固体力学学报

模型	Mg晶向	弹性模量（GPa）	屈服应力（GPa）	平均流动应力（GPa）
A₀		48.9	11.1	1.52
A₁		38.0	6.44	4.64
B₀		42.7	1.58	0.49
B₁		37.7	3.91	4.26
C₀	[0 0 0 1]	77.2	8.05	0.93
C₁	[0 0 0 1]	77.6	6.64	3.87

模型	Mg晶向	弹性模量（GPa）	屈服应力（GPa）	平均流动应力（GPa）
A₀		48.9	11.1	1.52
A₁		38.0	6.44	4.64
B₀		42.7	1.58	0.49
B₁		37.7	3.91	4.26
C₀	[0 0 0 1]	77.2	8.05	0.93
C₁	[0 0 0 1]	77.6	6.64	3.87

模型	材料	Gr层数	弹性模量（GPa）	屈服应力（GPa）	屈服应变	平均流动应力（GPa）
C₀	Mg	未添加Gr	79.4	8.05	0.107	0.93
C₁	Gr/Mg	1层	84.0	6.64	0.081	3.86
C₂	Gr2/Mg	2层（堆叠）	86.8	7.18	0.082	6.28
C_-2	Gr-2/Mg	2层（分离）	80.2	7.65	0.090	6.60
C₃	Gr3/Mg	3层（堆叠）	88.5	7.52	0.083	8.83
C_-3	Gr-3/Mg	3层（分离）	74.3	7.40	0.091	8.74

模型	材料	Gr层数	弹性模量（GPa）	屈服应力（GPa）	屈服应变	平均流动应力（GPa）
C₀	Mg	未添加Gr	79.4	8.05	0.107	0.93
C₁	Gr/Mg	1层	84.0	6.64	0.081	3.86
C₂	Gr2/Mg	2层（堆叠）	86.8	7.18	0.082	6.28
C_-2	Gr-2/Mg	2层（分离）	80.2	7.65	0.090	6.60
C₃	Gr3/Mg	3层（堆叠）	88.5	7.52	0.083	8.83
C_-3	Gr-3/Mg	3层（分离）	74.3	7.40	0.091	8.74

石墨烯对镁基复合材料抗压性能影响的分子动力学研究

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华军 ^** , 邢小茹 , 谢云龙 , 赵冬

固体力学学报 | 研究论文 2024,45(6): 776-794

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固体力学学报 | 研究论文 2024, 45(6): 776-794

石墨烯对镁基复合材料抗压性能影响的分子动力学研究

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华军^**, 邢小茹, 谢云龙, 赵冬

作者信息

西安建筑科技大学理学院力学系，西安，710055

通讯作者:

^** E-mail：huajun211@sina.com.

Molecular Dynamics Study of the Effect of Graphene on the Compressive Properties of Magnesium Matrix Composites

Jun Hua^**, Xiaoru Xing, Yunlong Xie, Dong Zhao

Affiliations

School of Science, Xi'an University of Architecture and Technology, Xi'an, 710055

出版时间: 2024-12-25 doi: 10.19636/j.cnki.cjsm42-1250/o3.2024.024

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摘要

收起

镁（Mg）作为轻质金属材料，因其塑性不足及高温下力学性能下降等缺点限制了其应用. 石墨烯（Gr）因其比表面积大、强度高等优点可以作为一种理想增强材料与金属镁复合，从而提升材料的力学性能. 本文采用分子动力学（MD）方法对石墨烯/镁（Gr/Mg）复合材料在不同压缩条件下的力学性能进行研究. 结果表明，单晶Mg在不同晶向下压缩表现出强烈的各向异性特征. 引入Gr使得Mg基体中难以启动的滑移系因晶粒细化作用而被激活，应力得到释放，孪生变形机制难以开启. 位错和孪生等缺陷在Gr界面附近形核增殖，载荷有效传递至Gr，提升了复合材料塑性阶段的平均流动应力. 此外，Mg基体对Gr的约束限制了Gr的褶皱和弯曲，使材料韧性增强，Gr/Mg复合材料沿Z轴[0 0 0 1]晶向压缩的应变达0.35时，Gr仍未断裂. Gr/Mg复合材料中位错运动到Gr表面无法继续贯穿，抑制了Mg基体的破坏. 压缩荷载作用下，Gr/Mg复合材料中位错线的增加有助于抵抗压缩塑性变形. Gr/Mg复合材料的屈服应力、屈服应变及塑性变形阶段的平均流动应力随着Gr层数增加而增大，且Gr处于分离状态时，Gr/Mg复合材料的屈服应变更大. 在10K~600K温度范围内，Gr/Mg复合材料的弹性模量和屈服应力随着温度升高而降低. 而应变率对Gr/Mg复合材料的弹性模量和塑性变形阶段的平均流动应力影响不明显，但增大应变率可以提高复合材料的屈服应力和屈服应变.

