分子动力学方法研究刃位错
分子动力学方法研究刃位错
LAMMPS中晶体建模
region right block 55 INF INF INF INF INF #定义一个区域right，长方体，x方向范围是55到无限远， INF是无限远，单位仍是前面定义的晶格基准 delete_atoms region right #删除该区域的原子 region left block INF 5 INF INF INF INF delete_atoms region l #前面4行指令删除了盒子左右两侧的部分原子，制造出两 个自由表面
分子动力学方法研究刃位错
MMPS中晶体建模
2. 如何引入刃位错
3.通过加载使位错移动
LAMMPS中晶体建模
units metal #定义单位系统 /doc/units.html dimension 3 boundary p p p #三个方向均为周期 性边界条件
#声明势函数的类型为嵌入原子势 #调用势函数文件Fe_mm.eam.fs #时间步长为0.0025 picoseconds
引入刃位错
compute compute compute
3 all pe/atom 4 all ke/atom 5 all coord/atom 3.0
#计算每个原子的势能 #计算每个原子的动能 #计算每个原子的近邻原子数
velocity boundary set 0 0 0 fix 1 boundary setforce 0.0 0.0 0.0 #把边界原子的速度和受力设为0，即除了人为移动，边界原子将保持 静止
variable l loop 45 label loopl #定义一个45次的循环l，l取值从1到45,重复移动左侧边界原子的操作 45次
write_restart restart.fe
位错运动的晶格阻力与韧脆转变的解析模型
位错运动的晶格阻力与韧脆转变的解析模型摘要：位错是晶体中最基本的缺陷之一，它的运动行为直接决定了晶体的塑性变形。
然而，晶格阻力作为位错运动的一种重要阻碍因素却难以量化。
本文针对展开探究。
起首介绍了晶格阻力的观点及其影响因素，从而构建了位错位移与晶格应变场之间的解析干系，以及晶格阻力与位错位移速率之间的阅历公式。
然后，本文介绍了韧性和脆性的观点，以及晶格阻力对韧脆转变的影响机制，提出了与晶格阻力相关的材料参数对韧性和脆性的影响规律。
最后，通过试验数据对所提出的解析模型进行验证，并谈论了晶格阻力与位错运动的参数化干系。
关键词：位错，晶格阻力，韧脆转变，材料参数，参数化干系第一章引言位错是晶体中最基本的缺陷之一，它的行为直接决定了晶体的塑性变形。
然而，位错运动受到晶格阻力的制约，这对于晶体的塑性变形和韧脆转变过程具有重要的影响和意义。
晶格阻力是位错运动的一种重要的阻碍因素，它来自于晶格的弹性应变场、位错自身的互相作用以及弹性波等。
因此，探究位错的运动机制及其对晶格阻力的响应规律，对于深化材料力学的熟识和理论应用具有重要的意义。
本文将针对进行探究。
起首，我们介绍晶格阻力的观点及其影响因素，构建位错位移与晶格应变场之间的解析干系，以及晶格阻力与位错位移速率之间的阅历公式。
然后，本文介绍了韧性和脆性的观点，以及晶格阻力对韧脆转变的影响机制，提出与晶格阻力相关的材料参数对韧性和脆性的影响规律。
最后，我们通过试验数据对所提出的解析模型进行验证，并谈论晶格阻力与位错运动的参数化干系。
第二章晶格阻力模型位错是晶体中最基本的缺陷之一，它是晶体弹性畸变能的载体。
当位错沿晶体中的特定面和线位移时，它们会引起晶格的弹性应变场，阻碍位错的运动。
因此，探究晶格阻力对位错运动的影响分外重要。
2.1 晶格阻力的观点和特征晶格阻力指的是晶格对于运动中位错的弹性阻碍力，它是位错在晶体中挪动和增殖的主要限制因素。
晶格阻力的大小受到多种因素的影响，包括位错的晶格方向、运动速率、弹性应变场、晶体温度等。
α-Ti中位错运动及相互作用的分子动力学模拟的开题报告
α-Ti中位错运动及相互作用的分子动力学模拟的开
题报告
1. 研究背景
中位错是金属材料中一个普遍存在的缺陷结构，随着材料中位错密度的增加，其材料力学性能将被不可避免地影响，甚至导致材料失效。
因此，对中位错运动及相互作用进行研究是非常重要的。
分子动力学模拟是一种常用的计算方法，可以对中位错的运动、反应等过程进行模拟和研究。
2. 研究内容
本文将采用分子动力学模拟的方法，对α-Ti中位错运动及相互作用进行研究。
具体研究内容包括以下几个方面：
（1）对单个α-Ti中位错的振动和扩散进行模拟，并分析其运动规律和动力学特性。
（2）对多个α-Ti中位错在晶体中的相互作用进行研究，包括相互作用力的计算、中位错的聚合和分离等过程。
（3）探究材料温度对中位错运动及相互作用的影响，包括材料的热稳定性和动力学特性等方面。
3. 研究方法
本文主要使用分子动力学模拟方法，采用LAMMPS（Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator）软件进行模拟。
具体的模拟过程包括构建α-Ti材料模型、设置中位错的初始位置和方向、设置温度和压力条件、运用不同的算法进行模拟计算等。
4. 研究意义
本文的研究将对α-Ti中位错的运动和相互作用规律进行深入探究，有助于进一步理解中位错参与材料力学性能的机理，为材料设计和制备提供一定的理论基础。
不同温度下bcc-Fe中螺位错滑移及其与^(12)[111]位错环相互作用行为
![不同温度下bcc-Fe中螺位错滑移及其与^(12)[111]位错环相互作用行为](https://img.taocdn.com/s3/m/d2877531a200a6c30c22590102020740bf1ecd4c.png)
11¯1不同温度下bcc-Fe 中螺位错滑移及其与½[]位错环相互作用行为*王瑾† 贺新福 曹晗 贾丽霞 豆艳坤 杨文(中国原子能科学研究院, 反应堆工程技术研究部, 北京 102413)(2020 年10 月8日收到; 2020 年11 月9日收到修改稿)11¯1¯211¯110¯211采用分子动力学方法模拟研究了不同温度下bcc-Fe 中螺位错滑移行为和螺位错与½[ ]位错环相互作用机制. 结果表明, 螺位错在低温2 K 剪切应力下主要沿( )面滑移; 随温度逐渐升高到823 K, 它容易发生交滑移, 该交滑移在( )和( )面之间交替进行, 因此随温度升高, 临界剪切应力逐渐降低. 当螺位错滑移靠近位错环时, 不同温度下螺位错与位错环相互作用机制不同: 低温2 K 时, 螺位错与位错环之间存在斥力作用, 当螺位错滑移靠近位错环过程中, 螺位错发生交滑移, 切应力比无位错环时有所降低; 中温300 K 和600 K 时, 螺位错与位错环间斥力对螺位错的滑移影响减弱, 螺位错会滑移通过位错环并与之形成螺旋结构, 阻碍螺位错继续滑移, 切应力有所升高; 高温823 K 时, 螺位错因热激活更易发生交滑移, 位错环也会滑移, 两者在整个剪切过程中不接触, 剪切应力最低.关键词：bcc-Fe, 螺位错, 位错环, 分子动力学PACS ：87.10.Tf, 87.15.A– DOI: 10.7498/aps.70.202016591 引 言在聚变反应堆中, 核结构材料将遭受恶劣的工作环境(高温、高压和高通量的中子辐照), 由此材料会发生级联碰撞和He 辐照损伤, 经长时间服役,出现肿胀、硬化和脆化等性能恶化[1−3]. 低活化铁素体/马氏体钢(reduced activation ferritic/mar-tensitic steels, RAFM)作为典型的体心立方(bcc)结构Fe 基材料, 因具有抗高热负荷性能, 抗高能粒子辐照性能和较好力学性能成为未来聚变堆候选结构材料. 然而目前RAFM 钢的发展瓶颈为辐照脆化和高温强度不足. 辐照硬化脆化主要归因于位错环、富 Cr 析出物、He 泡等辐照缺陷阻碍位错运动[4−25]. Hardie 等[4]发现 Fe-Cr 合金在辐照下会产生富Cr 析出相, 随后, 文献[5−7]采用分子¯11111¯1动力学方法对富Cr 析出物与位错的相互作用机制及硬化机理进行了研究, 模拟发现富Cr 析出物会阻碍位错运动, 引起剪切应力增大, 且不同析出物尺寸、Cr 含量和切过位置均会对硬化效果产生不同影响. 