金屬納米疊層材料的力學(xué)性能與輻照損傷容限

張金鈺,吳 凱，劉 剛，孫 軍

(西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710049)

1 前 言

高性能金屬結(jié)構(gòu)材料是制約核反應(yīng)堆使用壽命、運(yùn)行穩(wěn)定性和轉(zhuǎn)換效率的重要因素之一，因此設(shè)計(jì)制備力學(xué)性能優(yōu)異、抗輻照損傷的結(jié)構(gòu)材料是材料研究領(lǐng)域面臨的重大挑戰(zhàn)[1]。在核反應(yīng)堆運(yùn)行過(guò)程中，粒子輻照通常會(huì)在金屬材料內(nèi)部產(chǎn)生大量的間隙原子和空位(frenkel pairs)，隨后這些缺陷通過(guò)重組或偏聚形成間隙團(tuán)簇、堆垛層錯(cuò)四面體、位錯(cuò)環(huán)、孔洞和氦氣泡等，最終導(dǎo)致材料發(fā)生輻照硬化、輻照脆化及輻照腫脹等[2]。目前，提高金屬結(jié)構(gòu)材料抗輻照能力的有效方法是在材料中引入高密度的納米級(jí)輻照缺陷陷阱，例如晶界或?qū)\晶界[3]、位錯(cuò)或位錯(cuò)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)[4]以及異質(zhì)界面[5]。這些陷阱具有低的空位形成能和低的擴(kuò)散能壘，使得輻照缺陷容易在陷阱處形成并重組，急劇降低輻照缺陷的密度，進(jìn)而顯著提升金屬材料的抗輻照能力[6, 7]。

金屬納米疊層材料具有可調(diào)控的組元種類與結(jié)構(gòu)，因而具有優(yōu)異的力學(xué)性能，同時(shí)其異質(zhì)界面作為輻照缺陷的有效陷阱，可以顯著提高氦在界面處的富集濃度[8, 9]。與傳統(tǒng)的塊體材料相比，納米疊層材料(如，Cu/Nb[10]、Cu/V[11]、V/Ag[12]和Fe/W[13]等)不僅具有更高的強(qiáng)度，而且在He+輻照條件下呈現(xiàn)出更低的輻照強(qiáng)化、輻照脆化傾向以及較高的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性[14]。因此，疊層材料的力學(xué)行為與輻照損傷容限的相關(guān)研究是近年來(lái)研究的熱點(diǎn)。對(duì)于金屬疊層材料而言，微觀多級(jí)組織結(jié)構(gòu)，尤其是異質(zhì)界面結(jié)構(gòu)決定了其力學(xué)性能與抗輻照特性。由于組元結(jié)構(gòu)的差異，晶體/晶體疊層材料在制備過(guò)程中界面處通常存在一定數(shù)量的失配位錯(cuò)以緩解界面應(yīng)力，而在其塑性變形過(guò)程中此位錯(cuò)塞積型界面也會(huì)引起應(yīng)力集中，導(dǎo)致材料的過(guò)早屈服與失效[15]。與晶體/晶體界面截然不同，晶體/非晶界面具有獨(dú)特的剪切滑移特性，尤其是在塑性變形過(guò)程中，非晶層能夠吸收位錯(cuò)同時(shí)通過(guò)局部的剪切變形緩解應(yīng)力集中，使得晶體/非晶金屬納米疊層材料兼具高強(qiáng)度與高塑性[16]。因此，界面結(jié)構(gòu)也將顯著影響金屬疊層材料的輻照損傷容限。

