Einfluss von Anisotropie und Ebenen-Korngrenzen auf Cu/Pd-Mehrschichtfilme mit Würfel-auf-Würfel- und Zwillingsgrenzflächen

Zusammenfassung

In kristallinen Materialien beeinflussen Korngrenzen und die Anisotropie der Kristallstruktur ihre mechanischen Eigenschaften. Die Auswirkungen der Grenzflächenstruktur auf die mechanischen Eigenschaften können vielfältig sein, wenn der Mehrschichtfilm entlang verschiedener Richtungen belastet wird. In dieser Arbeit führten wir eine Reihe von Molekulardynamik-Simulationen zur Zugbeanspruchung von ebenen einkristallinen und polykristallinen Cu/Pd-Mehrschichtfilmen mit Würfel-auf-Würfel- (COC) und Zwillingsgrenzflächen durch, um die Effekte der Grenzflächenstruktur, Belastungsrichtung und ebenen Korngrenzen auf ihre mechanischen Eigenschaften zu untersuchen. Die interfazialen Fehlpassversetzungslinien werden nach der Relaxation gebogen, und eine Temperatur von 300 K erwies sich als notwendige Bedingung. Bei Dehnung entlang der 〈110〉-Richtung ist der Verstärkungseffekt der COC-Grenzfläche ausgeprägter; bei Dehnung entlang der 〈112〉-Richtung ist der Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche deutlicher sichtbar, was den anisotropen Effekt der Grenzflächenstruktur auf die mechanischen Eigenschaften zeigt. Im ebenen Waben-Polykristallmodell zeigte die Zwillingsgrenzfläche jedoch einen ausgeprägten Verstärkungseffekt, und keine joggierten Versetzungen wurden beobachtet.

Einleitung

Nanostrukturierte metallische Mehrschichtfilme (NMM) haben aufgrund ihrer hervorragenden mechanischen Eigenschaften viel Aufmerksamkeit erregt, die meist denen ihrer Bestandteile überlegen sind. Die Grenzfläche, der Übergangsbereich zwischen den einzelnen Schichten, ist einer der häufigsten planaren Defekte in NMM-Filmen, der als Quelle und Senke für Defekte durch Absorption und Annihilation, als Barriere und Speicherort für Defekte wirken kann.

Die Grenzflächen in einem NMM-Film lassen sich basierend auf dem Gitterfehlpass zwischen ihren Bestandteilen auf beiden Seiten der Grenzfläche in kohärente, halbkohärente und inkohärente Grenzflächen unterteilen. Kupfer-Palladium (Cu/Pd) und Gold-Nickel (Au/Ni) Mehrschichtfilme gehören zu den frühesten entdeckten Mehrschichtfilmen mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften. Yang et al. bestimmten den biaxialen Elastizitätsmodul Y[111] von Cu/Pd- und Au/Ni-Mehrschichtfilmen durch Wölbungsversuche und fanden, dass ihr biaxialer Elastizitätsmodul drastisch von 0,27 auf 1,31 TPa bzw. von 0,21 auf 0,46 TPa anstieg. Anschließend untersuchten Davis et al. mit fortgeschritteneren Techniken die elastischen und strukturellen Eigenschaften von Cu/Pd- und Cu/Ni-Mehrschichtfilmen mit identischen Wachstumstexturen und Kompositionsmodulationsamplituden. Es wurde jedoch kein signifikantes anomal-elastisches Verhalten beobachtet, was die Frage aufwirft, ob der Supermodulus-Effekt in Cu/Pd-Mehrschichten existiert. Die mechanischen Eigenschaften von NMM hängen stark von der Grenzflächenstruktur zwischen benachbarten Einzelschichten ab. Howe et al. untersuchten die Grenzflächenstruktur von Pd-Filmen auf Cu(111) und fanden, dass Pd in einer zwillingsartigen FCC-Struktur entlang der 〈111〉-Richtung wächst. Zwillingsstrukturen an der Grenzfläche haben meist einen tiefgreifenden Einfluss auf ihre Festigkeit.

