Effets de l'anisotropie et de la limite de grain dans le plan dans les films multicouches Cu/Pd avec interface cube sur cube et jumelée

Introduction

Les films multicouches métalliques nanostructurés (NMM) ont attiré beaucoup d'attention en raison de leurs excellentes propriétés mécaniques [1,2,3], qui sont généralement supérieures à leurs constituants. L'interface, zone de transition entre différentes couches individuelles, est l'un des défauts planaires les plus courants dans les films NMM, qui peut agir comme sources et puits de défauts via l'absorption et l'annihilation, des barrières et des sites de stockage pour les défauts [4,5,6,7 ].

Les interfaces dans un film NMM peuvent être divisées en une interface cohérente, semi-cohérente et non cohérente sur la base du décalage de réseau entre leurs constituants des deux côtés de l'interface [4]. Les films multicouches cuivre-palladium (Cu/Pd) et or-nickel (Au/Ni) sont les premiers films multicouches trouvés possédant d'excellentes propriétés mécaniques[8]. Yang et al. ont mesuré le module élastique biaxial Y[111] de films multicouches Cu/Pd et Au/Ni par des tests de gonflement et ont trouvé que leur module élastique biaxial augmente considérablement de 0,27 à 1,31 TPa et de 0,21 à 0,46 TPa, respectivement [8]. Par la suite, Davis et al. ont utilisé des techniques plus avancées pour mesurer les propriétés élastiques et structurelles des films multicouches Cu/Pd et Cu/Ni avec les mêmes textures de croissance et les mêmes amplitudes de modulation de composition [9, 10]. Cependant, aucun comportement élastique anormal significatif n'a été observé [9, 10], ce qui soulève si l'effet de supermodule existe dans les multicouches Cu/Pd. Les propriétés mécaniques du NMM dépendent fortement de la structure interfaciale entre les couches individuelles adjacentes [11]. Howe et al. ont étudié la structure interfaciale des films de Pd sur Cu(111) et ont trouvé que le Pd croît dans une structure FCC jumelée le long de la direction 〈111〉 [12]. Les structures jumelées à l'interface ont généralement un effet profond sur leur résistance [11].

Weng et al. ont étudié l'effet de la structure interfaciale sur les comportements de déformation de films multicouches Cu/Ni avec des interfaces jumelles cohérentes, semi-cohérentes et cohérentes en utilisant une simulation de dynamique moléculaire (MD) et ont constaté que l'interface jumelle cohérente montre un renforcement significatif [7]. Cependant, dans nos travaux récents, l'effet de renforcement inapparent de l'interface jumelle dans les films multicouches Cu/Pd a été observé sous tension le long de la direction 〈110〉 [13]. En outre, la forme du réseau de dislocations inadaptées changerait au cours de la minimisation et de la relaxation d'énergie. Shao et al. ont étudié les mécanismes de relaxation des interfaces et l'évolution des réseaux de dislocation interfaciale dans les films multicouches Cu/Ni par des simulations MD [14,15,16,17]. La direction de chargement de ces ouvrages est souvent perpendiculaire à l'interface, dite hors plan [7, 18, 19]. Cependant, l'interface peut jouer des rôles différents lors du chargement dans différentes directions en raison de l'anisotropie des propriétés mécaniques des cristaux [20,21,22,23].

En outre, les films multicouches sont plus enclins à être soumis à la charge parallèle à l'interface en pratique, appelée charge dans le plan. Zhou et al. ont proposé un mécanisme de renforcement régi par de multiples dislocations joggées étendues en collier dans un métal nano-jumeau à grains colonnaires soumis à une contrainte externe parallèle aux plans jumeaux [20], qui est également observé dans les multicouches Cu/Ni [21]. Ces dislocations joggées sont rarement retrouvées dans une simulation sous un chargement hors plan [7, 18, 19, 24]. Dans les simulations MD disponibles des tensions dans le plan, l'échantillon est généralement étiré le long d'une direction spécifique, c'est-à-dire la direction 〈112〉 ou 〈110〉 [25]. Cependant, peu d'études comparatives sous tension le long de ces deux directions ont été menées. D'autre part, la couche individuelle du film multicouche préparé par des expériences est généralement polycristallin dans le plan contenant de nombreux joints de grains (GB) perpendiculaires à l'interface.

