由于 fcc 纳米金属缺少大量的宏观拉伸塑性试验和断面韧窝的观察，所以假设变形是局部 的。在文献 13,14 中描述了纳米晶 bcc 铁和铁合金的变形试样表面出现剪切带，甚至在准静态 应变速率下也能出现。这个现象明确地证明了变形是局部的。[13-14]然而在 fcc 结构中情况却 并非如此，只有在高应变速率下变形的纳米镍才会出现。[15]除了镍以外压缩试样也会出现剪 切带，而且他们通常比拉伸试样有更大的应变。在文献 13 中，从 bcc 结构纳米铁的剪切带 TEM 图像中可以看出，在剪切方向晶粒是细长的然而在剪切带以外晶粒是等轴的。所以进一 步的证明了变形是局部的。

在文献 16 中报道，在电沉积纳米镍中主裂纹的晶界和三叉晶界处出现空位，这些空位随着 逐步增加的加载而生长。当这些空位汇合时导致沿晶断裂。[16]

文献 17 显示出韧窝尺寸明显比晶粒尺寸更大。[17]当晶粒尺寸为 25 到 30nm 时从电沉积纳 米镍拉伸试样断面可以看出，韧窝直径和韧窝深度比晶粒尺寸大一个数量级，更重要的是韧 窝尺寸一致而且延伸穿过大部分样品的横截面。当晶粒尺寸减小到 10nm 以下时，电沉积纳 米镍钨合金拉伸试样断面仍然呈现出韧窝断口。然而不同的是韧窝的尺寸更小但是仍然比晶 粒尺寸大得多，而且有更大的粒度分布。这种现象是由晶粒减小直接导致的还是有钨导致的 还不是很清楚。在 TEM 下观察拉伸试样的裂纹可以证实与晶粒尺寸为 30nm 的电沉积镍相比， 纳米镍钨合金具有不稳定的裂纹扩展。文献综述

在文献18中，平均晶粒直径为6nm和12nm的全致密纳米镍的裂纹扩展原子模拟显示出，伴 随着裂纹尖端形成纳米级的孔洞一条预制裂纹沿晶间扩展。[18]在模拟中仅在裂纹尖端附近观 察到塑形。分子动力学拉伸变形模拟呈现出由于晶界滑移和分位错活动使剪切面形成。此外 证明由于出现特殊的阻碍晶界滑移的晶界，伴随着产生一组嵌入滑移系统的晶粒形成局部剪 切面。[19]因此几个晶粒尺寸数量级的塑性长度范围与断面上的韧窝结构的尺寸相当。

基于对韧窝断口，裂纹尖端位错运动以及裂纹前端三叉晶界的观察。在文献 20 中提出一个

损伤演变和断裂模型如图 1。2 所示[20]。在变形的早期阶段，当晶内滑移与不适应地晶界滑移 相结合时，受外加应力的影响位错由晶界发出从而促进晶界上空位的形成。这些孔洞不需要

在每个晶界上产生。如果发生扩散和幂次定律蠕动不能调节晶界上的移动的情况，那么晶界 滑移也能形成三叉晶界孔洞和楔形裂纹。这些晶界和三叉晶界空位作为韧窝的成核场所，这 些韧窝比单个晶粒更大而且在断面上这些韧窝的边缘与晶界不一致。因此在一个局部水平， 纳米镍展示了相当大的塑性（能够展现一个剪切带内的局部变形）。它的变形和断裂过程与位 错产生的塑性以及空位的形成和长大紧密相关。来*自~优|尔^论:文+网www.youerw.com +QQ752018766*

两种方法根本的不同是原子模拟显示晶间裂纹扩展，其中被裂纹路径所选择的晶界由塑性 变形过程所决定。然而图 1。2 中的模型显示当空位逐步形成时自由面上局部韧带形成，韧带 一致拉伸最终导致穿晶断裂。无论何种断裂机制断裂都很明显地被显微结构特点所影响，例 如存在纳米级孔洞，甚至气泡以及出现原生栾晶。众所周知电沉积的纳米金属中会出现氢气 泡，而且这些气泡能够成为韧窝的成核地点。[21]这些气泡能够出现在晶界也能出现在晶粒内 部。除此之外正电子湮灭显示出在所有的纳米样品中有 10-20 空位率的纳米孔洞，[22]而且认 为它们位于晶界和三叉晶界处。然而他们的位置还没有被实验地证明过。在粗晶金属材料中 孪晶的出现被认为是一种界面控制机制。很多纳米金属材料中有栾晶，栾晶可能代表一种影 响断裂的显微结构。[23]孪晶界阻碍晶界滑移从而产生与模拟得到的韧窝尺寸相当大的一个塑 性范围。