微观结构对SiC纳米线力学行为的影响：分子动力学研究
JunWang1，2，3，4, Chunsheng Lu1, QiWang3, Pan Xiao4, FujiuKe2，4,
Yilong Bai4, Yaogen Shen5, Xiaozhou Liao6 and Huajian Gao7
1 Department of Mechanical Engineering, Curtin University, Perth, WA 6845, Australia
2 School of Physics and Nuclear Energy Engineering, Beihang University, Beijing 100191,Peoplersquo;s Republic of China
3 School of Aeronautics Science and Engineering, Beihang University, Beijing 100191,Peoplersquo;s Republic of China
4 State Key Laboratory of Nonlinear Mechanics (LNM), Institute of Mechanics,
Chinese Academy of Sciences, Beijing 100190, Peoplersquo;s Republic of China
5 Department of Mechanical and Biomedical Engineering, City University of Hong Kong,Kowloon, Hong Kong, Peoplersquo;s Republic of China
6 School of Aerospace, Mechanical and Mechatronic Engineering, University of Sydney,Sydney, NSW 2006, Australia
7 School of Engineering, Brown University, Providence, RI 02912, USA
E-mail: C.Lu@curtin.edu.au and bhwangqi@sina.com
Received 2 August 2011, in final form 24 October 2011
Published 14 December 2011
Online at stacks.iop.org/Nano/23/025703
摘要
利用分子动力学模拟研究了[111]取向的各向异性SiC纳米线的拉伸行为。 结果揭示了微观结构对SiC纳米线脆性和塑性的影响。 塑性变形主要是由3C晶粒沿平行于（）平面的晶间非晶态膜反平行滑移引起的，并相对于纳米线轴倾斜19.47°的角度。我们的研究表明，在实验中观察到的SiC纳米线的力学性能的离散化可能归因于它们不同的微结构。
1.介绍
在过去的几年里，SiC由于在各种电子和结构器件中的潜在应用而引起了越来越多的关注[1]。然而，SiC在室温下的延展性不足是一个严重的问题。众所周知，纳米结构的形成是提高变形能力的一种很有前途的策略。近年来，在开发新型纳米SiC纳米线方面取得了重大进展。例如，当应变达到近2%时，SiC纳米线中出现了大应变塑性的脆性-韧性转变，在体积上与典型的0.1%-0.2%甚至更少的应变水平形成鲜明的对比[2，3]。此外，在单轴拉伸载荷下局部应变超过200%的超塑性变形观察到SiC纳米线[4]。在现有理论的基础上，观察到的超塑性可能是由立方(3C)单晶段中的位错成核、传播和非晶化所致[4]。然而，在对SiC[5-8]的拉伸和弯曲变形的分析中，只有弹性变形和脆性破坏是值得注意的。在最近的一项研究中，研究表明，在700K[9]以上的温度下，非晶壳层的表面覆盖着一个晶核，可以触发脆性向韧性转变。然而，室温下大塑性变形的机理尚不清楚。另一方面，[111]取向SiC纳米线的杨氏模量的实验报道值相差很大。即使对于相同尺寸的纳米线，所得到的杨氏模量也不尽相同，分布在20到750GPa范围内[10-13]。在它们的力学方面也有着相似的现象。除了实验条件和测试误差的差异外，对实验中观察到的力学性能的广泛离散现象还没有令人满意的解
释。
图1。说明 SiC纳米线中可能的显微组织. (a) 和 (b) 分别显示90°堆叠和19.47°堆叠平面。(c) 是从[4]中采用的 SiC 纳米线, 其中深色带和较轻的区域分别与在90°和3C 段上发生的缺陷相对应。3C 段的薄黑色斜线表示19.47°倾角的缺陷 (箭头表示)。(d)-(f) 是在90°倾角和19.47°到轴上的堆垛缺陷 (SD)、孪晶(Tw)和晶间非晶态薄膜(LAF)的原理图。(g) 显示随机产生点缺陷的晶面。(H)和(I)说明在90°和19.47°分别有5% 表面密度的空位情况。(J)-(M)显示含非晶壳层(As)、(112)晶面、(110)晶面以及Wulff孪晶块的非晶态模型。