关键词

石墨烯 / 镁基复合材料 / 压缩力学性能 / 分子动力学 / 位错

Abstract

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Magnesium (Mg), a lightweight metal material, is constrained in its applications due to poor plasticity and low strength at high temperatures. Graphene (Gr) possesses a large specific surface area and high strength, making it an ideal reinforcement for improving the mechanical properties of materials. A molecular dynamics (MD) simulation was employed to investigate the mechanical behaviors of single-crystal Mg and Gr/Mg composites under compressive loading. Through the analysis of stress-strain curves, atomic structure diagrams, and dislocation distributions, the microscopic deformation mechanisms of single-crystal Mg and Gr/Mg composites under compressive loading were explored. Additionally, the influence of factors such as the number of Gr layers, loading strain rate, and temperature on the mechanical properties of materials was studied. Results reveal that single-crystal Mg exhibits anisotropic characteristics under compressive loading. Addition of Gr enables the activation of difficult-to-initiate slip systems in the Mg matrix due to grain refinement. This leads to stress release and difficulty in initiating twinning deformation. Near the Gr interface, defects such as dislocations and twins nucleate and proliferate, effectively transferring the load to Gr, thereby elevating the average flow stress during the plastic deformation stage of the composites. Furthermore, the Mg matrix restricts the folding and bending of Gr, leading to an enhancement in material toughness. As a result, when the Gr/Mg composite is compressed along the [0 0 0 1] crystal direction to a strain of 0.35, the Gr remains intact without fracture. Dislocations in Gr/Mg composite materials cannot penetrate the Gr layer, thus suppressing Mg matrix damage. Increased dislocation lines can resist compressive plastic deformation. In composites featuring multiple layers of Gr, the yield stress, yield strain, and average flow stress during the plastic deformation stage increase with the number of Gr layers. Additionally, the yield strain is higher when Gr layers are separated compared to being stacked. Within the temperature range of 10 K-600 K, the elastic modulus and yield stress of Gr/Mg composites decrease with increasing temperature. However, the strain rate has a minor effect on the elastic modulus and average flow stress during the plastic deformation of Gr/Mg composites. Nonetheless, increasing the strain rate can enhance the yield stress and yield strain of the composites.

Key words

graphene / magnesium matrix composites / compressive properties / molecular dynamics / dislocation

引用本文

华军, 邢小茹, 谢云龙, 赵冬. 石墨烯对镁基复合材料抗压性能影响的分子动力学研究. 固体力学学报, 2024 , 45 (6) : 776 -794 . DOI: 10.19636/j.cnki.cjsm42-1250/o3.2024.024

Jun Hua, Xiaoru Xing, Yunlong Xie, Dong Zhao. Molecular Dynamics Study of the Effect of Graphene on the Compressive Properties of Magnesium Matrix Composites[J]. Chinese Journal of Solid Mechanics, 2024 , 45 (6) : 776 -794 . DOI: 10.19636/j.cnki.cjsm42-1250/o3.2024.024

正文

收起

0　引言

收起

镁是一种轻质金属，具有高的比强度和比刚度，以及优良的减震性能和导热性能，在多个领域具有广泛的应用，特别是在轻量化、节能减排、航空航天、生物医用等领域具有独特的优势. 但因其塑性差、高温性能有限等缺点导致在其加工过程中容易出现裂纹和断裂，限制了它在实际生产中的应用^[1-2]. 为了进一步提升金属镁的力学性能，同时保留其固有的优势特性，加入高强度材料成为了一项至关重要的策略. 石墨烯是碳原子紧密堆积而成的二维单层蜂窝状晶格结构材料，拥有高达1.0 TPa的理论弹性模量和130 GPa的拉伸强度，是已知最强材料之一^[3-4]. 石墨烯独特的力学、电学、热学性能和比表面积大等特点使其成为金属基复合材料的理想增强体.

镁是密排六方（HCP）结构金属，相比于面心立方（FCC）和体心立方（BCC）结构的金属，其变形行为更为复杂^[5-12]. 单智伟^[13]等介绍了Mg的{1 0 1 2}形变孪晶与经典的孪晶定义不同，它是一种新的室温变形机制，即塑性的产生可以通过局部的晶胞重构来完成，不需要孪晶位错的参与. 范海冬^[14]对镁中位错滑移与孪晶变形等塑性变形机制的研究进展进行了介绍. 国内外学者对于石墨烯增强金属基复合材料的研究取得了一定的进展^[15-20]. 在实验方面，Xiang等^[21]采用纯镁粉与石墨烯球磨混合，热压烧结的方法制备了石墨烯/镁基复合材料，发现复合材料的硬度随着石墨烯含量的增加而增加，这种强化归因于石墨烯在晶粒内部和晶界处的均匀分布效应. Feng等^[22]对不同石墨烯浓度和层压方向的Gr/Al复合材料制成的微柱进行了单轴压缩试验，得出结构设计在金属基复合材料增强增韧中的重要性. Zhao等^[23]对Gr/Al纳米柱在不同应变率下进行了单轴压缩试验，揭示了不同应变率下复合材料变形机制的转变，以及层间界面的位错阻碍作用，提高了复合材料的强度和韧性. Meng等^[24]制备了具有层状结构的Gr/Mg复合材料，界面有效的载荷传递和对位错运动的抑制提高了复合材料的强度. 层合结构抑制了应变局部化，延长了裂纹扩展路径，有利于保持复合材料的延性. 在模拟方面，周霞和刘霄霞^[25]通过分子动力学模拟方法对Gr/Mg复合材料的拉伸力学性能进行了研究，与单晶Mg相比，加入Gr和镀镍Gr后Mg基复合材料的弹性模量、最大拉伸应力和断裂应变等力学性能均显著增强. 明知非等^[26]采用分子动力学方法研究得出，在拉伸荷载作用下，石墨烯的嵌入位置等因素能够明显影响金属镁的塑性变形能力，并指出石墨烯对材料变形的第二次应变强化的影响较大.

