李銳 劉騰 陳翔 陳思聰 符義紅 劉琳

1)(重慶郵電大學自動化學院,重慶 400065)

2)(重慶郵電大學先進制造工程學院,重慶 400065)

3)(重慶水泵廠有限責任公司,重慶 400030)

(2018年5月14日收到；2018年7月12日收到修改稿)

1 引 言

兩種或多種材料通過交替沉積可以形成多層薄膜結(jié)構(gòu),從而改變單一材質(zhì)的力學、電學、磁學等性質(zhì)[1,2],并廣泛應(yīng)用于微機電系統(tǒng)、精密偶件、保護涂層等領(lǐng)域[3,4].多層薄膜的調(diào)制周期下降到納米級時,薄膜材料表現(xiàn)為高屈服強度[5].為解釋多層薄膜的力學特性,研究者提出了多種強化機理模型,主要有:Hall-Petch關(guān)系[6],Koehler鏡像力模型[7],Orowan強化機理[8]等.McKeown等[9]研究了Cu/Ag納米多層膜微結(jié)構(gòu)與力學性能,發(fā)現(xiàn)Cu/Ag多層膜界面中的失配位錯核的擴展導致界面應(yīng)力勢壘降低,從而使該材料軟化.Zhao等[10]利用基于大規(guī)模并行計算的分子動力學方法模擬了Ag/Ni多層膜的納米壓痕行為,結(jié)果表明在調(diào)制周期很大時會產(chǎn)生金字塔形位錯環(huán),且硬度隨調(diào)制周期的增加而增加,符合反Hall-Petch關(guān)系.因此,界面結(jié)構(gòu)的存在將顯著改變多層薄膜的力學特性.

在眾多的多層薄膜材料中,Cu/Ni多層膜由于晶格失配度小可以形成共格和半共格界面,且界面結(jié)構(gòu)的不同,對多層膜力學特性的影響也有所差異.因此對Cu/Ni多層膜的研究逐漸成為近年來的熱點[11?16].國內(nèi)外學者主要探究了調(diào)制周期[14,15]、共格孿晶界面[13]以及失配位錯網(wǎng)[16]對Cu/Ni納米多層膜的力學特性的影響.Zhu等[13]研究了Cu/Ni納米多層膜的微結(jié)構(gòu)及力學性能,發(fā)現(xiàn)其調(diào)制周期在7.0—17.5 nm時,強化作用主要是界面限定位錯在單層薄膜內(nèi)滑移(Orowan強化機理),且強化作用隨調(diào)制周期的增大而減小.Fu等[15]利用分子動力學模擬Cu/Ni孿晶多層膜的納米壓痕,模擬表明孿晶厚度在12.36—60.80 ?時,其多層膜的強化機理主要是由于孿晶界面限定可動位錯在單層膜內(nèi)弓出(Orowan強化機理),Fu等[15]利用分子動力學方法驗證了Zhu等[13]的實驗結(jié)果并揭示其動態(tài)演化過程.程東等[16]利用分子動力學方法對半共格界面Cu/Ni多層膜進行納米摩擦模擬,揭示了半共格界面中的失配位錯網(wǎng)的強化作用.

目前,國內(nèi)外學者主要對共格界面或不同的調(diào)制周期對Cu/Ni納米多層膜力學特性的影響開展研究[13?15],但對半共格界面以及半共格孿晶界面的Cu/Ni多層膜研究甚少[16].而實驗中可生長出異孿晶結(jié)構(gòu)的Cu/Ni多層膜結(jié)構(gòu)[13,17],異孿晶結(jié)構(gòu)是指孿晶界鏡面對稱排列的原子種類不同,即具有孿晶的結(jié)構(gòu)特征.在實際中Cu/Ni多層膜的界面多以半共格、半共格孿晶界面存在[13].因此,利用分子動力學方法進一步研究不同界面結(jié)構(gòu)對Cu/Ni多層膜的力學特性的影響尤為重要.目前,國內(nèi)外學者廣泛采用分子動力學方法研究原子尺度的微觀機制[15,16,18].本文采用分子動力學軟件LAMMPS[19]模擬了調(diào)制周期為納米級且具有共格界面、共格孿晶界面、半共格界面、半共格孿晶界面等四種不同界面結(jié)構(gòu)的Cu/Ni多層膜的納米壓痕.為了突出界面與位錯的作用,模擬時樣品的調(diào)制周期設(shè)定為7.415 nm.研究了該尺度下多層膜結(jié)構(gòu)的強化機制以及位錯與界面的相互作用,從而揭示不同界面結(jié)構(gòu)對Cu/Ni多層膜力學特性的影響規(guī)律.本文研究內(nèi)容為進一步設(shè)計不同力學特性的多層薄膜提供了相應(yīng)的理論支撐,具有一定的工程意義.

