陳念科,李賢斌

(吉林大學(xué) 電子科學(xué)與工程學(xué)院,集成光電子學(xué)國家重點實驗室,長春 130012)

銅納米線拉伸斷裂過程的原子尺度分子動力學(xué)模擬

陳念科,李賢斌

(吉林大學(xué) 電子科學(xué)與工程學(xué)院,集成光電子學(xué)國家重點實驗室,長春 130012)

基于經(jīng)典力學(xué)勢函數(shù)的分子動力學(xué)模擬方法研究銅納米線的拉伸斷裂過程,并分析斷裂前應(yīng)力、 應(yīng)變和位錯行為的關(guān)系及斷裂后的形貌演化. 結(jié)果表明: 納米線兩端的錐形結(jié)構(gòu)可阻塞位錯運(yùn)動,從而提高其斷裂強(qiáng)度; 斷裂后斷口處尖銳的尖端結(jié)構(gòu)形貌會發(fā)生自發(fā)的回縮和鈍化,該過程是尖端上儲存的彈性能和的高能結(jié)構(gòu)(如孤立原子、 孿晶界和表面彎折等)的自我修復(fù),最終在表面上形成許多能量較低的(111)小平面所致; 其物理機(jī)理是在溫度激活下的能量最小化過程.

銅納米線; 材料斷裂; 位錯運(yùn)動; 微觀形貌

當(dāng)材料尺寸降低為納米量級后,其力學(xué)性能將提升,如具有較高的強(qiáng)度和硬度[1-2]以及較好的韌性和塑性[3]等. 其中金屬納米材料具有廣闊的應(yīng)用前景. 如金屬銅納米線可通過結(jié)構(gòu)的重構(gòu)而具有形狀記憶功能[4]; 實驗已觀察到銅納米線達(dá)到了其理論彈性極限[5]. 納米材料的力學(xué)性能相對于其體材料有較大提升,這是因為在納米尺度下,材料中的位錯等缺陷作用及行為均發(fā)生變化所致[6-7]. 透射電鏡(TEM)可直接觀測材料中的位錯行為,是研究微觀缺陷機(jī)制的主要方法[6-8]. 分子動力學(xué)模擬在原子尺度、 定量分析和超短時間尺度內(nèi)的動力學(xué)過程分析等方面具有較大優(yōu)勢[9-13]. 在實際應(yīng)用中,拉伸斷裂是較常見的一種金屬納米線疲勞方式,斷裂過程較快,適用于分子動力學(xué)模擬方法. 文獻(xiàn)[14]報道了[112]軸向的銅納米線拉伸斷裂過程,觀察到斷裂后的晶態(tài)納米線會在回彈力作用下表現(xiàn)出與液態(tài)/橡膠一樣的大幅度應(yīng)變可恢復(fù)行為. 本文用分子動力學(xué)模擬方法研究[112]取向的金屬銅納米線拉伸斷裂過程,并對其中的位錯行為、 形貌變化及其影響因素進(jìn)行分析.

1 計算方法

采用由Mishin等[15]構(gòu)造的原子鑲嵌(EAM)勢函數(shù)描述銅原子間的相互作用,用LAMMPS軟件[16]進(jìn)行分子動力學(xué)模擬. 模擬系綜為NVT(系統(tǒng)原子數(shù)N、 體積V和溫度T保持不變),溫度為300 K,步長為0.001 ps. 模型采用面心立方結(jié)構(gòu),晶格常數(shù)為0.361 5 nm； 模型為直徑2 nm的[112]軸向圓柱. 應(yīng)變率為109s-1.

2 結(jié)果與討論

圖1 模擬拉伸時結(jié)構(gòu)隨時間的演化(A)～(H)、 拉伸過程的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(I)及局部區(qū)域應(yīng)變(J)～(M)Fig.1 Snapshots of structure evolution during fracture process (A)—(H),global stress-strain curve (I) and local strains (J)—(M)

2.1 結(jié)構(gòu)演化及應(yīng)力應(yīng)變曲線 圖1(A)～(H)為模擬拉伸時結(jié)構(gòu)隨時間的演化情況. 由圖1(A)～(H)可見,材料以常見的頸縮形式發(fā)生斷裂. 圖1(I)為拉伸過程的應(yīng)力-應(yīng)變曲線. 由圖1(I)可見,整體的彈性應(yīng)變約為5.59%,屈服強(qiáng)度約為5.41 GPa. 圖1(J)～(M)為從結(jié)構(gòu)中直接測量估算的局部區(qū)域應(yīng)變情況,其中(J)為初始結(jié)構(gòu),(K)為達(dá)到屈服強(qiáng)度前(ε=5.36%<5.59%)的局部區(qū)域應(yīng)變. 由圖1(C)～(E)可見,頸縮由位錯滑移開始,進(jìn)一步拉伸可使結(jié)構(gòu)在某一時間段恢復(fù)有序結(jié)構(gòu),經(jīng)測量局部彈性應(yīng)變?yōu)?.11%和8.77%,大于整體的彈性應(yīng)變. 從結(jié)構(gòu)上可見,此時頸縮中間有序部分的兩端形成錐形結(jié)構(gòu),即兩端比中間粗的結(jié)構(gòu),因此兩端的錐形結(jié)構(gòu)阻礙了位錯進(jìn)一步運(yùn)動,從而增加了局部彈性應(yīng)變.

