原子模拟研究沿孪晶界法向加载的纳米孪晶铝中强度与位错演化的关系

《Materials Chemistry and Physics》：The relation between strength and dislocation evolution in nanotwinned Al loaded normal to twin boundaries by atomistic simulation

　　

摘要
纳米孪晶铝箔因其优异的力学性能而备受关注。应力下纳米孪晶的力学稳定性对其力学性能至关重要。纳米孪晶铝箔性能的进一步优化依赖于阐明位错演化与其力学响应之间的相互作用。在本研究中，我们对具有不同孪晶界间距的纳米孪晶单晶铝进行了分子动力学模拟，所施加的载荷为垂直于孪晶界的单轴拉伸加载。我们的结果表明，在<111>取向的单晶中，无论是孪晶取向还是母相取向，作为初始构型形成的楼梯杆位错网络本质上是不稳定的。这种不稳定性对孪晶界间距不敏感。随着孪晶界间距的增加，肖克利不全位错的密度逐渐降低，而楼梯杆位错的密度增加。孪晶界对位错的阻碍导致孪晶界附近约 20 ? 范围内的位错密度急剧增加，而超过此距离密度则显著下降。使用修正的泰勒关系量化了个体位错类型对流变应力的贡献。这些发现阐明了垂直于孪晶界加载的纳米孪晶铝中位错演化与强度之间的关系，为高性能纳米孪晶金属的设计提供了有用的指导。

引言
开发兼具高强度和良好延展性的金属结构材料仍然是材料科学的一个关键目标。晶粒细化已经能够实现具有优异强度的纳米晶金属的生产。然而，这往往是以牺牲延展性为代价的。为了克服这种延展性限制，在纳米晶金属中引入高密度纳米孪晶提供了一种有效的方法。在各种纳米孪晶金属中，纳米孪晶铝（Al）是一个广泛研究的模型系统。纳米孪晶铝箔因其结合了导电性、机械强度、断裂韧性和柔韧性，在柔性电子应用方面引起了极大关注。其显著的热稳定性进一步有助于高温下的设备可靠性。微观结构设计对于优化纳米孪晶铝的整体性能至关重要。这需要从根本上理解微观结构（例如，孪晶界 (TBs)、晶界 (GBs) 和位错网络的密度和稳定性）与机械强度之间的关系。

大量的实验 [1], [2], [3], [4], [5] 和计算 [6], [7], [8], [9], [10] 研究表明，纳米孪晶可以显著提高纳米孪晶金属的强度。这些材料的塑性从根本上受控于位错的形核、滑移和传递，以及它们与微观结构特征——主要是 TBs 和 GBs 的相互作用。纳米孪晶金属中的位错可以在各种位置形核，包括 GBs、TBs 和晶内。TB-GB 结点已被确认为各种纳米孪晶金属（包括 Ag、Cu、Ni 和 Al）中主要的位错形核位置 [3], [4], [6], [7], [11]。甚至在共格 TBs 上也被观察到在足够高的局部应力下发射位错，导致退火纳米孪晶 Ni 中形成位错胞 [12]。位错-TB 相互作用可以诱导边界台阶，这不仅降低了界面共格性，而且成为后续位错形核的优先位置。TBs 上的扭折、台阶和其他非共格特征通过局部降低位错发射的能量势垒而充当优先形核位置。在纳米孪晶 Cu 中，发现肖克利不全位错的交滑移在非共格 TBs 上产生了台阶状扩展位错 [13]，阐明了位错与 TBs 之间复杂的相互作用。此外，已知位错形核对局部微观结构特征 [14] 高度敏感，特别是 TBs 的间距。实验表明，随着 TB 间距的减小，存在从 TB 台阶处发射的倾斜位错到 TB-GB 结点处形核的去孪晶位错的转变 [15]。这种转变展示了 TB 间距如何控制纳米孪晶金属中的缺陷演化。原位 TEM 观察证实，不全位错经常在应力集中处形核，例如 GBs、TBs 或非共格 TBs 上的扭折 [16]。除形核外，位错与现有 TBs 的相互作用也受控于临界应力阈值。Chassagne 等人 [17] 发现了位错-TB 相互作用的临界应力（~400 MPa）：高于此值，位错被共格 TBs 吸收，而低于此值，位错可以传递到孪晶层中。这种应力依赖性转变对纳米孪晶金属的加工硬化和变形稳定性具有重要意义。

孪晶和去孪晶过程对于定制微观结构和性能至关重要，它们均由肖克利不全位错的运动促进。孪晶和去孪晶位错可以通过倾斜肖克利不全位错与 TBs 的相互作用形成 [18]。在存在常规 GBs 的情况下，这些位错也可能在 TB-GB 结点或从共格和非共格 TBs 形核。Ke 等人 [11] 报告称，去孪晶位错起源于 TBs 上扭折台阶的迁移和分裂。一旦移动，此类位错不仅仅去除纳米孪晶。Xie 等人 [19] 证明，去孪晶位错的运动有效地缓解了纳米孪晶金属中 TB-GB 结点的应力集中。在宏观尺度上，这些位错的活动控制流变应力。Xiao 等人 [20] 提出，在纳米孪晶 Cu 中，强度受两种变形模式竞争的控制：一种涉及倾斜位错受限滑移的硬模式，和一种由去孪晶位错运动主导的软模式。至关重要的是，TB 间距控制哪种模式占主导：在较小的 TB 间距下，更大比例晶粒通过软模式变形，导致取决于 TB 间距的软化。

