Auswirkungen von Anisotropie und Korngrenzen in der Ebene in Cu/Pd-Mehrschichtfilmen mit Würfel-auf-Würfel und Zwillingsgrenzfläche

Einführung

Nanostrukturierte metallische Mehrschichtfilme (NMM) haben aufgrund ihrer hervorragenden mechanischen Eigenschaften [1,2,3], die ihren Bestandteilen normalerweise überlegen sind, viel Aufmerksamkeit auf sich gezogen. Die Grenzfläche, Übergangszone zwischen verschiedenen einzelnen Schichten, ist einer der häufigsten planaren Defekte in NMM-Filmen, die als Quellen und Senken von Defekten durch Absorption und Annihilation, Barrieren und Speicherorte für Defekte fungieren können [4,5,6,7 ].

Die Grenzflächen in einem NMM-Film können basierend auf der Gitterfehlanpassung zwischen ihren Bestandteilen auf beiden Seiten der Grenzfläche in eine kohärente, semikohärente und nicht kohärente Grenzfläche unterteilt werden [4]. Mehrschichtige Filme aus Kupfer-Palladium (Cu/Pd) und Gold-Nickel (Au/Ni) sind die ersten gefundenen mehrschichtigen Filme mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften[8]. Yanget al. haben den biaxialen Elastizitätsmodul Y[111] von Cu/Pd- und Au/Ni-Mehrschichtfilmen durch Ausbuchtungstests gemessen und festgestellt, dass ihr biaxialer Elastizitätsmodul drastisch von 0,27 auf 1,31 TPa bzw. von 0,21 auf 0,46 TPa ansteigt [8]. Anschließend, Davis et al.. verwendeten fortschrittlichere Techniken, um die elastischen und strukturellen Eigenschaften von Cu/Pd- und Cu/Ni-Mehrschichtfilmen mit den gleichen Wachstumstexturen und Modulationsamplituden der Zusammensetzung zu messen [9, 10]. Es wurde jedoch kein signifikantes anomales elastisches Verhalten beobachtet [9, 10], was darauf hindeutet, ob der Supermodul-Effekt in den Cu/Pd-Mehrfachschichten existiert. Die mechanischen Eigenschaften von NMM hängen stark von der Grenzflächenstruktur zwischen benachbarten Einzelschichten ab [11]. Howeet al. untersuchten die Grenzflächenstruktur von Pd-Filmen auf Cu(111) und fanden, dass das Pd in ​​einer FCC-Zwillingsstruktur entlang der 〈111〉-Richtung wächst [12]. Die Zwillingsstrukturen an der Grenzfläche haben normalerweise einen tiefgreifenden Einfluss auf ihre Festigkeit [11].

Weng et al. untersuchten den Einfluss der Grenzflächenstruktur auf das Verformungsverhalten von Cu/Ni-Mehrschichtfilmen mit kohärenten, halbkohärenten und kohärenten Zwillingsgrenzflächen mittels Molekulardynamik (MD)-Simulation und fanden heraus, dass die kohärente Zwillingsgrenzfläche eine signifikante Verstärkung zeigt [7]. In unserer neueren Arbeit wurde jedoch der inapparente Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche in Cu/Pd-Mehrschichtfilmen unter Spannung entlang der 〈110〉-Richtung beobachtet [13]. Außerdem würde sich die Form des Fehlanpassungs-Versetzungsnetzwerks während der Energieminimierung und -relaxation ändern. Shaoet al. untersuchten die Relaxationsmechanismen von Grenzflächen und die Entwicklung von Grenzflächenversetzungsnetzwerken in den Cu/Ni-Mehrschichtfilmen durch MD-Simulationen [14,15,16,17]. Die Belastungsrichtung dieser Werke ist oft senkrecht zur Grenzfläche, was als "out-of-plane" bezeichnet wird [7, 18, 19]. Aufgrund der Anisotropie der mechanischen Eigenschaften von Kristallen kann die Grenzfläche jedoch während der Belastung in verschiedenen Richtungen unterschiedliche Rollen spielen [20,21,22,23].