Les dislocations taguées mentionnées ci-dessus sont souvent observées dans les films torsadés cohérents ou les films multicouches torsadés avec un décalage mineur. On ne sait toujours pas si ces dislocations par impulsions peuvent se former dans un film d'interface double avec une forte disparité. Le film multicouche Cu/Pd est le premier film multicouche trouvé ayant d'excellentes propriétés mécaniques [8, 12, 26, 27, 28]. Son décalage de maille (~ 7,07 %) est plus important que celui des films multicouches Cu/Ni (~ 2,7 %). Par conséquent, le mécanisme de renforcement et d'affaiblissement [7, 14, 15, 16, 17] obtenu par le film multicouche Cu/Ni peut ne pas être appliqué au film multicouche Cu/Pd. Deux interfaces communes [3], twin et interface cube-on-cube, sont observées dans un film multicouche Cu/Pd par caractérisation expérimentale [12]. Comprendre l'effet de la structure interfaciale sur les propriétés mécaniques des films multicouches serait important pour la conception de films nano-multicouches hautes performances avec un grand décalage de réseau.

Dans ce travail, deux types d'échantillons avec cristal en nid d'abeille dans le plan et monocristal sont développés. Pour chaque type d'échantillon, deux types d'interfaces (cube sur cube et twin) sont considérées. Ensuite, nous effectuons une série de simulations de tension MD de ces films multicouches Cu/Pd pour explorer les effets de la structure interfaciale, de la direction de chargement et des GB dans le plan sur leurs propriétés mécaniques.

Méthodes

Trois ensembles de paramètres pour Cu-Cu, Pd-Pd et Cu-Pd sont nécessaires pour être identifiés, respectivement. Nous choisissons le potentiel du deuxième voisin le plus proche modifié par la méthode de l'atome intégré (2NN MEAM) [29, 30] pour décrire les interactions entre les atomes. Pour le Cu-Cu et le Pd-Pd, leurs paramètres potentiels ont été développés par Lee et al. [31]. Sur la base des paramètres de potentiel des éléments individuels, nous avons ajusté un ensemble de paramètres de potentiel binaire Cu-Pd dans nos travaux précédents [26], comme indiqué dans le tableau 1. Ces paramètres peuvent reproduire les propriétés physiques et mécaniques fondamentales de Cu, Pd et leurs alliages et décrivent le mécanisme de formation des macles de croissance [26].

Le film multicouche FCC/FCC est susceptible de croître dans les directions 〈111〉 et la relation d'orientation de l'interface est identifiée comme {111}_FCC /{111}_FCC [32, 33]. Par conséquent, nous considérons uniquement les interfaces Cu{111}/Pd{111} dans ce travail. Deux types d'échantillons avec un monocristal dans le plan (SC) et un cristal en nid d'abeille (HC) sont construits, comme le montrent les figures 1a et b. Pour chaque type d'échantillon, un cube sur cube (COC) et une interface jumelle sont pris en compte. Par conséquent, quatre échantillons sont construits, nommés SC COC, SC Twin, HC COC et HC Twin. Pour SC COC, les orientations cristallines de la couche de Cu et de la couche de Pd sont identiques; cependant, pour SC Twin, leurs orientations cristallines sont symétriques par rapport à l'interface jumelle, comme le montre l'encart de la figure 1a. Les relations d'orientation et les dimensions de chaque direction sont répertoriées dans le tableau 2.

