應變速率對馬氏體相變非晶復合材料力學行為的影響

周志,付小玲,何奕然,陳城豪,王楷,李淑嫻,張曉雨

（廣東工業大學材料與能源學院，廣東 廣州 510006）

0 引言

隨著計算機水平的發展，眾多學者運用分子動力學模擬的方法對數百萬原子級別的體系進行模擬研究，在原子尺度上去表征和分析材料的微觀形變過程。并且通過計算機模擬構建典型的非晶合金模型，從而揭示剪切帶的形成、擴展及樣品整體失效的過程。通過改變模擬過程中實驗條件，如溫度、應變速率、材料成分等因素，得到材料在變形過程中微觀結構上的變化，同時對實驗結果進行驗證分析，以期得到性能更好的金屬玻璃復合材料。

金屬玻璃因在室溫下所具有的獨特力學性能，如高彈性極限、高斷裂強度、較好的軟磁性能及良好的耐腐蝕性能等，而受到了國內外眾多學者的關注［1-5］。然而，金屬玻璃在室溫下容易發生脆性斷裂，嚴重限制了其在實際工程中的應用［6-9］。幾乎所有的單晶金屬玻璃在室溫下的壓縮塑性要低于2%［10］，這大大地限制了金屬玻璃的應用。通過分子動力學模擬可研究金屬玻璃復合材料的力學性能，了解金屬玻璃變形時剪切帶的形成和擴展，以及最終剪切帶貫穿樣品使材料失效。目前，為了改善金屬玻璃的力學性能，大量研究［11-14］指出：通過在非晶基體中引入晶體顆粒，可阻礙剪切帶的擴展；另一方面，第二相引入后還可以促進剪切轉變區（Shear Transition Zones，STZs）在界面處形核，形成多條剪切帶，從而提高材料的宏觀塑性。形狀記憶合金作為第二相晶體引入到非晶基體中，所形成的非晶/晶體復合材料具有優異的拉伸塑性和加工硬化性而受到眾多學者關注，因為第二相的加入不僅提高了材料的變形能力從而改善金屬玻璃的室溫韌性，還能阻礙剪切帶的擴展而容納更多的塑性［15-20］。Zhou［21］等研究了金屬玻璃復合材料的壓縮沖擊性能發現，在應變速率2 000 s-1下，晶體顆粒體積百分比大于20%的樣品出現馬氏體相變而導致獨特的兩階段加工硬化過程，產生馬氏體相變的樣品發生均勻塑性變形，另一種沒有發生塑性變形的樣品中局部剪切裂紋更容易出現。表明，通過在非晶基體中引入晶體不僅可以阻礙剪切帶的擴展，一些晶體在變形中發生馬氏體相變可以進一步提高材料的塑性和強度。實際生產中得到的顆粒沉淀物多為球狀顆粒，其塑性的改善主要源于基體中產生的多條剪切帶，而晶態本身所具有的變形能力很小。而對于塊狀、層片狀等纖維增強的非晶復合材料而言，剪切帶和晶體的變形能力都有效的提高了金屬玻璃基復合材料的塑性。Feng［12］等指出，在單晶Cu/Cu50Zr50非晶復合材料中，界面的引入可以有效地提高STZs 的均勻分布，界面位置較高的勢能和缺陷共同促進了STZs 的形核，最終在界面周圍形成剪切帶。除此之外，界面作為過渡區將晶體中的位錯向金屬玻璃中傳導，并激活金屬玻璃中新的STZs，對于此現象Guo［22］等通過原子探針和透射電鏡圖像分析發現，晶體Cu 中的滑移帶和金屬玻璃中的剪切帶重合。Feng［12］等通過改變引入晶體顆粒的尺寸，得到樣品壓縮應力應變曲線圖并發現，所選取的幾種樣品中，晶體/非晶界面隨著引入顆粒尺寸的減小而增多，STZs 在界面處形核，眾多STZs 連接形成多條剪切帶，材料的塑性得到提升，但材料的強度也因為界面的增多而有所降低。

本文選取了與Feng［12］等接近的構型，但其中的晶體替換成會發生馬氏體相變的B2-CuZr 晶體，觀察壓縮變形中剪切帶和晶體相變。實驗中所采取的應變速率都較其他文獻中的應變速率更高，主要是為了觀察樣品在高速加載壓縮實驗下的力學性能和變形行為。