Weng et al. untersuchten den Einfluss der Grenzflächenstruktur auf das Verformungsverhalten von Cu/Ni-Mehrschichtfilmen mit kohärenten, halbkohärenten und kohärenten Zwillingsgrenzflächen mittels Molekulardynamik-Simulation (MD) und fanden, dass die kohärente Zwillingsgrenzfläche eine signifikante Verstärkung zeigt. In unserer jüngeren Arbeit wurde jedoch ein unauffälliger Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche in Cu/Pd-Mehrschichtfilmen unter Zugbeanspruchung entlang der 〈110〉-Richtung beobachtet. Außerdem ändert sich die Form des Fehlpassversetzungsnetzwerks während der Energieminimierung und Relaxation. Shao et al. untersuchten die Relaxationsmechanismen von Grenzflächen und die Entwicklung interfacialer Versetzungsnetzwerke in Cu/Ni-Mehrschichtfilmen durch MD-Simulationen. In diesen Arbeiten ist die Belastungsrichtung oft senkrecht zur Grenzfläche, als Out-of-Plane-Belastung bezeichnet. Die Grenzfläche kann jedoch bei Belastung entlang verschiedener Richtungen aufgrund der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften von Kristallen unterschiedliche Rollen spielen.

Zudem werden Mehrschichtfilme in der Praxis eher einer Last parallel zur Grenzfläche ausgesetzt, als In-Plane-Belastung bezeichnet. Zhou et al. schlugen einen Verstärkungsmechanismus vor, der durch mehrere halskettenartige erweiterte joggierte Versetzungen in einem säulenkristallinen nanozwillingsartigen Metall unter externer Spannung parallel zu den Zwillingsebenen gesteuert wird, was auch in Cu/Ni-Mehrschichten beobachtet wird. Diese joggierten Versetzungen finden sich selten in Simulationen unter Out-of-Plane-Belastung. In verfügbaren MD-Simulationen von In-Plane-Zugversuchen wird die Probe meist entlang einer spezifischen Richtung, also 〈112〉 oder 〈110〉, gedehnt. Wenige vergleichende Studien unter Zug entlang dieser beiden Richtungen wurden jedoch durchgeführt. Andererseits ist die Einzelschicht des im Experiment hergestellten Mehrschichtfilms meist ebenen-polykristallin und enthält viele Korngrenzen (GBs) senkrecht zur Grenzfläche.

Die oben erwähnten joggierten Versetzungen werden oft in kohärenten Zwillingsfilmen oder Zwillings-Mehrschichtfilmen mit geringem Fehlpass beobachtet. Ob diese Jog-Versetzungen in einem Zwillingsgrenzflächenfilm mit hohem Fehlpass entstehen können, ist noch unbekannt. Der Cu/Pd-Mehrschichtfilm ist der früheste entdeckte Mehrschichtfilm mit hervorragenden mechanischen Eigenschaften. Sein Gitterfehlpass (~7,07 %) ist größer als der von Cu/Ni-Mehrschichtfilmen (~2,7 %). Daher lassen sich die Verstärkungs- und Schwächungsmechanismen, die durch Cu/Ni-Mehrschichtfilme ermittelt wurden, möglicherweise nicht auf Cu/Pd-Mehrschichtfilme übertragen. Zwei häufige Grenzflächen, Zwilling und Würfel-auf-Würfel, werden in Cu/Pd-Mehrschichtfilmen durch experimentelle Charakterisierung beobachtet. Das Verständnis des Einflusses der Grenzflächenstruktur auf die mechanischen Eigenschaften von Mehrschichtfilmen wäre bedeutsam für das Design hochleistungsfähiger Nano-Mehrschichtfilme mit großem Gitterfehlpass.

In dieser Arbeit werden zwei Probenarten mit ebenem Wabenkristall und Einkristall entwickelt. Für jede Probenart werden zwei Grenzflächentypen (Würfel-auf-Würfel und Zwilling) betrachtet. Anschließend führen wir eine Reihe von MD-Zugsimulationen dieser Cu/Pd-Mehrschichtfilme durch, um die Effekte der Grenzflächenstruktur, Belastungsrichtung und ebenen Korngrenzen auf ihre mechanischen Eigenschaften zu untersuchen.

