HNS／EP-35PBXs力学性能的分子动力学模拟
《2024年Zr65Cu35非晶合金结构及动力学的分子动力学模拟》范文
《Zr65Cu35非晶合金结构及动力学的分子动力学模拟》篇一一、引言非晶合金作为一种具有独特物理和化学性质的材料，近年来在材料科学领域受到了广泛关注。
Zr65Cu35非晶合金作为一种典型的非晶合金体系，其结构和动力学特性对于理解非晶合金的通性具有重要意义。
本文利用分子动力学模拟方法，对Zr65Cu35非晶合金的结构及动力学进行了深入研究。
二、模型与方法2.1 模型构建本研究采用嵌入原子法（EAM）势函数来描述Zr和Cu原子间的相互作用。
根据Zr65Cu35合金的成分比例，构建了包含数千个原子的三维模型。
为保证模拟的准确性，模型在空间上进行了周期性扩展。
2.2 分子动力学模拟方法采用Langevin动力学方法进行模拟，以模拟合金在高温下的快速冷却过程。
模拟过程中，系统温度从高温逐渐降低至室温，以模拟实际生产过程中的淬火过程。
同时，通过计算原子间的相互作用力，得到了原子间的相互作用能、配位数等参数。
三、结果与讨论3.1 结构分析通过分子动力学模拟，我们得到了Zr65Cu35非晶合金的三维结构。
从结构上看，非晶合金中原子排列无序，没有明显的晶体结构特征。
通过径向分布函数（RDF）分析，我们发现原子间存在短程有序结构，但长程无序性是其主要特征。
此外，通过计算配位数，我们发现合金中存在较多的多配位原子，这是非晶合金的重要特征之一。
3.2 动力学分析动力学分析主要包括对合金中原子运动的研究。
我们发现，在高温下，原子运动较为剧烈，随着温度降低，原子运动逐渐减缓。
通过计算均方位移（MSD）和扩散系数，我们发现非晶合金的扩散过程具有明显的非线性特征。
此外，我们还发现合金中存在明显的剪切带和剪切转变区，这些区域对非晶合金的力学性能具有重要影响。
四、结论本研究通过分子动力学模拟方法，对Zr65Cu35非晶合金的结构及动力学进行了深入研究。
结果表明，Zr65Cu35非晶合金具有短程有序、长程无序的结构特征，原子间存在多配位关系。
《Zr65Cu35非晶合金结构及动力学的分子动力学模拟》
《Zr65Cu35非晶合金结构及动力学的分子动力学模拟》篇一一、引言非晶合金因其独特的结构和优异的性能在材料科学领域中受到了广泛的关注。
Zr65Cu35非晶合金作为一种典型的金属玻璃，其结构和动力学特性一直是研究的热点。
本文旨在通过分子动力学模拟的方法，探究Zr65Cu35非晶合金的结构特征及动力学行为。
二、分子动力学模拟方法分子动力学模拟是一种计算模拟方法，用于研究系统的微观行为和宏观性质。
通过在原子或分子层次上对系统的模拟，能够有效地解析材料中的微观结构及其相互作用力，以及物质的各种性质。
本研究所使用的模拟软件及参数设置均经过严格的验证和优化，以确保结果的准确性和可靠性。
三、Zr65Cu35非晶合金的结构特征1. 原子排列通过分子动力学模拟，我们发现Zr65Cu35非晶合金中原子排列呈现无序性，不存在长程有序的晶体结构。
原子间的相互作用力导致其形成了一种独特的短程有序结构。
2. 配位结构Zr65Cu35非晶合金的配位结构复杂，Zr和Cu原子间的配位数和配位环境均有所不同。
通过对模拟结果的分析，我们发现在该非晶合金中存在多种类型的配位结构，这些配位结构共同构成了非晶合金的微观结构。
四、Zr65Cu35非晶合金的动力学行为1. 原子运动在分子动力学模拟中，我们观察到Zr65Cu35非晶合金中原子运动具有明显的无序性。
原子在各个方向上的运动不受限制，且运动速度和轨迹随时间不断变化。
这种无序的运动状态是该非晶合金独特的物理性质和优异性能的根源。
2. 势能变化在模拟过程中，我们分析了Zr65Cu35非晶合金的势能变化。
随着模拟时间的推移，系统势能呈现波动状态，但总体上保持稳定。
这表明该非晶合金具有良好的能量稳定性，有利于其在各种环境下的应用。
五、结论通过分子动力学模拟，我们深入研究了Zr65Cu35非晶合金的结构特征及动力学行为。
该非晶合金具有独特的短程有序结构和复杂的配位结构，使其具有优异的物理性质和力学性能。
Zn_4Sb_3力学性能的分子动力学模拟.
