能量晶体材料（ECMs），如β-HMX（C?H?N?O?，1,3,5,7-四硝基-1,3,5,7-四唑烷）和α-RDX（C?H?N?O?，1,3,5-三硝基-1,3,5-三嗪烷），在民用和军事应用中得到了广泛应用。这些材料通过分子断裂释放大量能量，通常由严重的外部载荷触发（Levitas和Altukhova，2012；Duarte和Koslowski，2023；Zhang等人，2023）。由此产生的机械-热耦合效应表现为晶体缺陷（尤其是位错）的形核和积累（Cawkwell等人，2010）。Coffey和Armstrong提出了一个基于位错的物理模型，描述了由位错形核和相互作用引起的ECMs中的局部热生成和温度升高，其大小受伯格斯矢量、位移和位错密度的影响（Armstrong等人，1982；Coffey和Armstrong，1981）。因此，实验量化与位错形核和演化相关的微观力学性质对于理解ECMs中的机械-热耦合机制至关重要。
先前的实验研究，如落锤冲击试验（Wu等人，2023）、平板冲击试验（Patterson等人，2008）和激光冲击变形试验（Yu等人，2023），已经证明ECMs的点火具有方向依赖性。最近的模拟工作，如晶体塑性有限元建模（Yang等人，2021；Zecevic等人，2021）和分子动力学模拟（Munday等人，2011），表明方向依赖性的点火可能源于位错滑动和相变。然而，具体的位错行为及其与温度升高或能量局域化的直接联系在实验上仍不清楚，因为ECMs通常是具有内在脆性的分子晶体，且塑性变形发生在极短的时间尺度上，常常迅速发展为点火。由于ECMs的宏观脆性和电子束的敏感性，使得使用传统方法（如宏观压缩/拉伸和透射电子显微镜等）表征位错变得困难。因此，关键挑战在于识别由位错主导的变形及其相关的能量耗散机制。为了解决这一挑战，已经报道了单晶的准静态单轴压缩（Ramos等人，2009）和微硬度测试（Elban等人，1998）来激活特定的滑移系统。然而，ECMs的有限延展性使得在没有裂纹产生和扩展的情况下观察纯塑性变形变得困难（Xie等人，2021）。因此，在ECMs（例如α-RDX）中实现纯位错诱导的塑性在实验上仍然具有挑战性，因为这需要在位错滑动的初始和早期阶段精确控制变形，且变形幅度局限于纳米级别。
纳米压痕技术能够以纳米级分辨率连续记录载荷-位移（P–h）响应，使其对弹性到塑性的转变非常敏感（Gan等人，2021；Bahrami等人，2021；Liu等人，2017；Yang等人，2018）。通过连续的刚度测量（CSM），可以直接获得接触刚度（
在ECMs中，正交结构的α-RDX在实用应用和作为模型系统方面得到了广泛使用。它表现出明显的塑性各向异性和多个位错滑移系统，为理解ECMs中的各向异性塑性提供了一个通用示例。Ramos等人（Ramos等人，2009）进行了最早的关于单晶α-RDX的系统性纳米压痕研究之一，证明了测量硬度和检测ECMs中塑性变形的可行性。后续工作研究了接触载荷下的缺陷和表面粗糙度依赖的屈服行为，强调了弹跳行为对外部因素（如表面粗糙度和预先存在的缺陷）的强烈敏感性（Ramos等人，2011）。然而，对变形机制的解释主要依赖于压痕后的表面观察和载荷-位移特征，没有直接证据将弹跳事件与特定的位错过程或晶体学滑移系统联系起来。虽然这些工作提供了关于缺陷辅助屈服的重要定性见解，但对变形机制的解释主要依赖于压痕后的表面观察和载荷-位移特征，缺乏对位错形核和演化的方向分辨分析以及统计上稳健的弹跳特征描述，以及相关的应力体积和能量耗散。总体而言，这些研究确立了纳米压痕作为探测α-RDX塑性的可行技术，但仍存在关键空白，包括缺乏深度分辨的刚度测量、基于能量的指标，以及弹跳行为、应力与位错活动相关参数之间的统计上可靠的相关性。因此，α-RDX中的纯位错诱导塑性在实验上仍未得到解决，特别是关于（i）激活初级滑移系统所需的临界剪切应力，以及（ii）后续塑性在多大程度上受这些系统的控制，以及（iii）与特定滑移系统和位错活动相关的能量耗散差异。
为了解决这些问题，我们提出了一种基于纳米压痕的框架，该框架利用弹跳现象来量化α-RDX塑性变形过程中的临界应力、特定变形机制和相关能量耗散。设计了具有明确晶体学方向的单晶样品，以激活{011}<01、{010}<100>和{110}<1方向的滑移系统。我们通过统计分析弹跳事件来表征塑性变形的起始和演化，并量化相应的CRSS和能量耗散。本研究旨在引入一个定量框架，用于纳米级分辨的ECMs中滑移介导的塑性各向异性和能量耗散分析。
