Eng. Fract. Mech.：具有不同层错能的面心立方金属的晶间裂纹止裂

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层错能（SFE）对材料微观结构和力学性能的影响是一个公认的研究课题，但它在金属晶体中的普遍性还未得到证实。来自北京理工大学的Leilei Hao等人利用分子动力学模拟探讨了具有不同的SFE的金属的晶间裂纹扩展，即，Al、Ni、Cu和Ag，作为双晶、三晶和多晶。结果表明，在双晶和三晶情况下，裂纹止裂能力并不遵循SFE的指示。增强的止裂能力背后的关键机制来自于双晶体中的位错硬化，导致J积分的增加。除了位错硬化外，位错运动也对提高三晶体的止裂能力，提高J积分有很大贡献。与此相反，多晶体遵循SFE的指导和预期结果一致，其主导机制在于平面缺陷的密度，因为较低的SFE促进延展性。研究结果挑战了广泛接受的概念，即减少SFE普遍提高裂纹止裂能力。该研究为具有不同SFE的金属中沿晶裂纹扩展和止裂机理提供了有价值的见解，为设计具有上级力学性能的先进材料提供了指导。

图1 (a)能量最小的Σ 5 [100]/（031）晶界的组态。(b)以中心裂纹为特征的3D计算模型图示;蓝色区域表示厚度为1.5 nm的刚性边界区。(c-e)计算模型示例：双晶（BC模型）、三晶（TC模型）及多晶（PC模型）。在这些模型中，蓝色晶粒沿着沿着[03-1]，[0 13]，[100]取向，而橙子晶粒沿着沿着[031]，[0-13]，[100]取向，其他晶粒共享随机取向。

双晶在中心裂纹的拉伸试验期间，屈服应力、屈服应变、杨氏模量和抗裂纹扩展性的等级如下：屈服应变：εs1（Ag）> εs1（Cu）> εs1（Al）> εs1（Ni）。屈服应力：σs1（Ni）> σs1（Cu）> σs1（Al）> σs1（Ag）。杨氏模量：E1（Ni）> E1（Ag）> E1（Al）= E1（Cu）。裂纹扩展抗性：Rf1（Al）> Rf1（Cu）> Rf1（Ag）> Rf1（Ni）。在这些金属中，Al双晶表现出最高的抗裂纹扩展性，其次是Cu，Ag和Ni。

图2 含中心裂纹的双晶金属的力学性能（BC模型）：（a）应力-应变曲线。(b)屈服应力、杨氏模量和屈服应变。(c)裂缝长度。(d)裂缝中点宽度的变化。

三晶在中心裂纹拉伸试验期间，屈服应力、屈服应变、杨氏模量和裂纹扩展阻力的等级如下：屈服应变：εs2（Ag）> εs2（Al）> εs2（Cu）> εs2（Ni）。屈服应力：σs2（Ni）> σs2（Cu）> σs2（Al）> σs2（Ag）。杨氏模量：E2（Ni）> E2（Cu）> E2（Al）= E2（Ag）。裂纹扩展抗性：Rf2（Al）> Rf2（Cu）> Rf2（Ag）> Rf2（Ni）。在这些三晶体中，根据裂纹长度测量推断的抗裂纹扩展性与它们的双晶体对应物的抗裂纹扩展性一致。

图3 具有中心裂纹的三晶金属的力学性能（TC模型）：（a）应力-应变曲线。(b)屈服应力、杨氏模量和屈服应变。(c)裂纹长度随外加应变的变化。(d)裂缝中点宽度的变化。

对于多晶模型，屈服应变：εs3（Ag）> εs3（Al）= εs3（Cu）> ε s3（Ni）屈服应力：σs3（Ni）> σs3（Cu）> σs3（Ag）> σs3（Al）杨氏模量：E3（Ni）> E3（Cu）> E3（Al）> E3（Ag）裂纹扩展阻力：Rf3（Ag）> Rf3（Cu）> Rf3（Ni）> Rf3（Al）。对于PC模型中的这些具有晶间裂纹的多晶体，裂纹扩展阻力支持文献中提出的假设：具有较低SFE的金属表现出更大的裂纹扩展阻力。

图4 具有中心裂纹的多晶金属的力学性能（PC模型），比较四种不同的SFE：（a）应力-应变曲线。(b)屈服应力、杨氏模量和屈服应变。(c)裂纹长度随外加应变的变化。(d)裂纹中点宽度的变化。

在BC和TC模型中，双晶和三晶的情况不符合通常对裂纹止裂能力的看法，突出了SFE之外的其他潜在因素。在双晶体中，位错硬化是控制双晶中裂纹止裂能力的关键机制，分析具有明显不对称性的双晶Cu（图5）。图5（d）显示，在0.084的应变下，右侧的裂纹比左侧的裂纹短5 nm以上，证明了对裂纹生长的有效抑制。定量地计算了双晶Cu在这一阶段的双边J积分。右侧的J积分为95.3 J/m2，而左侧为28.1 J/m2。由于Hirth锁和L-C锁的形成，右侧裂纹尖端的J积分值比左侧大约3.4倍。这表明，在裂纹扩展过程中，右侧裂纹尖端需要更多的能量来推进。

图5 铜双晶中的裂纹形貌和位错。(a)应变为0.084时的位错和HCP相，Hirth锁由黄色圆圈突出显示，L-C锁由粉红色圆圈突出显示。(b)Hirth锁的放大详图，显示一个存在堆垛层错原子，另一个不存在堆垛层错原子。(c)L-C锁的放大详图，显示一个存在堆垛层错原子，另一个不存在堆垛层错原子。堆垛层错原子为蓝色。 (d)带有注释的左右长度的裂缝。

在三晶体中，位错硬化和运动主导止裂能力。Al表现出显著的止裂能力，源于位于裂纹两侧的许多阶梯杆位错的环结构和L-C锁，在抑制裂纹扩展方面起着至关重要的作用。值得注意的是，在应变为0.12时，左侧裂纹比右侧裂纹短3.5 nm以上。这种不对称性是由不同于双晶体的机制引起的。这种不对称性的起源不同于铜双晶。它与在裂纹扩展的相反方向上移动的Shockley位错的运动有关。该运动包括平移和逆时针旋转，如图6（a）所示，并且在图6（b）中用彩色箭头描绘。

图6 铝三晶中的位错运动与裂纹形貌。(a)从0.09到0.12应变范围内裂纹左侧肖克莱位错的形态。(b)与裂纹扩展方向相反的肖克莱位错运动示意图。(c)相应的裂纹形态;数字表示在该应变速率下的J积分值，具体的平均值在补充信息的表S2中提供。

在多晶中，平面缺陷是影响止裂能力的关键机制。在多晶体中，较低的SFE导致阶梯棒位错密度的降低，表明应变硬化降低。这支持了多晶体中减少的SFE与减少的应变硬化有关的发现。SFE是反映化学键合特性的材料的基本性质，并且是本征的与原子平面失配的能量相关。它显著影响FCC金属中的滑移孪生过程。通常，较低的SFE促进更容易的平面滑移和变形孪晶。拉伸变形过程中三种模型中晶体结构的演变如图7所示。Al、Ni、Cu和Ag中FCC含量的降低与它们的SFE相关：较低的SFE产生较高比例的HCP相，因为较低的SFE意味着在应变下位错形成和运动的能量需求降低，促进变形期间的相变。

图7 双晶（BC模型）、三晶（TC模型）和多晶（PC模型）在拉伸下的晶体结构演变。HCP阶段进一步细分为IS、ESF、TB和其他。