Efeitos da anisotropia e do limite de grão no plano em filmes multicamadas de Cu / Pd com interface cubo-sobre-cubo e interface geminada

Resumo

Em materiais cristalinos, o contorno de grão e a anisotropia da estrutura cristalina afetam suas propriedades mecânicas. Os efeitos da estrutura interfacial nas propriedades mecânicas podem ser diversos quando o filme de multicamadas é carregado ao longo de diferentes direções. Neste trabalho, realizamos uma série de simulações de dinâmica molecular da tensão de filmes multicamadas de Cu / Pd policristalino simples e policristalino com cubo sobre cubo (COC) e interfaces geminadas para explorar os efeitos da estrutura interfacial, direção de carregamento. e limites de grão no plano em suas propriedades mecânicas. As linhas de deslocamento interfacial desajustadas tornam-se tortas após o relaxamento, e a alta temperatura de 300 K foi considerada uma condição necessária. Quando esticado ao longo da direção 〈110〉, o efeito de fortalecimento da interface COC é mais perceptível; no entanto, quando esticado ao longo da direção 〈112〉, o efeito de fortalecimento da interface dupla é mais visível, mostrando o efeito anisotrópico da estrutura interfacial nas propriedades mecânicas. No entanto, na amostra policristalina em favo de mel no plano, a interface gêmea mostrou um efeito de fortalecimento pronunciado e não foram observados deslocamentos jogged.

Introdução

Filmes nanoestruturados metálicos multicamadas (NMM) têm atraído muita atenção devido às suas excelentes propriedades mecânicas [1,2,3], que geralmente são superiores aos seus constituintes. A interface, zona de transição entre diferentes camadas individuais, é um dos defeitos planares mais comuns em filmes NMM, que podem atuar como fontes e sumidouros de defeitos por meio de absorção e aniquilação, barreiras e locais de armazenamento de defeitos [4,5,6,7 ]

As interfaces em um filme NMM podem ser divididas em uma interface coerente, semi-coerente e não coerente com base na incompatibilidade de rede entre seus constituintes em ambos os lados da interface [4]. Os filmes multicamadas de cobre-paládio (Cu / Pd) e ouro-níquel (Au / Ni) são os primeiros filmes multicamadas encontrados, possuindo excelentes propriedades mecânicas [8]. Yang et al. mediu o módulo de elasticidade biaxial Y [111] de filmes multicamadas de Cu / Pd e Au / Ni por teste de protuberância e descobriu que seu módulo de elasticidade biaxial aumenta drasticamente de 0,27 a 1,31 TPa e de 0,21 a 0,46 TPa, respectivamente [8]. Posteriormente, Davis et al . usou técnicas mais avançadas para medir propriedades elásticas e estruturais de filmes multicamadas de Cu / Pd e Cu / Ni com as mesmas texturas de crescimento e amplitudes de modulação de composição [9, 10]. No entanto, nenhum comportamento elástico anômalo significativo foi observado [9, 10], o que levanta se o efeito do supermódulo existe nas multicamadas de Cu / Pd. As propriedades mecânicas do NMM são fortemente dependentes da estrutura interfacial entre as camadas individuais adjacentes [11]. Howe et al. investigou a estrutura interfacial de filmes de Pd em Cu (111) e descobriu que o Pd cresce em uma estrutura FCC geminada ao longo da direção 〈111〉 [12]. As estruturas de geminação na interface geralmente têm um efeito profundo em sua resistência [11].

Weng et al . investigaram o efeito da estrutura interfacial nos comportamentos de deformação de filmes multicamadas de Cu / Ni com interfaces gêmeas coerentes, semicoerentes e coerentes usando simulação de dinâmica molecular (MD) e descobriram que a interface gêmea coerente mostra um fortalecimento significativo [7]. No entanto, em nosso trabalho recente, o efeito de reforço inaparente da interface gêmea em filmes multicamadas de Cu / Pd foi observado sob tensão ao longo da direção 〈110〉 [13]. Além disso, a forma da rede de deslocamento desajustado mudaria durante a minimização e relaxamento de energia. Shao et al. investigou os mecanismos de relaxação de interfaces e a evolução das redes de deslocamento interfacial em filmes multicamadas de Cu / Ni por simulações de MD [14,15,16,17]. A direção de carregamento dessas obras é frequentemente perpendicular à interface, referida como fora do plano [7, 18, 19]. No entanto, a interface pode desempenhar papéis diferentes durante o carregamento ao longo de diferentes direções devido à anisotropia das propriedades mecânicas dos cristais [20,21,22,23].

