不同應(yīng)變率下納米多晶Cu／Ni薄膜變形行為的分子動(dòng)力學(xué)模擬

成 聰，陳尚達(dá)，吳勇芝，黃鴻翔

（1湘潭大學(xué) 材料與光電物理學(xué)院，湖南 湘潭 411105；2湘潭大學(xué) 低維材料及其應(yīng)用技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 湘潭 411105）

納米多晶Cu與Ni的彈性模量具有顯著差異，且只有2.7%的晶格失配有利于凝聚，納米Cu／Ni系統(tǒng)的微觀結(jié)構(gòu)和特性被廣泛的研究［1－4］。因應(yīng)變率與材料的力學(xué)特性和微觀結(jié)構(gòu)密切相關(guān)，如梁浩等［5］對(duì)MgAlZnY合金的拉伸特性和斷口進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)不同應(yīng)變率拉伸下斷口分形行為顯著，分形維數(shù)越大，合金塑性相對(duì)越好，斷口形貌越復(fù)雜；LU等［6］研究了應(yīng)變率對(duì)平均粒徑30nm的納米多晶電沉積Cu拉伸流變應(yīng)力和斷裂特性的影響，表明應(yīng)變率的增加使得材料破壞時(shí)應(yīng)變顯著增加，這與傳統(tǒng)Cu材料的應(yīng)變率增加導(dǎo)致材料破壞時(shí)應(yīng)變輕微減小有顯著區(qū)別；SCHWAIGER等［7］通過(guò)系統(tǒng)性實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)致密的納米多晶Ni應(yīng)變率的敏感性和晶粒大小密切相關(guān)，其流變應(yīng)力對(duì)應(yīng)變率體現(xiàn)出積極的敏感性，然而對(duì)粗晶Ni此特性卻并不明顯；VO等 用分子動(dòng)力學(xué)方法模擬納米多晶Cu高應(yīng)變率下的變形，發(fā)現(xiàn)其屈服強(qiáng)度不只受晶粒大小影響，而是由晶粒大小和晶界的松弛程度共同控制。隨著高性能計(jì)算機(jī)的發(fā)展，納米金屬／金屬的薄膜特性被廣泛地利用計(jì)算機(jī)進(jìn)行模擬。對(duì)Cu／Ni薄膜系統(tǒng)，目前大多數(shù)模擬研究集中在雙晶薄膜的特性上，對(duì)納米多晶Cu／Ni薄膜高應(yīng)變率下變形時(shí)微觀結(jié)構(gòu)與特性的研究非常有限。因超高的應(yīng)變率限制晶界滑移的能力，開辟了制造超硬度金屬（用于沖擊加載）的重要途徑［9］。本工作將利用分子動(dòng)力學(xué)方法研究Cu／Ni納米多晶薄膜系統(tǒng)在不同高應(yīng)變率下的變形機(jī)制。

1 模擬方法

Cu／Ni雙層膜模型如圖1所示，X，Y，Z三個(gè)方向皆采用周期性邊界條件，構(gòu)成Cu／Ni納米多層薄膜系統(tǒng)。文中Ni，Cu的晶格常數(shù)分別取0.3524nm和0.3615nm，利用 Voronoi幾何法［10］構(gòu)建X，Y，Z方向的尺寸為26.751nm×26.751nm×17.845nm Cu／Ni雙層膜。其中Ni層平均粒徑6.641nm，厚度（Z軸方向）為8.928nm，Cu層平均粒徑6.638nm，厚度為8.917nm，Cu，Ni層均約含41.7個(gè)晶粒，Cu層含537366個(gè)原子，Ni層含581941個(gè)原子，整個(gè)系統(tǒng)含1119307個(gè)原子。模擬中采用Sandia國(guó)家實(shí)驗(yàn)室提供的MD代碼LAMMPS［11］對(duì)膜系統(tǒng)進(jìn)行Z向應(yīng)變加載，應(yīng)變率分別為2×106，108，109，5×109，1010s－1。原子間相互作用勢(shì)采用廣泛應(yīng)用的EAM勢(shì)函數(shù)［11，12］，模擬中開始采用 NPT系綜（即系統(tǒng)的溫度、壓強(qiáng)和原子數(shù)目保持恒定）充分弛豫，然后在NVT系綜（即系統(tǒng)的溫度、體積和原子數(shù)目保持恒定）下進(jìn)行應(yīng)變加載，為了消除熱振動(dòng)的影響，系統(tǒng)溫度采用 Nosé－Hoover熱?。?3］控制為1K。另外，采用 Velocity－Verlet積分方法，時(shí)間步長(zhǎng)設(shè)定為1fs。為了可視化晶體缺陷，采用中心對(duì)稱參數(shù)方法［14］，其定義為：