通常，應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m和應(yīng)力激活體積V*被用來(lái)定量地描述材料強(qiáng)度與應(yīng)變速率的關(guān)系，并揭示金屬材料的微觀塑性變形機(jī)制[17]。在納米尺度范圍內(nèi)，fcc金屬的m值隨著晶粒尺寸的減小逐漸增加，這主要是由晶粒尺寸減小時(shí)位錯(cuò)與晶界的交互作用增強(qiáng)所導(dǎo)致的[18]；而bcc金屬中由于刃型位錯(cuò)在其塑性變形過(guò)程中起主導(dǎo)作用，導(dǎo)致m值隨晶粒尺寸的減小而增加，呈現(xiàn)出與螺位錯(cuò)主導(dǎo)變形相反的變化趨勢(shì)[19]。相比之下，對(duì)于納米尺度非晶合金而言，有限的研究結(jié)果表明，m值受材料晶化能力的影響，非晶晶化傾向越高，其m值越小且為負(fù)值[19]。因此，由不同晶體結(jié)構(gòu)的組元交替疊加構(gòu)成的金屬疊層材料應(yīng)變速率敏感性的相關(guān)研究也是近年來(lái)的熱點(diǎn)之一。

本文以作者課題組近期的研究結(jié)果為基礎(chǔ), 圍繞銅基金屬疊層結(jié)構(gòu)材料，分別介紹了晶體/晶體與晶體/非晶兩類疊層材料的塑性變形特性(硬度/強(qiáng)度、速率敏感性、應(yīng)力激活體積)和抗輻照損傷特性等相關(guān)結(jié)果的最新進(jìn)展，討論了金屬納米疊層材料力學(xué)性能與輻照損傷容限的尺度效應(yīng)及其內(nèi)在的物理機(jī)制。

2 金屬疊層材料的硬度與強(qiáng)化機(jī)制

Koehler[20]在其經(jīng)典論文《Attempt to Design a Strong Solid》中率先提出：如果組元層厚度h減小到位錯(cuò)不能在界面塞積的尺度，即使是兩個(gè)低強(qiáng)度組元匹配也能組成具有高強(qiáng)度的金屬疊層結(jié)構(gòu)材料(如Cu/Al、Cu/Ni)，甚至能夠達(dá)到組元材料理論強(qiáng)度的1/3～1/2。由此，金屬納米疊層材料力學(xué)性能研究引起了廣泛的關(guān)注。大量的研究結(jié)果[21-23]均表明，隨著晶體/晶體金屬納米疊層材料內(nèi)部特征尺寸層厚h的減小，其塑性變形機(jī)制呈現(xiàn)明顯的尺寸依賴性，具有3個(gè)不同的階段(如圖1所示)：① 層厚h在微米到亞微米范圍，位錯(cuò)在界面處堆積，硬度遵循經(jīng)典的Hall-Petch關(guān)系，即H∝h-0.5；② 當(dāng)層厚h減小到～10 nm和～100 nm之間時(shí)，單根位錯(cuò)在組元層內(nèi)進(jìn)行Orowan弓出滑移，硬度遵循約束層滑移(confined layer slip，CLS)模型,即H∝(μb/h)ln(h/b)，其中μ是剪切模量，b是位錯(cuò)伯氏矢量的模；③ 當(dāng)層厚h小于～10 nm時(shí)，位錯(cuò)承受的應(yīng)力大于界面強(qiáng)度，位錯(cuò)可以穿過(guò)界面，硬度出現(xiàn)平臺(tái)或略有降低。在此尺度范圍內(nèi)，多層膜的硬度可以通過(guò)界面強(qiáng)度(interface barrier strength, IBS)模型[24](主要包括模量失配效應(yīng)τk、失配位錯(cuò)的貢獻(xiàn)τmis以及層錯(cuò)能差異τsf)來(lái)定量描述，即H∝(τk+τmis+τsf)。需要說(shuō)明的是，上述唯象強(qiáng)化模型主要針對(duì)等層厚(調(diào)制比η=1)多層膜的力學(xué)性能分析，作者[25]研究發(fā)現(xiàn)上述強(qiáng)化模型也能夠適用于描述非等層厚(調(diào)制比η≠1)多層膜硬度的變化規(guī)律。

圖1 不同晶體/晶體(fcc/bcc, fcc/fcc, fcc/hcp)與晶體/非晶體系中金屬納米疊層材料硬度H與單層厚度h的關(guān)系[21]Fig.1 Relationship between hardness H and the layer thickness h of different crystalline/crystalline (fcc/bcc, fcc/fcc, fcc/hcp) and crystalline/amorphous systems[21]

3 金屬疊層材料的輻照損傷及其尺寸效應(yīng)