Além disso, os filmes multicamadas são mais propensos a serem submetidos à carga paralela à interface na prática, conhecida como carregamento no plano. Zhou et al. propôs um mecanismo de fortalecimento governado por múltiplos deslocamentos jogged estendidos semelhantes a colar em um metal nanogeminado de granulação colunar submetido a tensões externas paralelas aos planos gêmeos [20], o que também é observado em multicamadas Cu / Ni [21]. Esses deslocamentos jogged são raramente encontrados em uma simulação sob um carregamento fora do plano [7, 18, 19, 24]. Em simulações MD disponíveis de tensões no plano, a amostra é geralmente esticada ao longo de uma direção específica, ou seja, 〈112〉 ou 〈110〉 direção [25]. No entanto, poucos estudos comparativos sob tensão ao longo dessas duas direções foram realizados. Por outro lado, a camada individual do filme multicamadas preparado por experimentos é geralmente policristalino em plano contendo muitos limites de grão (GBs) perpendiculares à interface.

Os deslocamentos movimentados mencionados acima são freqüentemente observados nos filmes entrelaçados coerentes ou nos filmes entrelaçados de várias camadas com uma pequena incompatibilidade. Ainda não se sabe se esses deslocamentos de jog podem se formar em um filme de interface dupla com uma grande incompatibilidade. O filme multicamadas de Cu / Pd é o primeiro filme multicamadas encontrado com excelentes propriedades mecânicas [8, 12, 26,27,28]. Sua incompatibilidade de rede (~ 7,07%) é maior do que a dos filmes multicamadas de Cu / Ni (~ 2,7%). Portanto, o mecanismo de fortalecimento e enfraquecimento [7, 14,15,16,17] obtido pelo filme multicamadas de Cu / Ni não pode ser aplicado ao filme multicamadas de Cu / Pd. Duas interfaces comuns [3], interface gêmea e cubo-sobre-cubo, são observadas em filmes multicamadas de Cu / Pd por caracterização experimental [12]. Compreender o efeito da estrutura interfacial nas propriedades mecânicas dos filmes multicamadas seria significativo para projetar filmes nano-multicamadas de alto desempenho com uma grande incompatibilidade de rede.

Neste trabalho, são desenvolvidos dois tipos de amostras com cristal em favo de mel e monocristal. Para cada tipo de amostra, dois tipos de interfaces (cubo sobre cubo e gêmea) são considerados. Em seguida, realizamos uma série de simulações de tensão MD desses filmes multicamadas de Cu / Pd para explorar os efeitos da estrutura interfacial, direção de carregamento e GBs no plano em suas propriedades mecânicas.

Métodos

Três conjuntos de parâmetros para Cu – Cu, Pd – Pd e Cu – Pd são necessários para serem identificados, respectivamente. Escolhemos o potencial do método do átomo modificado do segundo vizinho mais próximo (2NN MEAM) [29, 30] para descrever as interações entre os átomos. Para o Cu – Cu e Pd – Pd, seus parâmetros potenciais foram desenvolvidos por Lee et al. [31]. Com base nos parâmetros de potencial dos elementos individuais, ajustamos um conjunto de parâmetros de potencial binário Cu – Pd em nosso trabalho anterior [26], conforme listado na Tabela 1. Esses parâmetros podem reproduzir as propriedades físicas e mecânicas fundamentais de Cu, Pd e suas ligas e descrevem o mecanismo de formação de gêmeos de crescimento [26].