Zn_4Sb_3力学性能的分子动力学模拟近年来受全球能源危机的影响,热电转换技术及高性能新型热电材料的研究受到人们的极大关注。
其中Zn4Sb3因为具有较高的ZT值而被公认为是最具应用前景的中温热电材料之一,但其强度较低的缺点限制了它的广泛应用。
强度极限和弹性模量等力学量是材料机械强度的基本性能指标,这些基本的力学性能指标是衡量材料服役行为的重要依据,具有重要意义。
因此本文通过分子动力学方法研究了Zn4Sb3单晶在0K和300K时的基本力学行为,从而为研究Zn4Sb3单晶力学性能及服役行为提供参考。
本文采用分子动力学方法并运用开源并行程序Lammps研究单晶Zn4Sb3热电材料的基本力学行为。
具体研究内容如下：1、采用基于密度泛函理论的VASP(Vienna Ab-initio Simulation Package)软件包对Zn4Sb3晶体结构的基态物理性质做了第一性原理研究。
首先建立了Zn4Sb3晶体最小的重复单胞模型,通过对晶体结构的优化,得到了Zn4Sb3晶体结构的平衡体积,结合能以及Zn4Sb3晶体结构平衡时所有原子的坐标。
然后给定六组不同的应变,得到相应六组独立的方程,计算获得了Zn4Sb3晶体结构的弹性常数矩阵。
2、简化Zn4Sb3热电材料复杂的晶体结构,确定Zn4Sb3热电材料原子间的相互成键方式。
首先从目前认可的几种晶体结构中选择有代表性的一种结构,进而从晶体结构稳定性的角度给出原子间的相互成键方式和势函数形式。
通过基态物理性质方程,运用第一性原理算得的基态物理性质作为输入数据,用最小二乘方法拟合出势函数参数值。
3、根据Zn4Sb3晶体结构的特点,构建了用于分子动力学计算的单胞模型,分别从平衡时晶体结构的稳定性和0K时的弹性常数两方面对势函数进行了验证。
其中稳定性通过径向分布函数得到的原子的近邻距离来判断。
运用构建的势函数模拟Zn4Sb3单晶块体在0K和300K两种温度下[010]方向和[001]方向时的拉伸力学性能。
退火温度调控多层折叠石墨烯力学性能的分子动力学模拟
退火温度调控多层折叠石墨烯力学性能的分子动力学模拟*李兴欣 李四平†(上海交通大学船舶海洋与建筑工程学院工程力学系, 上海 200240)(2020 年6 月2日收到; 2020 年6 月28日收到修改稿)退火是石墨烯宏观组装材料常用的制备工艺之一, 广泛用于其性能的调控. 在石墨烯基材料中, 石墨烯片层由于其自身的二维特性通常在微纳米尺度下呈现出多层折叠的结构. 然而这种微观结构对材料力学性能退火调控的影响仍未得到充分的了解. 为了阐明多层折叠石墨烯力学性能与退火温度间的调控关系, 基于分子动力学模拟研究了材料弹性模量、拉伸强度、极限应变以及断裂韧性等关键力学性能参数随退火温度的变化规律, 进而结合观察微观结构的演化过程揭示了性能调控现象的物理机制. 结果表明: 更高的退火温度将增强多层折叠石墨烯的弹性模量与拉伸强度, 但同时削弱了其极限应变, 并且其断裂韧性能够在一定退火温度范围内实现强化. 研究发现, 以上力学性能的调控作用归因于更高的退火温度将造成更加密集的层间交联, 从而增强了折叠区域层间界面的相互作用, 并限制了折叠结构的形态展开, 致使结构破坏模式发生转变.关键词：多层折叠石墨烯, 退火温度, 力学性能, 分子动力学模拟PACS：61.48.Gh, 02.70.Ns, 46.15.–x, 46.50.+a DOI: 10.7498/aps.69.202008361 引 言作为一种二维纳米材料, 石墨烯凭借其优异的力学性能[1], 近年来受到了学术和工业界的广泛关注. 大量的理论计算和实验测量表明, 单纯无缺陷石墨烯的弹性模量高达约1 TPa[2], 拉伸强度更是达到约130 MPa[2], 断裂极限应变约为6%[3]. 由于其出色的力学性能, 石墨烯在工程结构材料等领域中拥有重要的应用价值和潜力. 然而, 受到制备工艺方法的限制, 目前工业级石墨烯材料的单片尺寸仍停留在微米级别[4,5], 限制了石墨烯单体在工程领域的应用. 为了解决这一难题, 研究者们将大量二维的石墨烯片层进行空间堆叠组装, 从而制备出宏观的薄膜、纤维、泡沫、热解碳等三维石墨烯聚集体材料[6−9]. 这些三维组装的石墨烯基材料大大的丰富了石墨烯的应用领域, 因此受到了广泛的研究和关注. 在堆叠组装的过程中, 石墨烯片层由于其柔性的二维平面形态特征易发生局部的面内折叠, 从而表征出多层折叠的微观形态[8,10−12]. 这种多层折叠的结构也将给三维石墨烯聚集体的整体力学性能带来重要的影响. 例如, Jia等[13]发现规律折叠的微观结构能够在保持石墨烯极高强度的基础上, 进一步赋予其出色的延展性能. Zhang等[8]通过双光子光刻与高温热解技术制备了高性能热解碳, 其内部卷曲折叠的微观结构亦对其在拉伸和压缩下的优异力学性能起到了重要作用.仿照金属热处理的工艺手段, 石墨烯及其三维聚集体在制备过程中也常使用退火处理进行品质性能上的优化改善, 即将材料升高至某个温度, 并* 国家自然科学基金(批准号: 51878407)资助的课题.† 通信作者. E-mail: lisp@© 2020 中国物理学会 Chinese Physical Society 在这个温度保持一段时间后再降至室温. 例如, 化学气相沉积法制备的石墨烯在转移基底后可以利用退火处理除去表面由于聚合物基底造成的杂质[14].还原法制得的石墨烯也可以利用退火处理将表面羟基等含氧官能团进一步去除, 从而得到更加纯净的产品[15]. 此外, 退火处理还可以使石墨烯层间产生紧密的交联, 将多张石墨烯薄膜“焊接”成一个整体, 在石墨烯宏观器件的形态设计和组装上具有良好的应用效果[16]. 然而, 有关退火处理对于石墨烯组装材料力学性能的影响仍未得到充分的了解, 尤其是考虑到其中大量分布的多层折叠结构在整体力学性能中扮演的关键角色. 因此, 本研究将对此展开研究, 重点关注退火温度对多层折叠石墨烯力学性能的影响.分子动力学模拟是基于牛顿第二定律对大量粒子的运动状态进行经典动力学描述, 通过求解整个体系的运动方程, 进而基于统计力学理论得到系统随时间的演变规律. 其长度和时间尺度可至纳米和飞秒级别, 因此广泛运用于微纳米尺度下物质特性的研究. 通过分子动力学模拟计算得到的石墨烯力学参数与实验结果高度吻合, 其准确性已经得到广泛的验证[17,18]. 