3.1 晶體/晶體金屬疊層材料

目前，有關(guān)晶體/晶體金屬納米疊層材料輻照損傷容限的研究主要集中在不互溶疊層材料體系，例如Cu/Mo與Cu/Nb等，這是由于此類材料在粒子輻照條件下通常能夠保持相對(duì)完好的界面結(jié)構(gòu)。與尺寸相關(guān)的力學(xué)性能相似，晶體/晶體金屬納米疊層材料的抗輻照特性同樣具有強(qiáng)烈的尺寸依賴性，即疊層材料的輻照損傷容限通常隨著層厚的減小而增加。例如，作者[26]在He+輻照后的晶體/晶體Cu/Mo疊層材料中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)層厚h從200 nm減小到10 nm時(shí)，Cu層內(nèi)的氦泡密度減小了大約6倍，而氦泡間距從～2.75 nm增加到了～5.03 nm；界面處氦泡間距對(duì)層厚變化不敏感，約為3.5 nm，與Cu/Mo的K-S取向界面處失配位錯(cuò)的理論間距～3.7 nm相當(dāng)。這是因?yàn)榻缑婵梢宰鳛檩椪杖毕萦行У南葳澹东@、吸收和湮滅輻照產(chǎn)生的缺陷以及氦原子。因此，減小層厚(即急劇增加界面數(shù)量)將會(huì)導(dǎo)致氣泡密度的急劇下降，從而使得層內(nèi)的氣泡間距增加。同時(shí)，上述結(jié)果在一定程度上暗示了疊層材料界面失配位錯(cuò)的交叉點(diǎn)可以作為氦泡的優(yōu)先形核位置，與原子模擬的結(jié)果[27]相吻合。同時(shí)，以往的研究結(jié)果[2, 14]表明：隨著金屬疊層材料組元層厚的減小，輻照后疊層材料的硬度均逐漸提高，表現(xiàn)出與輻照前相似的“越小越強(qiáng)”的趨勢(shì)；并且輻照硬化行為隨著層厚的減小顯著降低，如圖2所示。微觀結(jié)構(gòu)分析與力學(xué)性能的測(cè)試兩方面的結(jié)果均表明，較小層厚的金屬納米疊層材料具有較好的抗輻照損傷的能力。

圖2 He+輻照前后Cu/Mo疊層材料的硬度H與單層厚度h的關(guān)系(a)，不同疊層材料的輻照硬化ΔH與單層厚度h的關(guān)系(b)[26]Fig.2 Nanoindentation hardness of the Cu/Mo nanolaminates as a function of h before and after He+ implantation (a), a comparison of the radiation hardening as a function of the layer thickness h between the present Cu/Mo and other reported nanolaminated systems (b)[26]

在假設(shè)氦泡是阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的弱釘扎點(diǎn)的基礎(chǔ)上，Wei等[12]依據(jù)前述金屬疊層材料的位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制尺寸效應(yīng)模型，提出了晶體/晶體疊層材料He+輻照強(qiáng)化行為的尺寸效應(yīng)模型，并闡明了不同尺度下位錯(cuò)-氦泡交互作用機(jī)制。最近關(guān)于He+輻照的Cu單晶的原位拉伸實(shí)驗(yàn)[28]已經(jīng)證明了位錯(cuò)確實(shí)能夠切割氦泡。實(shí)際上，大部分研究結(jié)果均表明：當(dāng)金屬疊層材料的層厚較大時(shí)，輻照硬化十分顯著，而當(dāng)層厚h小于5～10 nm時(shí)，He+輻照硬化效果顯著降低。這表明在不同的尺度區(qū)間位錯(cuò)-氦泡的交互作用也有所不同。根據(jù)前述金屬疊層材料的位錯(cuò)強(qiáng)化機(jī)制尺寸效應(yīng)模型，疊層材料輻照后的強(qiáng)化機(jī)制也可以相應(yīng)分成3個(gè)尺度相關(guān)的區(qū)域：① 層厚h>>氦泡間距l(xiāng)bub，此時(shí)位錯(cuò)能夠在組元層內(nèi)塞積，疊層材料的輻照硬化效果與塊體材料的輻照行為基本一致；② 層厚h>氦泡間距l(xiāng)bub，此時(shí)僅有單根位錯(cuò)在組元層內(nèi)滑移，疊層材料的輻照硬化效果主要取決于層內(nèi)位錯(cuò)-氦泡的交互作用，層間界面處的氦泡對(duì)疊層材料硬化的貢獻(xiàn)可以忽略，如圖3a所示；③ 層厚h≤氦泡間距l(xiāng)bub，此時(shí)位錯(cuò)穿過(guò)界面協(xié)調(diào)變形，界面氦泡一方面能夠阻礙位錯(cuò)滑移強(qiáng)化材料，另一方面又能夠弱化界面軟化材料，如圖3b所示。