2 計算方法與模型

2.1 納米壓痕模型

納米壓痕方法可以精確測量樣品的硬度屬性.本文通過模擬納米壓痕過程,研究不同界面結(jié)構(gòu)對Cu/Ni多層膜力學性能的影響.模擬過程為半球形金剛石壓頭以一定的速度勻速壓入Cu/Ni多層膜內(nèi),并計算下壓深度與載荷、硬度的關(guān)系,模型如圖1所示.在實驗中制備的Cu/Ni多層膜多是沿[111]方向生長[13,17],因此,本文所建立模型的X,Y,Z軸晶格方向也采用

圖1 納米壓痕模型Fig.1.Nanoindentation model.

2.2 原子間的作用勢

原子間的作用勢決定分子動力學模擬的準確性.本文中,Cu-Ni系統(tǒng)的原子間作用勢采用文獻[20,21]改進的嵌入原子模型勢,主要包括嵌入勢與對勢兩項,其表達式為

式中,Etot表示整個系統(tǒng)的總能量.式中右邊第一項可表示原子i,j之間相互作用的對勢,第二項是嵌入勢即不包括i原子的其他原子的核外電子在i原子處產(chǎn)生的電子云密度的疊加,表達式為

具體作用勢參數(shù)引自于Zhou等[22]的研究結(jié)果,主要包括Cu-Cu,Ni-Ni,Cu-Ni間的作用勢.金剛石壓頭與Cu/Ni多層膜的相互作用勢采用經(jīng)典的Morse勢,其表達式為

式中,D為結(jié)合能系數(shù),α為勢能梯度系數(shù),r0為平衡距離.C-Ni,C-Cu參數(shù)采用文獻[23,24]報道的結(jié)果,具體參數(shù)見表1.金剛石壓頭視為剛性球體忽略下壓過程中的形變,C-C的作用勢采用Hepburn等[25]的研究結(jié)果.

表1 Morse勢具體參數(shù)Table 1.Morse potential parameters.

2.3 計算方法

本文討論的四種不同界面結(jié)構(gòu)的Cu/Ni多層膜的樣品,分別為半共格界面、半共格孿晶界面、共格界面和共格孿晶界面的Cu/Ni多層膜結(jié)構(gòu),如圖2所示.Cu,Ni都為面心立方結(jié)構(gòu)且晶格失配為2.7%,為建立共格界面,取Cu,Ni的晶格常數(shù)均為a=(aCu+aNi)/2[26],即a=3.5675 ?.模擬中為在X,Y方向建立周期性邊界條件,四種樣品X,Y方向的模型尺寸存在輕微的差別,具體三維尺寸如表2所列.

表2 4種樣品的三維尺寸Table 2.Three-dimensional size of samples.

圖2 X-Z平面四種樣品形貌 (a)共格界面；(b)共格孿晶界面；(c)半共格界面；(d)半共格孿晶界面(第一、三層為Cu層,第二、四層為Ni層,橢圓內(nèi)為半共格界面)Fig.2.Sample morphology of X-Z plane:(a)Coherent interface；(b)coherent twinning interface；(c)semicoherent interface；(d)semi-coherent twinning interface(the first and third layers are Cu layers,the second and fourth layers are Ni layers,and the semi-coherent interface is in the ellipse).