而且, 由于其尺度优势, 分子动力学模拟能够从微观角度出发, 揭示材料宏观性能行为背后的机制成因, 进而指导实验制备工艺的改进及材料性能调控手段的开发. 本研究将利用分子动力学模拟方法, 阐明退火温度对多层折叠石墨烯各项关键力学性能参数的影响, 并结合微观结构的演化对该调控现象的机理进行讨论. 该研究结果有望为石墨烯组装材料的功能化设计与性能调控带来新的思路和理论性指导.2 模型构建与模拟方法分子动力学模拟方法被广泛地用于探究微纳米尺度下的材料力学行为及其背后的物理机制. 结合实验制备的石墨烯薄膜的微观表征[19], 本研究构建了具有多重折叠的多层石墨烯全原子结构模型, 如图1所示. 该结构部分为无折叠的石墨烯层,其余的石墨烯层则具有不同重合长度的折叠部分,以模拟实验观测中折叠的随机分布. 实际制备所得的石墨烯材料不可避免地会具有结构缺陷, 常见的缺陷形式之一为空位点缺陷[20], 即晶格中某处丢失单个原子. 因此, 通过在全部原子坐标池中随机移除某个点位的原子坐标的方法, 在模型中引入密度为5%的点缺陷. 此处缺陷的密度定义为点缺陷位置数目与总原子数目的比值. 由于是随机移除,点缺陷在各石墨烯层中的折叠与非折叠区域均有所体现, 整体上呈均匀分布. 模型长度(x方向)、宽度(y方向)及厚度(z方向)的尺寸分别为40 nm, 2 nm和6 nm, 模拟盒子在此3个方向上均设置为周期性边界条件. 该模型拥有的原子总数共计40554个. 模拟过程中, 碳-碳原子之间的相互作用通过AIREBO势能[21]进行定义, 包含面内化学键、层间范德瓦耳斯力以及层间交联键3种形式.该势能已被广泛运用于石墨烯材料的结构形貌及断裂模拟中[22]. 模拟的时间步长设置为0.1 fs. 所有原子结构在进行分子动力学模拟前均采用共轭梯度法进行了充分的能量优化, 以保证模拟过程中结构的稳定性.本研究采用分子动力学模拟软件Lammps[23]对退火处理及单轴拉伸两个过程进行模拟. 退火处理过程分为以下3步: 1)将模型温度由室温300 K逐渐升高至设定的退火温度T a, 升温过程持续0.5 ns; 2)将模型温度在T a保持0.5 ns; 3)将模型温度由T a逐渐降低至室温, 降温过程持续0.5 ns. 模拟中的温度控制均采用NVT方法, 保证温度均匀变化. 相应的温度随模拟时间的变化如图2所示, 各体系均达到了设定的退火温度. 然后,通过动态调整模拟盒子的尺寸, 沿着长度方向的单轴拉伸应变e得以施加于退火处理后的模型. 考虑到计算资源的限制, 本研究采取的应变率为0.002 ps–1.拉伸过程中, 模拟不断计算并输出平均应力s x, 从而绘制出多层折叠石墨烯从拉伸起始至断裂破坏的应力-应变曲线. 原子位置的变化也在模拟过程中实时输出, 以观察结构形貌随拉伸应变的演化.点缺陷图 1 多层折叠石墨烯的分子动力学模型Fig. 1. Model of multilayer folded graphene for molecular dynamics simulation.3 结果与讨论3.1 力学性能随退火温度的变化模拟研究了模型在T a 为900, 1500, 2500 K 3种退火温度下的力学性能, 通过与室温300 K 下的结果进行对比. 对应拉伸过程的应力应变曲线如图3所示. 当应变较小时, 这4条应力应变曲线均呈现出明显的线性趋势, 其斜率定义为退火处理后多层折叠石墨烯的弹性模量E . 随着应变的增加,应力均出现了下降再升高的“阶梯式”变化, 这与折叠石墨烯的展开以及多层石墨烯的局部面内断裂有关, 下文中将对此应力演化过程展开具体的分析与讨论. 应力应变曲线最高点所对应的应力值则定义为对应的拉伸强度s b . 当应变增大到一定程度后, 整体结构将发生拉伸破坏, 因此图3中对应的应力开始显著下降, 直至其接近于0, 此时对应的应变定义为拉伸极限应变e 0, 用以体现材料的延展性. 除此之外, 结合文献中多种惯用的定义和计算方法[24−26], 本文将应力应变曲线与横轴所围成的面积与模型长度的乘积定义为多层折叠石墨烯的断裂韧性Г(单位为J·m –2), 以反应材料断裂单位面积所需的能量.图4展示了多层折叠石墨烯的基本力学性能E , s b , e 0和Г随退火温度T a 的变化规律. 可以发现, E 随着T a 的增加出现了显著的升高, 分别为91, 118, 163, 239 GPa. 同时, s b 随着T a 的增加也不断提升, 分别为29.7, 32.7, 36.3, 40.4 GPa. 与之相反的是, e 0随着T a 的增加而下降, 分别为0.61,0.56, 0.53, 0.36. 与室温300 K 的结果相比, 2500 K 的退火处理将给多层折叠石墨烯的极限应变带来近40 %的大幅削弱. Г则关于T a 出现先增长后下降的趋势, 分别为374, 380, 469, 367 J·m –2, 说明在适宜温度范围内的退火处理后, 多层折叠石墨烯的韧性将得到强化, 但过高的退火温度将加剧韧性的损失, 因此存在一个临界退火温度使得多层折叠石墨烯的韧性达到最佳状态. 总体上, 多层折叠石墨烯的断裂韧性远高于文献中报道的单层石墨烯的断裂韧性(在10 J·m –2左右[27,28]). 这是由于在拉伸过程中材料内大量的微折叠结构逐步展开, 各石墨烯层交替承载, 整体更倾向于出现局部的剪切和断裂破坏, 大大延缓了整体结构的毁灭性损伤.具体的拉伸过程结构演化及其对力学性能的影响将在下文中详细讨论. 以上分子动力学结果表明,经过更高温度的退火处理后, 多层折叠石墨烯的模量与强度将得到显著强化, 但同时部分延展性被牺牲. 因此, 实际制备中可以通过调整退火温度对石墨烯基材料的力学性能展开有效的调控, 从而达到强度、刚度、延展性与韧性的协调平衡.3.2 退火温度调控力学性能的机理分析在进行力学调控背后机理的讨论前, 研究构建了具有相同缺陷密度的平整带缺陷多层石墨烯和具有相同折叠结构的折叠无缺陷多层石墨烯这两个模型, 分别计算了不同的退火温度(T a = 300,900, 1500, 2500 K)对两者弹性模量与拉伸强度的影响, 结果如图5所示.同样的模拟设置下, 研究发现, 对于平整带缺陷多层石墨烯, T a = 300 K 时其弹性模量与拉伸温度/K时间/ns图 2 不同退火温度T a 处理时温度随模拟时间的变化Fig. 