Methoden

Drei Parametersätze für Cu-Cu, Pd-Pd und Cu-Pd-Wechselwirkungen müssen identifiziert werden. Wir wählen die modifizierte Embedded-Atom-Methode mit zweiter Nachbarnschale (2NN MEAM), um die Wechselwirkungen zwischen Atomen zu beschreiben. Für Cu-Cu und Pd-Pd wurden die Potentialparameter von Lee et al. entwickelt. Basierend auf den Potentialparametern der Einzelelemente haben wir in unserer vorherigen Arbeit einen Satz Cu-Pd-binärer Potentialparameter angepasst. Diese Parameter können die fundamentalen physikalischen und mechanischen Eigenschaften von reinem Cu, Pd und ihren Legierungen reproduzieren und den Bildungsmechanismus von Wachstumszwillingen beschreiben.

Der FCC/FCC-Mehrschichtfilm neigt dazu, entlang der 〈111〉-Richtungen zu wachsen, und die Orientierungsbeziehung der Grenzfläche wird als {111}_FCC/{111}_FCC identifiziert. Daher betrachten wir in dieser Arbeit nur Cu{111}/Pd{111}-Grenzflächen. Zwei Probenarten mit ebenem Einkristall (SC) und Wabenkristall (HC) werden erstellt. Für jede Probenart werden Würfel-auf-Würfel (COC) und Zwillingsgrenzfläche betrachtet. Daher werden vier Proben erstellt: SC COC, SC Twin, HC COC und HC Twin. Bei SC COC sind die Kristallorientierungen der Cu- und Pd-Schicht identisch; bei SC Twin sind sie symmetrisch zur Zwillingsgrenzfläche. Die Orientierungsbeziehungen und Dimensionen jeder Richtung sind in Tabelle 2 aufgeführt.

Der ebenen Waben-Proben wird mit der Voronoi-Konstruktionsmethode unter Verwendung des ebenen Einkristalls als Repräsentativeinheit erstellt. In HC-Proben gibt es vier Körner, deren Orientierungsbeziehungen bezüglich des Einkristalls gegen den Uhrzeigersinn um 25°, 55°, 85° und 0° um die z-Achse rotiert sind. Die Größen von HC COC und HC Twin sind in Tabelle 2 angegeben.

Zunächst wird die Energieminimierung zur Optimierung der Grenzflächenstruktur bei 0 K verwendet. Anschließend wird die Relaxation an jeder Probe unter dem isotherm-isobaren (NPT)-Ensemble bei 300 K für 20 ps durchgeführt, um ein Gleichgewichtssystem mit null Druck in x-, y- und z-Richtung zu erreichen. Uniaxiale Zugsimulationen von SC COC und SC Twin entlang verschiedener Richtungen (x- oder y-) mit einer Dehnrate von 5 × 10⁸ s⁻¹ werden mit dem Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) durchgeführt. Wir führen auch Zugsimulationen von HC COC und HC Twin durch, um die Effekte von ebenen Korngrenzen und Grenzflächenstrukturen auf ihre mechanischen Eigenschaften zu untersuchen. Während der Belastung werden die Drücke in den anderen beiden Richtungen auf null gehalten, um die Anforderung uniaxialer Zugverformung zu erfüllen. In allen Simulationen werden periodische Randbedingungen in x-, y- und z-Richtung angewendet.

Wir wählen den Dislocation Extraction Algorithm (DXA) zur Analyse lokaler Strukturen, mit dem Atome basierend auf ihren lokalen Strukturen in verschiedene Typen (FCC, BCC, HCP usw.) eingeteilt werden können. Er kann gängige Versetzungen im FCC-Kristall identifizieren und ihre Burgers-Vektoren bestimmen und Versetzungslinien ausgeben. Die Atome werden nach folgender Regel eingefärbt: grün für FCC, rot für HCP, blau für BCC und weiß für "andere" lokale Kristallstrukturen. Bekanntlich werden sowohl Stapelungsfehler (SFs) als auch Zwillingsgrenzen/ -grenzflächen (TBs/TIs) als HCP-Strukturen identifiziert, wobei zwei benachbarte rote Atomlagen und eine einzelne rote Atomlage SF und TB/TI darstellen. Eine Open-Source-Visualisierungssoftware, OVITO, wird zur Visualisierung der Mikrostrukturentwicklung verwendet.

