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锆合金因为具有耐腐蚀性和良好的抗辐照生长特性而被广泛用于核燃料包壳中。芯块包壳相互作用(PCI)是核燃料棒中的一种现象，并发生在功率瞬变、瞬态以及稳态运行期间。PCI是由燃料-芯块的相对运动引起的，并且在挥发性裂变产物如碘(I-SCC)存在的情况下，也可以通过包壳的应力腐蚀开裂(SCC)表现出来，I-SCC被认为是PCI故障的主要原因。尽管如此，I-SCC发生的机制尚不清楚。因此，为了分析碘对锆断裂过程的影响，需要在原子尺度上理解锆的断裂。
在这个研究中，伦敦帝国理工学院材料系和核工程中心V.Podgurschi等人对单晶锆的断裂进行了分子动力学模拟，研究了断裂的温度效应(0-K）和应变率效应(-s-1)。发现裂纹尖端取向对断裂行为有着巨大影响。在基面上，观察到在断裂过程中出现({11-21}1-)和c+a位错的发射，然后这些位错在锥面I2堆垛层错周围解离成部分位错。在较高的应变速率(和s-1)下，发生了孪生。刃型位错(1/31-)在柱面发射，并受温度影响。在较高的温度下(和K)，位错密度增加。裂纹在-K时比在0K时生长得更快，由于位错远离裂纹尖端的运动，位错的屏蔽效应受到限制。在基面I2、锥面I1和I2堆垛层错处添加碘被认为降低了其形成能量，而对于柱面堆垛层错，发现它增加了其形成能量。碘还改变了堆垛层错的有利顺序，碘使得基面I2和锥面I1堆垛层错变得更加有利，柱面堆垛层错从最有利到最不利。
为了模拟裂纹扩展，创建了锆单晶模型，如图1所示，模型x、y和z轴沿着特定的取向。研究了两种裂纹取向。在第一个模型中，裂纹面在基面上。在第二个模型中，裂纹面位于柱面上。在这两种情况下，裂纹扩展方向都选择为[1-]。
图1.模拟模型:(a)基面裂纹体系；(b)柱面裂纹体系。
模拟结果显示了基面和柱面不同的裂纹扩展机制。图2显示了能量释放率G与锆单晶体裂纹扩展的函数关系，在0K、应变率为s-1的条件下，基面和柱面方向存在贯穿厚度的边缘裂纹。当模拟开始时，两个系统的能量释放率约为2.0Jm-2。柱面裂纹体系的能量释放率随Δa的变化比基面裂纹有更陡的趋势。
图2.0K以及s-1时，基面和柱面系统的能量释放G与裂纹扩展Δa的关系。
为了在柱面上获得与基面上相同的裂纹扩展，需要更高的能量释放率。图3显示了基面裂纹和柱面裂纹的裂纹扩展。对于基面裂纹体系，发生解理断裂，并且裂纹显著前进(大约2.8nm)。此外，没有位错发射，也没有观察到孪晶。解理断裂是由于高应变率和低温引起的。
图3.基面(左)中解理断裂和柱面(右)系统中裂纹扩展。
对于柱面系统，观察到不同的行为(图5)。裂纹增长很小(大约0.14nm)，，塑性变形发生在裂纹尖端，导致裂纹钝化。当G值约为48J·m2时，开始形成位错。当G达到70J·m2时，从裂纹尖端发射出两个具有1/31-Burgers矢量的刃位错。
图4.柱面体系中的裂纹扩展。
图5为随着能量释放率增加，裂纹尖端的结构。孪晶({11-21}-6)在G值为8J·m2时从裂纹尖端形核，并在G值为20J·m2时向外生长并发生二次孪生。此时仍然形成空隙并且发射位错，但是位错的数量低于K时的数量。由于热能降低，位错密度降低，这使得裂纹进一步扩展。加上裂尖处的变形较小(原子重排较少)，裂纹比0K或K时前进得更远。
图5.在s-1的应变率和K时3种递增能量释放率(8、20和70J·m-2)下的基面裂纹尖端结构。
图6为在s-1的应变率下裂纹尖端结构。可以看出位错的产生以及锥面I2堆垛层错的形成。随着G的进一步增加，锥面堆垛层远离裂纹尖端，形成更多的位错。通过对比，发现更高的温度、更低的应变速率使得高能堆垛层错形成。由于应变率较低，没有纳米孪晶形成，这表明在实际应变率和没有辐射损伤的情况下，纳米孪晶不可能形成。
图6.在s-1的应变率和K时基面裂纹尖端结构。
相关研究成果以“Atomicscalesimulationofthestrainrateandtemperaturedependenceofcrackgrowthandstackingfaultsinzirconium”为题发表在ComputationalMaterialsScience上（Volume,April,Articlenumber120），论文第一作者为V.Podgurschi，通讯作者为V.Podgurschi和M.R.Wenman。
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