一种分析位错附近空位扩散条件下α-Fe塑性的方法与流程

本发明涉及材料科学领域，特别涉及一种模拟位错附近空位演化影响体心立方金属塑性变形行为的方法，具体为一种分析位错附近空位扩散条件下α-fe塑性的方法。

背景技术：

在材料的理论计算领域，扩散分子动力学作为微观尺度的模拟手段，通过粗粒化原子振动并演化出平滑的位点占据概率模拟长时间扩散质量和热传输，同时保持原子级的分辨率。扩散分子动力学大的时间窗口能够直观的捕获材料中大量点缺陷的扩散过程和溶质的偏析行为，特别是在预测原子尺度的点缺陷的长期演化对金属材料的力学性能的影响方面有着重要的应用前景。

空位-位错交互作用能和peierls应力作为表征空位位错交互作用强度以及晶体力学性能的重要参数，在研究空位偏析、位错启动以及晶体塑性变形行为等多尺度预测α-fe基金属材料的力学性能即在微观及介观尺度的力学参数传递间起着重要的作用。实验观测难以捕获原子尺度的点缺陷，同时空位的演化属于扩散行为，传统的分子动力学模拟受原子振动的限制无法进行长时间的模拟。尽管动态蒙特卡洛或者相场晶体方法能够模拟长时间的扩散行为，但是动态蒙特卡洛方法对于复杂的系统很难创建完整的目录，而相场晶体法主要解决熔点附近的高温凝固等问题。上述方法对于模拟长时间的空位扩散与晶体塑性行为等问题均具有一定的局限性。

技术实现要素：

针对现有技术中模拟长时间的空位扩散与晶体塑性行为的问题均具有一定的局限性的问题，本发明提供一种分析位错附近空位扩散条件下α-fe塑性的方法，为研制高性能的α-fe基金属材料提供了理论依据。

本发明是通过以下技术方案来实现：

一种分析位错附近空位扩散条件下α-fe塑性的方法，包括以下步骤：

s1、建立用于模拟过饱和空位演化的含有位错和空位的α-fe超晶胞模型；

s2、基于扩散分子动力学计算不同温度下空位长时间演化后的α-fe超晶胞模型中空位浓度分布，所述长时间为大于微秒尺度；

s3、以及计算不同温度下α-fe超晶胞模型中空位-位错交互作用能在位错附近随距离的分布；

s4、对空位弛豫前后的α-fe超晶胞模型进行单轴拉伸变形，计算位错的peierls应力；

s5、通过对比空位弛豫前后不同滑移系的位错peierls应力，判断位错启动难易程度及晶体塑性变形行为。

优选的，步骤s1中所述α-fe超晶胞模型为刃位错的α-fe超晶胞模型或螺位错的α-fe超晶胞模型。

优选的，基于v.s.krasnikov开发的构建刃位错模型的方法，建立含有不同滑移系下单个刃位错的α-fe超晶胞模型；

基于c.domain开发的构建螺位错模型的方法，建立含有不同滑移系下单个螺位错的α-fe超晶胞模型。

优选的，步骤s1中含有位错的α-fe超晶胞模型中设随机分布的过饱和浓度的空位缺陷。

优选的，步骤s2中所述通过扩散分子动力学计算位错附近空位的设定时间演化，其亥姆霍兹自由能方程为：

其中，xi为平均位置，αi为每个位点的高斯宽度参数，ci为每个原子位点的占据概率，w为高斯平均对势，ψi为电子密度，efe为嵌入函数,n为系统总的原子数，kb为玻尔兹曼常数,t为绝对温度,λt为热力学德布罗意波宽；

优选的，步骤s2中所述通过扩散分子动力学计算位错附近空位的长时间演化，其空位扩散主方程为：

其中，fij为相邻原子位点的形成能差，τ为无量纲扩散时间尺度。

优选的，将弛豫后的α-fe超晶胞模型，以位错线纵向为圆心，以柏氏矢量的模长为半径增量作同心圆环，然后统计位错现两侧每个半圆环内的空位浓度，得到位错周围空位浓度随距离的分布。