与之类似, He 泡[8−10]和位错环[11−15]也会阻碍位错滑移进而产生硬化. Terentyev 等[11]发现½[ ]位错环与刃位错之间存在排斥作用, 而当位错环上富集Cr 时则由排斥转为吸引. Rong 等[12]发现½[111]位错环迁移能很低, 容易被刃位错拖拽并随之一起滑移. ½[ ]位错环与刃位错的相互作用与温度(300—900 K)相关[13]: 当温度较高时, 位错环被刃位错拖拽一起运动; 当温度较低时, 位错环会被刃位错线拖拽一段距离后从位错上分离出来. 可见, 温度会影响位错环与刃位错的相互作用机制. 近年来, Liu 和 Biner [14]模拟研究了100—300 K 下½[111]位错环对螺位错滑移行为* 国家自然科学基金(批准号: U1867217)和国家重点研发计划(批准号: 2018YFE0308104)资助的课题.† 通信作者. E-mail: wangjin118114@© 2021 中国物理学会 Chinese Physical Society⟨111⟩11¯1的影响, 结果表明, 当½[111]位错环较小时, 环会发生旋转, 先被螺位错吸收随后又释放出位错环; 当½[111]位错环较大时, 先形成[100]位错片段, 最后½[111]位错环完全转变成[100]位错环.然而高温下½ 位错环对螺位错滑移行为的研究还相对较少. 相对于刃位错而言, 螺位错因较低可移动性, 对材料的塑性变形行为具有更为重要的影响[24,25]. 因此为了充分地理解螺位错在bcc-Fe 结构材料中所扮演的角色, 本文模拟研究了不同温度下螺位错的滑移行为和½[ ]位错环对螺位错滑移的影响, 并详细探讨了温度对位错环和螺位错之间相互作用的影响机制.2 原子模型与方法11¯111¯1112¯11011¯1¯11011¯111¯111¯1为了探究螺位错滑移行为及其与½[ ]位错环相互作用机制, 构建了如图1所示的两种初始构型. 图1(a)是螺位错模型, 图1(b)是含½[ ]位错环的螺位错模型. 这两个模型中x , y , z 轴取向分别为: [ ], [ ], [ ]. 模型尺寸是40.56 nm ×30.28 nm × 14.34 nm (晶格常数a 0 = 2.8553 Å),共包含1528242个原子. 螺位错滑移面法向为[ ], 位错线方向为 [ ], 柏氏矢量方向为 [ ].图1(b)中½[ ]位错环位于螺位错滑移面上, 位错环直径1.5 nm, 距离螺位错12 nm. 建立好模型后, 对上述模型进行能量最小化处理得到稳定构型, 随后进行模拟.采用分子动力学程序Lammps [26]进行模拟,Fe 原子间相互作用势函数的选取来自于文献[27].在整个模拟过程中, x 和y 方向采用自由边界条件,z 方向采用周期性边界条件[15]. 首先, 对初始构型进行能量最小化处理, 得到稳定构型; 随后, 采用NPT 系综, 对模型在一定温度2, 300, 600和823 K 下进行弛豫, 保持温度稳定; 最后, 采用NVT 系综, 对弛豫后的构型进行剪切变形, 沿着z 方向施加应变率为3.0 × 108 s –1, 时间步长为1 fs.⟨111⟩在模拟分析中采用开源可视化工具OVITO (open visualization tool) [28], 用公共近邻分析法CNA (common neighbor analysis)分析原子结构的转变, 位错提取算法DXA (dislocation extraction algorithm)分析不同柏氏矢量的位错. Fe 原子均用蓝色球形原子表示, 错排原子用白色球形原子表示, ½ 位错用绿色线条表示.3 模拟结果与讨论3.1 切应力-应变曲线11¯1图2为不同温度下螺位错及其与½[ ]位错环模型切应力-应变曲线, 图3(a)—(f)分别为2 K 下螺位错在剪切过程中不同应变量下z 截面构型图, 为了便于分析, 模型中均删除bcc 结构的Fe 原子, 仅剩余错排原子(包括界面原子、间隙原子和位错结构原子). 由图2可知, 当温度为2 K 时, 螺位错切应力-应变曲线包含4个阶段, 分别为I, II, III 和IV. 阶段I 为弹性变形阶段, 该阶段内螺位错未发生移动, 模型仅发生弹性变形, 应力Screw dislocation[112]½[111]dislocation loop- [111]- [110]-(a)(b)11¯1图 1 (a)螺位错模型和(b)含½[ ]位错环的螺位错模型11¯1Fig. 1. (a) Model of screw dislocation; (b) model of screw dislocation with ½[ ] dislocation loop./G P a11¯1图 2 不同温度下螺位错及其与½[ ]位错环模型切应力-应变曲线11¯1Fig. 2. Shear stress-strain (t -e ) curves of screw dislocationmodel with and without ½[ ] loop under different tem-peratures.¯21111¯1随应变量增加而线性增加, 应变区间和应力区间分别为e = 0—0.03和t = 0—0.98 GPa, 当e = 0时, 构型如图3(a)所示, 螺位错未滑移, 稳定存在于基体中, 图3(a)右上角为位错结构放大图. 阶段II 为位错滑移启动阶段, 该阶段内应力仍随应变量增大而增大, 但由于位错已准备启动滑移, 因此曲线斜率比阶段I 稍有降低, 应变区间和应力区间分别为e = 0.03—0.048和t = 0.98—1.45 GPa,当e = 0.03时, 螺位错结构发生变化, 准备启动滑移(图3(b)); 当e = 0.048时, 螺位错以扭结对形核[29]并开始滑移(图3(c)). 阶段III 为稳定滑移阶段, 如图3(d)和图3(e)所示, 位错以扭结对形式沿着( )面[15]稳定滑移, 应变区间e = 0.048—0.068, 该阶段内应力出现平台, 平台应力值为1.45 GPa, 不随应变量增大发生变化, 位错划过后在基体内残留下空位, 这些空位以聚集的错排原子显示(图3(e)), 是与文献[30]结论相似. 阶段IV 为位错划出模型阶段, 当e = 0.075时, 位错已经划出模型, 基体中仅剩下残余空位, 模型构型如图3(f)所示, 图3(f)右上角为临近右边界模型x 截面局部放大图, 可见残余空位线性排列, 该阶段剪切应力引起弹性变形, 应力随应变量增加线性增加, 应变区间和应力区间分别为e = 0.068—0.075和t = 1.45—1.52 GPa. 随着温度升高和½[ ]位错环插入, 切应力-应变曲线与单根螺位错模型存在明显不同(见图2), 这表明温度和位错环的存在会显著影响螺位错滑移行为, 下文3.2节和3.3节将详细阐明该滑移行为的差异.3.2 温度对螺位错滑移行为的影响¯211¯110由图2可知, 随温度升高, 螺位错切应力-应变曲线与2 K 时明显不同, 均不存在应力平台阶段. 图4(a)和图4(d), 图4(b)和图4(e), 图4(c)和图4(f)分别为300, 600和823 K 下螺位错在应变量e = 0.03和0.045下的z 截面构型图. 当e =0.03时, 螺位错因温度升高均已发生了滑移, 如图4(a)—(c)所示, 模型基体(尤其是螺位错附近)产生大量错排原子, 600和823 K 下错排原子数目明显比300 K 多, 图右上角为螺位错及其附近原子结构放大图, 这些错排原子会促进螺位错滑移, 因此温度越高, 螺位错滑移应力越低(与图3(b)和图2相对应); 当e = 0.045时, 螺位错均已滑移出模型, 如图4(d)—(f)所示, 详细观察发现, 位错划过后在基体内会残留些许空位, 这些空位排布可用来近似表征位错的滑移痕迹. 与2 K 下模型对比发现, 300, 600和823 K 下位错滑移痕迹存在不同, 这主要归因于螺位错的交滑移行为. 