O filme multicamadas FCC / FCC tende a crescer ao longo de 〈111〉 direções e a relação de orientação da interface é identificada como {111} _FCC / {111} _FCC [32, 33]. Portanto, consideramos apenas as interfaces Cu {111} / Pd {111} neste trabalho. Dois tipos de amostras com cristal único em plano (SC) e cristal em favo de mel (HC) são construídos, conforme mostrado na Fig. 1a e b. Para cada tipo de amostra, cubo sobre cubo (COC) e interface dupla são considerados. Portanto, quatro amostras são construídas, denominadas SC COC, SC Twin, HC COC e HC Twin. Para SC COC, as orientações do cristal da camada de Cu e da camada de Pd são idênticas; no entanto, para SC Twin, suas orientações de cristal são simétricas em relação à interface gêmea, como mostrado na inserção da Fig. 1a. As relações de orientação e dimensões de cada direção estão listadas na Tabela 2.

A amostra em favo de mel no plano é construída usando o método de construção de Voronoi com o cristal único no plano como uma unidade representativa, conforme mostrado na Fig. 1b. Em amostras de HC, existem quatro grãos, cujas relações de orientação relativas ao cristal único (Fig. 1a) são rotações anti-horário de 25 °, 55 °, 85 ° e 0 ° sobre o z -eixo, respectivamente. Os tamanhos de HC COC e HC Twin estão listados na Tabela 2.

A minimização de energia é primeiramente usada para otimizar a estrutura interfacial a 0 K. Em seguida, o relaxamento é realizado em cada amostra sob o conjunto isotérmico-isobárico (NPT) [34, 35] a 300 K por 20 ps para atingir um sistema de equilíbrio com pressão zero em x -, y - e z - instruções. Simulações de tensão uniaxial de SC COC e SC Twin ao longo de diferentes direções ( x - ou y -) com uma taxa de deformação de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ são realizados com o Simulador Atômico / Molecular Massively Parallel (LAMMPS) [36]. Também realizamos simulações de tração de HC COC e HC Twin para estudar os efeitos de GBs no plano e as estruturas interfaciais em suas propriedades mecânicas. Durante o carregamento, as pressões nas outras duas direções são mantidas em zero para satisfazer a exigência de deformação por tração uniaxial. Em todas as simulações, as condições de contorno periódicas são aplicadas ao longo do x- , y- e z -instruções.

Escolhemos o algoritmo de extração de deslocamento (DXA) [37] para analisar estruturas locais, usando as quais os átomos podem ser divididos em diferentes tipos (FCC, BCC, HCP, etc.) com base em suas estruturas locais. Ele pode identificar os deslocamentos comuns no cristal FCC e determinar seus vetores Burgers e linhas de deslocamento de saída [37]. Os átomos são coloridos de acordo com a seguinte regra:verde para FCC, vermelho para HCP, azul para BCC e branco para "outras" estruturas cristalinas locais. É conhecido que as falhas de empilhamento (SFs) e os limites / interfaces gêmeos (TBs / TIs) são identificados como estruturas HCP, e duas camadas atômicas vermelhas adjacentes e a camada atômica única vermelha são SF e TB / TI, respectivamente. Um software de visualização de código aberto, OVITO [38], é usado para visualizar a evolução das microestruturas.

Resultados e discussão

Caracterização de estruturas interfaciais

A Figura 2 mostra a configuração atômica interfacial em SC COC e SC Twin após minimização e relaxamento de energia, onde os átomos identificados como FCC foram removidos para maior clareza. Na Fig. 2, podemos ver que a rede de deslocamento de incompatibilidade de interface é triangular em periodicidade, o que é consistente com a do filme multicamadas Ag (111) / Ni (111) [39]. A diferença é que a interface em SC COC é composta por regiões coerentes alternadas (CRs) e regiões SF. Em contraste, a interface do SC Twin é inteiramente composta por TBs. Esses TBs estão em camadas atômicas adjacentes e são compostos de átomos de Cu e Pd alternados em triângulos adjacentes, o que também pode ser confirmado pela altura das duas linhas sólidas vermelhas (representam os TBs) no destaque da Fig. 1a. Durante a minimização de energia, a energia potencial do sistema é minimizada pelo leve movimento dos átomos, e o tamanho das amostras em cada direção não pode mudar livremente. Nessa etapa, é principalmente para otimizar a estrutura local, especificamente, a estrutura interfacial. Assim, as linhas de deslocamento permanecem retas após a minimização de energia, conforme mostrado nas Fig. 2a e b. Durante a minimização de energia, o tamanho da amostra é fixo, o que induziria as tensões residuais em todas as direções. Essas tensões residuais não podem ser afrouxadas o suficiente após a minimização de energia.