2. Evolutions of temperature with simulation time for different annealing temperature T a .0.20.40.6102030405060拉伸应变拉伸应力/G P aa =900 K a =300 Ka =2500 Ka =1500 K图 3 不同退火温度T a 下多层折叠石墨烯的拉伸应力应变曲线Fig. 3. Stress-strain curves of multilayer folded graphene under different annealing temperature T a .拉伸极限应变弹性模量/G P a拉伸强度/G P a断裂韧性/J S m -2退火温度 a /K退火温度 a /K退火温度 a /K 退火温度 a /K图 4 不同退火温度处理下多层折叠石墨烯力学性能的变化 (a) 弹性模量; (b) 拉伸强度; (c) 拉伸极限应变; (d) 断裂韧性Fig. 4. Dependence of mechanical properties of multilayer folded graphene on the annealing temperature:(a) Elastic modulus;(b) tensile strength; (c) ultimate tensile strain; (d) fracture toughness.退火温度 a /K退火温度 a /K退火温度 a /K 退火温度 a /K弹性模量/G P a拉伸强度/G P a弹性模量/G P a拉伸强度/G P a图 5 (a), (b) 不同退火温度处理下平整带缺陷多层石墨烯弹性模量与拉伸强度的变化; (c), (d) 不同退火温度处理下折叠无缺陷多层石墨烯弹性模量与拉伸强度的变化Fig. 5. (a), (b) Dependence of elastic modulus and tensile strength on the annealing temperature, respectively, for the flat multilay-er graphene with vacancy defects; (c), (d) dependence of elastic modulus and tensile strength on the annealing temperature, respect-ively, for the folded multilayer graphene without defects.强度为550 GPa和61 GPa, 两者随着T a的升高也小幅提升, T a = 2500 K时增幅约为5%. 相比之下, 对于折叠无缺陷多层石墨烯, 其弹性模量与拉伸强度随退火温度均无明显增减变化, 分别维持在106 GPa与34 GPa左右. 与上一节中多层折叠石墨烯结构的结果对比, 可以看到, 退火温度的改变对平整带缺陷多层石墨烯和折叠无缺陷多层石墨烯的力学性能仅体现出有限的调控能力, 尤其是单独的折叠结构并不能引起相应力学性能在退火处理后的增强. 尽管单独的缺陷结构能够带来模量和强度的提升, 但其增强效应远弱于上一节中多层折叠石墨烯的性能强化表现. 因此, 折叠结构与缺陷结构的协同作用造成了退火温度对多层折叠石墨烯力学性能的显著调控效果. 大量的研究表明,材料微观结构的变化从根本上影响了其宏观力学性能. 本研究结合分子动力学模拟输出的原子坐标信息的变化, 对拉伸过程中折叠结构与缺陷结构的演化展开分析, 从而阐明退火温度调控多层折叠石墨烯力学性能的物理机制.图6展示了未经退火处理(即T a = 300 K)的多层折叠石墨烯在不同应变状态下的结构特征. 未施加应变时, 室温驰豫下的多层折叠石墨烯维持稳定的结构形态, 仅有极其少量的层间碳-碳键交联出现于相邻层的点缺陷附近. 根据文献中的方法[8],对每个碳原子周围一定截断半径(0.2 nm)内与之配位的其他碳原子进行了统计, 进而计算得出T a = 300 K下层间交联键占体系中所有碳-碳键的比例为0.02%. 这一比例数字可作为层间交联密度变化的定量直观展示. 当e = 0.1时, 可以发现部分初始折叠区域随着长度方向的拉伸逐渐展开, 变为平整的石墨烯层, 图6中用红色方框指出了若干处典型的展开区域. 该现象表明, 拉伸将首先造成折叠部分层间界面的相对剪切向滑移, 从而引发局域性的结构破坏. 然而, 该局部的结构变化并不能彻底使整体结构彻底失去承载能力, 其余无折叠的石墨烯层能够通过面内晶格的变形继续承受外界的拉伸载荷. 值得注意的是, 对于有折叠的石墨烯层, 由于层间范德瓦耳斯作用远弱于强大的面内共价键作用[27], 其整体应变主要来自于折叠展开造成的几何形变, 并且在此阶段内其由于晶格变形产生的面内应变很低. 随着应变逐渐增加至e = 0.35,无折叠的石墨烯层中面内应变将达到材料的本征断裂极限, 因此裂纹萌生于点缺陷处并迅速扩展,如图6中紫色框所示, 造成部分石墨烯层的断裂.然而此时大部分的折叠区域则被展平. 由于较低的面内应变水平, 这部分展平的石墨烯层仍能够维持面内结构的完整性, 从而接替断裂的石墨烯层保证整体的承载能力. 对于整体结构而言, 在局部断裂失效后, 展平的折叠区域能够再次进入承载阶段,从而造成了其应力应变曲线的“阶梯式”变化, 即图3中展示的应力交替下降并升高的趋势. 当应变继续升高至e = 0.5, 展平的石墨烯层中面内应变也达到了材料的本征断裂极限, 陆续发生断裂, 图6中紫色框标示出了若干破坏位置. 这部分的断裂失效将使可承载的石墨烯层数目逐渐减少, 给整体的力学性能带来不可逆的损伤. 这可以从之后不断下降的应力应变曲线趋势中看出. 当所有的石墨烯层均发生断裂破坏后, 整体多层折叠石墨烯结构将最终失去承载能力, 应力值也接近于0.对于T a = 1500 K的多层折叠石墨烯, 图7也展示了详细的结构随应变的演化过程. 经过T a = 1500 K的退火处理后, 层间碳-碳交联键的密度得以提高, 达到总体键数目的0.55%. 折叠区域中也出现了明显的层间交联. 当e = 0.1时, 可以观察到红色框所示的部分折叠区域未能如同T a = 300 K时那样顺利展开. 这是由于更致密的层间交联强化了折叠区域中层间界面的剪切强度,抑制了因层间滑移造成的折叠展开. 在同样e = 0.1的情况下对比T a = 300 K和1500 K的结果, 可以发现更多的层间交联保证了整体微观结构在局部的稳定. 