已有研究表明, 螺位错典型滑移面为{112}和{110}[15], 在本文中, 当温度从2 K 升高到823 K 时, 由于温度热激活作用[13−15], 它会沿着( )和( )面发生交替滑移, 因此模型临界剪切应力逐渐降低, 与图2中e = 0—0.045时的切应力-应变曲线变化相对应;(d)(e)(f)Screw dislocationReading to slideKink -pairSliding along (211) plane-Remained vacanciesRemained vacanciesScrew dislocation图 3 随应变量增加的螺位错模型构型图 (a) e = 0; (b) e = 0.03; (c) e = 0.048; (d) e = 0.058; (e) e = 0.068; (f) e = 0.075Fig. 3. Configurations of screw dislocation model with increasing strain: (a) e = 0; (b) e = 0.03; (c) e = 0.048; (d) e = 0.058;(e) e = 0.068; (f) e = 0.075.当e > 0.045时, 300, 600和823 K 下位错均已滑移出模型, 由于交滑移的发生, 位错滑移出模型时距离底端边界的位置明显比2 K 时有所升高(823 K 较为明显), 而应变量有所降低, 这表明温度越高, 位错滑移速度越快, 交滑移越明显.11¯13.3 螺位错与½[ ]位错环相互作用11¯1¯211¯110¯110¯211当模型中存在位错环时, 不同温度下位错环对螺位错滑移行为产生不同影响. 图5(a)—(c)分别为2 K 下含½[ ]位错环的螺位错模型在不同应变量下z 截面构型图. 当e = 0.015时, 螺位错未发生滑移, 螺位错和位错环z 截面结构如图5(a)所示, y 截面结构和位错环结构放大图如右上角所示; 当e = 0.03时, 螺位错准备发生滑移, 位错环发生旋转[31](图5(b)); 当e = 0.06时, 螺位错未滑移通过位错环, 而是从位错环上面滑过并在模型右界面上划出, 位错环完整保留在基体内, 螺位错滑移轨迹上留下残余空位缺陷(图5(c)). 与不含位错环模型相比, 该模型中螺位错滑移轨迹存在不同,这主要是由于当螺位错滑移靠近位错环时, 两者之间的排斥作用[11]导致螺位错在( )面上滑移受阻, 它会沿着( )面滑移, 之后在( )和( )面之间发生交滑移, 因此螺位错滑移出模型时距离底端边界的位置明显升高, 模型切应力明显降低,与图2中切应力-应变曲线相对应.随着温度升高到300 K 和600 K 时, 螺位错¯21111¯1会滑移通过位错环并与位错环发生交互作用, 模型在不同应变量下z 截面构型如图6(a)—(c)和图6(d)—(f)所示. 当e = 0.015时, 由于温度升高,位错环容易翻转, 螺位错也在热激活作用下已经发生了滑移(图6(a)和图6(d)), 此时螺位错与位错环间距离明显比图5(a)近; 当e = 0.03时, 螺位错沿着( )面滑到位错环处, 与之相互作用形成螺旋(helix turn)[14](图6(b)和图6(e)), 该结构阻碍螺位错继续滑动, 因此切应力有所升高(图2); 之后, 螺旋只能沿着螺位错线柏氏矢量方向发生滑移, 当e = 0.045时, 新的½[ ]位错环从螺位错中分离出来(图6(c)和图6(f)), 该新位错环与螺位错柏氏矢量方向一致, 但沿着Z 轴向上滑移了一定距离, 这与文献[14]研究结论一致. 可见, 当温度为300和600 K 时, 螺位错在剪切运动过程中,会与位错环发生交互作用: 一方面, 位错环会阻碍螺位错运动, 起到硬化效果; 另一方面, 螺位错成为位错环快速滑移运动的通道, 促使位错环发生滑移.随着温度进一步升高到823 K, 模型在不同应变量下z 截面构型如图7(a)—(c)所示. 当e =0.015时, 由于温度很高, 位错环更容易发生翻转,螺位错也更容易发生交滑移(图7(a)); 当e = 0.03时, 螺位错继续交滑移, 位错环也因热激活继续翻转, 它们之间没有接触(图7(b)); 当e = 0.045时,位错环沿Z 轴向下滑移了一段距离, 同时螺位错也滑移接近模型右边界(图7(c)). 由此可知, 823 K(d)(e)(f)Remained vacancies Remained vacanciesRemained vacanciesDisorder atoms Moredisorder atomsScrew dislocationhas slidedScrew dislocationhas slidedSlip traceSlip traceSlip traceScrew dislocation has slided图 4 不同温度下螺位错模型在e = 0.03 (a), (b), (c)和0.045 (d), (e), (f)时的构型图 (a), (d) 300 K; (b), (e) 600 K; (c), (f) 823 K Fig. 4. Configurations of screw dislocation model when e = 0.03 (a), (b), (c) and 0.045 (d), (e), (f) under different temperatures:(a), (d) 300 K; (b), (e) 600 K; (c), (f) 823 K.下螺位错始终未滑移通过位错环, 这与2 K 下位错滑移过程相似, 但不同的是, 由于此时温度较高,位错滑移速度增加, 同时螺位错更易发生交滑移,因此螺位错滑移出模型的应变量和切应力与2 K 下模型要低.综上所述, 当模型中存在位错环时, 不同温度下螺位错与位错环相互作用机制可分为三方面: 低温2 K 时, 螺位错与位错环之间存在斥力作用, 当螺位错滑移靠近位错环时, 螺位错发生交滑移, 未通过位错环, 因此位错环没有产生阻碍作用, 剪切应力比纯螺位错模型要低; 中温300和600 K 时,位错环容易翻转, 螺位错与位错环间斥力对螺位错Remained vacanciesDislocation loopDislocation loop Dislocation loopScrew dislocation图 5 2 K 下随应变量增加含位错环的螺位错模型构型图 (a) e = 0.015; (b) e = 0.03; (c) e = 0.06Fig. 5. Configurations of screw dislocation model with dislocation loop with increasing strain at 2 K: (a) e = 0.015; (b) e = 0.03;(c) e = 0.06.(a)(b)(c)(d)(e)(f)Dislocation loopflippedDislocation loopflippedScrew dislocation has slided Screw dislocationhas slidedHelix turnHelix turnNew dislocation loopSliding alongaxisNew dislocation loopSliding alongaxis图 6 不同温度下含位错环的螺位错模型在 e = 0.015 (a), (d), 0.03 (b), (e)和0.045 (c), (f)时构型图 (a), (b), (c) 300 K;(d), (e), (f) 600 KFig. 6. Configurations of screw dislocation model with dislocation loop when e = 0.015 (a), (d), 0.03 (b), (e), and 0.045 (c), (f) un-der different temperatures: (a), (b), (c) 300 K; (d), (e), (f) 600 K.