目前，对Gr/Mg复合材料力学性能方面的研究更侧重于实验方面，而原子模拟方面的研究主要侧重于单轴拉伸荷载作用下的力学行为. 该复合材料在压缩荷载下的变形机理与影响其压缩力学性能的各种因素，还需进一步的探讨. 本文采用分子动力学模拟方法研究单晶Mg及Gr/Mg复合材料在压缩荷载作用下的力学性能. 通过对不同加载条件下的单晶Mg和Gr/Mg复合材料的压缩变形过程及微观结构演化进行分析，揭示Gr在复合材料力学行为中的增强作用机理，并分析不同因素对Gr/Mg复合材料压缩力学性能的影响.

1　模拟方法及模型

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1.1　模拟方法

本文使用分子动力学模拟软件LAMMPS^[27]对单晶Mg和Gr/Mg复合材料进行压缩模拟研究. Gr/Mg复合材料由单晶镁块和单层或多层石墨烯的分层结构组成. 模拟过程中，沿X方向、Y方向和Z方向均使用周期性边界条件. 采用Verlet算法^[28]对运动方程进行积分，时间步长设置为1fs. 模拟前对整个系统进行能量最小化处理，所采用的算法为共轭梯度法，处理后系统能量降到算法可企及范围内的最低. 采用NPT系综，保证体系的原子数、压强与温度一定的情况下弛豫120 ps，然后继续在NPT系综下采用fix deform命令对模型进行单轴压缩模拟，为考虑泊松比效应，将垂直于荷载方向的压强均设为0bar. 模拟过程中保持温度为300 K，应变率为10⁹ s^-1[25，26]. 最后，通过可视化软件OVITO^[29]分析复合材料压缩过程.

模型中镁原子间相互作用使用Sun等^[30]提出的嵌入原子方法（embedded atom method，EAM）势函数描述，该势函数可有效反映金属原子之间的作用力. 石墨烯中碳原子之间的相互作用采用Stuart等^[31]提出的自适应分子间反应键序（AIREBO）势表征，其中C-C键的截断半径为R₁=2 Å^[32]. 利用Lennard-Jones（L-J）势^[33-36]模拟镁原子和碳原子之间以及不同石墨烯层的碳原子之间的非键相互作用，截断半径均为R₂=10 Å. 其中镁原子与碳原子势函数参数为：ε_Mg-C=0.0028eV，σ_Mg-C=3.5015 Å. 不同石墨烯层的碳原子之间势函数参数为：ε_C-C=0.00284 eV，σ_C-C=3.4 Å^[37]，利用该参数来探究不同石墨烯层数对复合材料力学性能的影响.

1.2　MD模型

采用MD方法对单晶Mg和Gr/Mg复合材料进行压缩模拟，首先建立单晶Mg和Gr/Mg复合材料的三维模型，如图1所示.

所有模拟模型均具有相同的镁基体，尺寸为108 Å×108 Å×108 Å，插入的单层Gr尺寸为108 Å×108 Å，厚度为3.4 Å. 单晶Mg模型中总共有55692个原子. Gr/Mg复合材料模型中共包含58854个原子，其中镁原子54366个，碳原子4488个. 模型中，镁基体在X轴、Y轴和Z轴三个方向的晶向指数分别为

，

和[0 0 0 1]. 由于密排六方（HCP）结构的复杂性，本文对于单层石墨烯/镁复合材料建立了不同石墨烯嵌入面（YZ面、XZ面和XY面）的复合材料模型. X轴压缩方向下的单晶Mg和Gr/Mg复合材料模型分别记为A₀、A₁；Y轴压缩方向下的单晶Mg和Gr/Mg复合材料模型分别记为B₀、B₁，Z轴压缩方向下的单晶Mg和Gr/Mg复合材料模型分别记为C₀、C₁. 此外，以单层模型C₁为例，将材料中的单片石墨烯替换成为两片和三片石墨烯，从而得到堆叠的双片石墨烯/镁（Gr2/Mg）和堆叠的三片石墨烯/镁（Gr3/Mg）复合材料的模型，将两片、三片石墨烯分别插入镁基体的不同位置，可以得到分离的双片石墨烯/镁（Gr-2/Mg）和分离的三片石墨烯/镁（Gr-3/Mg）复合材料，将以上四种模型分别记为C₂、C₃、C_-2和C_-3. 在模型压缩方向两端各取长度为4 Å的原子刚化，一端为固定端，另一端为压缩端.