圖3 疊層材料中氦泡分布示意圖： (a)單層厚度h>氦泡間距l(xiāng)bub，層間位錯(cuò)-氦泡交互作用機(jī)制，(b) 單層厚度h≤氦泡間距l(xiāng)bub，位錯(cuò)-界面交互作用機(jī)制[12]Fig.3 Schematic illustration of the bubble distribution in nanolaminates (the circles indicate bubbles): (a) when the layer thickness is a few tens of nanometers, h>lbub and the deformation is via confined layer slip, dislocations gliding in a given layer confined by the interfaces are pinned by nanometer-scale bubbles, (b) when the layer thickness is of the order of a few nanometers, h≤lbub, the deformation is determined by the crossing of single dislocations across interfaces containing a distribution of nanometer-scale He bubbles in the interface plane[12]

3.2 晶體/非晶金屬疊層材料

明顯不同于不互溶型晶體/晶體金屬疊層材料，晶體/非晶金屬疊層材料由于其組元非晶層的亞穩(wěn)態(tài)特性，He+輻照過(guò)程中常常出現(xiàn)組元結(jié)構(gòu)演變，例如輻照致非晶層晶化現(xiàn)象。作者[29]通過(guò)研究晶體/非晶Cu/Cu60Zr40金屬疊層材料的He+輻照行為發(fā)現(xiàn)：層厚較大(h>10 nm)時(shí)組元Cu-Zr非晶層為Cu10Zr7相，而層厚較小(h≤10 nm)時(shí)其轉(zhuǎn)變?yōu)镃u-Zr固溶體。相應(yīng)地，晶體/非晶界面結(jié)構(gòu)也分別轉(zhuǎn)變成(局部)非共格界面和完全共格界面。與此同時(shí)，Cu-Zr非晶層晶化面積分?jǐn)?shù)表現(xiàn)出隨層厚變化的非單調(diào)性行為，即隨著層厚h減小到10 nm，晶化分?jǐn)?shù)逐漸降低至最小值，進(jìn)一步減小層厚非晶層晶化分?jǐn)?shù)反而增加，如圖4所示。

圖4 輻照后組元Cu-Zr非晶層晶化面積百分?jǐn)?shù)與單層厚度h的關(guān)系，層厚小于10 nm時(shí)輻照致晶化導(dǎo)致形成完全共格界面與Cu-Zr固溶體，層厚大于10 nm時(shí)輻照致晶化導(dǎo)致形成非共格界面與Cu10Zr7金屬間化合物[29]Fig.4 Layer thickness h-dependent crystallization (or RID) mechanism map after irradiation, divided by a critical layer thickness of ～10 nm, below this critical size RID leads to the formation of (localized) coherent crystalline/crystalline interfaces (CCIs) and fcc Cu-Zr solid solution; while above this critical size RID leads to the formation of (localized) incoherent CCIs and Cu10Zr7 intermetallics[29]