1 模擬過程

模擬Cu50Zr50非晶/B2-CuZr 晶體復合材料在不同應變速率下的壓縮過程，使用LAMMPS［23］軟件進行了經典的MD 模擬?；贛endelev［24］等開發的嵌入原子法（EAM）電勢，可以精確地模擬B2-CuZr 晶體的馬氏體相變過程，即B2-中間R 相-體心四方（BCT）相，該勢函數已經廣泛應用于B2-CuZr納米晶的模擬研究中，以及對形狀記憶合金金屬玻璃復合材料磚塊與砂漿設計研究［25］中和金屬玻璃納米晶層片狀復合材料拉伸力學行為研究［26］等中。

首先，選取一塊尺寸為9.3 nm（X）× 6.4 nm（Y）×2.6 nm（Z）且包含6 499 個原子的Cu50Zr50晶體薄板，在其上固定一個尺寸為7.9 nm（X）×1.9 nm（Y）×2.6 nm（Z）的塊狀區域，而薄板的其余部分在溫度2 000 K、外部壓力0 GPa、NPT 環境下弛豫0.2 ns 以保證完全熔化。然后，將試樣以1 K·ps-1的冷卻速率淬火至300 K，在3 個方向上施加周期性邊界條件。隨后，通過在X、Y 和Z 方向將小模型按照3×4×1 復制，構建了一個尺寸27.9 nm（X）×19.1 nm（Y）×2.6 nm（Z）且包含77 988 個原子的大樣品。最后，將整個樣品在500 K 下弛豫0.2 ns，然后以相同的冷速1 K·ps-1冷卻到300 K。實驗中采用Nosè-Hoover 溫控器方法控制溫度，模型構建過程如圖1 所示。

圖1 塊狀B2-CuZr/Cu50Zr50 非晶復合材料建模示意圖Figure 1 Schematic diagram of bulk B2-CuZr/Cu50Zr50 amorphous composite configuration

加載前，在3 個方向上使用周期性邊界條件，復合材料樣品在300 K 下沿著X 方向分別以2×1010、2×109和2×108s-1應變速率進行壓縮實驗，直到壓縮總應變達到40%，而在Y 和Z 方向上保持壓力為0 GPa。為了表征原子的塑性變形過程，通過將當前原子模型與初始模型做比較，用ηMisesi來量化剪切變形，這種方法最先是由Shimizu［27］等提出。ηMisesi值越大原子受到的局域剪切應變越大，PTM 分析和ηMisesi分析方法都是在開放的可視化軟件OVITO［28］中進行分析。

2 結果和討論

2.1 力學行為

圖2 為同一個模型在不同應變速率下壓縮的應力應變曲線。從圖2 可見，樣品在非晶基體中整齊排布，在應變達到0.12 時，在2×1010、2×109和2×108s-1應變速率下樣品的應力應變曲線存在一個較大的彈性區域，不同應變速率下樣品表現出不同的彈性模量，應變速率越大彈性模量越大，這和Li［29］等的研究結果相似。對于合金化合物在不同壓縮應變速率下楊氏模量不會發生明顯地變化［30］，而導致塊狀B2-CuZr 晶體/Cu50Zr50非晶復合材料在不同壓縮應變速率下楊氏模量不同，這是由非晶基體在不同壓縮速率下引起的。壓縮應變速率越低的樣品，非晶基體中STZs 激活數量越多。從圖2 還可見：當應變速率分別為2×109和2×108s-1時，樣品發生屈服而應力降低；在應變速率2×1010s-1下，當應變0.13 時樣品整體應力有輕微的降低，隨后在應變達到0.18 時樣品應力上升，直到應變達到0.27 時應力再大幅下降。對于B2-CuZr 晶體已有研究［31］表明，在拉伸-壓縮實驗中出現馬氏體相變的現象，并且相變后的晶體在變形中起到硬化的效果。高應變速率下樣品壓縮應力應變曲線出現二次硬化的現象，明顯地提高了材料的強度，也在一定程度上提高了材料的塑性。

圖2 塊狀B2-CuZr/Cu50Zr50 非晶復合材料在不同應變速率下壓縮應力應變曲線Figure 2 Compressive stress-strain curves of bulk B2-CuZr/Cu50Zr50 amorphous composites at three strain rates