四種樣品調(diào)制周期都為74.150 ?,樣品a,b的原子數(shù)為1140192,樣品c,d的原子數(shù)為1150626.球形壓頭半徑為40 ?,壓頭沿Z軸(111)方向下壓且保持下壓速度為50 m/s,最大下壓深度為30 ?.所有的樣品在Z軸方向上表面采用自由邊界條件,在樣品底部設(shè)置一層3 ?厚的固定原子層,防止樣品在模擬壓痕過程時移動.樣品其余的原子為牛頓運動層,遵守牛頓運動定律.模擬時,用朗之萬控溫法控制牛頓層溫度在10 K左右,以排除原子隨機振動的影響.模擬前,運用共軛梯度法優(yōu)化四種界面結(jié)構(gòu),模擬壓痕過程時四種樣品在粒子數(shù)-體積-能量(NVE)系綜下弛豫20 ps且時間步長取1 fs,使樣品達到熱平衡狀態(tài),然后再控制壓頭勻速運動模擬壓痕過程.

模擬結(jié)果采用OVITO軟件進行可視化分析,采用CNA方法[27]辨別原子結(jié)構(gòu),綠色原子表示面心立方結(jié)構(gòu)(FCC),紅色原子表示密排六方結(jié)構(gòu)(HCP),藍色原子表示體心立方結(jié)構(gòu)(BCC),白色原子表示其他原子結(jié)構(gòu).為了更清晰的分析位錯和界面結(jié)構(gòu),在可視化軟件中刪除了FCC,BCC與其他結(jié)構(gòu)的原子,單層HCP原子結(jié)構(gòu)表示孿生晶界,雙層相鄰的層錯面HCP結(jié)構(gòu)表示內(nèi)稟層錯.

3 模擬結(jié)果與討論

為了突出四種界面結(jié)構(gòu)對Cu/Ni多層膜的強化作用,本文首先計算了四種樣品的平均硬度,并與單晶銅、單晶鎳進行對比.單晶銅、單晶鎳的X,Y,Z軸的晶向關(guān)系也分別取 [ˉ1ˉ12],[1ˉ10],[111], 與Cu/Ni多層膜保持一致性.圖中硬度H[26]表示為

式中,P表示載荷,S表示接觸面積.為了排除隨下壓過程增大而引起的誤差,則S表示為[26]

式中,R表示壓頭半徑,h表示下壓深度.

計算結(jié)果如圖3所示,表明具有界面結(jié)構(gòu)的樣品a,b,c,d硬度明顯高于Cu的硬度,低于Ni的硬度.樣品b較于樣品a以及樣品d較于樣品c表明孿晶界面結(jié)構(gòu)的存在對Cu/Ni多層膜具有軟化作用,半共格界面的硬度整體小于共格界面.Fu等[15]的模擬結(jié)果也表明孿晶界面的遷移會使Cu/Ni多層膜產(chǎn)生軟化效果.為進一步分析界面結(jié)構(gòu)對多層膜性能的影響過程,對壓痕過程的微結(jié)構(gòu)演化進行分析.

圖3 四種界面結(jié)構(gòu)樣品及純Cu和純Ni的硬度Fig.3.Hardness of samples,Cu and Ni.

3.1 共格界面、共格孿晶界面Cu/Ni多層膜的形變機制

圖4(a)表示壓痕過程中,樣品a和樣品b壓痕過程中載荷P與下壓深度h的關(guān)系,圖4(b)表示0.5—3.0 nm壓深段,硬度H與下壓深度h的關(guān)系.從圖中可以發(fā)現(xiàn),孿晶界面對載荷和硬度的影響很大.樣品a,b在模擬初期,壓痕載荷曲線基本重合,產(chǎn)生的少量位錯與界面作用小.而在壓痕過程的中期和后期,由于界面結(jié)構(gòu)的不同,不斷增殖的位錯與界面將產(chǎn)生不同的作用,使樣品b的載荷曲線與硬度曲線明顯低于樣品a,表明孿晶界面的存在有軟化作用.