另一方面，晶體/非晶Cu/Cu60Zr40金屬疊層材料也具有與晶體/晶體疊層材料類似的尺寸相關(guān)的輻照硬化行為，即隨著層厚的減小輻照硬化逐漸降低。但是，He+輻照后Cu/Cu60Zr40疊層材料呈現(xiàn)出2個(gè)尺寸無(wú)關(guān)的硬度平臺(tái)區(qū)，即當(dāng)層厚h≥10 nm時(shí)硬度為5.9 GPa，當(dāng)層厚h<10 nm時(shí)硬度為6.6 GPa，如圖5所示。晶體/非晶疊層材料的輻照硬化行為仍然可以基于晶體/晶體疊層材料中相關(guān)的機(jī)制進(jìn)行定量分析，即層厚h≥10 nm，飽和硬度源于位錯(cuò)掙脫層內(nèi)氦泡釘扎機(jī)制，層厚h<10 nm，飽和硬度源于切過(guò)界面氦泡機(jī)制。

圖5 He+輻照前后Cu/Cu-Zr疊層材料的硬度H與單層厚度h的關(guān)系，輻照前硬度呈現(xiàn)出3個(gè)尺寸相關(guān)的區(qū)域，輻照后硬度呈現(xiàn)出2個(gè)尺寸相關(guān)的區(qū)域Fig.5 Nanoindentation hardness of the Cu/Cu-Zr nanolaminates as a function of the layer thickness h before and after He+ radiation, the hardness of as-deposited Cu/Cu-Zr shows 3 size-dependent regimes: IBS regime, CLS regime and H-P regime, while the irradiated one shows 2 size-dependent regime

4 金屬疊層材料的變形機(jī)制及其輻照效應(yīng)

4.1 晶體/晶體金屬疊層材料

對(duì)于疊層材料而言，其力學(xué)性能復(fù)合效應(yīng)的基礎(chǔ)正是源于組元材料性能的差異。目前關(guān)于晶體/晶體銅基疊層材料研究表明[30-32]，其應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m通常隨著層厚的減小而單調(diào)增加，相應(yīng)的應(yīng)力激活體積V*隨著層厚的減小而減小。例如Cu/Mo疊層材料的層厚由200 nm減小到10 nm時(shí)，其m值由0.02增加到0.039；相應(yīng)的應(yīng)力激活體積由10b3減小到3b3[26]。以往的原子模擬研究發(fā)現(xiàn)[33]，當(dāng)材料的應(yīng)力激活體積小于10b3時(shí)，通常是界面或晶界位錯(cuò)形核機(jī)制啟動(dòng)。因此，對(duì)于Cu/Mo疊層材料而言，層厚h≥50 nm時(shí)，層內(nèi)晶界位錯(cuò)源激活過(guò)程主導(dǎo)變形過(guò)程，當(dāng)層厚h<50 nm時(shí)，層間界面位錯(cuò)源激活過(guò)程主導(dǎo)變形過(guò)程。特別地，納米孿晶的引入也能夠顯著提高金屬疊層材料(如Cu/Cr、Cu/Zr)的應(yīng)變速率敏感性[30]，與單質(zhì)金屬材料(如Cu, Ni)相似。其內(nèi)在原因在于位錯(cuò)-孿晶界交互作用顯著增加，提高了金屬納米疊層材料的應(yīng)變速率敏感性。

然而，作者[26]發(fā)現(xiàn)在He+輻照后，Cu/Mo疊層材料的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m與應(yīng)力激活體積V*隨著層厚的減小均呈現(xiàn)出非單調(diào)的變化行為，即層厚h=50 nm時(shí)m值最小，相應(yīng)的V*值最大，明顯不同于未輻照的Cu/Mo試樣，如圖6所示。而且，層厚h>50 nm時(shí)輻照試樣的m值顯著高于未輻照的疊層材料試樣，而層厚h<50 nm時(shí)，輻照前后試樣的m值變化不大。這表明輻照后Cu/Mo疊層材料的變形機(jī)制發(fā)生了轉(zhuǎn)變。如前所述，不同層厚的疊層材料輻照后其內(nèi)部的氦泡分布有所不同，即層厚較大時(shí)層內(nèi)氦泡為主，層厚較小時(shí)氦泡主要分布在層間界面。因此，層厚h>50 nm時(shí)，高的m值主要是位錯(cuò)-氦泡交互作用引起的，層厚h<50 nm時(shí)，高的m值主要是位錯(cuò)-界面交互作用引起的。換言之，隨著層厚的減小，輻照后的Cu/Mo疊層材料其變形機(jī)制由位錯(cuò)-氦泡交互作用轉(zhuǎn)變?yōu)槲诲e(cuò)-界面交互作用。