Außerdem neigen mehrschichtige Folien in der Praxis eher dazu, parallel zur Grenzfläche belastet zu werden, was als Belastung in der Ebene bezeichnet wird. Zhouet al. schlugen einen Verstärkungsmechanismus vor, der von mehreren halskettenartig ausgedehnten, gerüttelten Versetzungen in einem säulenförmigen Nano-Zwillingsmetall gesteuert wird, das externen Spannungen parallel zu den Zwillingsebenen ausgesetzt ist [20], die auch in Cu/Ni-Mehrfachschichten beobachtet werden [21]. Diese ruckartigen Versetzungen werden in einer Simulation unter einer Belastung außerhalb der Ebene selten gefunden [7, 18, 19, 24]. In verfügbaren MD-Simulationen von Spannungen in der Ebene wird die Probe normalerweise in eine bestimmte Richtung gestreckt, d. h. in Richtung 〈112〉 oder 〈110〉 [25]. Es wurden jedoch nur wenige vergleichende Studien unter Spannung entlang dieser beiden Richtungen durchgeführt. Andererseits ist die einzelne Schicht des mehrschichtigen Films, die durch Experimente hergestellt wurde, normalerweise in der Ebene polykristallin und enthält viele Korngrenzen (GBs) senkrecht zur Grenzfläche.

Die oben erwähnten ruckartigen Versetzungen werden häufig in den kohärent gezwirnten Filmen oder gezwirnten mehrschichtigen Filmen mit einer geringen Fehlanpassung beobachtet. Ob sich diese Jog-Dislokationen in einem Twin-Interface-Film mit hoher Fehlanpassung bilden können, ist noch unbekannt. Der mehrschichtige Cu/Pd-Film ist der am frühesten gefundene mehrschichtige Film mit ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften [8, 12, 26, 27, 28]. Seine Gitterfehlanpassung (~ 7,07%) ist größer als die von Cu/Ni-Mehrschichtfilmen (~ 2,7%). Daher kann der durch den Cu/Ni-Mehrschichtfilm erhaltene Verstärkungs- und Schwächungsmechanismus [7, 14, 15, 16, 17] nicht auf den mehrschichtigen Cu/Pd-Film angewendet werden. Zwei gemeinsame Grenzflächen [3], Zwillings- und Würfel-auf-Würfel-Grenzflächen, werden in Cu/Pd-Mehrschichtfilmen durch experimentelle Charakterisierung beobachtet [12]. Das Verständnis der Wirkung der Grenzflächenstruktur auf die mechanischen Eigenschaften von Mehrschichtfilmen wäre für die Entwicklung hochleistungsfähiger Nano-Mehrschichtfilme mit einer großen Gitterfehlanpassung von Bedeutung.

In dieser Arbeit werden zwei Arten von Proben mit In-Plane-Wabenkristall und Einkristall entwickelt. Für jeden Probentyp werden zwei Arten von Schnittstellen (Würfel-auf-Würfel und Zwilling) betrachtet. Dann führen wir eine Reihe von MD-Spannungssimulationen dieser Cu/Pd-Mehrschichtfilme durch, um die Auswirkungen der Grenzflächenstruktur, der Belastungsrichtung und der GBs in der Ebene auf ihre mechanischen Eigenschaften zu untersuchen.

Methoden

Es müssen jeweils drei Parametersätze für Cu–Cu, Pd–Pd und Cu–Pd identifiziert werden. Wir wählen das zweitnächste Nachbar-Modified Embedded Atom Method (2NN MEAM) Potential [29, 30] um die Wechselwirkungen zwischen Atomen zu beschreiben. Für Cu-Cu und Pd-Pd wurden ihre potentiellen Parameter von Lee et al. [31]. Basierend auf den Potentialparametern der einzelnen Elemente haben wir in unserer vorherigen Arbeit [26] einen Satz binärer Cu-Pd-Potentialparameter angepasst, wie in Tabelle 1 aufgeführt. Diese Parameter können die grundlegenden physikalischen und mechanischen Eigenschaften von reinem Cu, Pd und . reproduzieren ihre Legierungen und beschreiben den Bildungsmechanismus von Wachstumszwillingen [26].