2.2 兩端錐形結(jié)構(gòu)對力學(xué)性能的影響 錐形結(jié)構(gòu)對位錯行為的影響如圖2所示,其中圖2(A)為一個短納米線模型(7.1 nm)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線. 由圖2(A)可見,在發(fā)生較大形變前有3個強(qiáng)度較大的尖峰,與在銅納米線拉伸實驗中觀察到的現(xiàn)象類似[8,17-18]. 圖2(B)～(E)與(G)～(J)為相同結(jié)構(gòu)在拉伸過程中位錯的演化截圖,其中(B)～(E)分別對應(yīng)(G)～(J). 由圖2(B)～(J)可見: 在第一個尖峰后產(chǎn)生偏位錯,但并未沿滑移方向貫通納米線,而是被兩端結(jié)構(gòu)阻塞,因此應(yīng)力略有下降； 繼續(xù)拉伸另外的偏位錯運(yùn)動將原來的偏位錯湮滅在表面,結(jié)構(gòu)又重新恢復(fù)有序,因此在第二個尖峰前,應(yīng)力-應(yīng)變曲線仍接近彈性應(yīng)變的直線,并使新的屈服強(qiáng)度變得更高; 若繼續(xù)拉伸,則再次形成偏位錯,并被阻塞后再次形成有序結(jié)構(gòu),即對應(yīng)第三個峰. 圖2(F)為一個較長納米線模型(11.8 nm)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及缺陷圖. 由圖2(F)可見,位錯區(qū)較大,兩端結(jié)構(gòu)的阻礙作用較小,因此未出現(xiàn)使斷裂強(qiáng)度增大的應(yīng)力-應(yīng)變曲線峰. 即這種不均勻的兩端錐形結(jié)構(gòu)會通過阻礙偏位錯運(yùn)動起到增加材料強(qiáng)度的作用.

(A) 短納米線模型的應(yīng)力-應(yīng)變曲線; (B)～(E),(G)～(J) 相同結(jié)構(gòu)在拉伸過程中位錯的演化截圖；(F) 長納米線模型的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及缺陷圖.

2.3 斷裂后斷口尖端的形貌變化 圖3給出了圖1拉伸斷裂行為后的斷口尖端形貌原子尺度下的演化情況. 由圖1(F),(H)可見,斷裂后的斷口尖端回縮應(yīng)變約為22.5%,形貌由尖銳變得較圓鈍. 圖3選取了從223～301 ps的演化截圖. 由圖3可見,該演化主要由以下幾個過程構(gòu)成：

1) 位于尖端處的原子向根部滑動,使形貌更平滑,即表面積減小(圖3(A)～(D));

2) 位于尖端處的孿晶界(圖3(F)中黑線處)會通過滑移退孿晶,使形貌更平滑(圖3(E)～(H))；

3) 位于尖端處的表面彎折,通過滑移消除不平整的結(jié)構(gòu)(圖3(K)～(N));

4) 一些位于表面的孤立原子或較少原子通過擴(kuò)散填充到其他不平整處,最終將尖端形貌變得平滑圓鈍(圖3(I),(J),(O),(P)).

斷口尖端自發(fā)鈍化后的(111)小平面如圖4所示. 由圖4可見,表面上形成許多(111)小平面.

圖3 不同視角下納米線斷裂后斷口處的形貌演化Fig.3 Morphology evolutions of the fracture after fracture from different perspectives

圖4 斷口尖端自發(fā)鈍化后的(111)小平面Fig.4 Facets (111) on fracture after the morphology spontaneously become obtuse

綜上,本文通過分子動力學(xué)模擬方法研究了銅納米線的拉伸斷裂行為. 結(jié)果表明: 納米線兩端的錐形結(jié)構(gòu)可阻塞位錯運(yùn)動,從而增加其力學(xué)強(qiáng)度； 斷裂后的高能尖銳結(jié)構(gòu)會通過擴(kuò)散和滑移等方式消除能量較高的孤立原子、 孿晶界和表面彎折等,高能結(jié)構(gòu)自發(fā)回縮,形成較平滑圓鈍的結(jié)構(gòu),其物理機(jī)理是在溫度激活下的能量最小化過程.

[1]Siegel R W. Mechanical Properties of Nanophase Materials [J]. Mater Sci Forum,1996,235/236/237/238: 851-860.

[2]Nesladek P,Veprek S. Superhard Nanocrystalline Composites with Hardness of Diamond [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 offccMetal 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.InsituObservation 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:abinitio,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 QuantitativeinsituTEM Tensile Testing [J]. Nano Lett,2011,11(9): 3816-3820.

(責(zé)任編輯： 王 健)

FractureofCuNanowireuponStretchbyAtomicScaleMolecularDynamicSimulation

CHEN Nianke,LI Xianbin
(CollegeofElectronicScienceandEngineering,StateKeyLaboratoryonIntegratedOptoelectronics,
JilinUniversity,Changchun130012,China)

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.

Cu nanowire; material fracture; dislocation motion; micro-morphology

2013-12-28.

陳念科(1989—),男,漢族,碩士研究生,從事理論模擬的研究,E-mail: nianke_chen@hotmail.com. 通信作者： 李賢斌(1981—),男,漢族,博士,從事理論模擬的研究,E-mail: lixianbin@jlu.edu.cn.

國家自然科學(xué)基金(批準(zhǔn)號： 11104109).

TN304

A

1671-5489(2014)05-1039-05