1。1。1 纳米晶体材料的塑性变形

纳米晶材料的变形和失效过程明显不同于微晶和粗晶材料：（1）晶粒尺寸普遍小于 100nm，位错不易从晶内产生，而集中在晶界附近。晶粒尺寸和强度不满足单纯的 Hall-Petch 关系。而且，小于一个过渡晶粒尺寸时，在 fcc 金属中一般为 5-15nm，强度和硬度随晶粒尺 寸减小而减小。（2）正如图 1。1-3 所示，纳米晶和微米晶相比，其对应的屈服强度对应变率 的依赖是明显不同的。另外，纳米材料中应变失效在某种程度上似乎随应变速率而变化，与 微米材料相反（图 1。2）。

图 1。1 深度感应纳米压痕法对电沉积镍历程的响应：(a)恒应变率缩进和(b)恒加载速率缩进。(a)和(b) 中每个曲线都代表连同一个误差条一起的五个实验的平均值。来自 Schwaiger 等人[3]。

图 1。2 (a)平均晶粒尺寸为 40nm 的电沉积镍在三种不同应变速率下的拉伸试验的结果，(b)假设晶界影响 区的体积分数为 25%，电沉积镍（晶粒尺寸，30-40nm）在三种不同的应变速率下的拉伸应力-应变响应的 有限元数值模拟。符号“x”指的是抗拉强度。来自 Schwaiger 等人[3]。

图 1。3 文献中对于各种微晶，超细晶，纳米晶金属和合金关于动态屈服强度（以最慢应变速率下相应的 静态屈服强度为标准）的变化的实验数据的总结。结果来源于 Mukai 等人[4]的文献调查（关于原始资料的 更多信息在这里可以被找到），同时 Schwaiger 等人[3]提供了额外的结果。

纳米晶体材料的变形实验微观机制的观察存在的诸多难题，研究分子动力学（molecular dynamic）模拟（以下简称 MD 模拟）的使用可以提供原子尺度过程的观察，揭示材料变形微 观机制，对纳米晶体材料的实验研究有指导作用。这种计算机模拟通常用于单向拉伸中。变 形模拟有两种方法：（1）施加恒定载荷，然后观察微观结构随时间的演变过程[5,6]；（2）通 过施加恒定应变，加之短暂的弛豫时间来模拟恒定应变速率变形。模拟表明纳米晶界通过晶 界滑移和局部位错开动来调节外应力[7。8]。当对纳米晶体铜施加某一恒定应变速率，屈服应力

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随晶粒尺寸减小而减小，这说明了反 Hall-Petch 关系[9,10]。这个软化归因于晶界原子的增多， 但并没有造成直接的位错运动。不管晶界还是位错塑性似乎都是由原子剪移引起的，这个过 程不包括长程质量运输，因此不以扩散为基础。以上均为在室温下进行的研究，在高温下， 材料的变形以 Coble 蠕变为主，晶界滑移作为调节机制，比如 Lifshitz 滑移[11,12]。

我们普遍认为在传统位错源，如 Frank-Read 源在纳米晶中不起作用，晶界变成潜在的位 错源和位错闾。纳米晶试样变形后的 TEM 表征结果观察不到在微米晶样品中观察到的位错碎 片[9,10]。研究人员在模拟和分析模型中提出晶界滑移，Coble 蠕变和晶粒转动的机制，但缺乏 很有说服力的实验证据[8,13]。针对变形试样中位错碎片的缺乏，研究人员设计了几个原位变形 实验，来观察变形中可能的位错运动[11]。原位（in-situ）变形技术有助于揭示裂纹前端的变形 过程，但在块体材料的适用性上有问题[14]：所推论的变形模型的薄片的电子透明区域中自由 表面的存在的影响。但有个很有趣的发现，几乎所有情况下，位错运动都会在裂纹尖端附近 被观察到。在 TEM 下的拉伸试样原位测试表明，在晶粒尺寸 30-40nm 的纳米晶镍中，裂纹 尖端处有大量位错开动。此外，这些位错在某一晶界处产生，运动至相邻或相对晶界处被吸 收。纳米尺度的微孔在裂纹尖端前晶界和晶界交汇处演化，长大，合并成更大的韧窝。原位 电子微观观察研究能证实拉伸测试中裂纹尖端附近的位错运动，但同时它对于块体材料的研 究是不适合的。论文网