1。1。2 纳米晶体材料的损伤和断裂

Kumar 等人在其综述中有写到[15]：“……这些材料的损伤容度不能满足某些特定应用的 最小可接受程度。尽管有这些方面的需要，但目前关于纳米晶体金属和合金的损伤容度的研 究还很少”。即使对于“抵抗局部塑性”有一个比较好的理解，但关于在不同的加载条件下 块体纳米材料控制抵抗断裂的损伤机制的研究仍很少。一个主要的原因可能是用于粗晶金 属，基于传统的变形样品抛光截面[16]或者是更现代化的 X 射线微断层扫描[17,18]的方法，不适 合块体纳米晶体样品，这是因为其很小的尺寸。另一个原因是样品尺寸的限制，因为样品要 加工成方便机械测试的尺寸，例如有缺口的圆柱试样。通过原位测试金属薄膜以及描绘损伤 机理的特性的方法进一步对其进行理解。从观察小样品过渡到观察块体纳米结构金属，尽管 定性是有效的，仍不够直接。

对于没有预制裂纹和标记的预加工缺陷的材料，一个有关块体纳米结构金属损伤演化的 最有说服力的研究是 Kumar 等人[19]发表的一篇文章。它是关于晶粒尺寸约 30nm 的电沉积 镍，而且要追溯到 2003 年。这项工作的主要结论是断裂表面的韧窝明显大于晶粒尺寸，并

且此说法与其他结果相一致[20,21]。所观察到的损伤过程如图 1。4 所示。微孔在晶界处，更优

先地，在三叉晶界处成核，但并不完全沿着晶界。被选择形成微孔的三叉晶界可能必须适应 来自连续晶粒的最大程度的晶界滑移错配。Ovid'ko 等人[22]通过运用晶界旋转位移配置的方 法已经从理论上研究了与晶界滑移有关的在三叉晶界处的微孔形核机制。一些微孔也可能来 自先前已经存在的由于加工过程中载氢导致的纳米微孔。当一个微孔成核时，邻近的晶界会 发生弛豫现象。微孔长大直到碰撞到位于孔间韧带中的塑性流变，这令人想起粗晶金属中观 察到的微孔聚集，但是在这里是单晶体韧带的尺寸。最近，Sharon 等人[23]通过厚电沉积镍铁 合金层在断裂时 75%的区域减少以及明显的韧窝出现等现象表明，真实断裂应变是由此机制 能相当广大造成的。这些薄膜能够被看作如同晶粒尺寸约 30nm 的块体纳米晶系统，因而包 括超过厚度几百个晶粒。

图 1。4 块状纳米晶金属中通过在晶界和三叉晶界处微孔形核以及随后的微孔长大的损伤演化机制的 示意图，孔隙空间被观察到明显大于晶粒尺寸。来自于 Kumar 等人[15]。

晶间微孔的失效机理与断裂的脆性模式相竞争，不管是晶间还是穿晶。当被流变强度搁

置的局部应力超过断裂应力时，就会引发这种解理型机制，可见于[24]。多数研究表明，这种 脆性失效机制是晶间的。

就这些机制来说，晶粒尺寸 10nm 左右的镍的裂纹扩展的原子模拟[25,26]也证明了断裂是晶 间的这一事实，这是因为沿晶界定向形核的微孔的聚集，而此结果与用非破裂样品所讨论的 机制是一致的。最近，Xu 和 Demkowicz[27]的分子动力学模拟结果表明晶界迁移通常趋于通 过降低局部应力强度因子来愈合纳米裂纹，因此，一个有趣的增韧机制的提出仍有待于通过 实验来证实。例如，Ovid'ko 和 Sheinerman[28,29]理论分析讨论的关于裂化脆性与延性模式之间 的竞争。文献综述

综上，断裂机制主要是晶间脆性，或者是晶界和三叉晶界处形核的微孔的生长和聚集。 能定量研究这些物理机制的现存实验工具是利用原位实验方法。原子模拟也是可以的，但微 观力学模型还非常欠缺。

分子动力学(Molecular Dynamic)模拟技术已经成为研究纳米材料的界面结构和力学性能 的有力工具，但需要注意的是 MD 模拟的应变速率非常的高，通常在 108 s-1，而一般的力学 性能试验应变速率为 10-3 s-1。同时，TEM 方法只能观察薄膜样品，而对于快状样品则显得不 太合适，因此我们需要寻找一种新的技术来观察块状样品内部形貌。