分析樣品a的壓痕過程時,為了突出共格界面的軟化作用,截取圖4(b)中壓痕深度a=1.26 nm,b=1.51 nm,c=1.71 nm,d=1.85 nm四個時刻的原子結(jié)構(gòu)進行分析,如圖5所示.由于共格界面上沒有錯位原子,經(jīng)過可視化軟件處理后,界面不明顯.壓深為a時,壓頭下方產(chǎn)生了大量的位錯(綠色線表示位錯線)且穿過第一層界面,如圖5(a)所示.壓深為b時,形成平行于界面的分位錯,如圖5(b)中虛線橢圓內(nèi)所示,并沿此方向增殖,使樣品a在a—b階段軟化(如圖4(b)).類似地,Fu等[15]在討論Cu/Ni多層膜的納米壓痕時提出了具有fcc結(jié)構(gòu)金屬在壓痕過程中產(chǎn)生的平行于界面的分位錯可使材料軟化.壓深從b—c時,硬度曲線逐漸增長,主要是由于位錯在第二層膜內(nèi)增殖.而c—d過程可觀察到虛線圓內(nèi)的平行于界面的分位錯會繼續(xù)增值,導致樣品a在此階段又表現(xiàn)為軟化作用.綜上所述,壓痕過程中共格界面對Cu/Ni多層膜的軟化作用主要是在壓痕過程中產(chǎn)生的平行于界面的分位錯及其不斷增殖導致.

圖4 (a)樣品a,b的載荷P-h關(guān)系；(b)硬度H與壓深h變化關(guān)系Fig.4.(a)Load P-h relationship of samples a and b；(b)relationship between hardness and depth.

圖5 樣品a不同壓深的微結(jié)構(gòu) (a)1.26 nm；(b)1.51 nm；(c)1.71 nm；(d)1.85 nmFig.5.Microstructure of sample a with different depths:(a)1.26 nm；(b)1.51 nm；(c)1.71 nm；(d)1.85 nm.

圖6 樣品b不同壓深的微結(jié)構(gòu) (a)0.75 nm；(b)1.48 nm；(c)1.80 nm；(d)2.25 nm；(e)2.53 nm；(f)2.80 nmFig.6.Microstructures of sample b with different depths:(a)0.75 nm；(b)1.48 nm；(c)1.80 nm；(d)2.25 nm；(e)2.53 nm；(f)2.80 nm.

在分析共格孿晶界面對Cu/Ni多層膜力學性能的影響時,截取圖4(b)中壓痕深度分別為A=0.75 nm,B=1.48 nm,C=1.80 nm,D=2.25 nm,E=2.53 nm,F=2.80 nm等時刻對應(yīng)的原子結(jié)構(gòu)進行分析.下壓深度在A點以前,軟化作用主要是在壓頭下方產(chǎn)生的柏氏矢量B=1/6[112]的Shockely分位錯與孿晶界面發(fā)生作用.隨壓頭的繼續(xù)下壓,分位錯在界面塞積,與共格孿晶界面相互作用,在孿晶界面上形成弓形Shockely分位錯并在孿晶界面上往外擴散,導致弓形位錯內(nèi)的孿晶界面向下遷移,使樣品軟化,如圖6(a)所示.壓深在B點前突然出現(xiàn)硬度與載荷曲線都急劇降低的階段,產(chǎn)生該現(xiàn)象的主要原因是孿晶界上的第一個弓形Shockely分位錯線內(nèi)出現(xiàn)第二個弓形Shockely分位錯并往外增殖,如圖4(a)中圓形陰影區(qū)域內(nèi)的孿晶界面位錯線分布情況,導致更多的孿晶界面往下遷移,見圖6(b),從而使樣品軟化程度增大.當壓痕深度從B點到C點時,孿晶界面又對該樣品表現(xiàn)出強化作用,此階段內(nèi)第一層膜內(nèi)的可動位錯被孿晶界面阻礙并限定在該層膜內(nèi)滑移,如圖6(c)的橢圓內(nèi)位錯線密度高于圖6(b)的位錯.Zhu等[13]在實驗中也驗證了Cu/Ni多層膜的界面結(jié)構(gòu)會限定位錯在單層膜內(nèi)弓出,從而使該材料強化.而硬度曲線在D點以前又出現(xiàn)降低階段,此階段是因為第二個弓形Shockely分位錯內(nèi)出現(xiàn)第三個弓形Shockely分位錯向外增殖,產(chǎn)生大量的孿晶界面向下遷移,如圖6(d).與此同時,孿晶界上的位錯線密度增大,應(yīng)力集中會使位錯穿過第一層孿晶界面如圖4(a)中橢圓陰影內(nèi)所示.對比D,E兩個時刻,圖6(e)橢圓內(nèi)的位錯線明顯增多,再次驗證了孿晶界面的限定作用使可動位錯在單層膜內(nèi)滑移,在D,E階段內(nèi)表現(xiàn)出強化作用.隨下壓的進行,穿過第一層孿晶界面的可動位錯與第二層孿晶界面作用,在第二層孿晶界面上形成如圖6(f)所示的弓形位錯,又使第二層孿晶界面遷移.綜上所述,在壓痕過程中共格孿晶界面對Cu/Ni多層膜的軟化作用主要是孿晶界面上產(chǎn)生弓形分位錯并向外增殖所導致的部分孿晶界面遷移；而強化作用主要是孿晶界面限定可動位錯在單層膜內(nèi)滑移.這兩種機制互相作用,相互抑制,當某種機制占優(yōu)時表現(xiàn)出對應(yīng)的強軟化作用,而作用程度相當時,硬度曲線又表現(xiàn)出水平輕微振蕩階段.