圖6 He+輻照前后Cu/Mo金屬疊層材料的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m(a)和應(yīng)力激活體積V*(b)隨單層厚度h的變化關(guān)系，圖6b中的實(shí)線和虛線是通過(guò)OFR模型得到的擬合曲線[26]Fig.6 Experimental results of strain rate sensitivity m (a) and activation volume V* (b) as a function of the layer thickness h for the Cu/Mo nanolaminates before and after He+ implantation, the solid and dashed curves in fig.6b are calculated from the OFR model[26]

進(jìn)一步考慮到軟相Cu層主導(dǎo)塑性變形，作者[26]對(duì)輻照前后Cu/Mo疊層材料的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m和應(yīng)力激活體積V*的尺寸效應(yīng)，即位錯(cuò)與界面和位錯(cuò)與氣泡交互作用的競(jìng)爭(zhēng)效應(yīng)進(jìn)行定量分析?；贜abarro提出的被釘扎的位錯(cuò)以O(shè)rowan-Frank-Read形式弓出的熱激活脫釘過(guò)程(OFR模型)，對(duì)位錯(cuò)在強(qiáng)、弱兩類釘扎條件下所需要的激活體積進(jìn)行了理論預(yù)測(cè)。疊層材料中的異質(zhì)界面或者晶界被認(rèn)為是具有無(wú)限強(qiáng)度(σCLS)的強(qiáng)釘扎，位錯(cuò)將層內(nèi)弓彎滑移。相比之下，氦氣泡作為弱釘扎具有有限強(qiáng)度(σOrowan)，可動(dòng)位錯(cuò)能夠切過(guò)氣泡。根據(jù)Nabarro的推導(dǎo)，OFR模型可以表述為式(1)和式(2)兩種形式[34]。

對(duì)于不可穿透的強(qiáng)釘扎，表達(dá)式為式(1)：

(1)

對(duì)于可穿透的弱障礙物，表達(dá)式為式(2)：

(2)

式中，b是銅層內(nèi)偏位錯(cuò)伯氏矢量的模，K1和K2為比例因子，F(xiàn)為障礙物所承受的最大載荷，l*為等效釘扎點(diǎn)間距或者等效位錯(cuò)源長(zhǎng)度。計(jì)算結(jié)果表明，OFR模型能夠很好地描述Cu/Mo疊層材料應(yīng)變速率敏感性的尺寸效應(yīng)，如圖6b所示。

4.2 晶體/非晶金屬疊層材料

由于非晶合金具有與金屬晶體材料迥然不同的結(jié)構(gòu)特征，因此由晶體與非晶材料交替疊加構(gòu)成的晶體/非晶疊層材料很可能具有不同于晶體/晶體疊層材料的力學(xué)特性?，F(xiàn)有研究結(jié)果表明：與等層厚晶體/晶體疊層材料類似，等層厚晶體/非晶疊層材料He+輻照前仍然呈現(xiàn)出隨層厚減小單調(diào)增加的應(yīng)變速率敏感性[32]，然而非等層厚晶體/非晶疊層材料的應(yīng)變速率敏感性受到組元非晶層體積分?jǐn)?shù)影響強(qiáng)烈，表現(xiàn)出不同于晶體/晶體疊層材料的力學(xué)行為。例如，作者[29]通過(guò)對(duì)等層厚Cu/Cu60Zr40晶體/非晶納米疊層材料的應(yīng)變速率敏感性的研究發(fā)現(xiàn)：隨著層厚由150 nm減小至2.5 nm，應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m由0.015單調(diào)增加至0.047，但是略低于相同內(nèi)在特征尺寸下Cu/Mo疊層材料的m值，如圖7所示。這表明，與組元Mo相比，組元Cu-Zr非晶的應(yīng)變速率敏感性更低。Wang等[31]通過(guò)對(duì)調(diào)制周期恒定(100 nm)的非等層厚的Cu/Cu75Zr25晶體/非晶納米疊層材料應(yīng)變速率敏感性的研究發(fā)現(xiàn)：隨著組元非晶層體積分?jǐn)?shù)由10%增加到90%，其m值由0.013減小至-0.01，即應(yīng)變速率敏感性由正轉(zhuǎn)負(fù)。這是由于盡管隨著層厚的減小組元Cu層的m值單調(diào)增加，但同時(shí)組元非晶層晶化導(dǎo)致組元非晶層的m值降低，二者之間的競(jìng)爭(zhēng)效應(yīng)決定了Cu/Cu-Zr晶體/非晶納米疊層材料的應(yīng)變速率敏感性。