2.2 失效形式

圖3 和圖4 分別為不同應變速率下樣品在不同應變下的原子剪切應變圖和原子結構變化圖。其中，圖4 中藍色原子代表B2-CuZr 原子，灰色原子代表的是發生馬氏體相變后的原子，晶體/非晶界面處也有部分原子被識別成灰色。從圖3 和圖4 可見：在高應變速率2×1010s-1下，樣品在應變0.13 時出現第一次屈服，非晶基體中出現了剪切轉變區，主要在X 方向晶體/非晶結合處形成；在接近的應變速率2×109和2×108s-1下，應變速率越低非晶基體中剪切轉變區越多，剪切帶在純非晶樣品中常沿著變形方向45 °擴展［6］，而在塊狀晶體/非晶復合材料樣品中，由于塊狀晶體的排布而阻礙了剪切帶向45 °方向的擴展，在不能穿透晶體的擴展情況下剪切帶在非晶基體中增厚，使剪切應變區增多，非晶基體中的晶體發生彎曲和偏轉，剪切帶在彎曲和偏轉的晶體中擴展，最終在應變達到0.3 和0.25 時應力達到穩定值，造成樣品失效；在壓縮過程中晶體相在不同應變速率下發生相變的程度不同，隨著應變速率增加晶體相變程度越大（灰色原子數量越多），在高應變速率2×1010s-1下樣品中晶體幾乎全部出現相變，在應變達到0.18 和0.27 時晶體相幾乎轉變為BCT，并且晶體在非晶基體中排列沒有發生較大的偏轉，剪切帶只能在小范圍內連接擴展，而且擴展方向被晶體阻礙；低應變速率2×108和2×109s-1下，非晶基體中的塊狀晶體幾乎沒有發生相變或者只有少量相變，在達到屈服點之后晶體有明顯的偏轉，給剪切帶的擴展提供了路徑，多條剪切帶相互連接、增厚，最終導致樣品失效。

圖3 不同應變及應變速率下塊狀B2-CuZr/Cu50Zr50非晶復合材料的原子剪切應變圖Figure 3 Atomic shear strain diagrams of B2-CuZr/Cu50Zr50 amorphous composites at different strain rates

圖4 不同應變及應變速率下塊狀B2-CuZr/Cu50Zr50非晶復合材料的原子結構變化圖Figure 4 Atomic structure of bulk B2-CuZr/Cu50Zr50 amorphous composite samples at different strain rates under different strains

綜上所述，在不同應變速率下，B2-CuZr 晶體/Cu50Zr50非晶復合材料的流動性不同，應變速率越小流動性更強，所以B2-CuZr 晶體/Cu50Zr50非晶復合材料第一屈服點強度隨著應變速率的增加而增加。在不同應變速率下，塊狀B2-CuZr 晶體/Cu50Zr50非晶復合材料中塊狀B2-CuZr 晶體表現出不同程度的相變，在應變達到0.13 時材料整體應力隨著應變速率的增加而提高，所以晶體相變程度與樣品應力有關。在高壓縮應變速率下，樣品在應變達到0.13 后應力有略微降低，但是B2-CuZr 晶體相變導致材料二次硬化現象出現，提高了材料的塑性和強度。B2-CuZr 晶體發生馬氏體相變與非晶基體中剪切帶共同承擔樣品的變形，延緩了剪切帶的擴展過程，這是因為塊狀B2-CuZr 晶體在非晶基體中的排布阻礙了剪切帶的擴展，相變過程延緩了剪切帶的擴展。

3 結論

采用分子動力學模擬方法，研究了應變速率對塊狀B2-CuZr 晶體/Cu50Zr50非晶復合材料壓縮力學行為的影響。隨著樣品受到的壓縮應變速率增加強度也增大，而且樣品發生二次硬化現象顯著提高了樣品的強度和塑性。壓縮應變速率越小非晶基體中被激活的剪切轉變區越多，B2-CuZr 晶體在非晶基體中偏轉程度越大，非晶基體中整齊排布的塊狀晶體阻礙剪切帶擴展的能力就越弱，剪切帶在非晶基體有足夠的路徑擴展、連接，最終導致樣品失效。在壓縮應變速率2×1010s-1下，樣品中塊狀晶體沒有發生明顯的偏轉，是因為剪切帶擴展路徑被阻礙，晶體原子發生馬氏體相變；而在壓縮應變速率2×108s-1下，樣品中幾乎沒有晶體原子發生相變。所以，通過調控晶體進一步影響金屬玻璃的力學性能是有效的。