人们普遍认为，材料的力学性能在很大程度上取决于其在不同长度尺度下的内部结构。我们注意到在实验室中合成的SiC纳米线的微观结构通常由[111]取向的3C结构片段[14]、堆积缺陷(SD)[4]和孪晶(TW)[15]组成。此外，在晶粒之间形成了厚度为0.6~0.9 nm的非晶态膜，这是由于添加了铝作为助烧结剂[16]。由于铝通常用于限制其横向生长，因此IAFS最有可能存在于SiC纳米线[17]中。对于[111]取向的3C结构段，报道了以下方面的形貌：超薄的非晶壳[14，18]，(112)或(110)晶面[6，19]和带(111)晶面的Wulff孪晶块[20]。Si和C空位也被认为是SiC纳米结构中固有的点缺陷[21，22]。一个特定的微观结构对力学性能的影响很难通过实验来评估，因为一个单独的SiC纳米线可能包含一个或多个这样的组织。这样的差距至少可以通过数值模拟得到部分解决。
在最近的一篇文章中，我们已经证明了IAFS可以导致SiC纳米线在室温下的大塑性变形[23]。本文旨在利用分子动力学模拟进一步研究各种显微组织对 SiC纳米线力学行为的影响, 着重于 (i) 与 IAFs 有关的塑性变形的热稳定性和 (ii.)显微组织造成的力学性能的离散化。本文的组织结构如下。在第二节，构建了具有不同显微结构的SiC纳米线，并介绍了所采用的模拟技术。第三节详细讨论了不同显微结构的SiC纳米线的力学行为和性能。第四节讨论了大塑性变形产生的原因以及力学性能的离散化现象。最后，第5节作了一些总结。
2.模拟步骤
2.1微观结构
在立方晶体中，有着四个紧密堆积的平面：(）、()、()和(111)。前三个平面相对于[111]方向成的角，后者与[111]方向垂直。考虑到堆叠断层通常发生在（111）等紧密堆积的平面或等效于3C-SiC的平面上，而且单个纳米线的轴是沿着[111]方向，只有两种相对类型的空间结构：(）和(111)上发生堆叠断层分别相对轴成和；见图1（a）和（b）。在图1（c）[4]所示的透射电子显微镜图像上可清楚看到这一点。SD、TW和IAF可以在任意角度发生，如图1（d）-（f）。为了便于以后讨论，我们将IAF-定义为IAFS，其角度为。在其他微结构中也使用了类似的命名方式。
为了研究 SD、TW 和IAF 对 SiC纳米线的力学性能的影响, 本文考虑了多种显微组织。对于sd-19.47°和tw-19.47°选择了4种不同厚度的sd/tw(2，3，4，5 nm)，而在sd-90°和tw-90°中，选择的sd/tw厚度分别为5，10和15 nm。 分别为1/6、1/3和1/2。为了研究IAF引起的力学行为，我们考虑了厚度为0.75 nm的IAF，它位于测量范围的中间[16]。3c晶体段是由SiC [24]中三个基本结构模块的有序序列生成的,由这些模块的随机有序序列和 TWs 的反序序列与3C 段进行了比较。将非晶态薄膜填充到相应的纳米刻蚀区，模拟了IAF。为了研究IAF的热稳定性，将其厚度设为2 nm，温度为300~2400 K，通过从界面上随机去除原子来模拟点缺陷。 图1(G)中3C段和SDS之间的D行。图1(H)和(I)分别显示90°和19.47°的5%个空缺。样品具有直径为5nm的圆形截面。
表1用于 SiC纳米线的交互电位的参数, 如等式 (1)-(6), 其中lambda; = 5.0 A, ˚xi; = 3.0 A˚和 rc = 7.35 A˚ [25]。Si 和 C 的有效电荷分别为1.201e 和minus;1.201e (e 为电子电荷单元)。
此外，还研究了五种表面形貌：圆形横向截面、非晶壳层(As)、(112)晶面、(110)晶面和带有(111)晶面的Wulff孪晶块。后四种形态为图1(J)-(m)。每一个都有一个约5 nm的横截面尺寸。非晶壳层厚度为1 nm，3C核厚度为1.5 nm。SiC纳米线的纵横比约为6：1。为了保证无牵引力边界条件，在外侧表面附加一个3nm的真空区。周期边界条件适用于各个方向。
2.2分子动力学模拟
为了描述原子间的相互作用，使用了一种经验势，它由两个体（Si–Si, Si–C 和 C-C）和三体（Si–C–Si 和 C-Si-C）共价相互作用组成。
（1）
其中代表原子i和j之间的距离[25]。两体部分可以写成
（2）
其中是空间斥力的数值， 是电荷数值，是电荷强度-偶极引力的数值， 是范德瓦尔相互作用强度， 是空间排斥项指数，lambda;和xi;分别是库仑和电荷偶极项的屏蔽长度。
方程（1）中的三体项在形式上结合了空间和角度的依赖关系.