(a)(b)(c)Dislocation loop has flippedScrew dislocationhas slidedGo on flippingInitial dislocation loop Sliding along axis图 7 823 K 下随应变量增加含位错环的螺位错模型构型图 (a) e = 0.015; (b) e = 0.03; (c) e = 0.045Fig. 7. Configurations of screw dislocation model with dislocation loop with increasing strain at 823 K: (a) e = 0.015; (b) e = 0.03;(c) e = 0.045.滑移影响减弱, 两者靠近时螺位错滑移通过位错环, 螺位错继续滑移受位错环所阻碍, 因此剪切应力有所升高; 高温823 K 时, 斥力影响更弱, 位错环更容易翻转和滑移, 螺位错也更容易发生交滑移, 该温度下螺位错交滑移行为占主导, 在整个滑移过程中始终未通过位错环, 因此位错环没有产生阻碍作用, 剪切应力与纯螺位错模型差距不大.4 结 论在前人研究螺位错滑移行为的基础上, 本文进一步揭示了不同温度下螺位错的滑移行为, 详细探讨了位错环缺陷与螺位错的相互作用机制, 结论归结如下:¯211¯110¯2111) 当温度为2 K 时, 单根螺位错在剪切应力下沿着( )面滑移, 临界剪切应力为1.45 GPa;随温度逐渐升高到823 K, 切应力逐渐降低, 螺位错易在( )和( )面发生交滑移, 其中823 K 下交滑移行为较明显.2) 低温2 K 时, 螺位错易发生交滑移, 螺位错在整个滑移运动过程中未通过位错环, 切应力低于纯螺位错模型.3) 中温300 K 和600 K 时, 螺位错滑移通过位错环, 并与之相互作用形成螺旋结构, 阻碍螺位错继续滑移, 切应力高于纯螺位错模型.4) 高温823 K 时, 螺位错更易发生交滑移, 位错环也更容易翻转和滑移, 螺位错在整个滑移运动过程中始终未通过位错环, 切应力与纯螺位错模型差距不大.⟨111⟩⟨100⟩该研究对服役过程中核结构材料的塑性变形行为有一定理论指导意义, 但是由于结构材料基体内不仅存在 位错环, 还有 位错环, 而且不同类型位错环拥有不同柏氏矢量, 因此本文只是研究了位错环一隅, 为了完整全面地阐明位错环与螺位错相互作用机制, 还需进一步研究.参考文献U llmaier H 1984 Nucl. Fusion 24 1039[1]S okolov M A, Tanigawa H, Odette G R, Shiba K, Klueh R L2007 J. Nucl. Mater. 367 68[2]D ai Y, Long B, Tong Z F 2008 J. Nucl. Mater. 377 115[3]H ardie C D, Williams C A, Xu S, Roberts S G 2013 J. Nucl.Mater. 439 33[4]S uganuma K, Kayano H 1983 J. Nucl. Mater. 118 234[5]T erentyev D, Haghighat S M H, Schaublin R 2010 J. Appl.Phys. 107 55[6]J ia L X, He X F, Dou Y K, Wu S, Wang D J, Yang Wen2017 Nuclear Power Engineering 38 115 (in Chinese) [贾丽霞,贺新福, 豆艳坤, 吴石, 王东杰, 杨文 2017 核动力工程 38 115][7]W ang Y X, Xu Q, Yoshiie T, Pan Z Y 2008 J. Nucl. Mater.376 133[8]O setsky Y N, Stoller R E 2015 J. Nucl. Mater. 465 448[9]Y ang L, Zhu Z Q, Peng S M, Long X G, Zhou X S, Zu X T,Heinisch H L, Kurtz R J, Gao F 2013 J. Nucl. Mater. 441 6[10]T erentyev D, Bergner F, Osetsky Y 2013 Acta Mater. 61 1444[11]R ong Z, Osetsky Y N, Bacon D J 2005 Philos. Mag. 85 1473[12]J ia L X, He X F, Dou Y K, Wang D J, Wu S, Cao H, YangW 2019 Nucl. Instrum. Methods Phys. Res. 456 103[13]L iu X Y, Biner S B 2008 Scripta Mater. 59 51[14]H ale L M, Zimmerman J A, Weinberger C R 2014 Comput.Mater. Sci. 90 106[15]Y ang L, Gao F, Kurtz R J, Zu X T 2015 Acta Mater. 82 275[16]Z hang L, Fu C C, Hayward E, Lu G H 2015 J. Nucl. Mater.459 247[17]M artinez E, Schwen D, Caro A 2015 Acta Mater. 84 208[18]Z hurkin E E, Terentyev D, Hou M, Malerba L, Bonny G 2011J. Nucl. Mater. 417 1082[19]W akai E, Hishinuma A, Kato Y, Yano H, Takaki S, Abiko K1995 J. Phys. IV France 5 C7-277[20]X u H X, Stoller R E, Osetsky Y N, Terentyev D 2013 Phys.Rev. Lett. 110 265503[21]T erentyev D, Bacon D J, Osetsky Y N 2010 Philos. Mag. 901019[22]P ascale E T, Shehadeh M A 2018 Int. J. Plasticity 9 2[23]S ong G, Lee S W 2019 Comput. Mater. Sci. 168 172[24]X ia Z Y, Zhang Z J, Yan J X, Yang J B, Zhang Z F 2020Comput. Mater. Sci. 174 109503[25]L AMMPS Molecular Dynamics Simulator http://lammps./ [2020-10-7][26]C aro A, Hetherly J, Stukowski A, Caro M, Martinez E,Srivilliputhur S, Zepeda-Ruiz L, Nastasi M 2011 J. Nucl.Mater. 418 261[27]S tukowski A 2010 Modell. Simul. Mater. Sci. Eng. 18 015012[28]G ordon P A, Neeraj T, Li Y, Li J 2010 Modell. Simul. Mater.Sci. Eng. 18 085008[29]J aime M, Wei C, Vasily V B 2004 Nature Mater. 