其中α為近鄰原子對(duì)數(shù)，Ri和Ri＋α是對(duì)稱原子相對(duì)中心原子的位矢，對(duì)于FCC結(jié)構(gòu)，α為6。當(dāng)P＝0時(shí)，說(shuō)明此原子是完整晶體部分；當(dāng)P不為零時(shí)，不同的金屬，取一定的臨界值P，然后區(qū)分原子是位錯(cuò)、堆垛層錯(cuò)，或表面原子。因?yàn)橹行膶?duì)稱參數(shù)法不易于區(qū)分堆垛層錯(cuò)和晶界，因此利用局部晶序法（CNA）［14］對(duì)晶界和層錯(cuò)進(jìn)行區(qū)分。對(duì)CNA值進(jìn)行計(jì)算，當(dāng)其值為1時(shí)為FCC結(jié)構(gòu)；為2時(shí)是HCP結(jié)構(gòu)；為3時(shí)是BCC結(jié)構(gòu)；為4時(shí)是二十面體結(jié)構(gòu)；為5時(shí)是其他結(jié)構(gòu)。本工作中FCC結(jié)構(gòu)Cu，Ni晶體晶界原子定義為“OTHER”結(jié)構(gòu)，其CNA值為5（CNA值為3，4的原子極少）。利用CNA值對(duì)原子進(jìn)行著色，如圖1中所示：上層為Ni層，橙色表示FCC結(jié)構(gòu)，綠色表示晶界，紫色表示HCP結(jié)構(gòu)；下層為Cu層，藍(lán)色代表FCC結(jié)構(gòu)，黃色代表晶界，紅色代表HCP結(jié)構(gòu)。

2 結(jié)果及討論

實(shí)驗(yàn)研究表明FCC與HCP結(jié)構(gòu)納米多晶金屬應(yīng)變率的敏感系數(shù)（m）相比對(duì)應(yīng)粗晶結(jié)構(gòu)大一個(gè)量級(jí)［15］，抗拉強(qiáng)度隨著拉伸加載應(yīng)變率的增加而遞增，但是應(yīng)變率對(duì)延展性的影響卻與許多因素相關(guān)，如成分、測(cè)試方法、加載過(guò)程等［16］。據(jù)反 Hall－Petch關(guān)系，當(dāng)金屬晶粒減小到一定程度，隨著晶粒的減小材料的強(qiáng)度減弱［17］，然而對(duì)于超細(xì)微晶粒（粒徑d≤30nm）納米金屬在高應(yīng)變率下變形時(shí)（104s－1）其強(qiáng)度顯著增強(qiáng)［18］。如對(duì)超細(xì)微納米多晶Ni在加載速率大于聲速情況下進(jìn)行加載，因限制了晶界的滑移而導(dǎo)致了超高的強(qiáng)度［19］。為研究應(yīng)變率對(duì)Cu／Ni多層薄膜結(jié)構(gòu)和特性的影響，對(duì)所建模型在不同應(yīng)變率下進(jìn)行加載，其應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2所示。由圖2可知，應(yīng)變率越大，納米多晶Cu／Ni多層薄膜結(jié)構(gòu)的屈服強(qiáng)度和屈服應(yīng)變的增量越大，而且到達(dá)屈服點(diǎn)后應(yīng)變率越小，應(yīng)力下降愈加急劇，曲線愈陡峭。當(dāng)應(yīng)變率減小到一定程度，應(yīng)力應(yīng)變曲線接近重合（如圖2中應(yīng)變率為2×106s－1與108s－1）；反之當(dāng)應(yīng)變率不斷增大，屈服極限增加越明顯，曲線重合度的偏離越大。圖2與DONGARE等 模擬結(jié)果（應(yīng)變率為10s ，Cu粒徑為6nm）和BRINGA 等［20］的模擬結(jié)果（應(yīng)變率為109s－1，Cu粒徑為15nm）相比較，曲線變化趨勢(shì)非常相似。然而VO等［8］在不同應(yīng)變率（108，109，1010s－1）下模擬拉伸粒徑為5nm多晶Cu，應(yīng)力值達(dá)頂點(diǎn)后下降卻較為緩和。此外，Brandl等［21］在不同應(yīng)變率下（107，108，109s－1）模擬拉伸粒徑為11.5nm Al，屈服極限到達(dá)頂點(diǎn)后也是下降較緩和。與上述兩者相比，雖然屈服極限與應(yīng)力流變階段相差較大，但隨著應(yīng)變率增加，屈服極限增加愈劇烈的趨勢(shì)是一致的。這為本工作下一步對(duì)應(yīng)變率敏感性的分析提供參考價(jià)值。