Der mehrschichtige FCC/FCC-Film neigt dazu, entlang der 〈111〉-Richtungen zu wachsen, und die Orientierungsbeziehung der Grenzfläche wird als {111}_FCC . identifiziert /{111}_FCC [32, 33]. Daher betrachten wir in dieser Arbeit nur die Cu{111}/Pd{111}-Grenzflächen. Zwei Arten von Proben mit In-Plane-Einkristall (SC) und Wabenkristall (HC) werden gebaut, wie in Abb. 1a und b gezeigt. Für jeden Probentyp werden Cube-on-Cube (COC) und Zwillingsschnittstelle berücksichtigt. Daher werden vier Proben mit den Namen SC COC, SC Twin, HC COC und HC Twin gebaut. Für SC COC sind die Kristallorientierungen der Cu-Schicht und der Pd-Schicht identisch; für SC Twin sind ihre Kristallorientierungen jedoch symmetrisch um die Zwillingsgrenzfläche, wie im Einschub von Fig. 1a gezeigt. Die Orientierungsbeziehungen und Abmessungen jeder Richtung sind in Tabelle 2 aufgeführt.

Das Atommodell mit In-Plane a Einkristall und b Wabenkristall. c Die Orientierungsbeziehungen jedes Korns bezüglich des Einkristalls. Die Einschübe in Abb. 1a sind die atomare Verteilung von COC- und Zwillingsgrenzflächen, wobei die roten Linien Zwillinge darstellen

Die In-Plane-Wabenprobe wird unter Verwendung der Voronoi-Konstruktionsmethode mit dem In-Plane-Einkristall als repräsentative Einheit hergestellt, wie in Abb. 1b gezeigt. In HC-Proben gibt es vier Körner, deren Orientierungsbeziehungen bezüglich des Einkristalls (Abb. 1a) eine Drehung gegen den Uhrzeigersinn von 25°, 55°, 85° und 0° um das z . sind -Achse bzw. Die Größen von HC COC und HC Twin sind in Tabelle 2 aufgeführt.

Die Energieminimierung wird zunächst verwendet, um die Grenzflächenstruktur bei 0 K zu optimieren. Anschließend wird die Relaxation an jeder Probe unter dem isotherm-isobaren (NPT)-Ensemble [34, 35] bei 300 K für 20 ps durchgeführt, um ein Gleichgewichtssystem mit . zu erreichen Nulldruck in x -, y - und z - Richtungen. Uniaxiale Zugsimulationen von SC COC und SC Twin in verschiedenen Richtungen (x - oder y -) mit einer Dehnungsrate von 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ werden mit dem Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) durchgeführt [36]. Wir führen auch Zugsimulationen von HC COC und HC Twin durch, um die Auswirkungen von GBs in der Ebene und der Grenzflächenstrukturen auf ihre mechanischen Eigenschaften zu untersuchen. Während der Belastung werden die Drücke in den anderen beiden Richtungen auf Null gehalten, um die Anforderung der einachsigen Zugverformung zu erfüllen. In allen Simulationen werden periodische Randbedingungen entlang der x- , y- und z -Wegbeschreibung.

Zur Analyse lokaler Strukturen wählen wir den Versetzungsextraktionsalgorithmus (DXA) [37], mit dem die Atome anhand ihrer lokalen Strukturen in verschiedene Typen (FCC, BCC, HCP, etc.) eingeteilt werden können. Es kann die üblichen Versetzungen im FCC-Kristall identifizieren und ihre Burgers-Vektoren und Ausgabeversetzungslinien bestimmen [37]. Die Atome sind nach folgender Regel eingefärbt:grün für FCC, rot für HCP, blau für BCC und weiß für "andere" lokale Kristallstrukturen. Es ist bekannt, dass sowohl Stapelfehler (SFs) als auch Zwillingsgrenzen/Grenzflächen (TBs/TIs) als HCP-Strukturen identifiziert werden und zwei benachbarte rote Atomschichten und die einzelne rote Atomschicht SF bzw. TB/TI sind. Eine Open-Source-Visualisierungssoftware, OVITO [38], wird verwendet, um die Entwicklung von Mikrostrukturen zu visualisieren.