Ergebnisse und Diskussion

Charakterisierung der Grenzflächenstrukturen

Die interfaziale Atomkonfiguration in SC COC und SC Twin nach Energieminimierung und Relaxation zeigt, dass das Fehlpassversetzungsnetzwerk eine dreieckige Periodizität aufweist, konsistent mit dem in Ag(111)/Ni(111)-Mehrschichtfilmen. Der Unterschied besteht darin, dass die Grenzfläche in SC COC aus abwechselnden kohärenten Bereichen (CRs) und SF-Bereichen besteht. Im Gegensatz dazu besteht die Grenzfläche in SC Twin vollständig aus Zwillingsgrenzen (TBs). Diese TBs liegen an benachbarten Atomlagen und bestehen aus abwechselnd Cu- und Pd-Atomen in benachbarten Dreiecken, was auch durch die Höhe der zwei roten Linien (repräsentieren die TBs) im Inset von Abb. 1a bestätigt werden kann. Während der Energieminimierung wird die potenzielle Energie des Systems durch geringe Atombewegungen minimiert, und die Probengrößen in jeder Richtung können sich nicht frei ändern. In dieser Phase geht es hauptsächlich um die Optimierung der lokalen Struktur, speziell der Grenzflächenstruktur. Daher bleiben die Versetzungslinien nach der Energieminimierung geradlinig.

Während der Relaxation darf sich die Probengröße ändern, um die Restspannungen in alle Richtungen auf null Druck zu entspannen. Nach der Relaxation werden die Fehlpassversetzungslinien gebogen. Dieses Phänomen des Fehlpassversetzungsnetzwerks findet sich auch in der halbkohärenten Cu{111}/Ni{111}-Grenzfläche. Durch Vergleich der Anzahlen von Atomen mit unterschiedlichen lokalen Strukturen, insbesondere HCP, lässt sich feststellen, dass die Anzahl der Atome in verschiedenen Gitterstrukturen sich unwesentlich ändert, was darauf hindeutet, dass die Gesamtfläche von SF und TB sich unwesentlich ändert.

Um zu untersuchen, ob die Temperatur eine notwendige Bedingung für die Biegung der Versetzungslinien ist, wurden die Proben nach Minimierung bei einer niedrigen Temperatur von 10 K zum Vergleich relaxiert, und es zeigte sich, dass die Versetzungslinien geradlinig bleiben. Daher ist eine höhere Temperatur eine notwendige Bedingung für die Biegung der Versetzungslinie. Speziell können aufgrund der erhöhten thermischen Aktivierung bei hohen Temperaturen die Atome um die Versetzungslinien die Energiebarriere überwinden, um von einer atomaren Spalte in die benachbarte dicht gepackte atomare Spalte zu wechseln. Daher beträgt die Biegungsmagnitude der Versetzung nur ein bis zwei Atomlagendistanzen. Eine ähnliche Biegung der Versetzungslinie im Versetzungsnetzwerk kann auch in Proben mit ebenen Wabenkristallen (HC COC und HC Twin) beobachtet werden.

Effekte der Belastungsrichtung

Die Spannungs-Dehnungs-Kurven (σ-ε) von SC COC und SC Twin unter Zug entlang verschiedener Richtungen bei einer Dehnrate von 5 × 10⁸ s⁻¹ zeigen, dass alle Kurven linear zum höchsten Punkt ansteigen, dann rapide auf einen bestimmten Wert abfallen und um diesen fluktuieren. Der Young'sche Modul E wird durch Anpassen der Steigung der Kurven in einem Dehnbereich von 0,00–0,03 ermittelt. Man sieht, dass E entlang y [2̅11] (145,62 GPa für SC COC und 142,95 für SC Twin) größer ist als entlang x [011̅] (135,04 GPa für COC und 133,84 GPa für Twin). Die E-Werte entlang derselben Richtung, aber mit unterschiedlichen Grenzflächenstrukturen, sind fast identisch, was eine unbedeutende Abhängigkeit von E von den in dieser Arbeit betrachteten Grenzflächenstrukturen zeigt, konsistent mit experimentellen Ergebnissen an Cu-Co, Cu/Pd und Cu/Ni-Mehrschichtfilmen.

