分子力学范文

分子力学范文（精选9篇）

分子力学 第1篇

判断一种分子是否存在极性, 有两个步骤:

首先, 必须判断分子内部存在什么共价键, 是极性共价键还是非极性共价键。

(1) 所谓极性共价键, 指的是不同非金属原子之间形成的、共用电子对偏向吸引电子能力强的一方原子的共价键。我们以H-Cl键的形成之前的瞬间为例, 来分析其共用电子对的受力情况。力的示意图如下所示:

从力的示意图可以看出, 当H-Cl键形成前的瞬间, F1<F2, 吸引力合力ΔF>0, 吸引力合力指向吸引电子能力强的Cl原子一方。共用电子对在吸引力合力ΔF的作用下, 向吸引电子能力强的Cl原子一方移动时, 同时受到Cl原子外围电子的排斥力也慢慢增大, 直到合力ΔF与排斥力达到平衡时, 形成稳定的极性共价键H-Cl。

(2) 所谓非极性共价键, 指的是同种非金属原子之间形成的、共用电子对不偏向任何一方原子的共价键。我们以H-H键的形成之前的瞬间为例, 来分析其共用电子对的受力情况。力的示意图如下所示:

从力的示意图可以看出, 当H-H键形成前的瞬间, F1=F2, 共用电子对所受吸引力合力ΔF=0, 共用电子对不偏向任何一方原子形成稳定的非极性共价键H-H。

其次, 在理解了共价键内部共用电子对受力情况和特点之后, 就可以很好地根据共用电子对受力情况 (即键的极性情况) 来判断分子的极性情况了。一言以蔽之, 就是分析整个分子内部所有共用电子对受力情况, 如果整个分子内部所有共用电子对所受吸引力的合力ΔF的总合力∑F>0, 那么该分子为极性分子;如果总合力∑F=0, 那么该分子为非极性分子。具体有以下四种情况:

(1) 完全由非极性共价键形成的分子, 属于非极性分子。

如H2、O2、N2、P4 (正四面体型) 、S8等分子中化学键都是非极性共价键, 共用电子对所受吸引力的总合力∑F=0, 为非极性分子。

但是, 也有特殊性的分子如O3, 虽然是非金属单质分子, 看起来好像分子中化学键都是非极性共价键, 但它是极性分子。这是因为臭氧的三个氧原子的排列是V字形的 (和水分子形状一样) 。其中间的那个原子和两端的原子共用电子, 中间的原子要花力气去吸引4个共用电子, 而两端的原子只需要各自吸引2个共用电子, 所以两端的原子更有能力将电子吸引过来, 也就是说, 电子会和两端的原子距离更近, 中间的原子自然就带正电荷了。相对于极性中心的不对称就导致了他是极性分子。

(2) 完全由极性共价键形成的双原子分子, 属于极性分子。

如HF、HCl等分子中化学键都是极性共价键, 共用电子对所受吸引力的总合力∑F>0, 为极性分子。

(3) 完全由极性共价键形成的多原子分子, 有的属于极性分子, 有的属于非极性分子, 如下表所示:

同理, 我们可以判断出CS2是直线型非极性分子, H2S是V型极性分子, SO2是V型极性分子, PCl3是正三角锥型极性分子, CH3Cl是四面体型极性分子, CCl4是正四面体型非极性分子, PCl5是正三角双锥型非极性分子, SO3是正三角形型非极性分子, 还有一些结构比较复杂的分子如O3F2、Cl2O7、SF6、SCl6、ClF等是非极性分子, 这里就不分析其分子内共用电子对所受吸引力的问题了。

(4) 由极性共价键和非极性共价键混合形成的多原子分子 (主要是有机物分子) , 有的属于极性分子, 有的属于非极性分子, 如下表所示 (非极性共价键中共用电子对所受吸引力合力ΔF=0, 故不需要标出) :

从上表我们也可以得出结论:如果有机物分子的结构是对称的形状, 整个分子内部所有共用电子对所受吸引力的合力ΔF的总合力∑F=0, 是非极性分子;如果结构式不对称, 整个分子内部所有共用电子对所受吸引力的合力ΔF的总合力∑F>0, 是极性分子。比如C3H6、C6H14等分子的结构是对称的形状, 是非极性分子;而C2H5OH、CH3CH2Cl等分子的结构是不对称的形状, 是极性分子。

磁场对水内能作用的分子动力学模拟 第2篇

磁场对水内能作用的分子动力学模拟

将水系统视为正则系综,采用分子动力学模拟方法计算了磁场条件下水的内能、比热和径向分布函数.结果表明,磁场可以影响径向分布函数g(r)的`分布,使水的结构发生变化,从而导致水的内能、比热发生改变.水的内能、比热、径向分布函数伴峰的高度与磁场强度的关系均呈多极值特征,且在常温下磁感应强度为0.25 T时,磁场作用最明显.

作 者：张军 周开学  作者单位：石油大学应用物理系,山东东营,257061 刊 名：石油大学学报(自然科学版)  ISTIC EI PKU英文刊名：JOURNAL OF THE UNIVERSITY OF PETROLEUM，CHINA(EDITION OF NATURAL SCIENCE) 年，卷(期)： 26(2) 分类号：O482.5 关键词：磁场   水   分子动力学模拟   内能   比热   径向分布函数  

沥青砂浆界面行为的分子动力学研究 第3篇

关键词：沥青砂浆,界面行为,分子动力学,扩散

公路交通是为国民经济、社会发展和人民生活服务的公共基础设施, 是衡量一个国家经济实力和现代化水平的重要标志[1]。沥青路面作为公路的一种, 由于其优异的行车平稳性、舒适性等特点, 广泛应用于路面铺筑[2]。目前沥青路面的主要结构形式有:两层式和三层式。两层式和三层式的主要区别是沥青混合料种类和沥青混合料的层数。沥青混合料的使用性能严重影响着沥青路面的使用寿命, 因此清晰分析沥青混合料的使用性能对沥青路面的使用和养护至关重要。沥青砂浆作为沥青混合料的一部分, 不但是混合料中沥青和集料之间粘结的桥梁, 而且是集料充分发挥其承载作用的纽带。由于砂浆的组成及形貌与基体部分不同, 其结构相对疏松, 且强度较低, 在外界因素的作用下, 沥青混合料的破坏区域往往出现在砂浆界面。沥青砂浆的研究一度成为研究热点。

2007年Mo等[3]采用动态热机械分析仪对沥青砂浆-集料界面的动态力学性能进行了分析;2011年Mo等[4]提出了利用动态剪切流变仪测定沥青砂浆疲劳特性的方法。张延双等[5]采用动态剪切流变仪对不同老化条件和程度的沥青砂浆进行性能测试, 并分析了其路用性能;认为紫外和热氧老化会改善沥青砂浆的高温稳定性, 水损害则会弱化沥青砂浆的稳定性。徐霈等[1]利用计算机模拟研究了沥青与集料界面的微观特性, 认为除沥青质/K2O界面外, 沥青质/MgO、沥青质/CaO、沥青质/Al2O3、沥青质/Na2O和沥青质/SiO2五种界面的界面能均在25℃和80℃时两次达到极大值, 即粘结强度最大。对于沥青在沥青砂浆界面上的迁移、扩散和结构等的变化研究甚少。