Ergebnisse und Diskussion

Charakterisierung von Grenzflächenstrukturen

Abbildung 2 zeigt die atomare Grenzflächenkonfiguration in SC COC und SC Twin nach Energieminimierung und Relaxation, wobei die als FCC identifizierten Atome aus Gründen der Übersichtlichkeit entfernt wurden. Aus Abb. 2 können wir sehen, dass das Versetzungsnetzwerk der Grenzflächenfehlanpassung eine dreieckige Periodizität aufweist, was mit derjenigen im mehrschichtigen Ag(111)/Ni(111)-Film übereinstimmt [39]. Der Unterschied besteht darin, dass die Grenzfläche in SC COC aus alternierenden kohärenten Regionen (CRs) und SF-Regionen besteht. Im Gegensatz dazu besteht die Schnittstelle in SC Twin vollständig aus TBs. Diese TBs befinden sich in benachbarten Atomschichten und bestehen aus Cu- und Pd-Atomen, die sich in benachbarten Dreiecken abwechseln, was auch durch die Höhe der beiden roten durchgezogenen Linien (die die TBs darstellen) im Einschub von Abb. 1a bestätigt werden kann. Während der Energieminimierung wird die potentielle Energie des Systems durch die leichte Bewegung der Atome minimiert, und die Größe der Proben in jeder Richtung kann sich nicht frei ändern. In dieser Phase geht es hauptsächlich um die Optimierung der lokalen Struktur, insbesondere der Grenzflächenstruktur. Daher bleiben die Versetzungslinien nach der Energieminimierung gerade, wie in Abb. 2a und b gezeigt. Bei der Energieminimierung wird die Stichprobengröße festgelegt, die die Eigenspannungen in alle Richtungen induzieren würde. Diese Eigenspannungen können nach Energieminimierung nicht ausreichend abgebaut werden.

Atomare Grenzflächenkonfiguration nach Energieminimierung:a SC COC, b SC Twin und nach Entspannung:c SC COC, d SC-Zwilling. Die großen und kleinen Atomkugeln repräsentieren Pd bzw. Cu. Die als FCC identifizierten Atome wurden aus Gründen der Übersichtlichkeit entfernt

Während der Relaxation ermöglicht die Probengröße eine Änderung, um die Restspannung in alle Richtungen auf Nulldruck zu entspannen. Nach der Relaxation werden die Misfit-Dislokationslinien verbogen (Abb. 2c, d). Dieses Phänomen des Misfit-Dislokationsnetzwerks findet sich auch in der semikohärenten Cu{111}/Ni{111}-Grenzfläche [40, 41]. Durch den Vergleich der Anzahl der Atome mit verschiedenen lokalen Strukturen, insbesondere HCP, können wir feststellen, dass sich die Anzahl der Atome in verschiedenen Gitterstrukturen unbedeutend ändert, was darauf hindeutet, dass die Gesamtfläche von SF und TB unbedeutend variiert.

Um zu untersuchen, ob die Temperatur eine notwendige Bedingung für das Biegen von Versetzungslinien ist, werden die Proben nach der Minimierung zum Vergleich bei einer niedrigen Temperatur von 10 K entspannt und stellen fest, dass die Versetzungslinien gerade bleiben. Daher ist eine höhere Temperatur eine notwendige Bedingung, um das Biegen der Versetzungslinie zu bewirken. Insbesondere aufgrund der erhöhten thermischen Aktivierung bei hohen Temperaturen können die Atome um die Versetzungslinien herum die Energiebarriere überwinden, um sich von einer Atomsäule zu der benachbarten dicht gepackten Atomsäule zu bewegen. Daher beträgt die Biegegröße der Versetzung nur ein bis zwei Atomlagenabstände. Eine ähnliche Biegung der Versetzungslinie im Versetzungsnetzwerk kann auch in den Proben mit in der Ebene liegenden Wabenkristallen (HC COC und HC Twin) beobachtet werden.