2　结果和讨论

收起

2.1　不同Mg基体晶向下压缩性能研究

采用MD方法研究单晶Mg和Gr/Mg复合材料在不同镁基体晶向下的压缩力学性能，模拟得出单晶Mg和Gr/Mg复合材料的压缩应力-应变曲线，如图2所示. 表1列出在0~0.35应变范围内不同晶向下施加压缩荷载时材料的弹性模量、屈服强度以及塑性变形阶段的平均流动应力. 将应变为0.00~0.03弹性变形区间的应力-应变曲线进行线性拟合得到材料的弹性模量. 平均流动应力能够用来描述塑性变形过程中材料抵抗变形的能力，因此通过计算材料屈服之后塑性变形阶段的平均流动应力，来对比石墨烯的加入对复合材料塑性变形行为的影响.

图2（a）中，沿

晶向压缩的单晶Mg（模型A₀）在变形初始阶段，应力随应变呈近似线性增长，材料发生弹性变形. 当应变接近0.13时，应力迅速下降，单晶Mg断裂，应力在稳定值附近波动. 加入Gr后，Gr/Mg复合材料（模型A₁）在压缩初期亦呈线弹性，与单晶Mg不同的是，当应变达到约0.10时，应力急剧降低后回升，材料进入强化阶段. 此现象表明，石墨烯的引入显著影响了镁的塑性变形阶段. 单晶Mg在塑性变形阶段的平均流动应力为1.52 GPa，而Gr/Mg复合材料的平均流动应力提升至4.64 GPa，增幅高达205.3%. 在应力-应变曲线中，注意到Gr/Mg复合材料的屈服应力比单晶Mg的更小. 通过对附录图A1中两种材料沿X轴

晶向压缩过程中原子结构图的分析可知，单晶Mg中有

锥面滑移的产生，而在Gr/Mg复合材料的镁基体中，

柱面滑移启动. 对金属镁来说，各滑移系的临界剪切应力的大小关系为：基面<柱面<锥面^[38]. 在滑移面内沿着滑移方向上的剪切应力达到一定的临界值时，滑移才能开启. 单晶Mg中

锥面滑移的启动，意味着其需要更高的临界剪切应力，在应力-应变曲线中表现为其屈服应力相比于Gr/Mg复合材料的更大.

图2（b）中，沿

晶向压缩的单晶Mg（模型B₀）在弹性变形期间，应力随应变近似线性增长. 随后材料开始屈服. 应力增长变缓后大幅下降. 之后应力回升至较高水平，进入强化阶段. 直到单晶Mg断裂，应力值下降，进入破坏阶段. Gr/Mg复合材料（模型B₁）在初始变形阶段应力-应变曲线趋势与单晶Mg相似，但弹性极限近乎翻倍. 与单晶Mg不同的是，Gr/Mg复合材料屈服后有应力回升现象. 单晶Mg和Gr/Mg复合材料在该方向上压缩弹性模量分别为42.7GPa和37.7GPa. 单晶Mg在塑性变形阶段的平均流动应力为0.49GPa，而Gr/Mg复合材料的平均流动应力提升至4.26GPa，增幅达769.4%.

图2（c）中，单晶Mg（模型C₀）在沿[0 0 0 1]晶向压缩变形的初始阶段，应力随应变的增加呈近似线性增长，材料发生弹性变形. 当应变达到约0.11时，应力达到峰值后快速跌落，Mg基体断裂. 随后应力小幅度回升后持续下降. Gr/Mg复合材料（模型C₁）在压缩变形的初始阶段同样发生弹性变形，但石墨烯的加入对弹性模量影响不大；应变达到0.075后，Gr/Mg复合材料在塑性变形阶段应力持续增加. 单晶Mg的平均流动应力为0.93GPa，而Gr/Mg复合材料的平均流动应力提升至3.87GPa，增幅为316.1%.

以上分析可以得出，单晶Mg的压缩性能表现出强的各向异性，加入石墨烯对金属镁的强化作用主要体现在塑性变形阶段，这与汉芮岐^[39]研究得到在压缩荷载作用下，石墨烯的加入对金属的塑性变形阶段影响较大的结论相一致.

为进一步研究石墨烯的加入对复合材料压缩性能的影响，对三个晶向下压缩时材料中不同晶格结构类型原子数量与应变关系都进行了研究. 这里，仅以材料沿Z轴[0 0 0 1]晶向下压缩（模型C₀、模型C₁）为例进行详细分析. 图3给出材料在单轴压缩过程中不同晶格结构类型原子的数量与应变关系图. 图4列出了在该方向压缩时单晶Mg和Gr/Mg复合材料在不同应变下的原子结构图，以探究单晶Mg和Gr/Mg复合材料在压缩作用下的变形机制，其中红色代表HCP结构类型原子，蓝色代表BCC结构类型原子，绿色代表FCC结构类型原子，白色代表其他结构类型原子.

当材料处于弹性变形阶段时，单晶Mg和Gr/Mg复合材料中镁基体的原子排列保持完美的HCP晶格结构，材料内部几乎没有位错、孪晶等缺陷原子存在，体系内部稳定，若在弹性变形期间卸载，材料仍能恢复初始状态.