纳米孪晶金属的变形行为受位错在晶粒内滑移后如何与 TBs 相互作用的影响强烈影响。变形纳米晶金属所需的高流变应力驱动这些相互作用，使得原本具有高能量势垒的位错反应成为可能 [21]。这些反应在极小的 TB 间距下尤为显著。一个关键后果是可动位错（主要是肖克利不全位错）转变为不可动位错（主要是楼梯杆位错）[18]，形成复杂的位错网络。TB 间距决定了具体的反应结果。纳米孪晶 Cu 的分子动力学 (MD) 模拟 [22] 揭示，在大的 TB 间距下发生交滑移和洛默位错的形成，而在小的 TB 间距下交滑移被抑制。60° 位错与 TBs 的相互作用形成 {001}<110> 洛默位错 [9], [23]，这些位错进一步分解为肖克利、楼梯杆和弗兰克位错。在低层错能 (SFE) 的不锈钢中，位错-TB 反应导致位错组织成平面阵列或位错壁 [24]，为应变协调提供了一种替代策略。

位错与 TBs 的相互作用控制纳米孪晶金属的力学行为。像常规 GBs 一样，TBs 在母相和孪晶之间引入明确的晶体学取向差。当母相中滑移的位错到达 TB 时，母相和孪晶之间滑移系统的不连续性阻碍其传递到孪晶中。为了发生传递，位错必须要么分解，要么与其他位错反应，要么在孪晶内激活一个新的、晶体学兼容的滑移系统。此外，共格 TBs 对入射位错施加短程排斥力。这种排斥力随着 TB 间距的减小而增加，通过提高滑移传递所需的应力来强化材料。因此，需要足够高的施加应力来克服排斥力并允许位错连续跨越 TBs 传播，这对于促进纳米孪晶金属中的均匀变形至关重要。TBs 和已经存在于其上的位错造成的综合阻碍导致 TBs 附近的显著位错堆积。

尽管纳米孪晶金属因其优异的强度 - 延展性协同效应而前景广阔，但我们的理解仍存在根本差距。内在变形机制——具体来说是这些材料如何响应垂直于共格 TBs 的应力以及这种响应如何随 TB 间距变化——尚不清楚，往往被常规 GBs 的复杂效应所掩盖。为了分离 TB 间距的影响，我们采用了一种包含完美共格 TBs 且无预存缺陷的理想化单晶模型。该模型消除了随机 GBs 的干扰效应，从而使我们能够直接探测位错形核和演化随 TB 间距的变化。通过系统地改变 TB 间距并结合原子尺度和机械分析，我们确立了位错演化如何控制纳米孪晶金属的强度。这些见解建立了 TB 间距、位错演化和强度之间的定量联系，为设计具有增强机械性能的纳米孪晶金属提供了实用指南。

章节片段
方法和材料
模拟箱的配置、尺寸和晶体学取向如图 1 所示。所有模型具有相同的模拟箱尺寸，每个模型包含约 882 万个原子。构建了一系列 TB 间距 (λ) 从 7.01 ? 到 420.89 ? 的模型（更多细节见 图 S1），其中孪晶和母相沿 x 方向周期性分布。初始模型除 TBs 外不包含预存缺陷。所有 MD 模拟

屈服阶段期间的位错演化
从应力 - 应变曲线 (图 2(a)) 和缺陷观察中，我们确定了屈服阶段的四个关键事件：初始位错形核、沿 x 方向的位错传播、上屈服点和下屈服点。图 2(b) 显示了这些事件的应变值作为 TB 间距的函数，遵循一致的顺序：初始位错形核、上屈服点、沿 x 方向的位错传播和下屈服点。

丰富的楼梯杆位错
在面心立方 (fcc) 晶体中，由四个 {111} 面组成的汤普森四面体，如图 S6 所示，是分析位错反应的有用工具。任何两个相交 {111} 面上的肖克利不全位错可以相互作用和反应，可能形成楼梯杆位错。任何两个 {111} 面有六种可能的组合，每种组合可以形成四种类型的楼梯杆位错，如图 11 所示。因此，fcc 晶体

结论
对具有不同 TB 间距的纳米孪晶单晶铝在垂直于 TBs 的单轴拉伸加载下进行了 MD 模拟。结果表明，在极小的 TB 间距下，初始位错形核后，上屈服点（或沿 x 方向的位错传播）发生在约 0.005 的应变下（见 第 3.1 节 和 图 2(b)）。相比之下，在大的 TB 间距下，位错形核几乎与上屈服点同时发生

CRediT 作者贡献声明
Peng Jing: 写作 – 审查与编辑，概念化。Bin Shao: 写作 – 审查与编辑，资金获取，形式分析。Hongxi Liu: 软件，方法论。Qichao Fan: 写作 – 审查与编辑。Chuan Yang: 写作 – 审查与编辑，调查，资金获取。Wenchao Shi: 写作 – 初稿，监督，项目管理，资金获取

数据可用性声明
数据将在请求时提供。

资金来源
本研究由国家自然科学基金资助，批准号为 52375325、52105410，以及安徽省自然科学基金资助，批准号为 2308085ME164。

利益冲突声明
作者声明没有竞争利益。

Wenchao Shi|Chuan Yang|Qichao Fan|Hongxi Liu|Bin Shao|Peng Jing
合肥工业大学材料科学与工程学院，中国安徽省合肥市 230009