Auswirkungen der Laderichtung

Abbildung 3 zeigt die Spannung-Dehnung (σ -ε ) Kurven von SC COC und SC Twin unter Spannung in verschiedenen Richtungen bei einer Dehnungsrate von 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ , wo man sieht, dass alle diese Kurven linear bis zum höchsten Punkt wachsen, dann schnell auf einen bestimmten Wert abfallen und um diesen herum schwanken. Elastizitätsmodul E wird durch Anpassen der Kurvensteigung in einem Dehnungsbereich von 0,00–0,03 erhalten, wie in Tabelle 3 aufgeführt Wir können sehen, dass E entlang y \([\overline{2}11]\) (145,62 GPa für SC COC und 142,95 für SC Twin) ist größer als die entlang x \([01\overline{1}]\) (135,04 GPa für COC und 133,84 GPa für Zwilling). Das E s entlang derselben Richtung, aber mit unterschiedlichen Grenzflächenstrukturen sind fast identisch, was eine unbedeutende Abhängigkeit von E . zeigt s zu Grenzflächenstrukturen, die an dieser Arbeit beteiligt sind, was mit den experimentellen Ergebnissen von Cu-Co [42], Cu/Pd und Cu/Ni [9] Mehrschichtfilmen übereinstimmt.

Die σ -ε Kurven von Proben unter Spannung bei einer Dehnungsrate von 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ . SC COC und SC Twin entlang a x \([01\overline{1}]\) und b y \([\overline{2}11]\) Richtung. c HC COC und HC Twin entlang der x- Achse

In einem kubischen Material können die Elastizitätsmoduli entlang jeder Orientierung aus den Elastizitätskonstanten durch Anwendung der folgenden Gleichung [22] bestimmt werden:

$$\frac{1}{{E_{ijk}}} =S_{11} - 2\left( {S_{11} - S_{12} - \frac{1}{2}S_{44} } \ rechts) \times \left( {l_{i1}^{2} l_{j2}^{2} + l_{j2}^{2} l_{k3}^{2} + l_{i1}^{2} l_{k3}^{2} } \right),$$ (1)

wo S ₁₁ , S _12, und S ₄₄ sind elastische Nachgiebigkeitskonstanten; E _ijk ist der Elastizitätsmodul im [ijk ] Richtung; l _i1 , l _j2 und l _k3 sind die Kosinus der Richtung [ijk ]. Die Koeffizienten um die Kristallrichtung \(\left( {l_{i1}^{2} l_{j2}^{2} + l_{j2}^{2} l_{k3}^{2} + l_{ i1}^{2} l_{k3}^{2} } \right)\) in Gl. (1) entlang der 112〉- und 〈110〉-Richtungen sind identisch (0,25), daher gilt für Cu und Pd, E _〈112〉 = E _〈110〉 . Wenn die Verformung parallel zur Grenzfläche verläuft, gilt die Mischungsregel \(E_{[ijk]}^{{\text{Cu/Pd}}} =E_{[ijk]}^{{{\text{Cu}} }} f_{{{\text{Cu}}}} + E_{[ijk]}^{{{\text{Pd}}}} f_{{{\text{Pd}}}}\), kann sein verwendet, um E . zu berechnen . f _Kuh und f _Pd sind der Volumenanteil von Cu bzw. Pd und f _Kuh + f _Pd = 1. In dieser Arbeit, f _Kuh und f _Pd sind invariant für Proben mit unterschiedlichen Schnittstellen. Daher sollte \(E_{{\left\langle {112}\right\rangle}}^{{\text{Cu/Pd}}}\) gleich \(E_{{\left\langle {110} \right\rangle}}^{{\text{Cu/Pd}}}\). Das E s entlang 110〉 und 〈112〉 sind unterschiedlich, was auf die elastische Anisotropie der grenzflächenbeeinflussten Zone zurückgeführt werden sollte [6, 42].