以分子动力学为基础, 建立沥青砂浆近似模型, 在不同温度下分析沥青砂浆的扩散、迁移和结构变化, 探讨沥青砂浆的界面行为, 为沥青路面病害的预防与养护提供指导。

1 实验

1.1 沥青砂浆界面模型构建

试验中沥青采用Jennings[6]提出的沥青平均分子结构模型AAA-1 (见图1) , 玄武岩集料用二氧化硅代替。文中利用二氧化硅集料 (001) 晶面建立超胞结构, 作为沥青粘附面, 通过层状模型构筑沥青砂浆界面近似模型, 其模型如图2所示。

1.2 方法

利用计算机软件为模拟平台, 借助Amorphous Cell模块构建沥青砂浆模型, 通过分子动力学模块进行计算并分析沥青砂浆的分子动力学性能。利用通用力场和Nose热浴控温在正则系综环境下进行计算, 选取对沥青砂浆有明显影响的温度点:25℃、60℃和130℃, 模拟时间100ps, 步长1fs。

2 结果与讨论

沥青砂浆界面沥青的扩散严重影响着沥青砂浆的力学性能和粘附性能。扩散通常可以用扩散系数来衡量, 同时扩散系数可以用来评价沥青分子运动, 并可以通过均方根位移进行计算。均方根位移是分子距离其质心摆动的位移。如图3所示, 沥青砂浆界面沥青在不同温度下的均方根位移 (MSD) 表明, 随着温度的升高, 沥青砂浆界面沥青分子在质心附近摆动剧烈, 分子运动明显加快;随着模拟时间的延长, 沥青的均方根位移增长由快变慢, 最后趋向平衡。

扩散系数是一定条件下分子沿其质心运动的平均速度。可由下式求解

式中, D是扩散系数;T是分子运动的总时间;MSD是均方根位移。由表1可知, 沥青在超高温条件下 (130℃) 的扩散系数最大, 为3.2×10-8m2/s;高温条件下 (60℃) 的扩散系数其次, 为1.2×10-8m2/s;室温 (25℃) 条件下的扩散系数最小, 为1.0×10-8m2/s。结果表明:温度在一定程度上可以加速沥青砂浆界面沥青向集料的扩散, 增加沥青砂浆的界面粘附性;在一定温度范围内, 温度越高, 扩散系数越大, 沥青的扩散效果越明显。

如图4所示, 沥青砂浆界面沥青结构变化通过不同温度条件下沥青的二面角来评价。沥青的二面角测量依据是沥青平均分子结构的两个长支链的空间角度, 如图4所示。随着温度的升高, 沥青二面角逐渐减小, 分子发生蜷曲, 特别是沥青分子支链的蜷曲。结果表明:沥青砂浆界面沥青在温度的影响下会向集料移动;且随着温度的增加, 沥青分子的蜷曲程度越大, 沥青分子结构变化过程中, 沥青分子支链的变化最大, 质心的变化很小。

界面能能够较好地表征沥青砂浆界面粘结强度, 通过沥青/集料界面能的计算分析沥青砂浆界面行为。界面能计算公式如下

式中, Einterface是沥青砂浆界面能;Ebitumen是沥青自由能;Esurface集料表面能;Etotal沥青砂浆自由能。由表1可知, 沥青在高温下界面能较小, 界面结合较弱, 因此高温环境下沥青砂浆易出现粘结失效和粘附失效等形式的界面失效。随着温度的升高, 沥青界面能不断变小, 呈线性变化。

3 结论

通过分子动力学模拟沥青砂浆界面行为, 分析了界面沥青的扩散、迁移、结构变化和界面能的变化, 得出以下结论:

a.温度会影响沥青砂浆界面沥青分子的运动, 导致其扩散速度加快。沥青砂浆界面沥青在温度的影响下会向集料移动;且随着温度的增加, 沥青分子的蜷曲程度越大, 沥青分子结构变化过程中, 沥青分子支链的变化最大, 质心的变化很小。

b.沥青在高温下界面能较小, 界面结合较弱, 随着温度的升高, 沥青界面能不断变小, 呈线性变化。

参考文献

[1]徐霈.基于分子动力学的沥青与集料界面行为虚拟实验研究[D].长安:长安大学, 2013.

[2]Ahmed Awed, Emad Kassem, Eyad Masad, et al.Method for Predicting the Laboratory Compaction Behavior of Asphalt Mixtures[J].Journal of Materials in Civil Engineering, 2015.

[3]Mo Liantong, Huurman M, Wu Shaopeng, et al.Ravelling Investigation of Porous Asphalt Concrete Based on Fatigue Characteristics of Bitumen–Stone Adhesion and Mortar[J].Materials and Design, 2009, 1 (30) :170-179.

[4]Mo Liantong, Huurman M, Wu Shaopeng, et al.Research Bituminous Mortar Fatigue Test Method Based on Dynamic Shear Rheometer[J].Journal of Testing and Evaluation, 2012, 1 (40) :84-90.

[5]张延双, 周新星.基于动态剪切流变仪的沥青砂浆力学性能研究[J].建材世界, 2015 (1) :17-19.

分子力学 第4篇

在Pu的相对论有效原子实势近似和N原子6-311G*全电子基函数下,用密度泛函B3LYP方法计算得到PuN分子基态X6∑+的结构与势能函数、力常数与光谱数据.同时计算得到PuN(g)分子在298 K时的标准生成热力学函数△fH0、△S0和△fG0,分别为-487.239 kJ/mol、95.345 J/mol K和-515.6661 kJ/mol.