Le modèle atomique avec dans le plan a monocristal et b cristal nid d'abeille. c Les relations d'orientation de chaque grain concernant le monocristal. Les encarts de la Fig. 1a sont la distribution atomique des interfaces COC et Twin, où les lignes rouges représentent les jumeaux

L'échantillon en nid d'abeille dans le plan est construit à l'aide de la méthode de construction de Voronoi avec le monocristal dans le plan comme unité représentative, comme le montre la figure 1b. Dans les échantillons HC, il y a quatre grains, dont les relations d'orientation concernant le monocristal (Fig. 1a) sont une rotation antihoraire de 25°, 55°, 85° et 0° autour du z -axe, respectivement. Les tailles de HC COC et HC Twin sont répertoriées dans le tableau 2.

La minimisation d'énergie est d'abord utilisée pour optimiser la structure interfaciale à 0 K. Ensuite, la relaxation est effectuée sur chaque échantillon sous l'ensemble isotherme-isobarique (NPT) [34, 35] à 300 K pendant 20 ps pour atteindre un système d'équilibre avec pression nulle dans x -, y - et z - directions. Simulations de tension uniaxiale de SC COC et SC Twin dans différentes directions (x - ou y -) avec un taux de déformation de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ sont réalisées avec le Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) [36]. Nous effectuons également des simulations de traction de HC COC et HC Twin pour étudier les effets des GB dans le plan et des structures interfaciales sur leurs propriétés mécaniques. Pendant le chargement, les pressions dans les deux autres directions sont maintenues à zéro pour satisfaire l'exigence de déformation en traction uniaxiale. Dans toutes les simulations, des conditions aux limites périodiques sont appliquées le long du x- , y- et z -directions.

Nous choisissons l'algorithme d'extraction de dislocation (DXA) [37] pour analyser les structures locales, à l'aide desquelles les atomes peuvent être divisés en différents types (FCC, BCC, HCP, etc.) en fonction de leurs structures locales. Il peut identifier les dislocations communes dans le cristal FCC et déterminer leurs vecteurs de Burgers et les lignes de dislocation de sortie [37]. Les atomes sont colorés selon la règle suivante :vert pour FCC, rouge pour HCP, bleu pour BCC et blanc pour les "autres" structures cristallines locales. On sait que les failles d'empilement (SF) et les frontières/interfaces jumelles (TB/TI) sont identifiées comme des structures HCP, et que deux couches atomiques rouges adjacentes et la couche atomique rouge unique sont respectivement SF et TB/TI. Un logiciel de visualisation open source, OVITO [38], est utilisé pour visualiser l'évolution des microstructures.

Résultats et discussion

Caractérisation des structures interfaciales

La figure 2 montre la configuration atomique interfaciale dans SC COC et SC Twin après minimisation de l'énergie et relaxation, où les atomes identifiés comme FCC ont été supprimés pour plus de clarté. À partir de la figure 2, nous pouvons voir que le réseau de dislocations de mésappariement d'interface est de périodicité triangulaire, ce qui est cohérent avec celui du film multicouche Ag(111)/Ni(111) [39]. La différence est que l'interface dans SC COC est composée de régions cohérentes (CR) et de régions SF alternées. En revanche, l'interface de SC Twin est entièrement composée de TB. Ces TB se trouvent au niveau des couches atomiques adjacentes et sont composés d'atomes de Cu et de Pd alternés dans des triangles adjacents, ce qui peut également être confirmé par la hauteur des deux lignes continues rouges (représentent les TB) dans l'encart de la figure 1a. Pendant la minimisation de l'énergie, l'énergie potentielle du système est minimisée par le léger mouvement des atomes, et la taille des échantillons dans chaque direction ne peut pas changer librement. A cette étape, il s'agit principalement d'optimiser la structure locale, plus précisément la structure interfaciale. Par conséquent, les lignes de dislocation restent droites après la minimisation d'énergie, comme le montrent les figures 2a et b. Lors de la minimisation d'énergie, la taille de l'échantillon est fixe, ce qui induirait des contraintes résiduelles dans toutes les directions. Ces contraintes résiduelles ne peuvent pas être suffisamment relâchées après minimisation d'énergie.