Die maximale Belastung (σ _m ) erhalten durch Spannung entlang y -Achse ist größer als die entlang x -Achse für COC- und Twin-Schnittstelle, die dem Schmidt-Faktor μ . zugeschrieben werden sollte . Die σ _m der Kurve entspricht der Keimbildung der Versetzung [43,44,45]. μ = cosφ cosλ , wobei φ und λ sind der Winkel zwischen der Zugrichtung und der Normalenrichtung der Gleitebene bzw. der Winkel zwischen der Zugrichtung und der Gleitrichtung. Außerdem, wenn die Spannung entlang x \([01\overline{1}]\), das σ _m und entsprechender Stamm ε _m von SC COC ist etwas höher als die von SC Twin, was mit der Arbeit von Weng et al. [25]. Wenn die Spannung jedoch nachlässt y \([\overline{2}11]\), das σ _m und ε _m von SC COC sind etwas niedriger als die von SC Twin. Wir führen außerdem zusätzliche MD-Simulationen bei einer geringeren Dehnungsrate von 1 × 10 ⁸ . durch s ⁻¹ und kamen zu ähnlichen Ergebnissen. Insgesamt ist der Unterschied zwischen ihnen jedoch gering und kann fast ignoriert werden.

Nachdem die Spannung den höchsten Punkt erreicht hat, bilden sich nacheinander viele Versetzungen, um die gespeicherte elastische potentielle Energie freizusetzen, was zu einem schnellen Spannungsabfall führt [46]. Die Wechselwirkung zwischen Versetzungen, die Wechselwirkung zwischen Versetzungen und Grenzfläche und die Nukleation neuer Versetzungen sind die primären Mechanismen im Fließspannungsstadium. Die σ _f ist die durchschnittliche Spannung in 0,121 < ε < 0,150, wie in Tabelle 3 aufgeführt. Im Gegensatz zum winzigen Unterschied in E , σ _m und ε _m , der Unterschied zwischen den σ _f für die unterschiedlichen Grenzflächenstrukturen ist von Bedeutung. Wenn die Spannung am Ende ist x \([01\overline{1}]\), das σ _f von SC COC ist größer als die von SC Twin, was zeigt, dass die verstärkende Wirkung der COC-Schnittstelle offensichtlicher ist als die der Twin-Schnittstelle, was mit der Arbeit von Weng et al. [25]. Wenn die Spannung jedoch nachlässt y \([\overline{2}11]\), das σ _f von SC Twin ist 15,55% größer als die von SC COC, was eine offensichtliche Verstärkung der Zwillingsgrenzfläche zeigt, die mit der traditionellen Erkenntnis der verstärkenden Wirkung der Zwillingsgrenze übereinstimmt. Der Vergleich der Fließspannungen in diesen beiden Richtungen zeigt, dass die Verstärkungswirkung der Grenzflächenstruktur von der Belastungsrichtung abhängt. Im Abschnitt Fließen werden wir die mechanische Reaktion von Kristallproben mit Wabenstruktur in der Ebene untersuchen.

Auswirkungen von In-Plane-GBs

Wir führen außerdem eine MD-Spannungssimulation von HC COC und HC Twin bei einer Dehnungsrate von 5 × 10 ⁸ . durch s ⁻¹ , und das σ -ε Kurve ist in Abb. 3c gezeigt. Ebenso können wir E . bekommen , σ _m , ε _m , und σ _f , wie in Tabelle 3 aufgeführt. Beachten Sie, dass E erhält man durch Anpassen der Steigung von σ -ε Kurven von HC COC und HC Twin in einem Dehnungsbereich von 0,0–0,02 und σ _f ist die durchschnittliche Spannung in 0,081 < ε < 0,100. Für HC COC und HC Twin ist das E s sind nahe und liegen zwischen denen der SC-Probe mit den x \([01\overline{1}]\) und y \([\overline{2}11]\). Das E s sind etwas größer als die experimentellen (115–125 GPa)[9], was den idealisierten Atomproben zugeschrieben werden sollte, die in dieser Arbeit verwendet wurden, ohne die zusätzlichen Defekte wie Leerstellen und Verunreinigungen zu berücksichtigen. Ihre σ _m niedriger ist als die der SC-Probe, was darauf zurückgeführt werden kann, dass die Versetzungen durch lokale Spannungskonzentration bei der Einführung von GBs in der Ebene leichter nukleiert werden. Am Beispiel der Zwillingsgrenzfläche zeigt Abb. 4 die Mikrostruktur der Versetzungskeimbildungsstelle, nachdem die Spannung den höchsten Punkt erreicht hat . 4a), während in SC-Zwillingsproben die Versetzungskeime von der Zwillingsgrenzfläche sowohl entlang x . gestreckt waren \([01\overline{1}]\)(Abb. 4b) und y \([\overline{2}11]\) (Abb. 4c).