对于单晶Mg沿Z轴[0 0 0 1]晶向压缩过程如图4（a₁）~4（a₈）所示. 压缩荷载作用下，镁基体中出现大量紊乱的缺陷原子，原子排列发生畸变，使得位错在畸变原子处形核. 材料发生屈服，开始进入塑性变形阶段. 图4（a₁）可以看出，当应变等于0.106时，应力值到达顶峰（如图2（c））. 应变在0.106~0.111期间，HCP结构原子数量急剧下降，大量Other型以及少量BCC型和FCC型原子生成，如图4（a₂），应力值急剧下降. 应变在0.111~0.142期间，生成的Other型原子向新晶向的HCP结构原子转变，如图4（a₂）~4（a₃），在图4（a₃）中可以观察到在材料边缘有

孪晶生成. 对于单晶Mg来说，在沿[0 0 0 1]晶向压缩过程中，形成

孪生所需的临界剪切应力相比于位错滑移的更小，位错滑移启动困难，所以通过开启孪生来适应基体的塑性变形. 孪晶的出现使得材料硬化，材料中应力上升. 当应变在0.142~0.170期间，有新晶向的HCP结构晶粒在材料固定端附近的边缘处生成，与未变形的原始晶粒构成

孪晶. 随着新晶粒的不断生长，在晶粒中发现

面的层错，如图4（a₄）. 由于位错滑移，此阶段镁基体内部应力得到释放，应力值下降. 随着压缩荷载的继续作用，应变在0.170~0.282期间，晶粒不断长大后，各个晶粒内部有大量

面上的层错原子堆积，位错滑移在孪晶界处被中断，应力值持续降低，如图4（a₆）. 应变在0.282~0.350期间，堆积的大量层错FCC结构原子向HCP结构原子转变，并且基体中观察到有大片

孪晶生成，如图4（a₇）~（a₈）.

对于沿Z轴[0 0 0 1]晶向压缩的Gr/Mg复合材料变形如图4（b₁）~4（b₈）所示. 应变为0.081时，由于石墨烯的存在，点缺陷等在Gr与Mg界面压缩端一侧出现，作为后期位错形核的应力源. 图4（b₁）中插图表示从

柱面观察的石墨烯附近缺陷形核的放大图，应力在界面处释放，开始急速下降. 在应变增加到0.088的过程中，HCP结构原子快速下降，生成BCC、FCC以及Other类型原子. 同时，应力到达石墨烯界面后又传递到固定端一侧的镁基体中，该侧镁基体中同样有大量缺陷原子产生，在材料中可以观测到（0 0 0 1）基面滑移和

面滑移，如图4（b₂）所示，应力继续降低. 随着荷载的继续作用，材料中HCP结构原子主要开始向BCC结构原子转变，同时有少量FCC和Other型原子生成，Gr附近生成的FCC结构的原子又转化成新晶向的HCP结构的原子. 当应变达到0.106时，材料中观察到

孪晶现象，如图4（b₃）. 材料的破坏继续向材料两端延伸，应力下降速率降低. 应变继续增加，新晶向的HCP结构晶粒继续长大，孪晶界也不断扩大，如图4（b₄）. 应变为0.106~0.119期间，原子结构从HCP型向BCC型转变的速率与BCC型向新晶向HCP型结构转变的速率相近，材料中各个类型原子数目处于稳定状态. 此时基体已经破坏严重，大部分应力由石墨烯承担，应力开始小幅度上升. 当应变在0.131~0.350期间，新晶向的HCP结构晶粒逐渐吞噬原始基体，在此过程中观察到大量

面及

面上的层错堆积，如图4（b₅）~4（b₈）. Gr/Mg复合材料在压缩塑性变形过程中，石墨烯的存在使其界面附近成为缺陷原子及位错滑移形核和增殖的区域，变形分别在Gr两侧的镁基体中各自向材料两端延伸. 同时石墨烯的存在阻碍了位错滑移，使得位错滑移无法穿过该界面，在界面处形成位错积塞，滑移速率降低，阻碍了镁基体的进一步破坏. 由于石墨烯的强度远大于单晶镁，当镁基体完全断裂后，石墨烯在压缩过程中承受了大部分的应力，使得Gr/Mg复合材料在塑性变形阶段的平均流动应力高于单晶Mg. 由原子结构图可知，Gr/Mg复合材料沿[0 0 0 1]晶向的压缩应变为0.35，石墨烯依旧没有发生破坏，因此，材料在塑性变形阶段抵抗压缩变形的能力大幅提升.

由以上分析发现，在变形小的阶段，材料中Other原子很多，而在变形大时，各种位错和孪晶现象出现，考虑到可能为所选取的应变率太大的原因造成，为此通过对比分析210 Å×210 Å×210 Å的大尺寸模型，在应变率分别为5×10⁸ s^-1与1×10⁹ s^-1下压缩变形过程中的原子结构图，如附录图A3和附录图A5所示. 从附录图A3和A5可以看出，沿Z轴[0 0 0 1]晶向压缩时，两种应变率下模型内部原子结构的变化情况均与原始模型的类似. 附录图A2和附录图A4分别为它们的应力-应变曲线，结合原子结构图对比可以得出，应变率（5×10⁸ s^-1及1×10⁹ s^-1）对此方向上压缩力学性能及内部原子结构的转变影响较小.