3 158[30]B acon D J, Osetsky Y N, Rong Z 2006 Philos. Mag. 86 3921[31]11¯1Screw dislocation slip and its interaction with ½[]dislocation loop in bcc-Fe at different temperatures *Wang Jin † He Xin -Fu Cao Han Jia Li -Xia Dou Yan -Kun Yang Wen(Reactor Engineering Technology Research Department , China Institute of Atomic Energy , Beijing 102413, China )( Received 8 October 2020; revised manuscript received 9 November 2020 )Abstract11¯1¯211¯110¯211Reduced activation ferritic/martensitic (RAFM) steel, as a typical body centered cubic (bcc) iron based structure material, has become a candidate material for future fusion reactor. Nano-scale prismatic interstitial dislocation loops formed in irradiated RAFM have been studied for many years because of their significant influences on the mechanical properties (e.g. irradiation embrittlement, hardening, creep, etc.). Compared with edge dislocation, screw dislocation has very important influence on plastic deformation behavior because of its low mobility. Thus, the mechanism of interaction between screw dislocation and interstitial dislocation loops has become an intense research topic of interest. In this study, the slip behavior of screw dislocation and the mechanisms of interaction between screw dislocation and ½[ ] dislocation loop in bcc-Fe at different temperatures are investigated by molecular dynamics simulation. The results show that the screw dislocation mainly slides along the ( ) plane at a low temperature of 2 K under the increase of shear stress. With the temperature increasing to 823 K, it is prone to cross slip, and then the cross slip occurs alternately in the ( ) plane and the ( ) plane. Therefore, with the increase of temperature, the critical shear stress decreases gradually. When the screw dislocation slips close to the dislocation loop, the mechanism of interaction between screw dislocation and dislocation loop is different at different temperature: at low temperature of 2 K, there is repulsive force between screw dislocation and dislocation loop, when screw dislocation slip approaches to the dislocation loop, the cross slip of screw dislocation can occur, and shear stress is lower than that from the model without dislocation loop; at medium temperatures of 300 K and 600 K, the influence of repulsive force on the cross slip of screw dislocation can be weakened, and screw dislocation will slip through the dislocation loop then form the new structure named helix turn, which further hinders screw dislocation slipping and results in the increase of shear stress; at a high temperature of 823 K, the screw dislocation is more likely to cross slip due to the thermal activation, and the slip of dislocation loop is also easier to occur, but the screw dislocation and the dislocation loop do not contact each other in the whole shearing process, therefore the shear stress is lowest.Keywords: bcc-Fe, screw dislocation, dislocation loop, molecular dynamicsPACS: 87.10.Tf, 87.15.A – DOI: 10.7498/aps.70.20201659* Project supported by the National Natural Science Foundation of China (Grant No. U1867217) and the National Key Research and Development Program of China (Grant No. 2018YFE0308104).† Corresponding author. E-mail: wangjin118114@。
晶格参数为_2.5a0_的立方金属刃型位错的_burgers_矢量的_miller_指数及其长度。
晶格参数为2.5a0 的立方金属刃型位错的burgers 矢量的miller 指数及其长度。
1. 引言1.1 概述本文主要探究晶格参数为2.5a0的立方金属刃型位错的Burgers矢量以及Milller指数，并对其长度进行研究和分析。
位错是材料中常见的缺陷，它的存在对材料的性能和力学行为有着重要影响。
了解和研究位错在晶体中的特征和行为对我们深入理解材料性质具有重要意义。
1.2 文章结构本文分为引言、正文和结论部分。
引言部分将介绍本篇文章的背景和目的，正文部分将详细介绍立方金属刃型位错以及与之相关的Burgers矢量和Milller指数，结合实例进行具体分析。
最后，在结论部分对本文进行总结，并讨论立方金属刃型位错的Burgers矢量和Miller指数在研究中的重要性。