圖2 不同應(yīng)變率下Cu／Ni薄膜系統(tǒng)變形應(yīng)力－應(yīng)變曲線Fig.2 Stress－strain curves for the nanocrystalline Cu／Ni system deformed at different strain rates

為進(jìn)一步分析該Cu／Ni多層薄膜系統(tǒng)應(yīng)變率的敏感性，引入ASARO等［22］對(duì)應(yīng)變率敏感系數(shù)的求法，應(yīng)變率敏感系數(shù)m定義為：

其中k是波爾茲曼常數(shù)，T是絕對(duì)溫度，σ是流變應(yīng)力，H是硬度（通常為3σ），V＊為激活體積，即激活熱焓量隨流變應(yīng)力的下降率：

由（4）知m的廣義力學(xué)涵義為拉伸任一瞬時(shí)流變應(yīng)力對(duì)應(yīng)變率的敏感性，其解析涵義為真實(shí)應(yīng)力對(duì)數(shù)對(duì)真實(shí)應(yīng)變率的對(duì)數(shù)求導(dǎo)數(shù)，其幾何涵義為流變應(yīng)力－應(yīng)變率在對(duì)數(shù)坐標(biāo)平面曲線的斜率。圖2中，應(yīng)力到達(dá)最大值后即急劇下降，塑性流動(dòng)階段極其短暫，為研究多晶Cu／Ni多層薄膜系統(tǒng)屈服極限對(duì)應(yīng)變率的敏感性，把屈服極限替換流變應(yīng)力值代入（4）式。

圖3為對(duì)數(shù)坐標(biāo)平面內(nèi)屈服極限σ隨應(yīng)變率變化的曲線。曲線斜率m隨應(yīng)變率增大而增加，即應(yīng)變率越大，屈服極限對(duì)應(yīng)變率越敏感。例如在應(yīng)變率相對(duì)較小的區(qū)域，直線A1－A2的斜率m1＝0.002358；在應(yīng)變率相對(duì)較大的區(qū)域，直線A4－A5的斜率m5＝0.117691。這較好地反應(yīng)了屈服極限隨應(yīng)變率的變化趨勢(shì)。在Carreker等［23］的研究中，粗晶Cu的粒徑d從92μm下降到12μm時(shí)應(yīng)變率敏感系數(shù)m從0.004增加到0.0072，當(dāng)粒徑d減小到亞微米或納米量級(jí)，m值進(jìn)一步增加。例如在Jiang等［24］對(duì)粒徑d＝26nm電鍍Cu的研究中，測(cè)得的應(yīng)變率敏感系數(shù)m為0.104。Wei［25］通過(guò)對(duì)前人大量研究數(shù)據(jù)作圖分析得：納米多晶Cu粒徑d從105nm至10nm變化時(shí)，m由0.004增大至0.04；納米多晶Ni粒徑d從105nm至10nm變化時(shí)，m由0.003增大至0.02。本工作的模擬中，Cu，Ni粒徑d均約為6.6nm，由（4）式所得應(yīng)變率敏感系數(shù)m變化范圍為0.002358～0.117691，與上述實(shí)驗(yàn)研究結(jié)果相比較：其最小值與上述粗晶的實(shí)驗(yàn)m值接近，最大值與上述納米多晶的實(shí)驗(yàn)m值接近。該模擬中除了含納米多晶Cu結(jié)構(gòu)還有Ni結(jié)構(gòu)；在（4）式中用屈服極限替換了流變應(yīng)力；模擬中最小的應(yīng)變率2×106s－1相對(duì)于實(shí)驗(yàn)中的應(yīng)變率而言仍是非常高的應(yīng)變率；不同的晶粒尺寸，這些因素可能共同影響了Cu／Ni多層薄膜結(jié)構(gòu)應(yīng)變率的敏感系數(shù)。

圖3 對(duì)數(shù)坐標(biāo)平面內(nèi)Cu／Ni薄膜系統(tǒng)屈服極限－應(yīng)變率曲線Fig.3 Yield limit－strain rates curve of the nanocrystalline Cu／Ni system under the logarithmic coordinates.