作 者：李权 卢红 王红艳 朱正和  作者单位：李权,卢红(四川师范大学化学系,成都,610068)

王红艳,朱正和(四川大学原子分子物理所,成都,610065)

分子力学 第5篇

相变储能技术是利用相变储能物质相变时吸热和放热来储存和释放能量的技术。相变储能技术在太阳能、建筑节能和工业余废热等方面都有广泛应用[1]。石蜡是常用的有机相变储能物质,主要由直链烷烃混合而成,通式为CnH2n+2。在实际应用中,相变储能物质应具有与工况匹配的相变温度,研究表明有机相变物质的混合比例不同,相变温度也不同。因此,研究有机相变物质混合比例,有助于相变储能技术的进一步应用。目前确定有机混合物质相变温度的方法主要有差示扫描量热法 (DSC) 和动态热机械分析法(DMA)[2],但这些方法所用设备昂贵,不利于大范围推广。分子动力学模拟(MD)方法是一种广泛使用的计算机模拟方法。近年来,不少学者采用MD方法,利用双体分布函数(PCF)和自扩散系数研究了金属相变的微观结构和热物性[3,4,5]。也有文献报道了对有机小分子的相变性质进行模拟的成果[6,7,8]。本研究采用MD方法,根据体系自扩散系数和比体积随温度变化的关系来确定各体系的相变温度,并根据十七烷二面角的变化研究了在熔化过程中体系微观结构的变化。

1 判断依据及势能模型

自扩散系数D被广泛用于描述体系是否发生相变[9,10],其数值大小反映了体系内粒子扩散行为的强弱[11]。自扩散系数D随温度变化出现转折时,即可判断体系发生了相变,从而确定体系的相变温度。

根据爱因斯坦扩散定律,自扩散系数D可表述为均方位移MSD随时间的变化,其关系式如下:

undefined

undefined

式中:MSD是粒子位移平方的平均值;undefinedi(t)与undefinedi(0)分别表示粒子i在t时刻和零时刻的位置矢量。

比体积是说明物质在某一状态下分子疏密程度的物理量,也常用于判断体系是否发生相变[12,13,14]。当比体积随温度明显变化时,体系疏密程度剧烈变化,即体系发生了状态的变化。

本研究采用ORGANIC势函数,该势函数包含了分子间作用力L-J力场和分子内作用力OPLS力场。

体系势函数可以表示为:

Etot=Einter+Eintra (3)

分子间作用势:

undefined

分子内作用势:

Eintra=Eb+Eθ+Eφ (5)

式中:Eb表示键伸缩能,Eθ表示键角弯曲能, Eφ表示二面角扭转能。具体势函数及参数见表1。

2 模拟方法

采用分子动力学方法进行模拟研究。模拟压力为常压,采用周期性边界条件,截断半径为0.77nm。各模拟体系初始密度均为1g/cm3,各体系简称及组成见表2。

先将初始密度均为1g/cm3的体系置于NTP系综下弛豫10ps,温度为100K,然后将弛豫后的体系置于NTV系综下弛豫10ps,温度仍为100K。重复上述操作,弛豫时间总计为40ps,使体系充分弛豫达到平衡。图1为十七烷弛豫前后体系分子的分布结构示意图。

最后将各体系弛豫结构作为起始结构,在NTP系综下对各温度进行模拟,温度范围为310～270K,温度间隔为5K。模拟总时间为200ps,时间步长0.2fs。为了确保数据的可靠性,从100ps开始统计所需参数,共获得5001个数据点。

3 结果与讨论

3.1 十七烷、十五烷及十七烷/十五烷混合体系相变点的判断

模拟得到Hep体系和Pen体系在298K时的密度分别为0.7878g/cm3和0.7814g/cm3,与文献[15]的实验值吻合较好(如表3所示),证实了模拟方法的可靠性。

图2和图3分别为Hep和Pen体系自扩散系数D和比体积随温度变化的关系。从图2可知,Hep体系自扩散系数在温度小于294K时变化不大,在温度大于294K后出现了明显的增大,说明Hep体系中粒子的扩散性随温度的升高而加强,特别是在温度大于294K后,扩散能力急剧变化,即体系发生了相变;从图3可知,Hep体系的比体积在296K处出现了明显的转折,表明在该温度点体系疏密程度发生了变化,即出现由固态向液态的转变。在Hep体系中,比体积和自扩散系数随温度变化有几乎相同的规律,二者的转折点均在295K附近,这与十七烷实验相变温度295K[15]一致。同理可以确定Pen体系的相变温度为284～283K,这也与十五烷的实验相变温度283K[15]一致。

图4和图5分别为8Hep+2Pen、6Hep+4Pen、4Hep+6Pen、2Hep+8Pen体系自扩散系数及比体积随温度变化的曲线。根据图4和图5可以确定8Hep+2Pen、6Hep+4Pen、4Hep+6Pen 及2Hep+8Pen二元混合体系的相变温度分别为285～283K、281～280K、280K、282～281K。

结合上述结果绘制了十七烷/十五烷二元混合体系的相变温度随十五烷分子个数变化的关系曲线,如图6所示。

在十七烷中加入一定量的十五烷后,所形成的二元混合体系的相变温度远低于十七烷的相变温度,甚至比十五烷的相变温度还低,最低可至280K。随十五烷分子个数的增加,混合体系的相变温度逐渐接近十五烷的相变温度。这说明十五烷的加入对十七烷的相变温度有明显的影响。闫全英等[16]通过DSC方法研究了低温相变石蜡,发现当组成二元混合体系的纯物质的相变温度相差大于10K时,混合体系的相变温度将发生较大的改变,与本实验的研究结果类似。随着十五烷分子个数的不断增加,所形成的二元混合体系的相变温度并无太大变化,波动范围为3K。由图6可知,对于十五烷/十七烷二元混合体系,理论上可以获得280～296K温度区间的不同比例的混合物。

3.2 十七烷熔化过程微观结构的变化

以十七烷为例分析了纯物质在熔化过程中微观结构的变化。由热力学理论可知,物质的熔化过程是熵增大、有序度降低的过程。分子有序度与其构象有着对应关系。直链烷烃由于碳碳单键的自由转动可以形成许多不同的分子构象,表征这些分子构象最直观的参数就是由相邻4个碳原子所形成的二面角(Dihedral angel)。当直链烷烃形成180°的二面角时,整个分子表现为全反式构象,此时分子体系有序度最高。

根据MD模拟得到的分子内坐标,统计相邻4个碳原子形成的二面角,结果见图7。从图7可知,温度较低时,十七烷的二面角与全反式时的180°很接近,此时的结构可看作是十七烷熔化前的稳定结构,其有序度最高;随着温度的升高,二面角逐渐偏离180°,在310K时已经接近160°。因此,十七烷分子在升温过程中其微观结构不断发生变化,分子有序度不断降低。

4 结论

(1)采用分子动力学模拟方法和ORGANIC势函数研究烷烃大分子体系的相变行为是可行的。

(2)十五烷/十七烷二元混合物的相变温度为280～296K。可以通过调节组分比例,得到不同的相变温度,实现有机相变储能的要求。

(3)十七烷在熔化过程中其微观结构不断变化,有序度降低。

摘要：采用分子动力学模拟(MD)和NTP系综方法对十七烷、十五烷及十七烷/十五烷混合体系的相变行为进行了模拟研究。根据体系自扩散系数和比体积随温度的突变关系,获得的十七烷、十五烷相变温度值与文献中的实验结果吻合较好,并确定了不同混合体系的相变温度。二元混合体系的相变温度可根据组分比例进行调节,可满足一定温度下相变储能的应用要求。通过分析熔化过程中十七烷分子二面角的变化获得了十七烷分子微观结构变化的特征。在熔化过程中十七烷分子有序度降低。