單層薄膜厚度的改變,也就是孿晶調(diào)制比的改變,將會影響Cu/Ni多層膜的力學性能.本文對Cu,Ni調(diào)制比分別為1:2,1:1,2:3的三種樣品進行納米壓痕仿真模擬,并計算出三種樣品的平均硬度,分別為17.953,18.309,18.619 GPa,平均硬度隨調(diào)制比的增大而增大.由前文可知,共格孿晶界面的強化作用是孿晶界面的限定作用,軟化作用主要是來自孿晶界面的遷移,這兩種機制相互競爭,強化或弱化為占優(yōu)一方對外體現(xiàn)的作用.當調(diào)制比增大時,Ni層薄膜變薄,此時共格孿晶界面的限定作用逐漸增強,限定在Ni層內(nèi)的位錯逐漸增多,強化作用增強.

3.2 半共格、半共格孿晶界面Cu/Ni多層膜的形變機制

樣品c,d達到平衡態(tài)后,界面上會形成失配位錯網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的位錯線,失配位錯網(wǎng)的存在會使界面對Cu/Ni多層膜力學性能的影響變得復(fù)雜.圖7是半共格界面與半共格孿晶界面的原子結(jié)構(gòu)圖,圖中綠線為Shockely分位錯形成的失配位錯線網(wǎng),這種網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的釘扎作用可以阻止失配位錯網(wǎng)的移動[28].

圖8表示樣品c,d在壓痕模擬過程中載荷P以及硬度H與下壓深度h的關(guān)系.從圖中可見,壓深在0.72以前,樣品c和d的載荷曲線、硬度曲線基本重合,在此階段產(chǎn)生的位錯未與界面產(chǎn)生相互作用.

圖7 失配位錯網(wǎng)結(jié)構(gòu) (a)半共格界面；(b)半共格孿晶界面Fig.7.Misfit dislocation network structure:(a)Semicoherent interface；(b)semi-coherent twin interface.

圖8 (a)樣品c,d的載荷P-h關(guān)系；(b)硬度H與壓深h的變化關(guān)系Fig.8.(a)Load P-h relationship of samples c and d；(b)relationship between hardness and depth.