优选的，步骤s3中所述计算空位-位错交互作用能，其方程为：

uint＝ktln(c0/c)

其中，uint为空位-位错交互作用能，t为绝对温度，k为玻尔兹曼常数，c0为平均空位浓度，c为准平衡态下位错周围空位浓度。

优选的，步骤s4中对空位弛豫前后的α-fe超晶胞模型进行单轴拉伸变形，得到应力应变曲线，所述位错的peierls应力为应力应变曲线的第一个峰值。

优选的，步骤s5中所述不同滑移系分别为{110}<111>、{112}<111>、{123}<111>。

与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：

本发明提供的一种分析位错附近空位扩散条件下α-fe塑性的方法，运用模拟计算方法对α-fe中位错附近过饱和空位长时间演化条件下的塑性变形行为进行了研究分析，解决了现有的实验观测手段难以捕获原子尺度的点缺陷，同时空位的演化属于扩散行为，传统的分子动力学模拟受原子振动的限制无法进行长时间的模拟，动态蒙特卡洛方法以及相场晶体法都难以解决复杂系统的缺陷演化问题。本发明提供的方法大大减少人工及计算资源的耗费，节约成本；与以往对空位-位错交互作用的研究大多集中在通过应变场与能量场间接反映位错核的结构与范围，本发明通过真实的空位浓度分布更加直观的表现空位在位错附近的偏聚现象，以及由此产生的位错运动受阻，晶体塑性降低等力学行为。同时对α-fe中不同滑移系的上述行为的差异进行对比，为研制高性能的α-fe基金属材料提供了理论依据。这对于材料基因工程即多尺度预测α-fe基金属材料的宏观力学性能的微观及宏观尺度的参数传递具有重要意义。

附图说明

图1是本发明一实施例中模拟位错附近过饱和空位长时间演化条件下α-fe塑性变形行为的方法的流程图；

图2是本发明一实施例中步骤s1中建立的含有位错的α-fe超晶胞模型；

图3是本发明一实施例中步骤s2中计算的准平衡态下空位浓度的分布；

图4是本发明一实施例中步骤s3中计算的准平衡态下空位-位错交互作用能的分布；

图5是本发明一实施例中步骤s4弛豫前后的α-fe的应力应变曲线。

具体实施方式

下面结合附图对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的解释而不是限定。

鉴于现有技术中的不足，本案发明人经长期理论研究和大量实践，得以提出本发明的技术方案，其主要是通过模拟计算的方法模拟位错附近过饱和空位长时间演化条件下α-fe塑性变形行为。

下面通过具体实施例及附图对本发明作进一步说明，但不应该理解为本发明上述主题范围仅限于下述实施例。在不脱离本发明上述技术思想的情况下，根据本领域普通技术知识和惯用手段，做出各种替换和变更，均应包括在本发明的保护范围内。

参阅图1，一种分析位错附近空位扩散条件下α-fe塑性的方法，包括以下步骤：

步骤s1：建立用于模拟过饱和空位演化的含有位错和空位的α-fe超晶胞模型。

具体而言，该步骤s1中基于v.s.krasnikov开发的构建刃位错模型的方法，并且基于c.domain开发的构建螺位错模型的方法，采用lpap软件分别建立含有{110}、{112}、{123}滑移面的单个刃位错或螺位错的α-fe超晶胞模型，且滑移方向均为<111>，晶格常数a为0.287nm。其中图2为含有{110}滑移面的刃位错与螺位错模型，其他滑移面的α-fe超晶胞模型不再一一列出，只给出具体尺寸与参数，如下表1所示：

需说明的是，本实施例中晶体为的长方体形，但根据需要也可以建模其他形状及大小的块体。

本实施例中初始位空位浓度为1％，具体方法为，随机选取模型文件中1％的原子条目，将其中表示占据概率的数值设置为0，即代表此位点处为空位。根据需要也可以建模其他空位浓度的块体。