（3）
其中
（4）
而且
（5）
在这些表达式中, 是相互作用的力量, 是 和 之间的夹角, 和是常量和 是指示阶跃函数。二体相互作用被截断在。为保持电位及其一阶导数在连续, 两体相互作用被转移与
， （6）
表 1 [25] 列出了这些两体和三体势参数。
利用 Verlet 跳跃算法对原子运动进行积分, 以 2 fs 的时间步长产生速度和位置。为了获得自由站立的配置, 没有无定形成分的样品可以在拉伸前放松 20 ps。含有非晶成分的软管在所需温度下在0.5~2.0 ns的时间范围内放松，以确保达到统计稳定状态。
采用准静态加载方案，模拟并获得了SiC纳米线的拉伸变形和力学性能。沿[111]方向的应变增量分两步实现。首先，采用改进的等温-等压系综拉伸纳米线，应变速率为0.001 ps-1，每次变形增量为0.1%。然后保持轴向应变，并通过标准系综[27]对纳米线进行6 ps的松弛。
应力张量是通过一个改进的维里尔公式计算出来的，该公式与动能或传质无关，可用柯西应力来识别[28]。杨氏模量由应力-应变曲线的前2％阶段来拟合得到。数值技术的更多细节在[29]中进行了讨论。所有计算均采用DL POLY2.20软件[27]完成。
2.3原子间势的验证
以横向尺寸为5 nm的[111]取向的单晶3C纳米晶为例，原子间势预测的杨氏模量为289.4 GPa，落在实验结果20～750 GPa[10-13]中间。相比之下, Tersoff 电位似乎预测370 GPa 的杨氏模量的较大值与相似的横向维度[30]。该势可用于模拟3C-SiC、SiC的非晶态和液态的结构、弹性和动力学特性。3C-SiC的熔点预测值为3250plusmn;50K，与3103plusmn;40K的实验结果吻合较好。几种多晶(3C、纤锌矿和岩盐)的能量学和3C向岩盐转化压力的能量学也与实验观测和从头计算的模拟[25]一致。该电位势也成功地表征了非晶晶界对力学行为的影响[31]。这些事实对于预测SiC纳米线中非晶成分的力学性能及其相应的热稳定性具有重要意义。
图2 19.47°上有堆垛缺陷的 SiC纳米线的力学行为(A)给出了厚度在2～5nm之间的SiC 纳米线的应力-应变曲线。(b)和(c)显示杨氏模量和抗拉强度与堆垛缺陷的厚度的关系曲线。断裂后的模型如（d）所示。
- 模拟结
3.1 堆垛缺陷
图2(a)显示了厚度从2到5nm的sd-19.47°的应力-应变曲线。为了说明其对力学性能的影响，本文以3C纳米线单晶的拉伸试验为参考。所有试样在脆性断裂前均表现出弹性响应。3C纳米线单晶的杨氏模量、拉伸强度和伸长率分别为289.4 GPa、28.5
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