分子力学 第6篇

分子动力学方法是一种计算机模拟实验方法,是研究凝聚态系统的有力工具。该技术不仅可以得到原子的运动轨迹,还可以观察到原子运动过程中各种微观细节,它是对理论计算和实验的有力补充[2,3,4]。B.Smit[5]等结合实验方法研究了表面活性剂不同碳链长度对界面张力的影响;Muzet[6]等用分子动力学方法研究了阴离子表面活性剂在油水两相中对不同离子的萃取作用,发现随阳离子半径的增大,萃取效果更明显。这些研究从分子水平上阐述了阴离子表面活性剂在油水界面的理论和性质,丰富了实验方法,解释了实验现象。

用分子动力学模拟方法对表面活性剂、水、油三相体系进行模拟,研究高浓度状态下表面活性剂胶团的结构,形态和变化规律,并用扩散系数进行相关直观形态的对应解释。

1 理论方法

初始晶体结构由Dundee PRODRG[7]在线数据库构建,模拟计算采用gromacs4.03[8]中的gromos96[9]力场,长程电荷相互作用采用球形截断半径cut-off法计算,半径为1.5 nm,水分子用SPC[10]模型,模拟温度设定为298 K,Berendsen[10]热浴法控制温度。模拟中选择全原子限制(CON-STRAINS)中的LINCS方法约束键长,模拟步幅设定为2 fs,等温等压系综(NPT)进行分子动力学计算,有利于观察两相分离过程中氢键的涨落和模拟体系达到合适的密度范围。模拟前0.2 ns用于平衡体系,并根据能量收敛和均方根位移随模拟时间的变化判断,然后再进行2 ns和3 ns的计算,每20 ps采集一次轨迹数据,用于结构和动力学分析。

2 结果与讨论

2.1不同表面活性剂浓度的有序组合体

模拟共进行了十三次不同浓度的计算,系统中含有十三烷基甲苯磺酸钠的分子数分别为4,8,12,18,27,36,48,54,64,72,84,90,100,运行到系统势能相对稳定,使模拟体系达到平衡。图1为随浓度变化有代表性的几个胶束形态。从图中显示的表面活性剂胶团变化可以知道,在较低浓度时形成球状聚集体,随浓度的增加,依次出现棒状,层状和反胶束的结构。

2.2扩散系数

溶液中的扩散系数是指分子或离子在溶液中的迁移过程。扩散系数通过均方位移与模拟时间的关系得到如下关系式:

其中D表示扩散系数,N表示体系中扩散分子的数目,上述微分项就是均方根位移与时间作图的斜率,由于扩散分子数目N是定值,所以扩散系数D与均方位移作图的斜率成正比例关系。斜率大,D大,在界面吸附量多。

图2表示出了十三烷基甲苯磺酸钠分子尾基在溶液中的扩散数值随浓度的变化情况。结合模拟的直观聚集形态,可以从扩散数值和浓度关系的图中得到下列信息:在第一拐点时(图中A点),出现球形胶束,胶束数目随浓度的增大逐渐增加,胶束浓度达一定值后,发生碰撞和交联,向有序方向发展,扩散数值减小,随浓度的增加,开始出现更大的聚集体棒状胶束,加入的表面活性剂分子也只是增加这种胶束的数目,此时应该是球形胶束和棒状胶束的平衡共存区域;在第二折点时(B点),得到有序的棒状胶束,到达极小值C点,此时得到有序的层状胶束,分子的有序性最高,扩散系数值到达最低;随浓度增大,表面活性剂分子个数的增加,胶束形状开始出现不规则,导致有序性降低,扩散数值增加。到达D点时,由于浓度远远大于cmc值,胶束开始形成油包水的反胶束。

3 结论

通过分子动力学模拟方法研究了十三烷基甲苯磺酸钠在油水体系中,胶团形状随表面活性剂的浓度由低到高的变化趋势,随浓度的增加,表面活性剂胶团形状出现了从球形到棒状到层状最后到反胶束的变化结构。同时用扩散数值作为表面活性剂在油水体系中聚集形态的一种补充,研究表明扩散数值的变化可以做为讨论表面活性剂聚集形态的一种方法。

摘要：用分子动力学的方法,模拟了十三烷基甲苯磺酸钠在不同浓度下油水体系的胶团形状,发现在临界胶团浓度以上,随浓度的增加,依次自发形成从球状胶团、棒状胶团、层状胶团到反胶束结构的各种聚集体。并用扩散系数数值与直观模拟结果相对应,发现扩散系数能很好地表征表面活性剂溶液的自组装情况。

关键词：分子动力学模拟,胶团形状,扩散系数

参考文献

[1] Han D,Shen P P.The principle and application of surfactants in en-hanced oil recovery.Beijing:Petroleum Industry Press,2001:24—27

[2]苑世领,崔鹏,徐桂英,等.气液界面上阴离子表面活性剂单层膜的分子动力学模拟.化学学报2,006;64:1659—1664

[3]沈秋婵,梁婉春,胡兴邦,等.甲酸胺水溶液的分子动力学模拟.物理化学学报,2008;24(7):1169—1174

[4]翟利民.引发阴离子/非离子表面活性剂复配体系中囊绝自发形成.化学学报,2007;65:27—31

[5] Smit B.Effects of chain length of surfactants on the interfacial ten-sion:molecular dynamics simulations and experiments.J Phs Chem,1990;94:6933—6935

[6] Baaden M,Burgard M.TBP at the water-oil interface:the effect ofTBP concertration and water acidity investigated by molecular dynac-ics simulations.Wipff G J Phys Chem B2,001;105:11131—11141

[7] Schuettelkopf A W,van Aalten D M F.PRODRG-a tool for high-throughput crystallography of protein-ligand complexes.Acta Crystal-lographica D60,2004;60:1355—1363

[8] Hess B,Kutzner C,van der Spoel D.GROMACS4:algorithms forhighly efficient,load-balanced,and scalable molecular simulation.JChem Theor Comp 2008;4:435—438

[9] van Gunsteren W F,Billeter S R,Eising A A,et al.BiomolecularSimulation:The GROMOS96 manual and user guide.Switzerland:Hochschulverlag AG an der ETH¨Zurich,1996

分子力学 第7篇

目前,机械加工的材料即使经过化学机械抛光,仍然或多或少存在一些空位、间隙原子、位错等缺陷。材料的性能在很大程度上取决于其内部的缺陷,其中,位错缺陷对半导体材料的磁学、光学、电学、力学性能有着重要的影响。1934年,Taylor[1]提出了位错模型,解释了材料的实际强度低于理论强度的原因。Peierls[2]采用了切割粘合方法,构造了位错芯结构,研究了位错运动。Blumenau等[3]研究了螺旋位错,分析了金刚石结构晶体的塑性变形。随着计算机技术的发展,分子动力学技术被广泛应用。而在机械加工领域,分子动力学仿真研究的对象几乎都是无缺陷的理想晶体,没有考虑材料实际存在的微小缺陷,也没有涉及复杂的物理化学过程[4,5,6,7]。