為了分析半共格界面對Cu/Ni多層膜的作用,取圖8(b)中壓深a=0.73 nm,b=1.11 nm,c=1.29 nm,d=2.44 nm等不同時刻的原子結(jié)構(gòu)進行分析,如圖9所示.在圖9(a)中,可動位錯在第一層膜內(nèi)增殖,失配位錯網(wǎng)會對可動位錯產(chǎn)生排斥作用.將圖9(a)與壓痕模擬前的圖7(a)進行對比,發(fā)現(xiàn)失配位錯網(wǎng)有明顯的彎曲現(xiàn)象,此時線能增加,從而消耗更多的能量,對外表現(xiàn)為強化作用.程東等[16]也提出失配位錯網(wǎng)的變形會對該材料有強化作用.在a與b階段內(nèi),可動位錯可從共格界面區(qū)域處穿過失配位錯網(wǎng)并在第二層膜內(nèi)滑移,見圖9(b),此過程中失配位錯線雖然會繼續(xù)彎曲,但失配位錯線對第二層膜內(nèi)的可動位錯由排斥力轉(zhuǎn)變?yōu)轵?qū)動力,從而使該階段內(nèi)的樣品強度弱化.在圖9(c)中,可動位錯接觸到第二層失配位錯網(wǎng),該層失配位錯網(wǎng)不斷彎曲,對可動位錯運動有限定作用,驅(qū)使可動位錯在第二層膜內(nèi)滑移,促使此階段內(nèi)表現(xiàn)為強化作用.由于失配位錯網(wǎng)的限定作用,從圖9(d)可以分辨出大部分可動位錯在第二層膜內(nèi)增殖,未能穿過第二層界面,在此階段內(nèi)整體上表現(xiàn)為強化作用.

由于失配位錯網(wǎng)和孿晶界面的共同存在,半共格孿晶界面對樣品d的作用更加復(fù)雜.圖10(a)—(h)對應(yīng)圖8(b)中壓深A(yù)=0.72 nm,B=0.82 nm,C=0.98 nm,D=1.35 nm,E=1.93 nm,F=2.31 nm,G=2.59 nm,H=2.74 nm時刻的原子結(jié)構(gòu).壓痕深度在0.72 nm前經(jīng)歷強化階段歸因于失配位錯網(wǎng)對可動位錯的排斥作用,導致如圖10(a)中失配位錯線的彎曲.A—B階段內(nèi)樣品對外表現(xiàn)軟化,主要是可動位錯與孿晶界面的相互作用,并在孿晶界面上形成Shockely分位錯,如圖10(b)所示,與前文中共格孿晶界面軟化機理一致.孿晶界面上的弓形分位錯向外增殖會使樣品軟化,而樣品d中由于失配位錯網(wǎng)的釘扎作用的存在,半共格孿晶界面上的弓形位錯增殖會受失配位錯網(wǎng)的阻礙作用,并減緩孿晶界面的遷移如圖10(c),致使此階段樣品出現(xiàn)強化.而圖10(d)中孿晶界面繼續(xù)向下遷移對該樣品在C,D階段有軟化作用.壓深為E時,位錯穿過第一層半共格孿晶界面,滑移到第二層界面.對比D,E時刻的第一層半共格孿晶界面的失配位錯網(wǎng)可見圖8(a),E時刻虛線圓內(nèi)的位錯線明顯多于D時刻,在此過程中位錯集中會使一部分失配位錯網(wǎng)產(chǎn)生畸形,接觸部分畸變能增加從而導致此階段硬度強化.E—F階段內(nèi),雖然第一層、第二層半共格孿晶界面的限定作用表現(xiàn)為強化,然而第一層孿晶界面有大量遷移表現(xiàn)出軟化作用,對外主要表現(xiàn)為軟化作用,如圖10(f)所示.對比圖10(g)與圖10(h),第一層與第二層半共格孿晶界面對可動位錯有明顯的限定作用,導致此階段的強化.綜上,軟化作用與共格孿晶界面一致,主要是孿晶界面上產(chǎn)生弓形分位錯并往外增殖導致的部分孿晶界面遷移.而強化作用主要是孿晶界面產(chǎn)生的弓形位錯與失配錯網(wǎng)的相互排斥作用以及半共格孿晶界面對位錯的限定作用.

對比分析樣品c,d的硬度曲線,樣品d的載荷曲線和硬度曲線總體上低于樣品c,進一步揭示了孿晶界面結(jié)構(gòu)對Cu/Ni多層膜具有弱化作用.但在下壓的初期,如圖8(b)陰影區(qū)域中出現(xiàn)樣品d強于樣品c的反常階段,產(chǎn)生這一現(xiàn)象主要原因是樣品d的半共格孿晶界面的限定作用以及半孿晶界面上的弓形位錯與失配錯網(wǎng)相互作用導致強化.

圖9 樣品c不同壓深的微結(jié)構(gòu) (a)0.73 nm；(b)1.11 nm；(c)1.29 nm；(d)2.44 nmFig.9.Microstructures of sample c with different depths:(a)0.73 nm；(b)1.11 nm；(c)1.29 nm；(d)2.44 nm.