1.3 目的本文旨在深入了解立方金属刃型位错的特征，探讨Burgers矢量与Milller指数之间关系，并提供相应计算方法与应用案例。
通过这些内容的讨论，希望能够增进对晶体缺陷与位错行为的理解，为材料研究和工程应用提供有价值的参考和指导。
2. 正文:2.1 立方金属刃型位错概述立方金属刃型位错是一种晶体缺陷，它在晶格中形成了沿特定方向和平面的错配。
此类位错通常发生在金属材料中，并且对材料的力学性能和电子性质产生重要影响。
立方金属刃型位错可以通过其生成机制进行分类，如排列型、夹杂型和膨胀型等。
2.2 晶格参数为2.5a0 的立方金属刃型位错特征分析2.2.1 Milller指数的概念解释Milller指数是描述结晶面在晶格中位置的一种方式。
它用一组整数（hkl）来表示一个结晶面相对于基准晶面（通常为晶体表面）的斜率。
例如，(100)代表着平行于x轴、y轴和z轴的结晶面。
2.2.2 立方金属刃型位错中的Burgers矢量与Milller指数关系分析与推导在立方金属刃型位错中，Burgers矢量是描述两个部分之间相互滑移所需原子距离的矢量。
分子动力学仿真过程中硅晶体位错模型的构建
分子动力学仿真过程中硅晶体位错模型的构建郭晓光;张亮;金洙吉;郭东明【摘要】基于位错形成机理,在单晶硅晶体结构基础上描述了硅晶体位错形成的过程.应用偶板子模型,构建了60°滑移位错芯和螺旋位错芯,进而得到硅晶体含有60°滑移位错的模型和含有螺旋位错的模型.对含有螺旋位错的硅晶体模型进行了分子动力学仿真计算,分析了含有螺旋位错的硅晶体超精密磨削的加工过程,研究了含有螺旋位错缺陷的硅晶体纳米级磨削机理.【期刊名称】《中国机械工程》【年(卷),期】2013(024)017【总页数】5页(P2285-2289)【关键词】分子动力学仿真;滑移位错;螺旋位错;硅晶体;纳米级磨削【作者】郭晓光;张亮;金洙吉;郭东明【作者单位】大连理工大学精密与特种加工教育部重点实验室,大连,116021;大连理工大学精密与特种加工教育部重点实验室,大连,116021;大连理工大学精密与特种加工教育部重点实验室,大连,116021;大连理工大学精密与特种加工教育部重点实验室,大连,116021【正文语种】中文【中图分类】TG580.10 引言目前，机械加工的材料即使经过化学机械抛光，仍然或多或少存在一些空位、间隙原子、位错等缺陷。
材料的性能在很大程度上取决于其内部的缺陷，其中，位错缺陷对半导体材料的磁学、光学、电学、力学性能有着重要的影响。
1934年，Taylor［1］提出了位错模型，解释了材料的实际强度低于理论强度的原因。
Peierls［2］采用了切割粘合方法，构造了位错芯结构，研究了位错运动。
Blumenau等［3］研究了螺旋位错，分析了金刚石结构晶体的塑性变形。
随着计算机技术的发展，分子动力学技术被广泛应用。
而在机械加工领域，分子动力学仿真研究的对象几乎都是无缺陷的理想晶体，没有考虑材料实际存在的微小缺陷，也没有涉及复杂的物理化学过程［4－7］。
本文通过对位错晶格理论的研究，分析了硅晶体不同类型位错结构的形成过程，构建了硅晶体含有60°滑移位错的模型和含有螺旋位错的模型，并应用含有螺旋位错模型进行了分子动力学仿真计算，研究了包含螺旋位错的硅晶体纳米级磨削机理。
掺杂建模 高熵合金建模 刃型位错建模 多晶结构建模 晶界偏析建模 -回复
掺杂建模高熵合金建模刃型位错建模多晶结构建模晶界偏析建模-回复掺杂建模、高熵合金建模、刃型位错建模、多晶结构建模和晶界偏析建模是材料科学领域中的重要研究方向。
这些建模技术可以帮助科学家更好地理解和预测材料的性能和行为。
本文将一步一步回答有关这些建模技术的问题，以帮助读者了解这些概念和方法。
一、掺杂建模1. 什么是掺杂建模？掺杂建模是一种将材料中掺杂元素的效应进行建模和研究的方法。
掺杂指的是在晶格中引入杂质或其他元素，以改变材料的性能和特性。
掺杂建模可以帮助科学家了解掺杂元素与原始材料之间的相互作用，并预测这些相互作用对材料性能的影响。
2. 掺杂建模的研究方法有哪些？掺杂建模的研究方法包括从第一性原理出发的计算模拟、连续介质模型、粒子模型等。
第一性原理计算模拟是一种基于量子力学原理和密度泛函理论的方法，可以通过计算掺杂元素与周围原子的相互作用能量，预测掺杂元素的位置、形态和影响。
连续介质模型涉及使用方程和图像来描述宏观材料的行为，通过引入掺杂元素的参数来模拟其效应。
粒子模型则将材料视为由一系列粒子组成的系统，通过模拟掺杂元素的随机运动和相互作用来研究其效应。
3. 掺杂建模在材料科学中的应用有哪些？掺杂建模在材料科学中有广泛的应用。
例如，科学家可以研究掺杂元素对材料的机械、电子、光学等性能的影响，以优化材料的性能。
此外，掺杂建模还可以帮助科学家设计新材料，并预测新材料的性能和行为。
二、高熵合金建模1. 什么是高熵合金建模？高熵合金建模是一种研究高熵合金材料的方法。
高熵合金是指由五个或更多元素组成的合金，其各元素的比例相近。
高熵合金具有独特的热力学和力学特性，因此研究其行为和性能对于开发新型高温材料具有重要意义。
2. 高熵合金建模的方法有哪些？高熵合金建模的方法包括分子动力学模拟、Monte Carlo模拟、相图计算等。
分子动力学模拟可以模拟高熵合金中原子的运动和相互作用，以了解材料的热力学和力学性质。
分子动力学计算在材料位错的分析研究中的应用
ＩＩ舟尔滨ｒ业人学Ｔ学删卜学位论义第１章绪论１．１外延生长中的失配位错在过去的４０年中，ｓｉ材料中的位错在理论和应用研究方面引起了人们的广泛关注。
这是因为ｓｉ是共价键化合物中具有代表性的材料，并可以用于制作高品质的光电子和微电子器件…。
而ｓｉ的６０。
位错尤为重要。
这种类型的使错第一次被描述在Ｈｏｎｓｔｒａｌ２１的著作中，并经常作为失配位错存在于外延生长薄膜的界面上Ｉ”。
ＳｉＧｅ／Ｓｉ结构的失配应力的释放主要是通过在｛１１１｝面上生成可以滑动的６０度位错来完成的，见图ｌ一１。
这些位错最终要么相互湮灭，要么滑出薄膜边界，剩下的就留在膜内成为位错密度的贡献者。
位错是半导体中典型的线缺陷，它打破了晶体的周期性，影响了半导体的能级和局域能带结构，对于半导体的性能会产生极大的影响。
图１－１…外延生长过程中产生的失配位错Ｆｉｇ１·１【１】Ｍｉｓｆｉｔｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｎｕｃｌｅａｔｅｄｄｕｒｉｎｇｅｐｉｔａｘｙ哈尔滨工业人学工学硕卜学位论文图１．２．位错滑移面示意图。
Ｆｉｇｌ一２Ｔｈｅｓｌｉｐｐｌａｎｅｏｆａｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ１．３计算机分子模拟自从Ｍｅｔｒｏｐｏｌｉｓ，Ｒｏｓｅｎｂｌｕｔｈ，Ｔｅｌｌｅｒ于１９５３年在ＬｏｓＡｌａｍｏｓ美囡国家实验室进行的关于液体的计’算机仿真以来，计算机分子模拟经历了几十年的发展，已经进入了新的阶段，其特点是在某些方面，分子模拟已经可以提供相当的定量分析，而不仅仅局限于定性分析。
这就拓展了它的适用范围，不再只是理论物理学家的武器，逐步成为实验化学，实验物理学家手中的科研工具。
这个发展主要依靠于模拟分子体系算法的发展和计算机硬件软件的发展。
模拟分子体系算法的发展，主要是从描述简单的非真实分子体系的算法发展到能描述复杂的分子体系的算法。
该发展使我们不但能计算绝对温度为零的真空中的孤立分子（如量子力学计算的），绝对温度为零的分子体系（如分子力学计算的），而且还能计算任何温度下的分子体系的结构与性质。
bcc Fe中刃型位错的结构及能量学研究
致 , 这表明 -". 势对模拟 %&& -/ 体系的位错结构是 有效的 , ! " # " 芯能量和芯半径 能量分析对理解原子的键合特征和材料的力学 性质是很重要的 , 缺陷的形成能在确定缺陷的存在 概率及相对稳定性方面是一个很重要的参数 , 对于
表( 〈!$$〉 ｛ $!$｝ 位错芯能量 ’/0 $12!