本文通过对位错晶格理论的研究,分析了硅晶体不同类型位错结构的形成过程,构建了硅晶体含有60°滑移位错的模型和含有螺旋位错的模型,并应用含有螺旋位错模型进行了分子动力学仿真计算,研究了包含螺旋位错的硅晶体纳米级磨削机理。

1 位错的类型和理想硅晶体结构分析

1.1 位错的类型

当晶体中的一部分区域发生一个或多个原子的滑移,另一部分区域不滑移时,远离已滑移区的原子仍为完整晶格排布,两者边界处的原子会发生严重“错配”,这个原子错配的过渡区称为位错。位错可以分为刃位错、螺旋位错和混合位错三种类型。

刃位错是晶体在外切应力作用下,以一个面为滑移面,周围原子发生滑移的位错形式。晶体在滑移面两侧形成新的原子结构,如图1所示。刃位错是在硅片加工过程中,硅片受到磨粒的挤压作用,局部受力不均,导致晶体内部一个晶面发生滑移。在硅片磨削过程中,刃位错是一种比较常见的结构变化。

螺旋位错是在外切应力作用下,一端晶体上下区在滑移面发生了一个原子间距的切变,如图2所示。螺旋位错区的原子排布呈轴对称,所有与位错线相垂直的晶面将由原来的平面变成以位错线为中心轴的螺旋面。

混合位错晶体中,已滑移区与未滑移区的边界线(位错线)既不平行也不垂直于滑移方向,即滑移矢量与位错线成任意角度,这种晶体缺陷称为混合型位错,如图3所示。

在材料的实际加工过程中,材料往往受到不均匀的外力作用。不均匀的受力使被加工的硅晶体内部部分发生滑移,同时会在晶体内部形成螺旋位错芯。

1.2 理想硅晶体的结构分析

图4所示为理想硅晶体的晶体结构,单晶硅晶体是具有金刚石结构的晶体,是典型的立方结构晶体。

硅晶体中的位错与面心立方晶体中位错的形式比较相似[8]。本文采用类似方式进行位错结构的构建。在硅晶体晶胞结构中有着两个类似于面心立方晶体的结构,这种结构是在体对角线方向平移得到的,长度为硅晶体体对角线长度的1/4。面心立方晶体中主要的滑移面为{1 1 1}面,滑移方向为〈1 1 0〉方向,伯格斯矢量为〈1 1 0〉/2。在{1 1 1}滑移面内相对位移为〈2 1 1〉/6处存在一个能量非常低的层错。在较低的层错处,可以对全位错进行矢量分离。硅晶体同样具有这些性质,但不同之处在于金刚石结构具有两种不同的{1 1 1}面。其中的一种{1 1 1}面位于两个不同性质的密排面之间,被称作Glide set;另一种{1 1 1}面位于垂直{1 1 1}面的键连接的两个密排面之间,被称作Shuffle set,如图5所示。这两种不同的失配面形成了不同的位错形式:Glide位错和Shuffle位错。

2 硅晶体60°滑动位错和螺旋位错模型的构建

2.1 硅晶体60°滑移位错模型

根据硅晶体的结构,基于位错晶格理论构建含有60°滑移位错初始模型[9],采用偶极子建立两个位错区域。参考应用Parrinello-Rahman方法给模型施加剪应力使2个偶极子分别在60°方向发生位错滑移。同时保证元胞中的2个60°位错芯的柏氏矢量方向相反,在整个工件中两者受力的矢量和为0。图6所示为构建的硅晶体60°滑移位错模型,模型中存在两个位错区域。两个位错区域呈中心对称,形成对称的位错偶极子。放大区域的原子为2个偶极子位错芯结构。

仿真模型大小为10nm5nm2.5nm,共包含24 644个原子。位错芯硅原子经过MS软件中CASTEP模块优化优化后得到新的原子位置,如图7所示。优化中的精度等级为Coarse等级,交换函数为广义梯度近似(GGA),选择默认选项PBE。60°滑移位错后,硅原子之间的Si-Si键长和位置都发生了一定变化。原子1与原子2之间的键长变为0.2716nm,原子2与原子3之间的键长变为0.2030nm,原子1与原子10之间的键长变为0.2008nm。硅晶体原有对称结构被打破,形成了新的结构。

2.2 硅晶体螺旋位错模型

构建含有螺旋位错模型的方法,与构建硅晶体含有60°位错的方法相类似。在保持模型各个方向具有周期性边界条件的基础上,采用构建螺旋位错偶极子的方法构建硅晶体螺旋位错模型。具体方法是在模型中引入多个相同结构的螺旋位错芯,彼此间形成位错偶极子,保证元胞中的2个偶极子柏氏矢量方向相反,使得位错结构在整个模型的矢量和为0。

在理想的硅晶体模型中[10],以位错芯中心原子为原点,构建直角坐标系,取3个晶向为X、Y、Z方向。然后根据螺旋位错位移场方程[11]得到螺旋位错芯各个原子坐标。螺旋位移场方程为

式中,b为柏氏矢量;(xi,yi)为第i个原子的坐标;uz为第i个原子距离位错芯原子的距离。

3 螺旋位错模型仿真分析

3.1 螺旋位错芯的构造及模型的构建

根据螺旋位错位移场公式(式(1)),在理想硅晶体结构基础上构建螺旋场位错芯模型,如图8所示。

建立相应的仿真模型,在模型中构建螺旋位错芯结构,模型中共含有2个位错区域,2个区域对称形成偶极子。模型主体结构为理想单晶硅晶体结构。模型大小为10nm10nm10nm,分为牛顿层、恒温层和边界层,如图9所示。其中,牛顿层为工件和刀具作用区域。牛顿层原子在模拟过程中满足经典的牛顿运动定律。恒温层通过标定原子速度来控制原子动能大小,以调节整个系统的温度变化。边界层在模拟中不受外力作用,起到固定边界的作用。刀具为球形,由碳原子组成,结构为理想金刚石结构,在整个仿真过程中不考虑刀具作用,把刀具假定为刚体。

整个系统总共含有62 258个原子,原子之间相互作用势采用Tersoff势能函数。刀具速度为20m/s,切削深度为1.0nm,切削总长度为6nm,时间步长为1fs(10-15s),恒温层调控温度范围为283～303K。

3.2 仿真结果分析

图10为仿真过程中刀具和工件相互作用图。当模拟进行至50ps时,磨粒还没接触工件,工件上的原子运动为简单的热运动。当模拟进行至100ps,这时磨粒开始切入工件,3个方向的切削力开始变化。图11所示为X、Y、Z三方向切削力变化曲线。当模拟进行至200ps时,磨粒已经完全进入工件,切削力变化较小,但由于切削长度较短,被去除的原子并未在刀具前堆积形成切屑。当模拟进行至400ps时,由于切削长度的逐渐增加,被去除的原子在刀具前方逐渐堆积形成切屑。