Configuration atomique interfaciale après minimisation d'énergie :a SC COC, b SC Twin, et après relaxation :c SC COC, d SC Twin. Les grandes et petites boules atomiques représentent respectivement Pd et Cu. Les atomes identifiés comme FCC ont été supprimés pour plus de clarté

Pendant la relaxation, la taille de l'échantillon permet de changer pour détendre la contrainte résiduelle à une pression nulle dans toutes les directions. Après relaxation, les lignes de dislocation inadaptées se courbent (Fig. 2c, d). Ce phénomène de réseau de dislocations inadaptées se retrouve également dans l'interface semi-cohérente Cu{111}/Ni{111} [40, 41]. En comparant le nombre d'atomes avec différentes structures locales, en particulier HCP, nous pouvons constater que le nombre d'atomes dans différentes structures de réseau change de manière insignifiante, indiquant que la surface totale de SF et TB varie de manière insignifiante.

Pour déterminer si la température est une condition nécessaire à la flexion des lignes de dislocation, les échantillons après minimisation sont relaxés à une basse température de 10 K pour comparaison et constatent que les lignes de dislocation restent droites. Par conséquent, une température plus élevée est une condition nécessaire pour provoquer la flexion de la ligne de dislocation. Plus précisément, en raison de l'activation thermique accrue à des températures élevées, les atomes autour des lignes de dislocation peuvent renverser la barrière énergétique pour passer d'une colonne atomique à la colonne atomique adjacente densément emballée. Par conséquent, l'amplitude de courbure de la dislocation n'est que d'une à deux distances de couche atomique. Une courbure similaire de la ligne de dislocation dans le réseau de dislocation peut également être observée dans les échantillons avec des cristaux en nid d'abeille dans le plan (HC COC et HC Twin).

Effets du sens de chargement

La figure 3 montre la contrainte-déformation (σ -ε ) courbes de SC COC et SC Twin sous tension dans différentes directions à une vitesse de déformation de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ , où l'on peut voir que toutes ces courbes croissent linéairement jusqu'au point le plus haut, puis chutent rapidement jusqu'à une certaine valeur et fluctuent autour d'elles. Le module des jeunes E est obtenu en ajustant la pente des courbes dans une plage de déformation de 0,00 à 0,03, comme indiqué dans le tableau 3. Nous pouvons voir que E le long de y \([\overline{2}11]\) (145,62 GPa pour SC COC et 142,95 pour SC Twin) est plus grand que ceux le long de x \([01\overline{1}]\) (135,04 GPa pour COC et 133,84 GPa pour Twin). Le E s le long de la même direction mais avec des structures interfaciales différentes sont presque identiques, montrant une dépendance insignifiante de E s sur les structures interfaciales impliquées dans ce travail, ce qui est cohérent avec les résultats expérimentaux des films multicouches Cu-Co [42], Cu/Pd et Cu/Ni [9].

Le σ -ε courbes d'échantillons sous tension à une vitesse de déformation de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ . SC COC et SC Twin le long de a x \([01\overline{1}]\) et b y \([\overline{2}11]\) direction. c HC COC et HC Twin le long du x- axe

Dans un matériau cubique, les modules d'élasticité le long de n'importe quelle orientation peuvent être déterminés à partir des constantes élastiques en appliquant l'équation suivante [22] :

