度6.1 nm；FCC可呈界面相，冷却速率影响BCC/FCC/HCP比例；ADP与EAM对β-Zr失稳机制解释不同；la-EAM和SNAP势可描述α/β/ω；室温约2 GPa发生α-ω；拉伸应变0.15发生α-ω，约0.18 HCP→FCC，FCC在14.6%应变不可逆；凝固模拟表明慢冷形成更完整BCC。
2.3 钒族（VB）：V常为BCC；DFT预测BCC→菱方（hR1）约62 GPa，120 GPa二次畸变，>250 GPa回BCC；实验约63–69 GPa；Nb在>3000 K转正交Pnma，常压无固-固相变；MD用FS势计算弹性，LAMMPS模拟凝固显示冷却速率影响终态。d带填充利于BCC稳定。
2.4 铬族（VIB）：Cr为BCC，常压无固-固相变，2135 K熔化；QMD给出BCC→HCP需≥710 GPa（0 K），边界T(P)=33.1(P?710)
0.9；Mo、W高压相图由同类方法得到；Mo纳米线拉伸5.4%应变BCC→FCC，>55.4% FCC→BCC；FCC为裂纹尖端亚稳，FCO稳定；Mostafa等发现Mo纳米线相变和孪晶依赖取向，部分取向无相变。d带填充使族VI结构稳健。
2.5 铁族（VIIIB）：Fe常为α-BCC，1185 K以上γ-FCC，1665 K以上δ-BCC，1809 K熔化；13 GPa以上ε-HCP；经典EAM/MEAM与SNAP比较显示SNAP更准确描述纳米线应力-应变；FS模拟A3约1516 K；EAM Meyer-Entel给出1300 K BCC→FCC、100 K马氏体FCC→BCC并出现HCP；Fe纳米线拉伸/压缩由孪晶和位错滑移塑性，块体压缩极限应变BCC→FCC，拉伸约0.11转变，CNA与Ackland-Jones法给出不同BCC/FCC比例；双轴拉伸呈BCC→FCC→BCC两阶段；裂纹尖端升温促进BCC→FCC，孪晶带松弛应力、延缓裂纹扩展；Ru常HCP，加热转FCC，HCP/FCC竞争至约100 GPa，无BCC。
2.6 钴族（IXB）：Co常HCP，695 K转FCC，磁转变约1400 K；压缩提高相变温度和熔点；Pun EAM计算HCP/FCC弹性常数；冷却速率1.125×10
10–1.125×10
12 K/s模拟超快凝固，冷速越快凝固温度越低；1200 K、12 ns退火降低缺陷并促进FCC，随后淬至600 K；Sun等至10
15 K/s显示冷速越快结晶度下降、非晶增多，慢冷RDF峰更锐；Rh、Ir稳定FCC，无HCP基态。
2.7 铜族（XIB）：Cu、Ag、Au常FCC；理论预测Au在231.6 GPa形成d-HCP、447.8 GPa形成HCP；Cu实验>80 GPa FCC→BCC，BCC在高温和>500 GPa稳定；Sun等EAM模拟<18 nm Cu膜在<10 K、1×10
10 s
?1拉伸，11%应变见BCC，15%见HCP，>0.32为三相混合；静态载荷比循环载荷更影响晶界结构相变；Cu可快速淬火玻璃化、再加热FCC再结晶；约64 GPa约束压缩Cu经{111}剪切-shuffling发生FCC→BCC；Ag/Au相图由AIMD得到；Au纳米线截面低于约4 nm
2时表面应力驱动FCC→BCT，HRTEM证实。
2.8 后过渡（p区）金属：2.8.1 Al：常FCC；压力约190 GPa转HCP、约350 GPa转BCC（另预测205/565 GPa）；0–100 GPa循环热模拟分四区：0–14 GPa无相变；15–21 GPa冷却得FCC+BCC；22–25 GPa加热FCC→BCC且凝固后BCC稳定；>25 GPa全温区BCC稳定；斜坡压缩约65 GPa BCC形核长大；EMPW约1800 m/s冲击局部FCC→HCP并激活TRIP；冲击剥落对取向和加载速度敏感。2.8.2 Ga：常压α-Ga正交（>260 K），低于260 K转β-Ga单斜；压缩>1 GPa出现BCC Ga-II；AIMD模拟α/β形核。2.8.3 Pb：常FCC，常压无固-固相变，约601 K熔化；FCC→HCP在12–14 GPa实验，模拟13 GPa；>121 GPa转BCC。Sc、Mn、Ni、Zn族经典MD关注较少。
讨论部分表明，势函数从EAM/FS发展到MEAM再到ML（SNAP/RANN）；EAM高效但角度作用和宽P-T相稳定性不足，MEAM改善方向性但成本高，ML近DFT但数据需求大且具黑箱性。相变压力/临界应变差异源于动力学率效应、势函数保真度与可迁移性、纳米表面效应、马氏体滞后与弹性各向异性；CNA/RDF/CN可给局域结构证据但不能单独证明宏观新相。未来需可迁移势、主动学习（AL）和物理信息神经网络（PINNs）平衡精度与效率。结论部分可译为：本综述从更广视角考察碱/碱土、过渡和后过渡金属相变MD模拟；主要用EAM/MEAM，部分用FS和ML辅助势；研究晶体构型与压力-温度相图；标准条件下金属多为BCC/FCC/HCP，部分为FCO/BCT等；温度、压力、应力、尺寸、应变率和冲击波诱导相变；亚稳相在特定条件稳定；按周期表从Li到Au分类；研究数量受金属科技重要性、可得性与稳定性、势函数发展影响；精确模拟需合适势函数；ML加速高保真势发展，桥接DFT精度与MD效率，并扩展到金属氧化物和多元素合金。