圖4（a）和圖4（b）用CNA方法計(jì)算描述了應(yīng)變率為108，1010s－1時(shí)模擬系統(tǒng)中 FCC，HCP，OTHER結(jié)構(gòu)原子分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變的變化過(guò)程。對(duì)于OTHER部分的原子結(jié)構(gòu)，其CNA值為5，包括晶界上原子，三晶交原子。盡管一些原子不在晶界上而其CNA值可能為5，但因其原子分?jǐn)?shù)極其小，所以對(duì)OTHER部分原子分?jǐn)?shù)影響可忽略。圖4（a），（b）中開始Cu／Ni模擬系統(tǒng)中的FCC，HCP，OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)都相等。（1）當(dāng)應(yīng)變率為10s ，Cu層與Ni層薄膜中FCC、HCP、OTHER結(jié)構(gòu)變化：Cu中FCC結(jié)構(gòu)在應(yīng)變?yōu)?.06左右時(shí)下降加劇，原子分?jǐn)?shù)從開始的31.68%下降至27%后變化趨于平緩，而Cu中的HCP結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)在應(yīng)變到達(dá)0.06左右時(shí)快速增加，原子分?jǐn)?shù)到達(dá)5.5%左右時(shí)趨向平緩；對(duì)于Cu的OTHER部分原子分?jǐn)?shù)，其變化十分微小，一直在15%～16%附近波動(dòng)。該應(yīng)變率下，Ni層與Cu層相比變化很小，F(xiàn)CC，HCP結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)分別輕微的減小與增加，OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)一直在13%～14%附近波動(dòng)。（2）當(dāng)應(yīng)變率為1010s－1，Cu層、Ni層的結(jié)構(gòu)變化都比較劇烈：對(duì)FCC結(jié)構(gòu)，結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)從加載開始即急劇下降，Cu層由31.68%一直下降至25%～26%左右，Ni層相比應(yīng)變率為108s－1亦下降得更加顯著，加載開始即可明顯觀察到結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)的下降，從37.24%下降至最低33%左右；對(duì)HCP結(jié)構(gòu)，Cu、Ni的結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)變化都比較明顯，從最初的約0.7%上升至約3.0%（比應(yīng)變率為108s－1時(shí)Cu層中HCP結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)5.5%小），而且兩者的HCP結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)相差很??；對(duì)OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)，Cu的OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)從開始的15.55%隨應(yīng)變加載增至20%～19%，Ni的OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)從開始的14.08%變化至16%～15%。據(jù)上述可知，更高的應(yīng)變率對(duì)納米多晶Cu，Ni的FCC結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)，晶界結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)、無(wú)序原子結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)影響更顯著，且較高的應(yīng)變率有利于納米多晶Ni中HCP結(jié)構(gòu)的形成。

圖4 Cu／Ni薄膜系統(tǒng)在應(yīng)變率為108s－1（a），1010s－1（b）時(shí)FCC、HCP和晶界結(jié)構(gòu)原子分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變變化趨勢(shì)Fig.4 The evolution of the FCC，HCP，and OTHER（GB）atomic groups for the nanocrystalline Cu／Ni system understrain rates of 108s－1（a）and 1010s－1（b）