图12所示为加工过表面,可以清晰看到切削深度为1nm时,加工表面较为平整,螺旋位错结构并未对表面质量有较大的影响。加工表面处,原子出现回弹现象。切削过程中,工件原子晶阵在刀具的推挤作用下发生原子键断裂。随着刀具不断前移,处在刀具下方的原子在刀具挤压的作用下与已加工表层断裂的原子键结合,重构形成已加工表面变质层。处在刀具前方的原子在刀具的推挤作用下,脱离原有平衡位置,堆积在刀具前面形成切屑。

在整个模拟过程中,螺旋位错结构对切削力变化影响较小。螺旋位错芯结构在刀具作用下并未发生结构上的变化。

4 结语

本文通过对位错晶格理论的研究,分析了理想硅晶体位错的形成过程。应用偶极子模型,提出含有60°滑移位错和含有螺旋位错的硅晶体模型的构建方法。采用此方法构建了含有螺旋位错的模型,通过对模型进行分子动力学仿真计算,研究了含有螺旋位错硅晶体纳米级磨削加工的机理。仿真结果显示,纳米级磨削中材料的去除主要来自于推挤作用,推挤作用使部分原子离开原有位置形成切屑和加工表面。加工后的表面会出现一定回弹现象,这种现象会影响加工表面的加工质量。

摘要：基于位错形成机理,在单晶硅晶体结构基础上描述了硅晶体位错形成的过程。应用偶极子模型,构建了60°滑移位错芯和螺旋位错芯,进而得到硅晶体含有60°滑移位错的模型和含有螺旋位错的模型。对含有螺旋位错的硅晶体模型进行了分子动力学仿真计算,分析了含有螺旋位错的硅晶体超精密磨削的加工过程,研究了含有螺旋位错缺陷的硅晶体纳米级磨削机理。

关键词：分子动力学仿真,滑移位错,螺旋位错,硅晶体,纳米级磨削

参考文献

[1]Taylor G I.The Mechanism of Plastic Deformationof Crystals I-II[J].Proceedings of Royal SocietyA,1934,145:362-404.

[2]Peierls R E.The Size of a Dislocation[J].Proceed-ings of Physical Society,1940,52(1):34-37.

[3]Blumenau A T,Jones R,Frauenheim T,et al.Dislo-cations in Diamond:Dissociation into Partials andTheir Glide Motion[J].Physical Review B,2003,68(1):014115.

[4]Tanata H,Shimada S,Higuchi M,et al.Mechanismof Cutting Edge Chipping and Its Suppression in Di-amond Turning of Copper[J].Annals of the CIRP,2005,54(1):51-54.

[5]Komanduri R,Raff L M.A Review on the MolecularDynamics Simulation of Machining at the AtomicScale[J].Proceeding of the Institution of Mechani-cal Engineering,Part B:Journal of EngineeringManufacture,2001,215(12):1639-1672.

[6]Tanata H,Shimada S,Anthony L.Requirements forDuctile-mold Machining Based on DeformationAnalysis of Mono-crystalline Silicon by MolecularDynamic Simulation[J].Annals of the CIRP,2007,56(1):53-56.

[7]于思远,林滨,韩雪松,等.分子动力学仿真技术在超精密加工领域中的应用[J].中国机械工程,2002,13(1):22-25.Yu Siyuan,Lin Bin,Han Xuesong,et al.The Appli-cation of Molecular Dynamics Simulation to Ultra-precision Machining[J].China Mechanical Engineer-ing,2002,13(1):22-25.

[8]张慧力.基于位错晶格理论的共价晶体中位错芯结构及Peierls势垒和Peierls应力研究[D].重庆:重庆大学,2010.

[9]杨立军,孟庆元,李根,等.Si晶体中60位错与空位缺陷相互作用的分子动力学研究[J].西安交通大学学报,2006,44(11):1352-1353.Yang Lijun,Meng Qingyuan,Li Gen,et al.Molecu-lar Dynamics Simulation of Interaction between a60 Dislocation and Vacancy Defects in Si Crystal[J].Journal of Xi’an Jiaotong University,2006,44(11):1352-1353.

[10]杨立军,孟庆元,李根,等.Si晶体中螺旋滑移特性的分子动力学研究[J].吉林大学学报(理学版),2007,45(2):260-261.Yang Lijun,Meng Qingyuan,Li Gen,et al.Molecu-lar Dynamics Simulation of Screw Dislocation Mo-tion Characteristic in Si Crystal[J].Journal of Jilin University(Science Edition),2007,45(2):260-261.

分子力学 第8篇

随着计算机的软件、硬件和计算技术不断更新, 利用计算机对材料进行数值模拟的技术得到了迅速发展, 并在此基础上发展了分子动力学。分子动力学可以得到许多实验中无法获得的结果, 使分子动力学模拟在预测材料的介观和宏观性质、进行新材料的研究和开发等领域显得十分重要。

分子动力学模拟的关键是找到一套有效的描述原子间的作用势。早期的两体相互作用势应用较广泛, 但其毕竟只简单地考虑了原子对之间的相互作用而没有考虑多体效应, 因此在研究材料时会遇到无法克服的困难, 如柯西关系。随后, 人们开始构建包含多体效应在内的相互作用势, 主要包括嵌入原子势 (EAM) [1]、二阶矩紧束缚势 (TB-SMA) [2]、Finnis-Sinclair势 (FS) [3,4]等, 并将它们广泛地应用于材料计算中[5,6]。

Au-Pd和Ag-Pt是两种比较重要的合金体系, 早期已经做过大量的研究[7,8,9], 但并没有Au3Pd、AuPd3、Ag3Pt和AgPt3合金的晶格常数、结合能、弹性常数和熔点的实验值和理论预测值。本实验利用分子动力学首次计算了不同温度下Au3Pd、AuPd3、Ag3Pt和AgPt3的晶格常数、结合能和弹性常数, 并预测了它们的熔点。

1 计算方法与理论模型

1.1 金属的FS势模型

由N个原子组成的体系总能为[3]:

undefined

(1)

式中:式 (1) 右边第一项为两体排斥相互作用项, 第二项为结合能多体相互作用项, rij为原子i和原子j之间的距离。在确定温度下, 参数ε、c、a、m和n可用结合能、晶格常数、弹性常数和体模量等实验值拟合。表 1为金属Au、Pd、Ag和Pt的FS势参数[3]。