， 即 〈!""〉 ｛ ， 〈!""〉 ｛ ， 〈!!!〉 ｛ 和 !’( -） "!"｝ "!!｝ !’( "!!｝ 〈!!!〉 ｛ 刃型位错， 沿位错线方向的堆垛顺序分 !!(｝ 别是 )* ， )* ， )*’+,- 和 )* ) 这四种刃型位错的原 子构型如图 ! 所示， 图 ! 为 #4 $ 平面图， 且沿位错线 方向仅画出一个堆垛结构单元 ) 从图 ! 可以看出， 滑移面 （虚线所示） 上半部分 比下半部分多出了一列原子， 这正是刃型位错的特 征 ) 很明显， 位错芯区的原子构型不同于完整晶体， 位错的引入使其结构发生改变， 很可能会导致材料 的性质 发 生 较 大 的 变 化 ) 我 们 模 拟 得 到 的 〈 !"" 〉
关键词：,-- ./，刃型位错，分子动力学模拟
%&’’：(!)).，(!0%1，(!&)
的原因， 而且解释了当考虑位错芯的本征不对称性
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言
后， 滑移几何结构和复杂取向的依赖性问题 + 这一芯 模型的成功提出， 为螺位错原子结构的研究提供了 可靠的基础 +
［(］ 采用第二类 !4(0 年，3<::@<GA 和 F/DD9= ［0］ 研 究 了 ,-- ./ 中 H@A=?@= 势 及 固 定 边 界 条 件，
si晶体中点缺陷和位错交互作用的分子动力学研究
si晶体中点缺陷和位错交互作用的分子动力学研究
Si 作为宽带隙半导体，其被广泛应用于电子电路中，但是晶体中的缺陷也会降低其性能。
研究Si晶体中点缺陷和位错的作用对于改善器件性能具有重要意义。
在过去几十年中，以分子动力学（MD）作为最有效的手段来研究点缺陷和位错交互作用，其结果表明引起Si晶体中ionicity缺陷吸附氧原子。
在Si晶体中，点缺陷会影响它们周围的原子结构，影响力学性质；位错可以大幅度地改变它们周围的原子结构，并对晶体的性质产生关键作用。
分子动力学方法在研究点缺陷和位错交互作用时具有很大的优势，它能够准确地反映晶体原子结构和力学性质的变化。
近期的研究表明，分子动力学模拟可以解释不同类型的位错及其作用对点缺陷的影响。
在轰击缺陷周围的晶格原子时，不同类型的位错可以改变缺陷的能量状态，有助于氧离子的吸附和氧原子的排除。
另一方面，利用分子动力学方法研究缺陷与位错之间的作用也是重要的。
结果表明，位错可以介导半导体中点缺陷的活性、变化速率和作用力学性质的变化。
例如，它们可以控制缺陷表面上氧原子的吸附能，并可能改变缺陷的热力学性质。
有趣的是，位错不受缺陷的影响，但却可以影响晶体中的缺陷。
综上所述，分子动力学是研究Si晶体中点缺陷和位错作用的有效方法。
它可以准确描述缺陷和位错与晶体原子结构之间的相互作用，以及它们之间相互影响的力学性质，为改善器件性能提供了有益的信息。
未来，分子动力学研究将继续深入了解缺陷-位错交互作用，以提高半导体元件的性能。
bcc-Fe中间隙型位错环与表面及裂纹相互作用的分子动力学研究
bcc-Fe中间隙型位错环与表面及裂纹相互作用的分子动力学研究bcc-Fe中间隙型位错环与表面及裂纹相互作用的分子动力学研究引言：金属材料中的位错是晶体中原子排列的缺陷，它对材料的强度、塑性和可靠性等性能起着重要的影响。
位错在金属材料中的运动和相互作用是一个复杂而又广泛研究的主题。
在材料科学和工程领域中，了解位错的形成、运动和相互作用是设计和优化金属材料性能的关键。
近年来，分子动力学（molecular dynamics, MD）模拟方法已被广泛应用于材料科学领域，其可以模拟原子的运动轨迹，揭示材料的微观机制和行为规律。
本研究采用MD模拟方法，对bcc-Fe中间隙型位错环与表面及裂纹的相互作用进行了研究。
方法：模拟系统选择了bcc-Fe结构的晶体，采用周期性边界条件，模拟尺寸为20 nm × 20 nm × 20 nm。
位错环的形成通过对晶体的拉伸而实现，通过引入面心立方区域的位错纽结来构建位错环。
模拟使用了经典的二体势（例如Lennard-Jones势），并根据真实材料的物理性质进行参数选择。
结果与讨论：通过模拟，我们观察到了位错环在bcc-Fe晶体中的运动和变形过程。
位错环受到温度和应力的影响，表现出不同的运动模式。
同时，我们还研究了位错环与晶体表面的相互作用。
我们发现，表面的结晶方向对位错环的运动和变形有重要影响。
位错环在<100>晶面上的运动速度更快，并且产生了较大的位错切应力。
另外，我们也研究了位错环与裂纹之间的相互作用。
裂纹是金属材料中常见的缺陷形式，它对材料的强度和韧性起着重要的影响。
模拟结果显示，位错环可以在裂纹端部聚集，并通过与裂纹之间的相互作用影响裂纹的扩展行为。
当位错环与裂纹相互作用时，位错环的运动会改变裂纹尖端的应力分布，从而影响裂纹的扩展速率和路径。
结论：通过分子动力学模拟，我们研究了bcc-Fe中间隙型位错环与表面及裂纹的相互作用。
研究结果表明，位错环对晶体表面和裂纹的运动和行为起着重要的调控作用。
简述刃型位错的特征
简述刃型位错的特征摘要：1.刃型位错的定义与分类2.刃型位错的特征2.1 几何特征2.2 运动特征2.3 物理性质3.刃型位错在实际应用中的重要性正文：刃型位错是晶体中一种重要的位错类型，其主要特征如下：一、定义与分类刃型位错是指在晶体中，一个晶面上的原子或离子部分沿着一个特定的方向发生错位，形成一个刃状结构。
根据其形成原因和晶体结构，刃型位错可分为两类：原生刃型位错和次生刃型位错。
二、刃型位错的特征1.几何特征刃型位错在几何形态上表现为一条线，其宽度很小，通常在原子尺度。
在晶体中，刃型位错通常与晶界、相界或位错线相互关联。
2.运动特征刃型位错在晶体中的运动是通过滑移或攀移方式进行的。
滑移是指刃型位错在晶面上沿一个特定的滑移方向移动，而攀移是指刃型位错从一个晶面攀爬到另一个晶面。
在运动过程中，刃型位错会伴随着应力的释放或吸收。
3.物理性质刃型位错对晶体的物理性质有很大影响。
首先，刃型位错会导致晶体的力学性能下降，如强度、硬度等。
其次，刃型位错会影响晶体的导电、导热性能。
此外，刃型位错还是晶体中应力集中和应变集中的主要原因，容易导致晶体断裂、疲劳等现象。
三、刃型位错在实际应用中的重要性刃型位错在金属、陶瓷、聚合物等材料中广泛存在，对材料的性能具有重要影响。
了解刃型位错的特征，有助于我们更好地设计和优化材料结构，提高材料性能。
在实际应用中，控制刃型位错的生成和运动，对提高材料的使用寿命、降低材料的疲劳性能、提高材料的力学性能等方面具有重要意义。
总之，刃型位错作为一种重要的位错类型，在晶体中具有显著的几何、运动和物理特征。
分子动力学实验报告_md3
分子动力学实验报告（2014 至2015 学年第_2_学期）班级：姓名：学号：实验名称：晶格位错和层错成绩：一、实验目的（1）观测位错的位移场、应力场、应变场分布（2）计算静止位错的能量（与位错理论的计算结果比较）（3）澄清位错分解与层错能的关系二、实验原理1螺位错螺型位错；螺旋位错；screw dislocation;Burgers dislocation又称螺旋位错。
一个晶体的某一部分相对于其余部分发生滑移，原子平面沿着一根轴线盘旋上升，每绕轴线一周，原子面上升一个晶面间距。
在中央轴线处即为一螺型位错。
假设在各向同性的介质中，UZ随着θ 角均匀的增大，可以得到位移UZ与θ 和r 的关系如下此即为螺位错的位移场公式。
也是在本次实验中，我们用来构造螺位错的依据。
首先，我们搭建一个完整晶体，以中心处为位错的核心，然后根据位移场公式相继移动体系内的每个原子，使其符合螺位错的位移场分布。
经过能量最小化后，我们可以得到一个稳定的含有螺位错的构型。
由于圆柱体只有沿z 方向的位移，因此只有切应变。
相应的，各应力分量为2．刃型位错滑移区与未滑移区之间的边界就称为位错。
这个位错的位置由挤入上半部分晶体的额外垂直半原子面的边缘标志。
在位错附近，晶体的形变可以看作是由于在晶体上半部分插入了一片额外的原子面所产生。
这个原子面的插入使上半部分晶体中的原子受到挤压，而使下半部分晶体中的原子受到拉伸。
按照弹性力学理论可以得到，刃型位错的位移场诸分量为：相应的，各应力分量为：3．位错的应变能位错的能量可以分为两部分：位错中心畸变能Ec 和位错应力场引起的弹性应变能Ee。