对于折叠的石墨烯层, 其面内应变对于整体应变的贡献也相应增加, 在相同的整体应变下, 其面内应变要高于T a = 300 K时的值. 由于石墨烯面内共价键作用强度远大于层间范德瓦耳=0=0.10=0.35=0.50a=300 K图 6 退火温度T a为300 K下多层折叠石墨烯的微观结构演化Fig. 6. Atomic structural evolution of multilayer folded graphene under the annealing temperature T a at 300 K.斯作用强度, T a = 1500 K时整体结构的弹性模量也将高于T a = 300 K时的值. 类似的层间作用影响力学性能的现象也被发现于其他的石墨烯三维聚集体中, 例如, Jia等[13]发现, 规则折叠石墨烯的弹性模量和拉伸强度均随着层间作用的势能的增大而提升. 有关热解碳和石墨烯纤维的相关研究也报道了石墨烯层间sp3键交联的增多将给整体的强度和模量带来显著的提升[8,9]. 这些现象与本研究中不同退火温度下的结果相吻合. 当应变增大至末期e = 0.45时, 可以观察到大量的石墨烯层发生断裂破坏, 此时失效的石墨烯残余结构中仍存有部分未展开的折叠区域, 如图7中红色框所示.由于这部分折叠区域至始至终都出于锁定状态无法展开, 抑制了整体随拉伸的延长, 因此整体的延展性将相比于T a = 300 K时出现降低.当退火温度升高至T a = 2500 K时, 从图8中可以观察到, 所得到的多层折叠石墨烯内充满了大量的层间碳-碳键交联, 其密度相比于T a = 1500 K 进一步上升, 占总体键数目的比例升高至1.42%.当应变e = 0.1时, 几乎所有的折叠区域均保持初始的折叠形态, 由于更加紧密的层间交联未能随着外加的拉伸应变而展开. 这种结构上的差异也造成了T a = 2500 K时相对最高的整体弹性模量与拉伸强度. 当应变增大至e = 0.35时, 断裂失效首先萌发于石墨烯层中的点缺陷处并迅速扩展, 致使整体结构承载能力不可逆的毁坏. 与较低退火温度下的结构演化结果进行对比(图6), 较高退火温度下结构的破坏模式呈现出不同的特征, 主要体现于失效的起始阶段由石墨烯的层间滑移转变成了石墨烯的面内断裂. 这说明该温度下的退火处理使得石墨烯折叠中的层间作用强度超过了面内缺陷处的强度. 直到彻底失去承载能力后, 整体结构中还存在大量的折叠区域仍未展开, 因此进一步削弱了整体多层折叠石墨烯的延展性.通过以上分子动力学模拟研究可以看出, 更高的退火温度将引入更密集的层间交联, 从而强化了层间的相互作用, 抑制了折叠区域的形态展开, 进而改变了结构破坏的模式, 因此造成了整体多层折叠石墨烯模量与强度的升高以及延展性的降低, 并通过综合作用使其断裂韧性出现先增强后下降的变化趋势.4 结 论本文通过分子动力学模拟方法, 针对石墨烯组装材料中普遍存在的折叠微观结构以及其常用的退火处理工艺, 研究了退火温度对多层折叠石墨烯拉伸力学性能的影响. 结果表明, 经过更高的退火温度处理后, 多层折叠石墨烯的模量和强度将得到提升, 但其延展性出现削弱, 并且其断裂韧性在一定的退火温度范围内得以增强. 进一步观察微观结构的演化过程, 研究发现该力学性能的改变归因于不同退火温度处理后石墨烯层间交联密度的变化.更高的退火温度将造成更高的层间交联密度, 抑制了折叠区域的形态展开, 使得结构破坏的起始位置由石墨烯层间转移至石墨烯面内, 进而造成了宏观力学性能的差异. 本研究从机理上验证了退火处理工艺能够有效调控石墨烯宏观材料的力学性能, 为其功能化设计、性能优化及实际应用提供新的思路和手段.参考文献W ei Y J, Yang R G 2019 Natl. Sci. Rev. 6 324[1]L ee, C, Wei X D, Kysar J W, Hone J 2008 Science 321 385 [2]=0=0.10=0.45图 7 退火温度T a为1500 K下多层折叠石墨烯的微观结构演化Fig. 7. Atomic structural evolution of multilayer folded graphene under the annealing temperature T a at 1500 K.a=2500 K=0=0.10=0.35图 8 退火温度T a为2500 K下多层折叠石墨烯的微观结构演化Fig. 8. Atomic structural evolution of multilayer folded graphene under the annealing temperature T a at 2500 K.C ao K, Feng S Z, Han Y, Gao L B, Ly T H, Xu Z P, Lu Y2020 Nat. Commun. 11 284[3]S him J, Yun J M, Yun T, Kim P, Lee K E, Lee W J, R R,Pine D J, Yi G R, Kim S O 2014 Nano Lett. 14 1388[4]L i P, Yang M C, Liu Y J, Qin H S, Liu J R, Xu Z, Liu Y L,Meng F X, Lin J H, Wang F, Gao C 2020 Nat. Commun. 112645[5]X iao P, Gu J C, Wan C J, Wang S, He J, Zhang J W, HuangY J, Kuo S W, Chen T 2016 Chem. Mater. 28 7125[6]X u Z, Gao C 2015 Mater. Today 18 480[7]Z hang X, Zhong L, Mateos A, Kudo A, Vyatskikh A, Gao HJ, Greer J R, Li X Y 2019 Nat. Nanotechnol. 