為討論Cu層中FCC和HCP結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)在屈服點(diǎn)附近的變化機(jī)制。本工作與TUCKER等［26］在應(yīng)變率為109s－1下模擬拉伸粒徑為5nm的和15nm的納米多晶Cu塊體相比較。對(duì)于粒徑5nm的Cu（與本工作6.6nm接近），原子團(tuán)結(jié)構(gòu)變化劇烈程度介于本工作應(yīng)變率108s－1和1010s－1模擬結(jié)果之間。在屈服點(diǎn)附近沒(méi)有觀察到部分FCC原子團(tuán)結(jié)構(gòu)迅速轉(zhuǎn)變?yōu)镠CP原子團(tuán)結(jié)構(gòu)的現(xiàn)象。相反，對(duì)于粒徑15nm的Cu，F(xiàn)CC與HCP結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)在接近屈服點(diǎn)時(shí)突變現(xiàn)象卻比較明顯。因上述的15nm粒徑略高于Cu的反Hall－Petch關(guān)系臨界晶粒尺寸，據(jù)Tsuzuki等［27］研究結(jié)果，位錯(cuò)機(jī)制相比晶界滑移機(jī)制對(duì)納米多晶Cu變形的影響更大；又由Dongare等［9］對(duì)粒徑6nmCu的模擬拉伸研究結(jié)果有，在到達(dá)屈服點(diǎn)前晶界滑移對(duì)變形行為起主要作用，到達(dá)屈服點(diǎn)后位錯(cuò)行為對(duì)變形的貢獻(xiàn)大。比較Tsuzuki和Dongare研究結(jié)果，在晶界滑移機(jī)制與位錯(cuò)變形機(jī)制對(duì)變形產(chǎn)生影響的競(jìng)爭(zhēng)過(guò)程中，存在某平衡點(diǎn)使得FCC、HCP原子團(tuán)結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)在屈服點(diǎn)附近突變現(xiàn)象更明顯。因高的應(yīng)變率限制晶界滑移的能力強(qiáng)，粒徑相同時(shí)，控制應(yīng)變率可調(diào)節(jié)原子團(tuán)結(jié)構(gòu)突變的急緩程度；反之應(yīng)變率相同時(shí)，控制粒徑也可達(dá)到調(diào)節(jié)效果。

圖5和圖6用中心對(duì)稱參數(shù)法和局部晶序法（CNA）計(jì)算，并在VMD中可視化Cu／Ni薄膜系統(tǒng)在應(yīng)變率為108，1010s－1時(shí)微觀結(jié)構(gòu)隨應(yīng)ε增加的演化過(guò)程。（1）當(dāng)應(yīng)變率為108s－1：如圖5（a－1）～（a－4）所示，用中心對(duì)稱參數(shù)法進(jìn)行分析，在Cu和Ni的界面上最先產(chǎn)生孔洞，并不斷擴(kuò)大。在孔洞生成前，位錯(cuò)行為十分稀少，尤其在上層Ni結(jié)構(gòu)中最明顯，幾乎無(wú)位錯(cuò)行為。當(dāng)孔洞生成后，在下層Cu結(jié)構(gòu)中孔洞沿著晶界進(jìn)行擴(kuò)展，且相對(duì)Ni層位錯(cuò)的密度明顯更大?？锥吹纳蛇^(guò)程中，開始晶界的滑移對(duì)孔洞的生成起主要貢獻(xiàn)，當(dāng)孔洞生成后，孔洞周圍位錯(cuò)密度不斷增大，位錯(cuò)對(duì)孔洞的生長(zhǎng)貢獻(xiàn)不斷增大。圖5（b－1）～（b－4）與（a－1）～（a－4）相對(duì)應(yīng)，用CNA法進(jìn)行分析，隨著應(yīng)變加載的進(jìn)行，上層Ni結(jié)構(gòu)變化很小，只在晶界的邊緣生成了很少量的堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu)；而下層Cu結(jié)構(gòu)中堆垛層錯(cuò)的數(shù)量遠(yuǎn)高于Ni層中，且堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu)從晶界邊緣進(jìn)入晶粒中，有的甚至貫穿晶粒。（2）當(dāng)應(yīng)變率為1010s－1：如圖6（a－1）～（a－4）所示，用中心對(duì)稱參數(shù)法分析看出Cu／Ni薄膜沖擊加載下，在加載端晶體結(jié)構(gòu)中原子的無(wú)序混亂程度迅速增加。對(duì)Ni層薄膜，由于晶粒間結(jié)合強(qiáng)度比Cu大，雖然其內(nèi)部無(wú)序原子數(shù)量大量增加，但加載過(guò)程中仍未出現(xiàn)裂紋。而對(duì)Cu層薄膜，不僅在Cu、Ni的交界面產(chǎn)生大量裂縫，而且Cu層中晶粒在加載過(guò)程中在晶界上產(chǎn)生裂縫，晶粒大量散裂。在Dongare等［28］以速率為250，500，750m／s和1km／s（應(yīng)變率為2.9×109s－1至1010s－1）對(duì)粒徑6nm的納米多晶Cu進(jìn)行沖擊模擬中，在晶界上產(chǎn)生大量的孔洞并不斷合并生長(zhǎng)成類似球狀，且孔洞的數(shù)量隨著沖擊速率增大而增加。本研究中應(yīng)變率增加，裂縫數(shù)量增多。但是因本研究中是模擬薄膜結(jié)構(gòu)，Cu／Ni界面的存在限制了孔洞的合并生長(zhǎng)，薄膜本身給孔洞的生長(zhǎng)空間也很有限，孔洞產(chǎn)生后不是合并生長(zhǎng)為一個(gè)類似球狀結(jié)構(gòu)，而是呈碎裂形式。此外，與應(yīng)變率為108s－1時(shí)相比，從圖6（b－1）～（b－4）中看出，在應(yīng)變率為1010s－1時(shí)Ni層薄膜中隨著應(yīng)變加載進(jìn)行，其中的堆垛層錯(cuò)數(shù)量與Cu層一樣都顯著增加。但Cu層中的堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu)數(shù)量相比應(yīng)變率為108s－1時(shí)明顯減少?？梢钥闯觯S著應(yīng)變率的增加有利于納米多晶結(jié)構(gòu)中堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu)數(shù)量的增加，但應(yīng)變率增加至一定程度時(shí)無(wú)序原子團(tuán)結(jié)構(gòu)數(shù)量增加，破壞了堆垛層錯(cuò)原子團(tuán)結(jié)構(gòu)的形成，堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu)數(shù)量反而減少。