作者[29]通過(guò)對(duì)He+輻照后等層厚Cu/Cu60Zr40晶體/非晶納米疊層材料的應(yīng)變速率敏感性的研究發(fā)現(xiàn)：隨著層厚由150 nm減小至50 nm，應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m單調(diào)降低；當(dāng)進(jìn)一步減小層厚至10 nm時(shí)，m值反而呈現(xiàn)單調(diào)增加的趨勢(shì)；當(dāng)層厚小于5 nm時(shí)，應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m又急劇降低且與層厚無(wú)關(guān)，為恒定值，如圖7a所示。應(yīng)力激活體積V*隨層厚的變化趨勢(shì)與指數(shù)m的變化規(guī)律相反。如前所述，He+輻照后，Cu/Cu60Zr40晶體/

圖7 He+輻照前后Cu/Cu-Zr金屬疊層材料的應(yīng)變速率敏感性指數(shù)m(a)和應(yīng)力激活體積V*(b)隨單層厚度h的變化關(guān)系，圖7中的實(shí)線和虛線是通過(guò)OFR模型得到的擬合曲線[29]Fig.7 Experimental results of strain rate sensitivity m (a) and activation volume V* (b) as a function of the layer thickness h for the Cu/Cu-Zr nanolaminates before and after He+ implantation, the solid and dashed curves in fig.7b are calculated from the OFR model[29]

非晶納米疊層材料的微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生了明顯的變化，應(yīng)變速率敏感性隨層厚的變化表明了輻照后其內(nèi)在的變形機(jī)制發(fā)生了根本性的變化。具體來(lái)說(shuō)，當(dāng)層厚h≥50 nm時(shí)，晶體層內(nèi)位錯(cuò)-氦泡交互作用與顯著晶化的非晶層協(xié)同作用決定應(yīng)變速率敏感性；當(dāng)層厚50 nm>h≥10 nm時(shí)，位錯(cuò)-界面與位錯(cuò)-氦泡的協(xié)同作用決定應(yīng)變速率敏感性；當(dāng)層厚h<10 nm時(shí)，位錯(cuò)-界面交互作用控制應(yīng)變速率敏感性。相應(yīng)地，Cu/Cu60Zr40晶體/非晶納米疊層材料的應(yīng)變速率敏感性的尺寸效應(yīng)也可以通過(guò)OFR模型進(jìn)行量化分析，如圖7b所示。

5 結(jié) 語(yǔ)

金屬納米疊層結(jié)構(gòu)材料由于其靈活多變的組元種類與微觀結(jié)構(gòu)特征，成為工程與微電子領(lǐng)域潛在的高強(qiáng)高韌結(jié)構(gòu)材料。此類材料復(fù)合效應(yīng)的物理基礎(chǔ)正是源于組元材料的性能差異及其微觀結(jié)構(gòu)，尤其是界面結(jié)構(gòu)/特性。因此，將微觀結(jié)構(gòu)表征與機(jī)理研究相結(jié)合，在更深的層次上揭示材料微觀結(jié)構(gòu)特征與宏觀力學(xué)特性的內(nèi)在聯(lián)系，建立行之有效的材料組分與結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)準(zhǔn)則，進(jìn)而通過(guò)界面工程在原子尺度上調(diào)控層狀結(jié)構(gòu)材料的界面結(jié)構(gòu)/特性來(lái)調(diào)控其極端環(huán)境下使役性能,是未來(lái)研究的熱點(diǎn)與挑戰(zhàn)。