Durante o relaxamento, o tamanho da amostra permite mudar para relaxar a tensão residual para pressão zero em todas as direções. Após o relaxamento, as linhas de deslocamento desajustadas tornam-se tortas (Fig. 2c, d). Este fenômeno da rede de deslocamento desajustado também pode ser encontrado na interface Cu {111} / Ni {111} semi-coerente [40, 41]. Ao comparar o número de átomos com diferentes estruturas locais, especialmente HCP, podemos descobrir que o número de átomos em diferentes estruturas de rede muda insignificantemente, indicando que a área total de SF e TB varia de forma insignificante.

Para explorar se a temperatura é uma condição necessária para a flexão das linhas de deslocamento, as amostras após a minimização são relaxadas a uma temperatura baixa de 10 K para comparação e descobrem que as linhas de deslocamento permanecem retas. Portanto, uma temperatura mais alta é uma condição necessária para causar a flexão da linha de deslocamento. Especificamente, devido ao aumento da ativação térmica em altas temperaturas, os átomos em torno das linhas de deslocamento podem derrubar a barreira de energia para se mover de uma coluna atômica para a coluna atômica adjacente densamente compactada. Portanto, a magnitude da curvatura do deslocamento é de apenas uma a duas distâncias da camada atômica. Flexão semelhante da linha de deslocamento na rede de deslocamento também pode ser observada nas amostras com cristais em favo de mel no plano (HC COC e HC Twin).

Efeitos da direção de carregamento

A Figura 3 mostra a tensão-deformação ( σ - ε ) curvas de SC COC e SC Twin sob tensão ao longo de diferentes direções a uma taxa de deformação de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ , onde se pode ver que todas essas curvas crescem linearmente até o ponto mais alto, depois caem rapidamente para um determinado valor e flutuam em torno deles. Módulo do jovem E é obtido ajustando a inclinação das curvas em uma faixa de deformação de 0,00–0,03, conforme listado na Tabela 3 . Podemos ver que E ao longo de y \ ([\ overline {2} 11] \) (145,62 GPa para SC COC e 142,95 para SC Twin) é maior do que aqueles ao longo de x \ ([01 \ overline {1}] \) (135,04 GPa para COC e 133,84 GPa para Twin). O E s ao longo da mesma direção, mas com estruturas interfaciais diferentes são quase idênticas, mostrando uma dependência insignificante de E s sobre as estruturas interfaciais envolvidas neste trabalho, o que é consistente com os resultados experimentais de filmes multicamadas de Cu-Co [42], Cu / Pd e Cu / Ni [9].

Em um material cúbico, os módulos elásticos ao longo de qualquer orientação podem ser determinados a partir das constantes elásticas pela aplicação da seguinte equação [22]:
$$ \ frac {1} {{E_ {ijk}}} =S_ {11} - 2 \ left ({S_ {11} - S_ {12} - \ frac {1} {2} S_ {44}} \ direita) \ times \ left ({l_ {i1} ^ {2} l_ {j2} ^ {2} + l_ {j2} ^ {2} l_ {k3} ^ {2} + l_ {i1} ^ {2} l_ {k3} ^ {2}} \ right), $$ (1)
onde S ₁₁ , S _12, e S ₄₄ são constantes de complacência elásticas; E _ijk é o módulo de Young no [ ijk ] direção; l _i1 , l _j2 e l _k3 são os cossenos da direção [ ijk ] No entanto, os coeficientes sobre a direção do cristal \ (\ left ({l_ {i1} ^ {2} l_ {j2} ^ {2} + l_ {j2} ^ {2} l_ {k3} ^ {2} + l_ { i1} ^ {2} l_ {k3} ^ {2}} \ right) \) na Eq. (1) ao longo de 〈112〉 e 〈110〉 direções são idênticas (0,25), portanto, para Cu e Pd, E _〈112〉 = E _〈110〉 . Quando a deformação é paralela à interface, a regra de mistura, \ (E _ {[ijk]} ^ {{\ text {Cu / Pd}}} =E _ {[ijk]} ^ {{{\ text {Cu}} }} f _ {{{\ text {Cu}}}} + E _ {[ijk]} ^ {{{\ text {Pd}}}} f _ {{{\ text {Pd}}}} \), pode ser usado para calcular E . f _Cu e f _Pd são a fração de volume de Cu e Pd, respectivamente, e f _Cu + f _Pd =1. Neste trabalho, f _Cu e f _Pd são invariantes para amostras com interfaces diferentes. Portanto, \ (E _ {{\ left \ langle {112} \ right \ rangle}} ^ {{\ text {Cu / Pd}}} \) deve ser igual a \ (E _ {{\ left \ langle {110} \ right \ rangle}} ^ {{\ text {Cu / Pd}}} \). No entanto, o E s ao longo de 〈110〉 e 〈112〉 são diferentes, o que deve ser atribuído à anisotropia elástica da zona afetada pela interface [6, 42].