位错中心区域由于点阵畸变很大，不能用胡克定律，而需借助于点阵模型直接考虑晶体结构和原子间的相互作用。
据估算，这部分能量大约为总应变能的1/10～1/15 左右，故常予以忽略，而以中心区域以外的弹性应变能代表位错的应变能，此项能量可以采取连续介质弹性模型根据单位长度位错所作的功求得。
铝镁合金中溶质分布形态的分子动力学研究
铝镁合金中溶质分布形态的分子动力学研究对金属材料而言,位错滑移是其塑性变形的主要方式,位错在运动过程中会受到溶质原子的影响,从而影响金属材料的塑性变形性能。
本文将从微观角度,采用分子动力学方法和改进型的嵌入原子势函数对铝镁合金中单个刃型位错与置换式溶质原子间的交互作用进行模拟研究。
通过研究不同条件下溶质原子与位错交互作用的不同表现形式,分析了这些表现形式与材料宏观塑性行为的联系。
主要结论如下:(1)常温下,镁原子在铝晶胞中的扩散速度随着空位浓度的增加而增加。
引入位错后,在没有应变的情况下,溶质原子通过扩散在位错周围形成Cottrell气团,该原子气团的浓度随着离位错线距离的增加而减小。
(2)常温下,随着变形速度的不同,位错与溶质原子间的弹性交互作用存在三种表现形式:当加载应变率较小的时候,位错始终处于溶质原子气团的有效钉扎下;当加载应变率较大时,位错将在脱钉的状态下运动;而在加载应变率适中的情况下,位错的钉扎和脱钉具有歧义性,从而给出了合金材料出现PLC效应的微观物理机制。
(3)随着温度的升高,在没有应变的情况下,溶质原子向位错周围的偏聚趋势逐渐减弱,所形成的原子气团的浓度随着温度的升高而降低,高温时溶质原子呈弥散状分布。
(4) T = 500K时,随着应变率的不同,位错与溶质原子间的弹性交互作用也表现出了常温时所表现出的三种形式,但由于相比常温时溶质原子气团的浓度有所降低,故而其钉扎作用减弱。
Si晶体中60°位错运动的分子动力学研究
Si晶体中60°位错运动的分子动力学研究
杨立军;孟庆元;李根;李成祥;钟康游
【期刊名称】《人工晶体学报》
【年(卷),期】2006(35)3
【摘要】在S i晶体中建立了60°位错偶极子模型并通过Parrinello-Rahm an方法施加剪应力,使用分子动力学方法研究了60°位错在不同的温度和剪应力作用下的运动特性。
观察到了位错速度与剪应力成正比关系;而温度对位错速度的影响,随着外加剪应力的不同呈现出三种趋势:(1)低剪应力作用下,位错速度与温度成正比关系;(2)剪应力达到0.6GPa附近时,位错速度与温度呈反比关系,声子拖动效应开始起作用;(3)当剪应力达到2GPa时,位错速度稳定在某一特定值,不再明显随温度的变化而变化。
【总页数】5页(P456-460)
【关键词】位错运动速度;分子动力学模拟;声子拖动效应
【作者】杨立军;孟庆元;李根;李成祥;钟康游
【作者单位】哈尔滨工业大学航天科学与力学系
【正文语种】中文
【中图分类】O772
【相关文献】
1.Si晶体中60°位错与空位缺陷相互作用的分子动力学研究 [J], 杨立军;孟庆元;李根;李成祥;果立成
2.Si晶体中螺位错滑移特性的分子动力学 [J], 杨立军;孟庆元;李根;李成祥;果立成
3.Si材料中60°位错的分子动力学研究 [J], 李根;孟庆元;杨立军;李成祥
4.Si中30°部分位错和单空位相互作用的分子动力学模拟 [J], 王超营;孟庆元;王云涛
5.BCC晶体中韧位错运动特性的分子动力学模拟 [J], 万强;田晓耕;沈亚鹏
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刃位错名词解释
刃位错名词解释
刃位错是2011年公布的材料科学技术名词，指的是伯格斯矢量与位错线垂直的位错，即晶体在大于屈服值的切应力作用下，简单立方结构的晶体，发生局部滑移，发生局部滑移后晶体内在垂直方向出现了一个多余的半原子面，在晶格内产生了缺陷，这种位错在晶体中有一个刀刃状的多余半原子面，所以称为刃位错。
刃位错线可理解为晶体中已滑移区与未滑移区的边界线，刃位错线不一定是直线，也可以是折线或曲线，但它必与滑移方向相垂直，也垂直于滑移矢量。
2.3 位错的运动
2.3 位错的运动位错的最重要性质之一是它可以在晶体中运动，而晶体宏观的塑性变形是通过位错运动来实现的。
晶体的力学性能如强度、塑性和断裂等均与位错的运动有关。
因此，了解位错运动的有关规律，对于改善和控制晶体力学性能是有益的。
晶体中的位错总是力图从高能位置转移到低能位置，在适当条件下(包括外力作用)，位错会发生运动。
位错的运动方式有两种最基本形式，即滑移和攀移。
一位错的滑移位错沿着滑移面的移动称为滑移。
位错在滑移面上滑动引起滑移面上下的晶体发生相对运动，而晶体本身不发生体积变化称为保守运动。
位错的滑移是位错理论中很重要的一部分内容，也正是位错的滑移(逐步滑移)才得以解释本节开头就提出的有关临界切应力与理论值差别的现象。
位错的滑移是在外加切应力的作用下，通过位错中心附近的原子沿柏氏矢量方向在滑移面上不断地作少量的位移（小于一个原子间距）而逐步实现的。
1 刃位错的滑移刃位错的滑移如图1所示，对含刃位错的晶体加切应力，切应力方向平行于柏氏矢量，位错周围原子只要移动很小距离，就使位错由位置“1”移动到位置“2”，如图1(a)。
当位错运动到晶体表面，整个上半部晶体相对下半部移动了一个柏氏矢量，晶体表面产生高度为b的台阶，如图1(b)。
刃位错的柏氏矢量b与位错线t互相垂直，故滑移面为b与t决定的平面，它是唯一确定的。
由图1，刃位错移动的方向与b方向一致，和位错线垂直。
图1 刃型位错的滑移2 螺位错的滑移螺位错沿滑移面运动时，周围原子动作情况如图2。
虚线所示螺旋线为其原始位置，在切应力 作用下，当原子做很小距离的移动时，螺位错本身向左移动了一个原子间距，到图中实线螺旋线位置，滑移台阶(阴影部分)亦向左扩大了一个原子间距。
螺位错不断运动，滑移台阶不断向左扩大，当位错运动到晶体表面，晶体的上下两部分相对滑移了一个柏氏矢量，其滑移结果与刃位错完全一样。
所不同的是螺位错的移动方向与b垂直。
此外因螺位错b 与t平行，故通过位错线并包含b的所有晶面都可能成为它的滑移面。
Si晶体中螺位错滑移特性的分子动力学
Si晶体中螺位错滑移特性的分子动力学杨立军;孟庆元;李根;李成祥;果立成【期刊名称】《吉林大学学报（理学版）》【年(卷),期】2007(45)2【摘要】在保持Si晶体模型完全周期性的边界条件下,采用位错偶极子模型在其内部建立一对螺位错.通过Parrinello-Rahman方法对模型施加剪应力,并应用分子动力学计算位错运动速度及交滑移的发生与外加剪应力间的关系.在此基础上进一步研究晶体内的空位缺陷对螺位错运动的影响.结果表明,在位错滑移面上的六边形环状空位聚集体可加速螺位错的运动,并且螺位错能通过交滑移跨越该空位缺陷,避免产生钉扎现象.揭示了低温层中大量存在的空位缺陷是降低位错密度的原因.【总页数】6页(P259-264)【作者】杨立军;孟庆元;李根;李成祥;果立成【作者单位】哈尔滨工业大学,航天科学与力学系,哈尔滨,150001;哈尔滨工业大学,航天科学与力学系,哈尔滨,150001;哈尔滨工业大学,航天科学与力学系,哈尔滨,150001;哈尔滨工业大学,航天科学与力学系,哈尔滨,150001;哈尔滨工业大学,复合材料与结构研究所,哈尔滨,150001【正文语种】中文【中图分类】O411.3【相关文献】1.Si晶体中60°位错与空位缺陷相互作用的分子动力学研究 [J], 杨立军;孟庆元;李根;李成祥;果立成2.BCC-Fe中螺位错与[010]间隙位错环相互作用分子动力学模拟 [J], 王瑾;贺新福;曹晗;王东杰;豆艳坤;杨文3.不同温度下bcc-Fe中螺位错滑移及其与^(1/2)[111]位错环相互作用行为 [J], 王瑾;贺新福;曹晗;贾丽霞;豆艳坤;杨文4.BCC晶体中韧位错运动特性的分子动力学模拟 [J], 万强;田晓耕;沈亚鹏5.Si晶体中60°位错运动的分子动力学研究 [J], 杨立军;孟庆元;李根;李成祥;钟康游因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。