本工作僅研究了低溫高應(yīng)變率下納米多晶Cu／Ni薄膜系統(tǒng)的變形行為。而其變形和力學(xué)性能也受溫度、晶粒尺寸等因素影響，在不同的溫度下對(duì)納米多晶Cu拉伸會(huì)改變 Hall－Petch關(guān)系臨界晶粒尺寸［29］，對(duì)Cu與Ni，應(yīng)變率敏感系數(shù)隨晶粒尺寸的變化有顯著區(qū)別 。而對(duì)納米多晶Cu／Ni組成的系統(tǒng)結(jié)構(gòu)而言，溫度效應(yīng)、尺寸效應(yīng)的，缺陷演化規(guī)律的認(rèn)知都十分有限，仍需探索其微觀結(jié)構(gòu)變化規(guī)律，為制備納米多晶Cu／Ni材料提供理論基礎(chǔ)。

圖5 應(yīng)變率為108s－1時(shí)單軸加載納米多晶Cu／Ni樣品截面圖 （a）用中心對(duì)稱參數(shù)值P對(duì)原子著色，藍(lán)色—完整FCC結(jié)構(gòu)，綠色—部分位錯(cuò)、堆垛層錯(cuò)、孿晶界結(jié)構(gòu)，紅色—表面原子；（b）用CNA值對(duì)原子進(jìn)行著色，顏色設(shè)置與圖1相同；（1）ε＝0；（2）ε＝0.057；（3）ε＝0.058；（4）ε＝0.059Fig.5 Slices of the nanocrystalline Cu／Ni sample under uniaxial tension at a constant strain rate of 108s－1（a）the atoms colored using P values，lattice atoms：blue；stacking faults，partial dislocations and twin boundary atoms：green；void surface atoms：red；（b）the atoms colored using CNA values，the contour scale for the CNA values is the same as in fig.1；（1）ε＝0；（2）ε＝0.057；（3）ε＝0.058；（4）ε＝0.059