où S ₁₁ , S _12, et S ₄₄ sont des constantes de compliance élastique ; E _ijk est le module de Young dans le [ijk ] direction; l _i1 , l _j2 et l _k3 sont les cosinus de la direction [ijk ]. Cependant, les coefficients concernant la direction du cristal \(\left( {l_{i1}^{2} l_{j2}^{2} + l_{j2}^{2} l_{k3}^{2} + l_{ i1}^{2} l_{k3}^{2} } \right)\) dans l'équation. (1) selon les directions 〈112〉 et 〈110〉 sont identiques (0,25), donc, pour Cu et Pd, E _〈112〉 = E _〈110〉 . Lorsque la déformation est parallèle à l'interface, la règle de mélange, \(E_{[ijk]}^{{\text{Cu/Pd}}} =E_{[ijk]}^{{{\text{Cu}} }} f_{{{\text{Cu}}}} + E_{[ijk]}^{{{\text{Pd}}}} f_{{{\text{Pd}}}}\), peut être utilisé pour calculer E . f _Cu et f _Pd sont la fraction volumique de Cu et Pd, respectivement, et f _Cu + f _Pd = 1. Dans ce travail, f _Cu et f _Pd sont invariants pour les échantillons avec des interfaces différentes. Par conséquent, \(E_{{\left\langle {112} \right\rangle }}^{{\text{Cu/Pd}}}\) devrait être égal à \(E_{{\left\langle {110} \right\rangle }}^{{\text{Cu/Pd}}}\). Cependant, le E s le long de 〈110〉 et 〈112〉 sont différents, ce qui doit être attribué à l'anisotropie élastique de la zone affectée par l'interface [6, 42].

La contrainte maximale (σ _m ) obtenu par traction suivant y -axis est plus grand que celui le long de x -axe pour les interfaces COC et Twin, qui doit être attribué au facteur de Schmidt μ . Le σ _m de la courbe correspond à la nucléation de la luxation [43,44,45]. μ = cosφ cosλ , où φ et λ sont l'Angle entre la direction de traction et la direction normale du plan de glissement et l'Angle entre la direction de traction et la direction de glissement, respectivement. De plus, lorsque la tension est selon x \([01\overline{1}]\), le σ _m et la souche correspondante ε _m du SC COC est légèrement supérieur à celui du SC Twin, ce qui est cohérent avec les travaux de Weng et al. [25]. Cependant, lorsque la tension est le long de y \([\overline{2}11]\), le σ _m et ε _m de SC COC sont légèrement inférieurs à ceux de SC Twin. Nous effectuons en outre des simulations MD supplémentaires à un taux de déformation inférieur de 1 × 10 ⁸ s ⁻¹ et obtenu des résultats similaires. Cependant, dans l'ensemble, la différence entre eux est faible et peut être presque ignorée.

Une fois que la contrainte atteint le point le plus élevé, de nombreuses dislocations se nucléent successivement pour libérer l'énergie potentielle élastique stockée, provoquant la chute rapide de la contrainte [46]. L'interaction entre les dislocations, l'interaction entre les dislocations et l'interface, et la nucléation de nouvelles dislocations sont le principal mécanisme au stade flux-contrainte. Le σ _f est la contrainte moyenne en 0,121 < ε < 0.150, comme indiqué dans le tableau 3. Contrairement à la petite différence de E , σ _m et ε _m , la différence entre le σ _f pour les différentes structures interfaciales est important. Lorsque la tension est le long de x \([01\overline{1}]\), le σ _f de SC COC est plus grande que celle de SC Twin, montrant que l'effet de renforcement de l'interface COC est plus évident que celui de l'interface Twin, ce qui est cohérent avec les travaux de Weng et al. [25]. Cependant, lorsque la tension est le long de y \([\overline{2}11]\), le σ _f de SC Twin est de 15,55% plus grand que celui de SC COC, montrant un renforcement évident de l'interface jumelle, qui s'accorde avec la cognition traditionnelle de l'effet de renforcement de la frontière jumelle. La comparaison des contraintes d'écoulement dans ces deux directions montre que l'effet de renforcement de la structure interfaciale dépend de la direction de chargement. Dans la section d'écoulement, nous examinerons la réponse mécanique des échantillons de cristal en nid d'abeille dans le plan.