14 762[8]Z hong L, Gao H J, Li X Y 2020 Extreme Mech. Lett. 37100699[9]P eng L, Xu Z, Liu Z, Guo Y, Li P, Gao C 2017 Adv. Mater.29 1700589[10]Z hang J, Xiao J L, Meng X H, Monroe C, Huang Y G, Zuo JM 2010 Phys. Rev. Lett. 104 166805[11]D eng J F, Li H Q, Yu F, Liang Q 2020 Acta Phys. Sin. 69076802 (in Chinese) [邓剑锋, 李慧琴, 于帆, 梁齐 2020 物理学报 69 076802][12]J ia X Z, Liu Z, Gao E L 2020 npj Comput. Mater. 6 13[13]A hn Y, Kim J, Ganorkar S, Kim Y H, Kim S I 2016 Mater.Express 6 69[14]G rimm S, Schweiger M, Eigler S, Zaumseil J 2016 J. Phys.Chem. C 120 3036[15]L iu Y J, Liang C, Wei A R, Jiang Y Q, Tian Q S, Wu Y, XuZ, Li Y F, Guo F, Yang Q Y, Gao W W, Wang H T, Gao C 2018 Mater. Today Nano 3 1[16]R uiz L, Xia W J, Meng Z X, Keten S 2015 Carbon 82 103[17]S hen Y K, Wu H A 2012 Appl. Phys. Lett. 100 101909[18]L iu F, Song S Y, Xue D F, Zhang H J 2012 Adv. Mater. 241089[19]U geda M M, Fernández-Torre D, Brihuega I, Pou P,Martínez-Galera A J, Pérez R, Gómez-Rodríguez J M 2011Phys. Rev. Lett. 107 116803[20]S tuart S J, Tutein A B, Harrison J A 2000 J. Chem. Phys.112 6472[21]H e X, Bai Q S, Bai J X 2016 Acta Phys. Sin. 65 116101 (inChinese) [何欣, 白清顺, 白锦轩 2016 物理学报 65 116101][22]P limpton S J 1995 J. Comput. Phys. 117 1[23]H e Z Z, Zhu Y B, Xia J, Wu H A 2019 J. Mech. Phys. Solid133 103706[24]W u K J, Song Z Q, He L H, Ni Y 2018 Nanoscale 10 556[25]Z hang T, Li X Y, Gao H J 2014 Extreme Mech. Lett. 1 3[26]Z hang P, Ma L L, Fan F F, Zeng Z, Peng C, Loya P E, LiuZ, Gong Y J, Zhang J N, Zhang X X, Ajayan P M, Zhu T 2014 Nat. Commun. 5 3782[27]W ang G R, Dai Z H, Wang Y L, Tan P H, Liu L Q, Xu Z P,Wei Y G, Huang R, Zhang Z 2017 Phys. Rev. Lett. 119036101[28]Manipulations on mechanical properties of multilayer folded graphene by annealing temperature:a molecular dynamics simulation study*Li Xing -Xin Li Si -Ping †(Department of Engineering Mechanics, School of Naval Architecture, Ocean and CivilEngineering, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai 200240, China)( Received 2 June 2020; revised manuscript received 28 June 2020 )AbstractAnnealing is a commonly used fabrication technology of graphene-assembled materials, which serves as an efficient method to control material properties. In graphene-assembled materials, the multilayer folded configuration of graphene has been widely observed due to the two dimensional characteristic of graphene. However, the manipulation on the mechanical properties of graphene-assembled materials by annealing has not been fully understood yet, especially considering the effect of folded microstructures. In this paper, we focus on the effect of annealing temperature on the mechanical properties of multilayer folded graphene. The dependences of elastic modulus, tensile strength, ultimate strain and fracture toughness on the annealing temperature have been systematically studied by molecular dynamics simulations. Moreover, the mechanisms behind the