Die Mikrostruktur der Versetzungskeimbildungsstelle nachdem die Belastung den höchsten Punkt erreicht hat. a HC Twin, SC Twin unter Spannung entlang b x \([01\overline{1}]\), c y \([\overline{2}11]\)

Obwohl die σ _m der HC-Probe niedriger ist als die der SC-Probe, die σ _f der HC-Probe ist höher als die der SC-Probe, was auf den verstärkenden Effekt von GBs in der Ebene hinweist. Diese Verstärkung kommt hauptsächlich von den folgenden Aspekten:(1) Die GBs in der Ebene stellen mehr Keimbildungspunkte für Versetzungen bereit, was zu mehr nukleierten Versetzungen führt, und diese Versetzungen werden durch die COC- und Zwillingsgrenzfläche behindert; (2) In-Plane-GBs verhindern Versetzungen. Außerdem σ _f von HC Twin ist höher als die von HC COC, was zeigt, dass die verstärkenden Effekte der durch die Zwillingsgrenzfläche behinderten Versetzung deutlicher sind als die der COC-Grenzfläche.

Abbildung 5 zeigt die Mikrostruktur von HC Twin im Stadium des plastischen Fließens. Es sollte beachtet werden, dass während der Belastung die Nukleation und das Gleiten von partiellen Versetzungen, die SFs bilden, die Bewegung dieser Versetzungen und SFs, die durch die Grenzfläche begrenzt sind, die ein haarnadelartiges partielles Versetzungsgleiten induziert, und die gegenseitigen Reaktionen von partiellen Versetzungen, die eine Treppenstangenversetzung bilden, der primäre Deformationsmechanismus. Es werden keine halskettenartigen Mehrfachversetzungen beobachtet, die häufig in Cu/Ni-Mehrschichtfilmen [21] und nanozwillingiertem Cu [20] unter Spannung in der Ebene beobachtet werden. Dies liegt hauptsächlich an der großen Gitterfehlanpassung des Cu/Pd-Mehrschichtfilms mit einer komplizierteren Grenzflächenstruktur (Abb. 2).