1.2 二元合金的FS势模型

二元合金体系AdABdB (dA+dB=1) 的总能可表达为[4]:

undefined

undefined

式中:rs为第s层近邻数的半径, Zs为第s层近邻数。参数εAA、cAA、aAA、mAA、nAA和εBB、cBB、aBB、mBB、nBB是组分金属的参数, 见表1;参数εAB、aAB、mAB、nAB、dA和dB是二元合金的参数。由于合金没有弹性常数、体模量和结合能等实验值, 所以无法直接对合金参数进行拟合。本研究选用的二元合金的FS势有其突出的优势, 即合金的参数可以通过其组分金属FS势参数 (表 1) 直接拟合得到[4]。表 2中列出了二元合金的势参数[4]。

1.3 涨落公式

20世纪七八十年代, Ray等[10,11,12,13]基于分子动力学模拟方法和经典涨落理论发展了涨落公式来计算材料弹性常数。由于其包含温度效应, 所以可以计算不同温度下的弹性常数。涨落公式的表达式为[10]:

undefined

式中:T、V0、N分别是体系的温度、体积和包含的原子数;kB是波尔兹曼常数, rab是原子a到原子b的矢量, Pij是维里应力。式 (3) 右边的第一项为涨落项, 代表原子热运动使原子偏离平衡格点对弹性常数的影响, 它对弹性常数有负影响;第二项为动能项, 它是理想气体对材料弹性性质的贡献;最后一项为Born项, 代表材料结构和原子间相互作用势对材料弹性性质的影响。

1.4 本研究的模型

分别用等温等压系综 (NPT) 和微正则系综 (NVE) 计算了金属和合金的热学和力学性质, 并预测了它们的熔点。模拟中, 选取的计算晶胞包含500个原子, 原子的初始位置按照面心立方 (fcc) 晶格结构排列, 在空间的3个方向x、y和z分别施加周期性边界条件。在温度为T0时, 首先对体系进行NPT分子动力学模拟, 平衡系统可得到零应力状态下的体积V0、晶格常数a和结合能Ec。然后以V0为参考态进行NVE分子动力学系综模拟, 并使用涨落公式计算该温度下材料的弹性常数, 最后预测材料的熔点。

2 结果与讨论

2.1 晶格常数和结合能

表 3和表 4分别是Au、Pd、Au3Pd、AuPd3和Ag、Pt、Ag3Pt、AgPdt3的晶格常数和结合能在不同温度下的计算结果 (括号中为实验值, 下同) 。

从表3和表4中可以看出, 随着温度的升高, 晶格常数不断增大而结合能逐渐减小。对于金属, 计算值与实验值差别很小, T=0K时, 晶格常数的差距小于1%, 结合能的差距小于2%。对于合金, 预测了不同温度下Au3Pd、AuPd3、Ag3Pt和AgPt3的晶格常数和结合能。当温度升高时, 合金的晶格常数增大, 结合减小。对于确定温度下的Au-Pd合金, 随着Pd在Au-Pd合金中所占比例的增加, 合金结合能增大而晶格常数减小。对于Ag-Pt合金, 随着Pt在Ag-Pt合金中所占比例的增加, 结合能增大, 晶格常数减小。

2.2 弹性常数

使用涨落公式计算了金属Au、Pd、Ag、Pt和二元合金Au-Pd、Ag-Pt体系的弹性常数C11、C12、C44和体模量B (B= (C11+2C12) /3) , 并将计算结果与实验值进行了比较分析。表5为Au、Au3Pd、AuPd3和Pd的计算结果, 表6为Ag、Ag3Pt、AgPt3和Pt的计算结果。对于金属, 当温度T=0K时计算值与实验值符合较好, 只要温度T>0K, 所有得到的弹性常数和体模量随温度的升高而减小, 计算值与实验值的差值不断变大, 这是由于势参数是在特定温度下拟合造成的。对于合金, 由于文献中没有弹性常数的实验值和理论值, 因此, 这是首次计算不同温度下的弹性常数和体模量。比较金属和合金弹性常数可得, Au3Pd、AuPd3和Ag3Pt的弹性常数介于其两组分金属的弹性常数之间, 而AgPt3的剪切模量C44大于其组分Ag和Pt的剪切模量C44。

2.3 熔点

Born判据[16]指出, 材料熔化时剪切模量C44=0。图 1为金属和合金的弹性常数C44随温度变化的曲线。由图1可见, 随温度的逐渐升高, C44逐渐减小, 当温度升高到一定程度时会出现明显的不连续, C44=0, 即材料发生了相变。根据Born判据可得到材料的熔点。图2为晶格常数随温度变化的曲线, 随温度的不断升高, 晶格常数也出现了不连续。比较图1和图2发现, C44与晶格常数的不连续区域是相同的, 这是材料发生熔化的区域。

为了能更好地预测熔点, 对不连续的区域进行了每隔50K一次的模拟, 得到的结果见表7。比较表 7中金属和合金的熔点可得, 合金Au3Pd、AuPd3和Ag3Pt的熔点介于其两组分金属之间, 而AgPt3的熔点高于其组分金属Ag和Pt的熔点。

3 结论

(1) 随温度的升高, 金属和合金的晶格常数和结合能增大, 弹性常数和体模量减小。

分子力学 第9篇

1 材料与方法

1.1 AgSnO2触点样品的反应合成与加工制备

以Ag粉、AgSn合金粉、氧化剂为原料, 在冷等静压机中压成素坯。素坯在真空反应合成烧结炉中, 烧结成SnO2含量为10% (质量分数, 下同) 的AgSnO2复合材料锭坯 , 其反应合成工艺为:室温450℃ (保温lh) 850℃ (保温3h) 随炉降至室温;真空度<210-2Pa。将锭坯在温度为650～850℃、压力为1000～1200MPa的条件下挤压成线坯, 经拉拔成ϕ=1.35mm, 真应变ε=11.7的丝材。用YFC-16冷墩复合触点机设备制备得到AgSnO2触点样品。

1.2 电接触实验

电接触实验条件为:直流、阻性负载, 电压18V, 对应电流为20A, 闭合力0.8N, 频率为1.2Hz, 触点间距1.30mm, 实验次数:10000次。比较阳极、阴极转移后的触点表面形貌及成分变化, 分析触点内部发生的微观变化机理。

1.3 分析测试

采用SEM, TEM和EDAX对经过电接触实验的AgSnO2触点样品进行显微组织和元素的观测。

1.4 分子动力学模拟建模

模型建立:本工作采用改进的Lennard-Jones (L-J) 双体势能模型[12,13,14], 系统模型为长方形控制盒, 如图1, 2所示, 其中x=50nm, y=200nm, z=50nm。建立Ag, SnO2的晶胞结构, 将Ag原子、SnO2分子置于计算对象中, 详细参数设置如表1所示。对电接触过程中熔池的各组分形态进行分析, 选定对Ag (液) +SnO2 (固) 模型和Ag (气) +SnO2 (发生分解) 模型进行计算;考查Ag (液) +SnO2 (固) +Ag (气) +SnO2 (发生分解) 等各物相对熄弧的过程过程的影响, 同时, 在每次计算之前均给予充分的弛豫步数20000步, 使模型状态更接近实际, 该过程中对有关物理量进行实时统计和记录, 当系统内产生明显的气液界面, 气固界面时, 即可判断灭弧过程正在发生。