manipulations by annealing temperature have been revealed combining the structural evolutions obtained from the simulations. Our results indicate that the multilayer folded graphene after annealing under higher temperature exhibits significant reinforcement on its elastic modulus and tensile strength, while its ultimate strain drops instead. The fracture toughness is enhanced only within a certain range of annealing temperature. The controllable mechanical properties are attributed to the formation of interlayer covalent bonds between carbon atoms belonging to adjacent layers during the annealing processing. With the annealing temperature increases, more interlayer crosslinks are observed from simulations, which greatly strengthens the interlayer interaction. For the cases with lower annealing temperature, the folded graphene can be unfolded easily then finally flattened under tensile stretch, and the structural failure originates from the interlayer slippage in the folded area. However, for the cases with higher annealing temperature, the unfolding deformation is prevented since the folded graphene is blocked by much denser interlayer crosslinks, and the origins of structural failure transforms to the intralayer fracture in graphene plane. Considering the intralayer covalent bond interaction is far more powerful than the interlayer van der Waals interaction, the higher annealing temperature will bring higher elastic modulus and tensile strength due to the change on the structural failure mode, but it will sacrifice the ductility at the same time due to the blocked unfolding process of folded area. It is confirmed in our study that the annealing is an effective approach for the synthetic modulation on the stiffness, strength, ductility and toughness of multilayer folded graphene.Keywords: multilayer folded graphene, annealing temperature, mechanical property, molecular dynamics simulationPACS: 61.48.Gh, 02.70.Ns, 46.15.–x, 46.50.+a DOI: 10.7498/aps.69.20200836* Project supported by the National Natural Science Foundation of China (Grant No. 51878407).† Corresponding author. E-mail: lisp@。
《2024年Zr65Cu35非晶合金结构及动力学的分子动力学模拟》范文
《Zr65Cu35非晶合金结构及动力学的分子动力学模拟》篇一一、引言非晶合金作为一种具有独特物理和化学特性的材料，近年来在材料科学领域受到了广泛关注。
Zr65Cu35非晶合金作为其中的一种典型代表，其结构特性和动力学行为的研究对于理解非晶合金的通用性质具有重要意义。
本文采用分子动力学模拟方法，对Zr65Cu35非晶合金的结构及动力学行为进行了深入研究。
二、Zr65Cu35非晶合金的分子动力学模拟方法1. 模型构建分子动力学模拟的准确性依赖于所构建的模型。
本研究所采用的模型为Zr65Cu35非晶合金的原子模型，其中锆原子和铜原子以给定比例随机分布在模拟空间中。
为了更好地模拟真实情况，我们采用了合理的边界条件和初始条件。
2. 模拟过程模拟过程中，我们采用合适的力场描述原子间的相互作用，并通过经典分子动力学方法进行求解。
模拟过程包括系统平衡、数据采集和数据分析等步骤。
我们通过调整温度、压力等参数，以获得不同条件下的非晶合金结构及动力学行为。
三、Zr65Cu35非晶合金的结构特性通过分子动力学模拟，我们得到了Zr65Cu35非晶合金的原子构型。
从微观角度看，非晶合金的结构与晶体合金相比具有无序性，呈现出典型的短程有序、长程无序的特性。
具体来说，我们观察到在非晶合金中，锆原子和铜原子相互交错排列，形成了一种无序但具有一定规律的原子排列方式。