Effets des Go dans le plan

Nous effectuons en outre une simulation de tension MD de HC COC et HC Twin à une vitesse de déformation de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ , et le σ -ε La courbe est illustrée à la Fig. 3c. De même, nous pouvons obtenir E , σ _m , ε _m , et σ _f , comme indiqué dans le tableau 3. Notez que E est obtenu en ajustant la pente de σ -ε courbes de HC COC et HC Twin dans une plage de déformation de 0,0 à 0,02 et σ _f est la contrainte moyenne en 0.081 < ε < 0.100. Pour HC COC et HC Twin, le E s sont proches et se situent entre celui de l'échantillon SC le long du x \([01\overline{1}]\) et y \([\overline{2}11]\). Le E s sont légèrement plus grands que ceux de l'expérience (115 à 125 GPa) [9], qui devraient être attribués aux échantillons atomiques idéalisés utilisés dans ce travail sans prendre les défauts supplémentaires tels que les lacunes et les impuretés. Leur σ _m est inférieure à celle de l'échantillon SC, ce qui peut être attribué au fait que les dislocations sont plus faciles à nucléer induites par la concentration de contraintes locales avec l'introduction de GB dans le plan. En prenant l'interface jumelle comme exemple, la figure 4 montre la microstructure de l'emplacement de nucléation de la dislocation après que la contrainte a atteint le point le plus élevé, où l'on peut voir que dans HC Twin, la luxation nuclée à partir de la jonction de l'interface GB et jumelle (Fig. . 4a), tandis que dans les échantillons SC Twin, la luxation se forme à partir de l'interface jumelle toutes deux étirées le long de x \([01\overline{1}]\)(Fig. 4b) et y \([\overline{2}11]\) (Fig. 4c).

La microstructure de l'emplacement de nucléation de la dislocation après que la contrainte a atteint le point le plus élevé. un HC Twin, SC Twin sous tension le long de b x \([01\overline{1}]\), c y \([\overline{2}11]\)

Bien que le σ _m de l'échantillon HC est inférieur à ceux de l'échantillon SC, le σ _f de l'échantillon HC est plus élevé que l'échantillon SC, indiquant l'effet de renforcement des GB dans le plan. Ce renforcement provient principalement des aspects suivants :(1) Les GB dans le plan fournissent plus de points de nucléation pour les dislocations, ce qui entraîne la nucléation de plus de dislocations, et ces dislocations sont gênées par l'interface COC et Twin ; (2) Les GB dans le plan empêchent les luxations. De plus, σ _f de HC Twin est plus élevé que ceux de HC COC, ce qui montre que les effets de renforcement de la luxation entravée par l'interface jumelle sont plus évidents que ceux de l'interface COC.

La figure 5 montre la microstructure de HC Twin au stade de l'écoulement plastique. Il est à noter que lors du chargement, la nucléation et le glissement des dislocations partielles formant des SF, le mouvement de ces dislocations et des SF limité par l'interface induisant un glissement de dislocation partielle en épingle à cheveux et les réactions mutuelles des dislocations partielles formant la dislocation tige d'escalier sont le mécanisme de déformation primaire. Aucune dislocation multiple en forme de collier n'est observée, ce qui est souvent observé dans le film multicouche Cu/Ni [21] et le Cu nano-jumelé [20] sous tension dans le plan. Cela est principalement dû à la grande disparité de réseau du film multicouche Cu/Pd avec une structure d'interface plus compliquée (Fig. 2).