结合图2~4可以得出，石墨烯的加入使得材料的变形机制发生变化. 插入石墨烯使得材料中的晶粒更加细化，细化镁基体晶粒尺寸，可以提升材料强度及延展性等力学性能^[40]. 晶粒细化会增大晶界体积与材料总体积之比，进而增强晶界硬化效应. 这种硬化作用有助于晶界滑移（GBS）与非基面滑移启动，使得晶界处的局部应力集中有效释放. 因此，要达到孪晶形核所需的应力条件变得更加困难，从而抑制了孪生变形的发生^[41]. 在金属镁中，孪生对于材料塑性变形的作用主要体现在协调晶粒滑移，进而增强材料的变形能力，提高塑性. 值得注意的是，镁基体中原本不易启动的滑移系随着晶粒的细化被激活，因此可以在变形过程中观察到大量的滑移变形^[42]. 位错、孪生等缺陷首先在石墨烯界面附近形核增殖，逐渐向材料边缘延伸，同时界面的存在阻碍了位错的传播，使得变形在Gr两侧的镁基体中各自进行. 当单晶Mg沿[0 0 0 1]晶向施加压缩荷载时，可以观察到

及

面的滑移，

及

孪生启动，加入石墨烯后，基体内存在

、

及（0 0 0 1）面的滑移和

孪生. 由于复合材料模型具有层合结构，在变形过程中能够将载荷有效传递到石墨烯上，当镁基体破坏后，石墨烯可以承受大部分应力，因此相对于单晶Mg而言，Gr/Mg复合材料在塑性变形阶段的平均流动应力大幅提升. 并且由于Mg基体对Gr的约束作用，有效限制了Gr的褶皱和弯曲，在该取向下对Gr/Mg复合材料施加压缩荷载，应变达到0.35时，石墨烯依旧没有断裂，材料塑性变形能力大幅提升.

为更深入了解复合材料的强化机理，采用可视化软件OVITO中DXA（位错分析模块）分析压缩变形时位错线的分布及其滑移特性，如图5所示.

图5（a₁）~（a₃）、（b₁）~（b₃）分别对应单晶Mg和Gr/Mg复合材料在不同应变下的位错线分布图，而（a₄）和（b₄）分别表示单晶Mg和Gr/Mg复合材料压缩时位错线长度随应变的变化曲线. 其中，橙线代表

位错，绿线表示

位错，黄线表示

位错，紫线表示

位错，蓝线表示

位错，红线代表无法识别的Other类型位错.

从图5（a₁）、（b₁）可以看出，沿Z轴[0 0 0 1]晶向压缩单晶Mg和Gr/Mg复合材料两种材料，初始位错分别出现在应变为0.108、0.081时，位错线破坏了晶体结构的完整性，使得原子之间结合力降低，晶体应力释放，对应图2（c）应力-应变曲线中应力急剧降低，符合位错理论. 材料发生屈服，开始进入塑性变形阶段. 随着应变的增加，单晶Mg中大量

和Other类型位错产生并扩展，在材料变形中起主导作用，同时伴随着少量

位错产生. 当应变达到0.215左右时，总位错线长度达到峰值后开始降低，应变为0.3时开始在一个稳定值附近波动. 界面的存在本身就被视为一种缺陷，当石墨烯被引入复合材料体系时，它充当了缺陷的来源. 因此，界面附近区域成为了位错形核与增殖的优选位置，位错在基体和界面附近大量生成并扩展，如图5（b₁）. 与单晶Mg相同，Gr/Mg复合材料中位错同样主要是

、Other型和少量

位错. 同时对比图5（a₂）与（b₂）、（a₃）与（b₃）可以看出，由于界面的阻碍，Gr/Mg复合材料中位错线的长度呈现出显著的短化现象. 这种短化的位错线在成核过程中面临着较大的难度，这意味着石墨烯的存在对位错运动表现出强烈抑制作用. 换言之，石墨烯因其出色的高强度特性，使得位错在与界面接触时产生钉扎效应，进而阻碍了位错穿越石墨烯界面进入邻近基体. 结果使位错的发展在石墨烯两侧各自的镁基体中进行，抑制了镁基体的进一步塑性变形. 随着应变的增加，位错湮灭速率开始大于位错生成的速率，位错的长度与数量不断减少，有效提升了复合材料的力学性能. 与单晶Mg不同的是，应变为0.250左右时，Gr/Mg复合材料中Other型位错又开始增殖，以抵抗材料压缩荷载下的塑性变形，如图5（b₃）.

以上DXA分析可知，单晶Mg中位错线长度和数量随着应变增加显著增长，贯穿整个镁基体，之后开始下降后趋于平稳. 在Gr/Mg复合材料中，位错到达石墨烯表面无法贯穿，位错在材料中滑移速率下降，使得材料破坏程度降低. 随着加载的继续，位错线数量减少了一段时间后又开始增加，以抵抗压缩作用下的塑性变形. 结果表明，石墨烯的存在阻碍了位错的发展，抑制了镁基体的进一步破坏，复合材料的压缩强度大幅提升.