Die Mikrostruktur von HC Twin in der Phase des plastischen Fließens

Im Vergleich zu einkristallinen Materialien sind die mechanischen Eigenschaften polykristalliner Proben oft stärker von der Dehnungsgeschwindigkeit abhängig. Daher führen wir weitere MD-Simulationen der Spannung für HC-Proben (HC COC und HC Twin) entlang x . durch -Richtung und SC Twin entlang x- und y -Richtungen mit einer Dehnungsrate von 5 × 10 ⁷ s ⁻¹ bis 5 × 10 ⁹ s ⁻¹ . Die σ -ε Kurven sind in Abb. 6a und b gezeigt, wo man sieht, dass die Spannung zum höchsten Punkt linear ansteigt und dann abnimmt. Bei den HC-Proben schwankt die Spannung mit der Zunahme der Dehnung bei niedriger Dehnungsrate im absteigenden Stadium, während die Spannungsschwankung bei einer hohen Dehnungsrate nicht sichtbar ist (Abb. 6a und b). Abbildung 6c und d zeigen die Variationen von σ _m und σ _f gegen die Dehnungsrate, wobei σ _m und σ _f mit steigender Dehnungsrate zunehmen. Die σ _m von SC Twin entlang y -Richtung ist viel größer als bei anderen Proben, was auf den oben erwähnten Schmidt-Faktor μ zurückzuführen ist. Aufgrund des verstärkenden Effekts der in der Ebene liegenden Korngrenze ist jedoch das σ _f der HC-Proben sind entlang y . mit der von SC Twin geschlossen Richtung. Außerdem σ _f der Proben mit der Zwillingsgrenzfläche sind bei hoher Dehnungsrate höher als die mit der COC-Grenzfläche (1 × 10 ⁸ s ⁻¹ bis 5 × 10 ⁹ s ⁻¹ ), was den Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche anzeigt, aber mit zunehmender Dehnungsrate wird dieser Verstärkungseffekt schwächer. Es ist zu beachten, dass bei einer Dehnungsrate von 5 × 10 ⁷ s ⁻¹ , die σ _f von HC Twin ist niedriger als die von HC COC, was der Tatsache zugeschrieben werden kann, dass die Anzahl der Versetzungen, die bei niedriger Dehnungsrate nukleiert werden, weniger den schwächenden Verstärkungseffekt der Zwillingsgrenzfläche induziert.

a σ -ε Kurven von HC-Proben unter Spannung entlang x- Richtung bei unterschiedlichen Dehnungsraten, b σ -ε Kurven von SC Twin unter Spannung entlang x- und y- Richtung bei unterschiedlichen Dehnungsraten. c-d Variationen von σ _m und σ _f gegen Dehnungsrate

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit wurden molekulardynamische Spannungssimulationen von in der Ebene liegenden ein- und polykristallinen Cu/Pd-Mehrschichtfilmen mit COC und Zwillingsgrenzflächen entlang verschiedener Richtungen durchgeführt, um die Auswirkungen der Grenzflächenstruktur, der Belastungsrichtung und der Korngrenzen in der Ebene auf die mechanische Eigenschaften. Wir fanden, dass die Fehlanpassungsversetzungen an der Grenzfläche eine dreieckige Netzwerkstruktur aufweisen und sich die Fehlanpassungslinien nach der Relaxation verbiegen. 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, sondern hängt von der Belastungsrichtung ab. Der verstärkende Effekt der COC-Grenzfläche ist erkennbar, wenn sie entlang der 〈110〉-Richtung gedehnt wird; jedoch ist der verstärkende Effekt der Zwillingsgrenzfläche sichtbar, wenn sie entlang der 〈112〉-Richtung gestreckt wird, was den anisotropen Effekt der Grenzflächenstruktur auf die mechanischen Eigenschaften zeigt. Schließlich zeigte im polykristallinen Wabenmodell in der Ebene die Zwillingsgrenzfläche einen ausgeprägten Verstärkungseffekt, und es wurden keine ruckartigen Versetzungen beobachtet.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die in der aktuellen Studie verwendeten bzw. analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage bei den entsprechenden Autoren erhältlich.

Abkürzungen

Cu:

Kupfer

Pd:

Palladium

Ni:

Nickel

AG:

Silber

COC:

Würfel-auf-Würfel

NMM:

Nanostrukturierter metallischer Mehrschichtverbund

GB:

Korngrenze

MD:

Molekulardynamik

2NN MEAM:

Zweite modifizierte eingebettete Atommethode des nächsten Nachbarn

FCC:

Kubisch flächenzentriert

BCC:

Körperzentrierter Kubikraum

HCP:

Sechseckig dicht gepackt

SC:

Einkristall

HC:

Wabenkristall

LAMMPS:

Groß angelegter atomarer/molekularer Massively-Parallel-Simulator

NPT:

Konstante Partikelanzahl, Druck und Temperatur

DXA:

Algorithmus zur Extraktion von Versetzungen

SF:

Stapelfehler

TB:

Zwillingsgrenze

TI:

Doppelschnittstelle

σ –ε :

Stress–Beanspruchung

E :

Elastizitätsmodul

σ _m :

Maximale Belastung