A tensão máxima ( σ _m ) obtido por tensão ao longo de y -eixo é maior do que ao longo de x -eixo para interface COC e Twin, que deve ser atribuído ao fator de Schmidt μ . O σ _m da curva corresponde à nucleação do deslocamento [43,44,45]. μ =Cos φ cos λ , onde φ e λ são o ângulo entre a direção de tração e a direção normal do plano de escorregamento e o ângulo entre a direção de tração e a direção de escorregamento, respectivamente. Além disso, quando a tensão está ao longo de x \ ([01 \ overline {1}] \), o σ _m e cepa correspondente ε _m do SC COC é ligeiramente superior ao do SC Twin, o que é consistente com o trabalho de Weng et al. [25]. No entanto, quando a tensão está alta y \ ([\ overline {2} 11] \), o σ _m e ε _m de SC COC são ligeiramente inferiores aos de SC Twin. Além disso, realizamos simulações adicionais de MD a uma taxa de deformação inferior de 1 × 10 ⁸ s ⁻¹ e obteve resultados semelhantes. No entanto, no geral, a diferença entre eles é pequena e pode ser quase ignorada.

Depois que a tensão atinge o ponto mais alto, muitos deslocamentos nucleados sucessivamente para liberar a energia potencial elástica armazenada, causando a queda rápida da tensão [46]. A interação entre os deslocamentos, a interação entre os deslocamentos e a interface e a nucleação de novos deslocamentos são o mecanismo primário no estágio de fluxo-estresse. O σ _f é a tensão média em 0,121 < ε <0,150, conforme listado na Tabela 3. Ao contrário da pequena diferença em E , σ _m e ε _m , a diferença entre σ _f para as diferentes estruturas interfaciais é significativo. Quando a tensão está junto com x \ ([01 \ overline {1}] \), o σ _f de SC COC é maior do que o de SC Twin, mostrando que o efeito de fortalecimento da interface COC é mais óbvio do que o da interface Twin, o que é consistente com o trabalho de Weng et al. [25]. No entanto, quando a tensão está alta y \ ([\ overline {2} 11] \), o σ _f de SC Twin é 15,55% maior que o de SC COC, mostrando um óbvio fortalecimento da interface de gêmeos, que está de acordo com a cognição tradicional de efeito de fortalecimento de limite de gêmeos. A comparação da tensão de fluxo nessas duas direções mostra que o efeito de fortalecimento da estrutura interfacial depende da direção do carregamento. Na seção de fluxo, examinaremos a resposta mecânica de amostras de cristal em favo de mel no plano.