2.2　石墨烯层数对压缩性能的影响

制备Gr/Mg复合材料过程中，多层石墨烯之间会有堆积现象产生. 故在此探讨不同层数和堆积状态下的Gr对复合材料压缩性能的影响. 以Gr/Mg复合材料沿Z轴压缩为例，图6给出石墨烯层数为零层、一层及在不同堆积状态下（二层和三层）复合材料的应力-应变曲线，其中Gr2/Mg、Gr3/Mg材料中插入的石墨烯为堆叠状态，Gr-2/Mg、Gr-3/Mg中石墨烯为分离状态. 多层石墨烯复合材料的压缩应力-应变曲线规律与单层石墨烯/镁复合材料基本一致，在压缩初始阶段应力随着应变的增大近似线性增长，材料发生弹性变形；当材料中有无法恢复的缺陷原子生成时，复合材料开始发生屈服，进入塑性变形阶段；接着复合材料的应力急速下降，降低到一定值后出现应力强化现象，这是因为镁基体断裂后，大部分荷载传递到石墨烯上，由石墨烯承担. 相对于单层石墨烯复合材料，多层石墨烯复合材料由于石墨烯的含量增加，在塑性变形阶段，材料的平均流动应力更高，对材料整体压缩性能的提升效果更好.

表2列出了含不同层数石墨烯复合材料的弹性模量、屈服应力、屈服应变以及塑性变形阶段的平均流动应力值. 可以看出相对于单层石墨烯复合材料，石墨烯堆叠型复合材料的弹性模量随着层数的增加不断升高，二层、三层分别提升了3.3%、5.4%，为86.8 GPa、88.5 GPa；而石墨烯分离型复合材料的弹性模量随着层数的增加不断降低，二层、三层分别减少了4.5%、11.5%，为80.2 GPa、74.3 GPa. 这是由于石墨烯层的存在本身就是一种缺陷，石墨烯处于分离状态时，缺陷面的增加使得材料弹性模量下降. 加入多层石墨烯，材料屈服应力和屈服应变均在不程度上有所提升，然而由于石墨烯的堆积状态不同，对材料屈服应变的影响较大. 通过分析可以看出当石墨烯处于分离状态时，屈服应变更大. 塑性变形阶段复合材料平均流动应力随着层数的增加大幅提升，与单层石墨烯/镁复合材料相比，二层石墨烯堆叠型和分离型复合材料平均流动应力分别提高了62.7%、71.0%，为6.28 GPa、6.60 GPa. 石墨烯为三层时堆叠型和分离型平均流动应力分别提高了128.8%、126.4%，为8.83 GPa、8.74 GPa. 这是由于层数越多，复合材料中会存在更大面积的石墨烯界面，从而使更多的位错可以被界面阻碍. 除了界面对位错的阻碍作用，在压缩过程中，界面剪切应力将荷载由基体向石墨烯传递，石墨烯层数越多，可以承受应力的石墨烯面越大. 因此，对于石墨烯层数较多的复合材料，Gr/Mg复合材料呈现更好的压缩性能. 在应力-应变曲线中，部分材料的应力出现多次骤降后回升现象. 通过观察材料变形中的原子结构图和位错分布图可知，在压缩变形过程中，镁基体的变形在被石墨烯界面分离的基体中各自进行，被石墨烯隔开的各部分基体分别断裂导致应力出现骤降现象. 随着压缩的进行，荷载由剩余未完全破坏的镁基体与石墨烯来承担. 综上，石墨烯/镁复合材料塑性变形阶段的平均流动应力的大小与石墨烯的层数具有强相关性，而弹性模量、屈服应力和屈服应变值除了与层数相关外，还与石墨烯在复合材料中的堆积状态密切相关. 适当增加石墨烯层数能显著提高Gr/Mg复合材料塑性变形阶段的压缩力学性能.

2.3　温度对压缩性能的影响

通过模拟单晶Mg及Gr/Mg复合材料在不同温度下的压缩变形过程，得到了其压缩应力-应变曲线，如图7所示. 在相同温度下，加入Gr的复合材料与单晶Mg相比，弹性模量几乎不受影响，在塑性变形阶段的压缩力学性能明显优于单晶Mg. 而不同温度下的Gr/Mg复合材料压缩应力-应变曲线变化趋势大体一致，但随着温度的升高，材料的压缩屈服强度出现了明显的下降趋势. 这是因为在原子尺度上，由于温度升高，原子间存在强相互干扰作用，晶体中的原子在其晶格平衡位置附近自由振动，温度越高振动越剧烈^[43,44]，当温度升高时，原子在晶格位置附近无规则振动加剧，导致系统能量升高，结构的稳定性下降. 其中在600 K高温下压缩时，由于复合材料中石墨烯两侧的镁基体分别断裂的时间不同，因此应力-应变曲线中应力出现两次骤降现象. Gr/Mg复合材料的弹性模量和屈服应力随温度变化，在所选温度范围内（10 K-600 K），弹性模量在10 K时为97.1 GPa，300 K时为81.2 GPa，600 K时为70.8 GPa. 与10 K相比，300 K与600 K温度下Gr/Mg复合材料的弹性模量分别降低了16.4%、27.1%. 复合材料屈服应力在10 K时为8.17 GPa，300 K时为6.64 GPa，600 K时为5.64 GPa. 与温度为10 K相比，300 K与600 K温度下屈服应力分别降低了18.7%、31.0%. 随着温度的升高，Gr/Mg复合材料屈服应力明显下降，这说明温度的变化会显著影响Gr/Mg复合材料的压缩力学性能.