In einem kubischen Material können die Elastizitätsmodule entlang beliebiger Orientationen aus den Elastizitätskonstanten bestimmt werden. Die Koeffizienten bezüglich der Kristallrichtung in der Gleichung entlang 〈112〉 und 〈110〉 sind identisch (0,25), daher sollte für Cu und Pd E〈112〉 = E〈110〉 gelten. Wenn die Verformung parallel zur Grenzfläche erfolgt, kann die Mischungsregel zur Berechnung von E verwendet werden. Da die Volumenanteile von Cu und Pd für Proben mit unterschiedlichen Grenzflächen invariant sind, sollte E〈112〉 für Cu/Pd gleich E〈110〉 für Cu/Pd sein. Die E-Werte entlang 〈110〉 und 〈112〉 sind jedoch unterschiedlich, was auf die elastische Anisotropie der grenzflächenbeeinflussten Zone zurückzuführen sein sollte.

Die maximale Spannung (σ_m) bei Zug entlang der y-Achse ist für beide COC- und Twin-Grenzflächen größer als entlang der x-Achse, was auf den Schmid-Faktor μ zurückzuführen sein sollte. σ_m der Kurve entspricht der Versetzungsnukleation. μ = cos φ cos λ, wobei φ und λ der Winkel zwischen Zugrichtung und Normalenrichtung der Gleitebene bzw. der Winkel zwischen Zugrichtung und Gleitrichtung sind. Wenn die Zugrichtung entlang x [011̅] ist, sind σ_m und die zugehörige Dehnung ε_m von SC COC etwas höher als die von SC Twin, konsistent mit der Arbeit von Weng et al. Wenn die Zugrichtung jedoch entlang y [2̅11] ist, sind σ_m und ε_m von SC COC etwas niedriger als die von SC Twin. Wir führten zusätzliche MD-Simulationen bei einer niedrigeren Dehnrate von 1 × 10⁸ s⁻¹ durch und erhielten ähnliche Ergebnisse. Insgesamt ist der Unterschied jedoch gering und kann fast vernachlässigt werden.

Nachdem die Spannung den Höchstpunkt erreicht hat, nukleieren nacheinander viele Versetzungen, um die gespeicherte elastische Potenzialenergie freizusetzen, was den rapiden Spannungsabfall verursacht. Die Wechselwirkung zwischen Versetzungen, die Wechselwirkung zwischen Versetzungen und Grenzfläche und die Nukleation neuer Versetzungen sind der primäre Mechanismus im Fließspannungsstadium. σ_f ist die mittlere Spannung im Bereich 0,121 < ε < 0,150. Im Gegensatz zum winzigen Unterschied in E, σ_m und ε_m ist der Unterschied im σ_f für die verschiedenen Grenzflächenstrukturen signifikant. Wenn die Zugrichtung entlang x [011̅] ist, ist σ_f von SC COC größer als die von SC Twin, was zeigt, dass der Verstärkungseffekt der COC-Grenzfläche deutlicher ist als der der Zwillingsgrenzfläche, konsistent mit der Arbeit von Weng et al. Wenn die Zugrichtung jedoch entlang y [2̅11] ist, ist σ_f von SC Twin um 15,55 % größer als die von SC COC, was eine offensichtliche Verstärkung der Zwillingsgrenzfläche zeigt, was der traditionellen Vorstellung vom Verstärkungseffekt von Zwillingsgrenzen entspricht. Der Vergleich der Fließspannung in diesen beiden Richtungen zeigt, dass der Verstärkungseffekt der Grenzflächenstruktur von der Belastungsrichtung abhängt. Im nächsten Abschnitt werden wir die mechanische Reaktion von ebenen Wabenkristall-Proben untersuchen.