圖10 樣品c不同壓深的微結(jié)構(gòu) (a)0.72 nm；(b)0.82 nm；(c)0.98 nm；(d)1.35 nm；(e)1.93 nm；(f)2.31 nm；(g)2.59 nm；(h)2.74 nmFig.10.Microstructure of sample c with different depths:(a)0.72 nm；(b)0.82 nm；(c)0.98 nm；(d)1.35 nm；(e)1.93 nm；(f)2.31 nm；(g)2.59 nm；(h)2.74 nm.

Fu等[15]提出了共格孿晶界面的強軟化形變機理,文獻[16,29]總結(jié)了失配錯網(wǎng)的強化機理,在此基礎(chǔ)上,本文進一步提出半共格孿晶界面的強軟化機理.圖11分別給出了孿晶界面及半共格界面的理想形變模型.在壓痕過程中,如圖11(3)所示,產(chǎn)生的分位錯與共格孿晶界面相互作用,在界面上會形成位錯導致孿晶界面遷移,使Cu/Ni多層膜軟化.與此同時,孿晶界面又會限定位錯在單層膜內(nèi)運動,對Cu/Ni多層膜有強化作用.半共格孿晶界面相較于共格孿晶時,界面上會形成失配位錯網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)位錯線.在壓痕過程中,如圖11(d)所示,半共格孿晶界面中由于失配錯網(wǎng)釘扎作用的存在會阻礙孿晶界面的遷移,對Cu/Ni多層膜產(chǎn)生一定的強化作用.

綜上可知,界面結(jié)構(gòu)的存在會導致Cu/Ni多層膜的硬度強化.但界面結(jié)構(gòu)不同,相應(yīng)的形變機制不同,都可簡單地總結(jié)為

式中Hharden表示強化機制,Hsoften表示軟化機制,H0表示本文未涉及到的強化機制[15,30].軟硬化機制共同相互競爭,當某種機制占優(yōu)時,該材料對外體現(xiàn)相應(yīng)的強軟化作用.軟化機制有形成的平行于界面的分位錯以及孿晶界面的遷移；強化作用有界面對位錯的限定作用以及失配位錯網(wǎng)與孿晶界面的遷移時形成的弓形位錯的相互作用.

圖11 共格孿晶及半共格孿晶Cu/Ni多層膜理想形變機制Fig.11.The ideal deformation mechanism of coherent twinning and semi-coherent twinning Cu/Ni multilayers.

4 結(jié) 論

本文利用分子動力學方法,對共格界面、共格孿晶界面、半共格界面、半共格孿晶界面等四種不同界面結(jié)構(gòu)的Cu/Ni多層膜進行了納米壓痕模擬,系統(tǒng)的分析了對界面結(jié)構(gòu)對多層膜力學性能的影響規(guī)律.研究發(fā)現(xiàn):

1)四種不同界面結(jié)構(gòu)的Cu/Ni多層膜硬度不同,共格界面結(jié)構(gòu)的硬度整體大于半共格界面,對于共格孿晶界面,調(diào)制比增大會使孿晶界面的強化作用增強；

2)對于共格界面,軟化作用主要歸因于產(chǎn)生的平行于界面的分位錯及其增殖導致；而半共格界面軟化作用主要是失配錯網(wǎng)對該網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)下的可動位錯排斥效果,強化作用是失配位錯網(wǎng)的阻礙作用；

3)對于共格孿晶界面和半共格孿晶界面,二者軟化機理相同,都是由孿晶界面的遷移所導致；共格孿晶界面的強化作用歸因于孿晶界面限定可動位錯在單層膜內(nèi)的增殖；與共格孿晶界面不同,半共格界面的強化作用主要是孿晶界面產(chǎn)生的弓形位錯與失配錯網(wǎng)的相互排斥作用以及半共格孿晶界面對位錯的限定作用；

4)半共格孿晶界面相較于共格孿晶界面,失配位錯網(wǎng)的釘扎作用會阻礙孿晶界面的遷移,也對Cu/Ni多層膜壓痕力學性能有強化作用.