圖6 應(yīng)變率為1010s－1時(shí)單軸加載納米多晶Cu／Ni樣品截面圖 （a）用中心對(duì)稱參數(shù)值P對(duì)原子著色：藍(lán)色—完整FCC結(jié)構(gòu)，綠色—部分位錯(cuò)、堆垛層錯(cuò)、孿晶界結(jié)構(gòu)，紅色—表面原子；（b）用CNA值對(duì)原子進(jìn)行著色，顏色設(shè)置與圖1相同；（1）ε＝0；（2）ε＝0.0927；（3）ε＝0.1126；（4）ε＝0.1325Fig.6 Slices of the nanocrystalline Cu／Ni sample under uniaxial tension at a constant strain rate of 1010s－1（a）the atoms colored using P values，lattice atoms：blue；stacking faults，partial dislocations and twin boundary atoms：green；void surface atoms：red；（b）the atoms colored using CNA values，the contour scale for the CNA values is the same as in fig.1；（1）ε＝0；（2）ε＝0.0927；（3）ε＝0.1126；（4）ε＝0.1325

3 結(jié)論

（1）當(dāng)應(yīng)變率不斷增大，納米多晶Cu／Ni薄膜系統(tǒng)的屈服極限增加越明顯，屈服極限對(duì)應(yīng)變率越敏感。

（2）在較低應(yīng)變率加載時(shí)，納米多晶Ni薄膜中FCC、HCP、OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)相比納米多晶Cu薄膜而言變化不顯著，Cu／Ni薄膜界面上產(chǎn)生孔洞；在較高應(yīng)變率沖擊加載時(shí)納米多晶Cu、Ni薄膜中FCC、HCP、OTHER結(jié)構(gòu)分?jǐn)?shù)變化都較顯著，Cu薄膜呈碎裂形式被破壞。

（3）應(yīng)變率增加有利于納米多晶結(jié)構(gòu)中堆垛層錯(cuò)原子團(tuán)的增加，但當(dāng)應(yīng)變率增大到一定程度時(shí)無(wú)序原子團(tuán)增加會(huì)阻礙堆垛層錯(cuò)原子團(tuán)的生成。

［1］ZHU X Y，PAN F，LIU X J，et al.Microstructure and mechanical properties of nanoscale Cu／Ni multilayers［J］.Materials Science and Engineering A，2010，527（4－5）：1243－1248.

［2］王濤，盧子興，楊振宇.Cu／Ni多層納米線力學(xué)性能尺寸效應(yīng)的分子動(dòng)力學(xué)模擬［J］.計(jì)算力學(xué)學(xué)報(bào)，2011，28（Suppl）：147－151.WANG T，LU Z X ，YANG Z Y，et al.Size effects on the mechanical properties of Cu／Ni multi－layer nano－wires：molecular dynamics simulation［J］.Chinese Journal of Computational Mechanics，2011，28（Suppl）：147－151.

［3］CHELLALI M R，BALOGH Z，BOUCHIKHAOUI H.Triple junction transport and the impact of grain boundary width in nanocrystalline Cu［J］.Nano Letter，2012，12（7）：3448－3454.

［4］程?hào)|，嚴(yán)志軍，嚴(yán)立.Cu／Ni多層膜強(qiáng)化機(jī)理的分子動(dòng)力學(xué)模擬［J］.金屬學(xué)報(bào)，2008，44（12）：1461－1464.CHEN D，YAN Z J，YAN L.Molecular dynamics simulation of strengthening mechanism of Cu／Ni multilayers［J］.Acta Materialia Sinica，2008，44（12）：1461－1464.

［5］梁浩，陳勇梅，胡文軍，等.不同應(yīng)變率下MgAIZnY合金的拉伸性能與斷口研究［J］.材料工程，2012，（1）：66－70.LIANG H，CHEN Y M，HU W J，et al.Tensile property and fracture surface for MgAlZnY alloys at different strain rates［J］.Journal of Materials Engineering，2012，（1）：66－70.

［6］LU L，LI S X，LU K.An abnormal strain rate effect on tensile behavior in nanocrystalline copper［J］.Scripta Materialia，2001，45（10）：1163－1169.

［7］SCHWAIGER R，MOSER B，CHOLLACOOP N，et al.Some critical experiments on the strain－rate sensitivity of nanocrystalline nickel［J］.Acta Materialia，2003，51（17）：5159－5172.

［8］VO N Q，AVERBACK R S，BELLON P，et al.Yield strength in nanocrystalline Cu during high strain rate deformation［J］.Scripta Materialia200961176－79.

［9］DONGARE A M，RAJENDRAN A M，MATTINA B L.Atomic scale simulations of ductile failure micromechanism in nanocrystalline Cu at high strain rates［J］.Physical Review B，2009，80（10）：4108－4118.