Effekte ebenener Korngrenzen

Wir führen MD-Zugsimulationen von HC COC und HC Twin bei einer Dehnrate von 5 × 10⁸ s⁻¹ durch, und die σ-ε-Kurve ist in Abb. 3c dargestellt. Ebenso erhalten wir E, σ_m, ε_m und σ_f. Beachten Sie, dass E durch Anpassen der Steigung der σ-ε-Kurven von HC COC und HC Twin in einem Dehnbereich von 0,0–0,02 ermittelt wird, und σ_f die mittlere Spannung im Bereich 0,081 < ε < 0,100 ist. Für HC COC und HC Twin sind die E-Werte nah beieinander und liegen zwischen denen der SC-Probe entlang x [011̅] und y [2̅11]. Die E-Werte sind etwas größer als die experimentellen Werte (115–125 GPa), was auf die idealisierten atomaren Proben in dieser Arbeit zurückzuführen sein sollte, ohne zusätzliche Defekte wie Leerstellen und Verunreinigungen. Ihre σ_m ist niedriger als die der SC-Probe, was darauf zurückzuführen sein kann, dass Versetzungen durch lokale Spannungskonzentration leichter nukleieren mit der Einführung ebenener Korngrenzen. Am Beispiel der Zwillingsgrenzfläche zeigt Abb. 4 die Mikrostruktur des Versetzungsnukleationsorts nach Erreichen der maximalen Spannung. Man sieht, dass in HC Twin die Versetzung aus dem Übergang von Korngrenze und Zwillingsgrenzfläche nukleiert, während in SC Twin-Proben die Versetzung sowohl bei Zug entlang x [011̅] als auch entlang y [2̅11] aus der Zwillingsgrenzfläche nukleiert.

Obwohl σ_m der HC-Probe niedriger ist als die der SC-Probe, ist σ_f der HC-Probe höher als die der SC-Probe, was den Verstärkungseffekt ebenener Korngrenzen anzeigt. Diese Verstärkung stammt hauptsächlich aus folgenden Aspekten: (1) Die ebenen Korngrenzen bieten mehr Nukleationspunkte für Versetzungen, was zu mehr nukleierten Versetzungen führt, die durch die COC- und Zwillingsgrenzfläche behindert werden; (2) Ebenen Korngrenzen behindern Versetzungen. Zudem ist σ_f von HC Twin höher als die von HC COC, was zeigt, dass die Verstärkungseffekte durch Versetzungshemmung an der Zwillingsgrenzfläche deutlicher sind als an der COC-Grenzfläche.

Abbildung 5 zeigt die Mikrostruktur von HC Twin im plastischen Fließstadium. Während der Belastung sind die Nukleation und das Gleiten von Teilversetzungen, die Stapelungsfehler bilden, die Bewegung dieser Versetzungen und Stapelungsfehler, die durch die Grenzfläche begrenzt werden und hakenförmiges Teilversetzungsgleiten induzieren, sowie die gegenseitigen Reaktionen von Teilversetzungen, die Treppenstangenversetzungen bilden, die primären Verformungsmechanismen. Keine halskettenartigen mehrfach joggierten Versetzungen werden beobachtet, die oft in Cu/Ni-Mehrschichtfilmen und nanozwillingsartigem Cu unter In-Plane-Zug beobachtet werden. Dies ist hauptsächlich auf den großen Gitterfehlpass des Cu/Pd-Mehrschichtfilms mit einer komplexeren Grenzflächenstruktur zurückzuführen.