La microstructure du HC Twin au stade de l'écoulement plastique

Par rapport aux matériaux monocristallins, les propriétés mécaniques des échantillons polycristallins sont souvent plus dépendantes de la vitesse de déformation. Par conséquent, nous effectuons davantage de simulations MD de tension pour les échantillons HC (HC COC et HC Twin) le long de x -direction et SC Twin le long de x- et y -directions utilisant un taux de déformation varié de 5 × 10 ⁷ s ⁻¹ à 5 × 10 ⁹ s ⁻¹ . Le σ -ε les courbes sont représentées sur les Fig. 6a et b, où l'on peut voir que la contrainte augmente linéairement jusqu'au point le plus élevé puis diminue. Pour les échantillons HC, la contrainte fluctue avec l'augmentation de la déformation à faible taux de déformation au stade descendant, tandis que la fluctuation de la contrainte n'est pas apparente à une vitesse de déformation élevée (Fig. 6a et b). Les figures 6c et d montrent les variations de σ _m et σ _f par rapport au taux de déformation, où σ _m et σ _f augmente avec l'augmentation de la vitesse de déformation. Le σ _m de SC Twin le long de y -direction est beaucoup plus grande que celle des autres échantillons, ce qui doit être attribué au facteur de Schmidt mentionné ci-dessus. Cependant, en raison de l'effet de renforcement du joint de grain dans le plan, le σ _f des échantillons de HC sont proches de celui de SC Twin le long de y direction. De plus, σ _f des échantillons avec l'interface jumelée sont plus élevés que ceux avec l'interface COC à taux de déformation élevé (1 × 10 ⁸ s ⁻¹ à 5 × 10 ⁹ s ⁻¹ ), indiquant l'effet de renforcement de l'interface maillée, mais à mesure que la vitesse de déformation augmente, cet effet de renforcement s'affaiblit. Il est à noter qu'à la vitesse de déformation de 5 × 10 ⁷ s ⁻¹ , le σ _f de HC Twin est inférieur à celui de HC COC, ce qui peut être attribué au fait que le nombre de dislocations nucléées à faible vitesse de déformation induit moins l'effet de renforcement affaibli de l'interface jumelle.

un σ -ε courbes d'échantillons HC sous tension le long de x- direction à différentes vitesses de déformation, b σ -ε courbes du SC Twin en traction suivant x- et y- direction à différentes vitesses de déformation. c-d Variations de σ _m et σ _f contre le taux de déformation

Conclusions

Dans ce travail, des simulations de tension de dynamique moléculaire de films multicouches Cu/Pd monocristallins et polycristallins dans le plan avec des interfaces COC et jumelées ont été réalisées dans diverses directions pour explorer les effets de la structure interfaciale, de la direction de chargement et des joints de grains dans le plan sur la mécanique Propriétés. Nous avons constaté que les dislocations de décalage interfacial présentent une structure de réseau triangulaire et que les lignes de dislocations de décalage se plient après relaxation. La température élevée de 300 K était une condition nécessaire pour la flexion de la ligne de dislocation. Le module d'élasticité de l'échantillon n'a pas de dépendance évidente avec la structure de l'interface, mais il est lié à la direction de chargement. L'effet de renforcement de l'interface COC est perceptible lorsqu'elle est étirée le long de la direction 〈110〉 ; cependant, l'effet de renforcement de l'interface jumelle est visible, lorsqu'elle est étirée le long de la direction 〈112〉, montrant l'effet anisotrope de la structure interfaciale sur les propriétés mécaniques. Enfin, dans le modèle polycristallin en nid d'abeilles dans le plan, l'interface jumelle a montré un effet de renforcement prononcé et aucune dislocation par impulsions n'a été observée.

Disponibilité des données et des matériaux

Les ensembles de données utilisés ou analysés au cours de la présente étude sont disponibles auprès des auteurs correspondants sur demande raisonnable.

Abréviations

Cu :

Cuivre

Pd :

Palladium

Non :

Nickel

Ag :

Argent

COC :

Cube sur cube

NMM :

Multicouche métallique nanostructuré

Go :

Limite de grain

MD :

Dynamique moléculaire

MEAM 2NN :

Méthode de l'atome intégré modifié par le deuxième plus proche voisin

FCC :

Cube à faces centrées

Cci :

Cube centré sur le corps

HCP :

Hexagonal compact

SC :

Monocristal

HC :

Cristal nid d'abeille

LAMMPS :

Simulateur atomique/moléculaire massivement parallèle à grande échelle

NPT :

Nombre constant de particules, pression et température

DXA :

Algorithme d'extraction de luxation

SF :

Défaut d'empilement

To :

Limite jumelle

TI :

Interface double

σ –ε :

Stress-déformation

E :

Module de Young

σ _m :

Contrainte maximale