此外，我们还发现非晶合金中存在大量的缺陷结构，如空位、位错等，这些缺陷对于非晶合金的力学性能具有重要影响。
四、Zr65Cu35非晶合金的动力学行为在分子动力学模拟中，我们通过计算原子的运动轨迹和速度分布等参数，得到了非晶合金的动力学行为。
我们发现，在室温下，非晶合金中的原子运动呈现出明显的无序性，且具有较高的扩散性。
此外，我们还观察到在温度升高时，原子的运动速度和扩散性均有所增加。
这些结果表明，Zr65Cu35非晶合金具有良好的热稳定性和力学性能。
五、结论本文通过分子动力学模拟方法对Zr65Cu35非晶合金的结构及动力学行为进行了深入研究。
石墨烯薄膜拉伸性能的分子动力学模拟_韩强
收稿日期: 2011-06-20 8151064101000002 ) * 基金项目: 广东省自然科学基金资助项目( 10151064101000062 ， )， mail: emqhan@ scut． edu． cn 作者简介: 韩强( 1963男， 教授， 博士生导师， 主要从事非线性动力学研究． E-
第 40 卷 第 2 期 2012 年 2 月
华南理工大学学报( 自然科学版) Journal of South China University of Technology ( Natural Science Edition)
Vol． 40 No． 2 February 2012
565X( 2012 ) 02-0029-06 文章编号: 1000-
［1 ］ 自从碳纳米管 ( CNTs) 被发现以来， 由于其在 力学、 化学、 热力学 和电 学 等 方 面 具 有 的 独 特性 质， 使得纳米研究成为 当 今 世 界 的 热 点 问题 之 一． 近 年 ［2 ］ 来， 随着单 层石墨烯 的 制 备 成 功， 引 发了 新 的碳 2 ． 质材料的研究热潮 单层石墨烯是以 sp 轨道杂化的 碳 原 子 形 成 的 蜂 窝 状 六 角 平 面 晶 体， 厚度仅为 0． 335 nm， 其中 C —C 键键 长 约 为 0． 142 nm， 为目 前 ［3 ］ 世界上存 在 的 最 薄的 材 料． 理 论 计 算 表明， 单层 是普通 石墨烯的弹性模 量 在 700 ～ 1 000 GPa 之 间， 钢材的 5 倍．
1
1． 1
分子动力学模拟
单层、 多层石墨烯的物理模型
文中 采 用 的 单 层石墨烯薄膜 尺寸列 于 表 1 中． L x 表示单层石墨烯 x 方向的长度， L y 表示 单 层 其中 ， y ． 石墨烯 方向的长度 图 1 所 示 为 单 层石墨烯的 原 子构 型 图． 可 以 看 出: 当对薄膜进行 x 方向拉伸时， 相当于分析扶 手 椅 型石墨烯的拉伸性能; 当对薄膜进行 y 方向拉伸 时， 相当于分析锯齿型石墨烯的拉伸性能．
GROMACS分子动力学模拟并行计算的研究与实现
４不同并行环境ＧＲＯＭＡＣＳ的实现
在使用ＧＲＯＭＡＣＳ进行分子动力学模拟时， 控制分子动力学模拟的参数文件称为ｍｄｐ
（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ Ｄｙｎａｍｉｃ Ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ）文件。该文件
ｆｏｒＡＩＸ
５Ｌ，编译器是ＩＢＭ
Ｆｏｒｔｒｏｎ，
我们在上述三个环境中分别用ｌｎｐ、２ｎｐ、４ｎｐ 和８ｎｐ进行了计算，前两种并行环境计算任务提 交的过程中我们使用了Ｔｏｒｑｕｅ作业调度软件，作 业脚本分别是
ＧＲＯＭＡＣＳ一分子动力学模拟并行计算的研究与实现
陈文波张洋刘
鑫李廉
（兰州大学通信网络中心甘肃兰州７３００００）
（ｈｐｃ＠ｌｚｕ ｅｄｕ ｃｎｊ
摘要：随着生物化学研究领域的应用对速度和 内存资源需求的增高，并行计算已经成为解决该 问题的有效手段．．与并行计算相结合的分子模拟， 已经作为一种研究探索手段被许多科研工作者广
ｃｏｍｐｕｔｉｎｇ ｉｎ
ａｓ
ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ
。基金项甘：ｌ司家自然科学基金委员会以及“ｌ刊家科技基础条件平 台”资助项目：计算化学Ｅ—ＳＣＩＥＮＣＥ毋ｆ究与不范应用（９０６１２０１６）。
ｐａｒａｌｌｅｌ ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ，ｓｕｃｈ
ＬＡＭ／ＭＰＩ，ＭＰＩＣＨ２
７
被广泛的应用于新型材料研制、化学Ｔ艺模拟、 大分子生物制药等领域，成为微观模拟的一个主
ｉｎｔｅｒｉｈｃｅ）是一个消息
操作系统半台执行并行程序。它把ＲＳ／６０００系统 的处理器叫做处理器节点，当用户执行并行程序 时，并行任务就分配到处理器节点上，处理器节 点在同一个网络，凶此并行任务能同步的通信和 交换数据。ＰＥ支持两种基本的并行程序模式
一ＳＰＭＰ／ＭＰＭＤ。ＳＰＭＰ（Ｓｉｎｇｌｅ Ｐｒｏｇｒａｍ Ｍｕｌｔｉｐｌｅ
基于TKX-50的PBXs含能材料力学性能计算模拟
关键词：TKX-50；高聚物粘结炸药；分子动力学模拟；力学性能
中图分类号：O631；O641
文献标识码：A
文章编号：1002-4956(2021)03-0061-08
Computational simulation of mechanical properties of PBXs energetic materials based on TKX-50
基于 TKX-50 的 PBXs 含能材料力学性能计算模拟
杨 犁，余庚泽，余 晨，孙 炜
（武汉工程大学 绿色化工过程教育部重点实验室和湖北省新型反应器与绿色化学 工艺重点实验室，化工与制药学院，湖北 武汉 430205）
摘 要：在含能材料中添加高分子粘结剂来制备高聚物粘结炸药（PBXs）是改善其力学性能的一种重要手段。
ISSN 1002-4956 CN11-2034/T
实验技术与管理 Experimental Technology and Management
第 38 卷 第 3 期 2021 年 3 月 Vol.38 No.3 Mar. 2021
DOI: 10.16791/ki.sjg.2021.03.013
Engineering and Pharmacy, Wuhan Institute of Technology, Wuhan 430205, China)