2.4　应变率对压缩性能的影响

为探究应变率对Gr/Mg复合材料压缩力学性能的影响，在温度不变（300 K）情况下，分别在1×10⁹ s^-1、5×10⁹ s^-1及1×10¹⁰ s^-1应变率下对单晶Mg和Gr/Mg复合材料进行压缩模拟，得到了Gr/Mg复合材料在不同应变率下的压缩应力-应变曲线，如图8所示.

弹性变形期间（应变小于0.075时），Gr/Mg复合材料在不同应变率下的应力-应变曲线与单晶Mg的基本处于重合状态，弹性模量基本相同，说明应变率对Gr/Mg复合材料抵抗弹性变形的能力影响不大，这与Li^[45]在研究中得出的应变率对Gr/Cu复合材料的拉伸力学性能影响较小的结果相符. 随着应变率的增大，Gr/Mg复合材料的屈服应力和屈服应变有所提升，而在塑性变形阶段的平均流动应力几乎没有发生变化.

3　结论

收起

本文通过分子动力学模拟方法，建立Mg及Gr/Mg复合材料的分子动力学模型，研究了Mg和Gr/Mg复合材料的压缩力学性能，对不同条件下的模型在压缩荷载作用下的变形行为进行分析，从而探究Gr/Mg复合材料的压缩变形机理，得到了以下结论：

（1）对不同晶向施加压缩荷载时，单晶Mg的力学性能展现出显著的各向异性特征. 引入石墨烯使得原本在镁基体中难以启动的滑移系因晶粒的细化而被激活，有助于释放内部应力. 同时导致了孪晶激活应力增加，抑制了孪生变形；位错、孪生等缺陷在石墨烯界面附近形核增殖，并逐渐向材料边缘延伸，界面有效地阻碍了位错传播. 由于复合材料的层合结构，载荷可以有效地传递到石墨烯，使其在镁基体破坏后承受大部分应力，阻碍镁基体的进一步破坏，复合材料在塑性阶段的平均流动应力显著提升. 此外，Mg基体对Gr的约束作用有效地限制了Gr的褶皱和弯曲，当复合材料沿[0 0 0 1]晶向的压缩应变为0.35时，石墨烯依旧没有发生破坏，这进一步增强了复合材料的压缩力学性能.

（2）单晶Mg压缩时，位错线的长度和数量随应变的增加呈现增长趋势并逐渐贯穿整个镁基体，在达到某个临界值后，开始下降后趋于平稳. 相比之下，Gr/Mg复合材料中位错运动到石墨烯表面无法继续贯穿，导致其滑移速率降低，进而降低了材料的破坏. 随着加载的持续进行，位错线的数量在经历一段时间的减少后又开始增加，增加的位错线有助于抵抗压缩塑性变形.

（3）在变形初始阶段，石墨烯堆积状态对材料弹性模量影响不大. 相对于单层石墨烯，多层石墨烯复合材料中石墨烯层数越多，复合材料压缩屈服应力、屈服应变及塑性变形阶段的平均流动应力越大. 复合材料中石墨烯处于分离状态时屈服应变更大. 复合材料在压缩过程中，被石墨烯隔开的各部分镁基体分别断裂导致应力出现骤降又回升现象，荷载主要由剩余未完全破坏的镁基体与石墨烯来承担.

（4）在所选的温度范围内（10 K~600 K），与10 K相比，随着温度升高，Gr/Mg复合材料的弹性模量分别降低了16.4%、27.1%，屈服应力也分别降低了18.7%、31.0%. 结果表明，温度因素显著影响Gr/Mg复合材料的压缩力学性能.

（5）在所选的应变率范围内（10⁹ s^-1~10¹⁰ s^-1），Gr/Mg复合材料的弹性模量和塑性变形阶段的平均流动应力受应变率影响不明显，但随着应变率的增大，复合材料的屈服应力和屈服应变均有所提升.

附录　大尺寸模型单晶Mg和Gr/Mg的压缩性能

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2024年第45卷第6期

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doi: 10.19636/j.cnki.cjsm42-1250/o3.2024.024

接收时间：2024-06-03
首发时间：2026-04-01
出版时间：2024-12-25

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收稿日期：2024-06-03

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西安建筑科技大学理学院力学系，西安，710055

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2种不同金属材料的力学参数

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鹅膏菌科Amanitaceae	2	11	5.26	鹅膏菌属 Amanita	10	4.78
小菇科 Mycenaceae	2	12	5.74	丝盖伞属 Inocybe	5	2.39
多孔菌科 Polyporaceae	8	14	6.70	蜡蘑属 Laccaria	5	2.39
红菇科 Russulaceae	3	23	11.00	小皮伞属 Marasmius	6	2.87
				小菇属 Mycena	11	5.26
				光柄菇属 Pluteus	5	2.39
				红菇属 Russula	17	8.13
				栓菌属 Trametes	5	2.39

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