步骤s2：基于扩散分子动力学计算不同温度下空位长时间演化后的浓度分布。

具体而言，该步骤s2中通过扩散分子动力学计算位错附近空位的长时间演化，计算其亥姆霍兹自由能演化的方程为：

其中，xi为平均位置，αi为每个位点的高斯宽度参数，ci为每个原子位点的占据概率，w为高斯平均对势，ψi为电子密度，efe为嵌入函数,n为系统总的原子数，kb为玻尔兹曼常数,t为绝对温度,λt为热力学德布罗意波宽。

进一步的，计算位错附近空位浓度的长时间演化，其空位扩散主方程为：

其中，fij为相邻原子位点的形成能差，τ为无量纲扩散时间尺度。

通过上述过程分别计算300k、600k、900k温度条件下{110}<111>滑移系下步骤s1给出的α-fe超晶胞模型的弛豫结构。

更进一步的，将上述弛豫后的α-fe超晶胞模型进行以下处理：以位错线纵向为圆心，以柏氏矢量的模长为半径增量作同心圆环，然后统计位错现两侧每个半圆环内的空位浓度，得到位错周围空位浓度随距离的分布。

该步骤s2最终所得的300k、600k、900k温度条件下{110}<111>滑移系下刃位错附近空位浓度随距离的分布如图3所示。

步骤s3：计算不同温度下空位-位错交互作用能在位错附近随距离的分布。

该步骤s3中，可以基于步骤s1中建立的模型，利用步骤s2提供的300k、600k、900k条件下的空位浓度随距离的分布，结合空位-位错交互作用能方程：

uint＝ktln(c0/c)

其中，uint为空位-位错交互作用能，t为绝对温度，k为玻尔兹曼常数，c0为平均空位浓度，c为准平衡态下位错周围空位浓度。计算300k、600k、900k温度条件下空位-位错交互作用能随距离的分布，以表征空位演化对温度的敏感性。

图4为本实施例中，在300k、600k、900k温度条件下空位与{110}<111>位错交互作用能随距离的分布。

步骤s4：对弛豫前后的α-fe超晶胞模型进行单轴拉伸变形，得到位错的peierls应力。

在该步骤s4中，通过对步骤s2提,600k条件下弛豫前后的α-fe超晶胞模型进行单轴拉伸变形，得到应力应变曲线，其中其应变速率为5e^-6/s，温度为0k。取应力应变曲线的第一个峰值即为位错的peierls应力，如图5所示。

需说明的是，本实施例中所用的是600k条件下弛豫前后的α-fe超晶胞模型，但根据需要也可以采用其他温度条件下的晶胞模型。

步骤s5：计算空位弛豫前后不同滑移系的位错peierls应力，判断位错启动难易程度及晶体塑性变形行为。

在该步骤s5中，通过分别对滑移系为{110}<111>、{112}<111>、{123}<111>的弛豫前后的α-fe超晶胞模型进行单轴拉伸，得到不同滑移系下α-fe的应力应变曲线，计算出相应的peierls应力。基于peierls应力理论：peierls应力越大，位错越难以运动，晶体塑性越差。判断温度、位错种类、滑移系类型对空位偏聚、位错运动以及晶体塑性行为的作用效果。

本发明公开了一种分析位错附近空位扩散条件下α-fe塑性的方法，建立用于模拟过饱和空位演化的含有位错和空位的α-fe超晶胞模型；基于扩散分子动力学计算不同温度下空位长时间演化后的浓度分布；计算不同温度下空位-位错交互作用能在位错附近随距离的分布；对弛豫前后的α-fe超晶胞模型进行单轴拉伸变形模拟，计算位错的peierls应力；通过对比空位弛豫前后不同滑移系的位错peierls应力判断位错启动难易程度及晶体塑性变形行为。本发明可用于分析各类体心立方纯金属位错附近过饱和空位长时间演化条件下的塑性变形行为。分析结果可靠，可重复性强，易于实现。

以上内容仅为说明本发明的技术思想，不能以此限定本发明的保护范围，凡是按照本发明提出的技术思想，在技术方案基础上所做的任何改动，均落入本发明权利要求书的保护范围之内。