以两相共存AgSnO2电接触复合材料反应合成烧结态显微组织为基础, 氧化锡均匀弥散分布在银基体中;反应合成方法制备的材料界面清洁, 同时由于电接触过程中, 熔池区域小, 因此电弧作用的界面区域内可忽略由于浓度梯度引起的界面的运动, 设置为Ag, SnO2两相的直接接触界面;考虑熔池的大小, 对含4000～6000原子的模型进行计算。

2 结果与讨论

2.1 电弧侵蚀表面形貌特征

反应合成AgSnO2材料阳极触点电弧侵蚀后的触点表面可观察到烧蚀痕迹和熔融金属流动现象, 如图3所示, 触点的表面形成了熔池, 熔珠, 气孔和坑洞, 可见阳极触点表面电弧侵蚀严重, 发生过剧烈气化、沸腾。这主要是由于在触点反复闭合、分断的过程中电弧在高温作用下, 触点表面形成的熔池温度分布极不均匀, 在熔池中心发生金属的熔化、气体的吸收;而在熔池的边缘却发生金属的凝固、气体的逸出, 形成了凝固后留下的气孔和孔洞。材料在发生阴极转移的情况下, 阳极表面的孔洞更多, 还可以观察到阳极表面有明显裂纹, 在AgSnO2内部组织中, Ag与SnO2的相界面两物相的膨胀系数相差较大和气孔是产生表面裂纹的根源。图4为电弧侵蚀前后形貌图, 发生侵蚀前氧化锡颗粒是弥散分布的, 说明模型1建立的基础是正确的, 发生电弧侵蚀后, 弥散分布的氧化锡在在晶界处聚集并明显长大。

对触电表面各点 (图3中对应各点) 进行了能谱分析, 如表2所示。从元素成分分析得知, A点为银流动冲刷的SnO2颗粒。B点为阴极触点发生损耗后在触点表面残留的小坑。C点为发生阴极转移后, 阳极触点表面气孔处的熔体, 成分为纯银, D点为银流动产生的富集区。从图3和表2得知, 反应合成AgSnO2材料在电接触实验条件下, 发生阴极转移后AgSnO2材料侵蚀程度大于阳极转移。

2.2 Ag (液) +SnO2 (固) 模型的熔池行为分析

图5所示为Ag (液) +SnO2 (固) 模型的直观3D原子运动示意图, 由图可见, 随着计算步数的增加, 银液对基体中团聚的氧化锡冲刷程度也加剧, 体系在运行500000步时, 银液在界面处把团聚的氧化锡颗粒分成了两部分, 这表明在银熔池中, 界面处银的扩散对于SnO2颗粒的冲刷作用明显, 可以将大团的团聚颗粒解离成较小的团聚颗粒。

团聚颗粒的流动、细化可以更好地增大熔池的黏性, 降低了材料的喷溅损耗, 最终提高反应合成AgSnO2电接触材料的抗电弧侵蚀能力。如果氧化物与基体的浸润程度不高, 这种冲刷作用带来的负面影响容易使氧化物在晶界和表面聚集 (见图4) , 从而增大接触电阻, 使与其相连的富Ag区熔焊趋势增大, 产生熔池、孔洞等表面特征。

在电弧作用下, 当AgSnO2触点发生电接触的表面累积的电弧能量达到氧化锡的分解所需的能量后, 此时溶池中银组分已经汽化。

2.3 Ag (气) +SnO2 (发生分解) 模型与实验分析

Ag (气) +SnO2 (发生分解) 模型的计算结果 (见图6) 直观示意出了反应合成AgSnO2触点材料中SnO2组分发生分解过程的3D原子运动过程示意图。

氧化锡分解成锡和氧之后, 氧会散失到空气中, 部分锡也将发生挥发。如下所示:

undefined

升华和蒸发都会导致气孔和孔洞产生 (图3) , 表2中D处与A, B两处相比, Sn, O量明显减少, 表明在电弧侵蚀作用下SnO2发生了分解, O随熔池的冷却而逸出, 而Sn则在电弧作用下挥发。模拟与实验结果一致。

通过对两种模型计算, 得到各原子的均方位移曲线, 表征粒子在各个时间步中的位移平方。如图7和图8所示, 该曲线的斜率表征了各元素的扩散系数。Ag (液) +SnO2 (固) 模型中 (见图7) , 体系中银的运动最剧烈, 氧和锡的运动非常缓慢, 并且几乎没有相对运动, 这表明第二相氧化锡未发生分解 ;Ag (气) +SnO2 (发生分解) 模型中 (见图8) , 氧化锡中锡和氧的均方位移很大, 且曲线基本呈直线上升的趋势, 这表明氧化锡已经发生了分解, 且形态已经到达气态。这些都会消耗电弧能量, 是发生灭弧的主要原因。

3 结论

(1) 反应合成的AgSnO2电接触材料在电弧侵蚀后, 触点表面呈现气孔、熔珠、熔池和裂纹形貌特征。在18V, 20A的工作条件下, 发生阴极转移后AgSnO2材料侵蚀程度大于阳极转移。

(2) 出现的电弧侵蚀形貌形成机理为:当起弧温度界于银基体的熔点和氧化锡的熔点之间时, 团聚的氧化锡颗粒一方面在银熔池中被不断冲刷、分散成较小的团聚颗粒, 增大了熔体的粘度, 另一方面使得颗粒在晶界或表面聚集;随着温度升高, 当熔池温度高于银的升华温度后, 氧化锡将发生分解, 分解的氧散失在环境中, 分解的部分锡也将发生挥发。这些物质状态的变化产生了气孔、熔池、裂纹等电弧侵蚀形貌特征。

(3) 通过分子动力学计算结果可知:可增多反应合成AgSnO2电接触材料的氧化物组分, 通过氧化物发生物态变化、化学分解过程来达到熄弧的目的, 改善氧化物与基体的浸润程度, 避免电弧侵蚀过程中Ag冲刷带来氧化物的大量聚集, 提高反应合成AgSnO2电接触材料的电接触性能。

摘要：研究电接触材料电弧侵蚀作用过程中灭弧过程的微观机理, 采用分子动力学和实验的方法对反应合成的AgSnO2电接触材料的熔池行为进行模拟。结果表明:根据起弧时的物相所构建的模型, 能够准确地模拟熔池特征, 熔池内部物质运动和存在状态是决定耐电弧侵蚀的关键因素。可通过增加反应合成AgSnO2电接触材料与基体浸润的氧化物组分, 以及氧化物发生物态变化、化学分解过程来达到熄弧的目的。