［10］DERLET P M，SWYGENHOVEN H V.Atomic positional disorder in fcc metal nanocrystalline grain boundaries［J］.Physical Review B，2003，67（1）：4202－4209.

［11］PLIMPTON S J.Fast parallel algorithms for short－range molecular dynamics［J］.Journal of Computational Physics，1995，117（1）：1－19.

［12］MEHL M J，PAPACONSTANTOPOULOS D A.Structural stability and lattice defects in copper：Ab initio，tight－binding，and embedded－atom calculations［J］.Physical Review B，2001，63（22）：4106－4121.

［13］HOOVER W G.Canonical dynamics：equilibrium phase－space distributions［J］.Physical Review A，1985，31（3）：1695－1697.

［14］KELCHNER C L，PLIMPTON S J，HAMILTON J C.Dislocation nucleation and defect structure during surface indentation［J］.Physical Review B，1998，58（17）：11085－11088.

［15］WEI Y J，BOWER A F，GAO H J.Enhanced strain－rate sensitivity in fcc nanocrystals due to grain－boundary diffusion and sliding［J］.Scripta Materialia，2008，56（8）：1741－1752.

［16］KUMAR K S，SWYGENHOVEN H V，SURESH S.Mechanical behavior of nanocrystalline metals and alloys［J］.Scripta Materialia，2003，51（19）：5743－5774.

［17］WOLF D，YAMAKOV V，PHILLPOT S R，et al.Deformation of nanocrystalline materials by molecular－dynamics simulation：relationship to experiments［J］.Acta Materialia，2005，53（1）：1－40.

［18］JIA D，RAMESH K T，LU L，et al.Compressive behavior of an electrodeposited nanostructured copper at quasistatic and high strain rates［J］.Scripta Materialia，2001，45（5）：613－620.

［19］BRINGA E M，CARO A，WANG Y，et al.Ultrahigh strength in nanocrystalline materials under shock loading［J］.Science，2005，309（5742）：1838－1841.

［20］BRINGA E M，TRAIVIRATANA S，MEYERS M A.Void initiation in fcc metals：Effect of loading orientation and nanocrystalline effects［J］.Acta Materialia，2010，58（13）：4458－4477.

［21］BRANDL C，DERLET P M，SWYGENHOVEN H V.Strain rates in molecular dynamics simulations of nanocrystalline metals［J］.Philosophical Magazine，2009，89（34－36）：3465－3475.

［22］ASARO R J，SURESH S.Mechanistic models for the activation volume and rate sensitivity in metals with nanocrystalline grains and nano－scale twins［J］.Acta Materialia，2005，53（12）：3369－3382.

［23］CARREKER R P，HIBBARD W R.Tensile deformation of high－purity copper as a function of temperature，strain rate，and grain size［J］.Acta Materialia，1953，1（6）：654－663.

［24］JIANG Z G，LIU X，LI G G，et al.Strain rate sensitivity of a nanocrystalline Cu synthesized by electric brush plating［J］.Appl Phys Lett，2006，88（14）：3115－3117.

［25］WEI Q.Strain rate effects in the ultrafine grain and nanocrystal－line regimes－influence on some constitutive responsesJ.J Mater Sci，2007，42（5）：1709－1727.

［26］TUCKER G J，TIWARI S，ZIMMERMAN J A，et al.Investigating the deformation of nanocrystalline copper with microscale kinematic metrics and molecular dynamics［J］.J Mech Phys Solids，2012，60（3）：471－486.

［27］TSUZUKI H，BRENICIO P S，RINO J P.Accelerating dislocations to transonic and supersonic speeds in anisotropic metals［J］.Appl Phys Lett，2008，92（19）：1909－1911.

［28］DONGARE A M，RAJENDRAN A M，LAMATTINA B，et al.Atomic scale studies of spall behavior in nanocrystalline Cu［J］.J Appl Phys，2010，108（11）：3518－3527.

［29］CHOI Y，PARK Y，HYUN S.Mechanical properties of nanocrystalline copper under thermal load［J］.Physics Letters A，20123765758－762.

［30］MEYERS M A，MISHRA A，BENSON D J.The deformation physics of nanocrystalline metals：experiments analysis and com－putations［J］.Nanostructured Materials，2006，58（4）：41－48.