Im Vergleich zu Einkristallmaterialien hängen die mechanischen Eigenschaften von polykristallinen Proben oft stärker von der Dehnrate ab. Daher führen wir weitere MD-Simulationen von Zugversuchen für HC-Proben (HC COC und HC Twin) entlang der x-Richtung und SC Twin entlang x- und y-Richtung mit einer Dehnrate von 5 × 10⁷ s⁻¹ bis 5 × 10⁹ s⁻¹ durch. Die σ-ε-Kurven zeigen, dass die Spannung linear zum Höchstpunkt ansteigt und dann abnimmt. Für HC-Proben fluktuiert die Spannung mit zunehmender Dehnung bei niedriger Dehnrate im Abfallsstadium, während die Spannungsfluktuation bei hoher Dehnrate nicht offensichtlich ist. Die Variationen von σ_m und σ_f gegen Dehnrate zeigen, dass σ_m und σ_f mit steigender Dehnrate zunehmen. σ_m von SC Twin entlang y-Richtung ist viel größer als das anderer Proben, was auf den oben erwähnten Schmid-Faktor μ zurückzuführen sein sollte. Aufgrund des Verstärkungseffekts der ebenen Korngrenze sind σ_f der HC-Proben jedoch nahe an dem von SC Twin entlang y-Richtung. Zudem sind σ_f der Proben mit Zwillingsgrenzfläche bei hoher Dehnrate (1 × 10⁸ s⁻¹ bis 5 × 10⁹ s⁻¹) höher als die mit COC-Grenzfläche, was den Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche anzeigt, aber mit steigender Dehnrate schwächt sich dieser Verstärkungseffekt ab. Es sei angemerkt, dass bei der Dehnrate von 5 × 10⁷ s⁻¹ σ_f von HC Twin niedriger ist als die von HC COC, was darauf zurückzuführen sein könnte, dass die Anzahl der bei niedriger Dehnrate nukleierten Versetzungen geringer ist, was den Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche abschwächt.

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit wurden Molekulardynamik-Zugsimulationen von ebenen einkristallinen und polykristallinen Cu/Pd-Mehrschichtfilmen mit COC- und Zwillingsgrenzflächen entlang verschiedener Richtungen durchgeführt, um die Effekte der Grenzflächenstruktur, Belastungsrichtung und ebenen Korngrenzen auf die mechanischen Eigenschaften zu untersuchen. Wir fanden, dass die interfacialen Fehlpassversetzungen eine dreieckige Netzwerkstruktur aufweisen und die Fehlpassversetzungslinien nach der Relaxation gebogen sind. Die hohe Temperatur von 300 K war eine notwendige Bedingung für die Biegung der Versetzungslinie. Der Elastizitätsmodul der Probe hat keine offensichtliche Abhängigkeit von der Grenzflächenstruktur, ist aber mit der Belastungsrichtung verbunden. Der Verstärkungseffekt der COC-Grenzfläche ist auffällig bei Dehnung entlang der 〈110〉-Richtung; der Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche ist sichtbar bei Dehnung entlang der 〈112〉-Richtung, was den anisotropen Effekt der Grenzflächenstruktur auf die mechanischen Eigenschaften zeigt. Schließlich zeigte im ebenen Waben-Polykristallmodell die Zwillingsgrenzfläche einen ausgeprägten Verstärkungseffekt, und keine joggierten Versetzungen wurden beobachtet.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die Datensätze, die während der aktuellen Studie verwendet oder analysiert wurden, sind auf angemessene Anfrage bei den korrespondierenden Autoren erhältlich.

Abkürzungen

Cu:

Kupfer

Pd:

Palladium

Ni:

Nickel

Ag:

Silber

COC:

Würfel-auf-Würfel

NMM:

Nanostrukturierte metallische Mehrschicht

GB:

Korngrenze

MD:

Molekulardynamik

2NN MEAM:

Modifizierte Embedded-Atom-Methode mit zweiter Nachbarnschale

FCC:

Flächenzentriert kubisch

BCC:

Körperzentriert kubisch

HCP:

Hexagonal dichteste Packung

SC:

Einkristall

HC:

Wabenkristall

LAMMPS:

Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator

NPT:

Konstante Teilchenzahl, Druck und Temperatur

DXA:

Dislocation Extraction Algorithm

SF:

Stapelungsfehler

TB:

Zwillingsgrenze

TI:

Zwillingsgrenzfläche

σ–ε:

Spannung-Dehnung

E:

Young'scher Modul

σ_m:

Maximale Spannung