Efeitos de GBs no plano

Além disso, realizamos simulação de tensão MD de HC COC e HC Twin a uma taxa de deformação de 5 × 10 ⁸ s ⁻¹ , e o σ - ε a curva é mostrada na Fig. 3c. Da mesma forma, podemos obter E , σ _m , ε _m e σ _f , conforme listado na Tabela 3. Observe que E é obtido ajustando a inclinação de σ - ε curvas de HC COC e HC Twin em uma faixa de deformação de 0,0–0,02 e σ _f é a tensão média em 0,081 < ε <0,100. Para HC COC e HC Twin, o E s estão próximos e situam-se entre os da amostra SC, ao longo de x \ ([01 \ overline {1}] \) e y \ ([\ overline {2} 11] \). O E s são ligeiramente maiores do que os do experimento (115-125 GPa) [9], que devem ser atribuídos às amostras atômicas idealizadas usadas neste trabalho sem tirar os defeitos adicionais, como vagas e impurezas. Seus σ _m é menor do que a da amostra SC, o que pode ser atribuído ao fato de que os deslocamentos são mais fáceis de nuclear induzidos pela concentração de estresse local com a introdução de GBs no plano. Tomando a interface gêmea como exemplo, a Fig. 4 mostra a microestrutura do local de nucleação de deslocamento após o estresse atingir o ponto mais alto, onde pode-se ver que em HC Twin, o deslocamento nucleado a partir da junção do GB e da interface gêmea (Fig. . 4a), enquanto nas amostras SC Twin, os nucleados de deslocamento da interface dupla esticada ao longo de x \ ([01 \ overline {1}] \) (Fig. 4b) e y \ ([\ overline {2} 11] \) (Fig. 4c).

Embora o σ _m da amostra HC é menor do que a da amostra SC, o σ _f da amostra HC é maior do que a amostra SC, indicando o efeito de fortalecimento dos GBs no plano. Esse fortalecimento vem principalmente dos seguintes aspectos:(1) O GBs no plano fornece mais pontos de nucleação para deslocamentos resultando em mais deslocamentos nucleados, e esses deslocamentos são impedidos pela interface COC e Twin; (2) GBs no plano impedem deslocamentos. Além disso, σ _f do HC Twin é maior do que o do HC COC, o que mostra que os efeitos de fortalecimento do deslocamento dificultado pela interface do gêmeo são mais evidentes do que os da interface do COC.

A Figura 5 mostra a microestrutura do HC Twin no estágio de escoamento do plástico. Deve-se notar que durante o carregamento, a nucleação e o deslizamento de deslocamentos parciais formando SFs, o movimento desses deslocamentos e SFs limitados pela interface induzindo deslizamento de deslocamento parcial semelhante a gancho de cabelo e as reações mútuas de deslocamentos parciais formando deslocamento de haste de escada são o mecanismo de deformação primário. Não são observados múltiplos deslocamentos jogged como colar, que são frequentemente observados em filmes multicamadas de Cu / Ni [21] e Cu nano-geminado [20] sob tensão no plano. É principalmente devido à grande incompatibilidade de rede do filme de multicamadas Cu / Pd com uma estrutura de interface mais complicada (Fig. 2).

Em comparação com materiais de cristal único, as propriedades mecânicas de amostras policristalinas são frequentemente mais dependentes da taxa de deformação. Portanto, realizamos mais simulações de MD de tensão para amostras de HC (HC COC e HC Twin) ao longo de x -direcção e SC Twin ao longo de x- e y -direcionamentos usando uma taxa de deformação variada de 5 × 10 ⁷ s ⁻¹ para 5 × 10 ⁹ s ⁻¹ . O σ - ε curvas são mostradas nas Fig. 6a eb, onde se pode ver que a tensão aumenta linearmente até o ponto mais alto e depois diminui. Para as amostras de HC, a tensão flutua com o aumento da deformação em baixa taxa de deformação no estágio descendente, enquanto a flutuação de tensão não é aparente em uma alta taxa de deformação (Fig. 6a eb). As Figuras 6c e d mostram as variações de σ _m e σ _f contra a taxa de deformação, onde σ _m e σ _f aumentar com o aumento da taxa de deformação. O σ _m de SC Twin ao longo de y -direção é muito maior do que a de outras amostras, o que deve ser atribuído ao fator de Schmidt μ mencionado acima. No entanto, devido ao efeito de fortalecimento do contorno de grão no plano, o σ _f das amostras de HC são fechadas para as de SC Twin ao longo de y direção. Além disso, σ _f das amostras com a interface geminada são maiores do que aquelas com a interface COC em alta taxa de deformação (1 × 10 ⁸ s ⁻¹ para 5 × 10 ⁹ s ⁻¹ ), indicando o efeito de fortalecimento da interface geminada, mas conforme a taxa de deformação aumenta, esse efeito de fortalecimento enfraquece. Deve-se notar que na taxa de deformação de 5 × 10 ⁷ s ⁻¹ , o σ _f de HC Twin é menor do que o de HC COC, o que pode ser atribuído ao fato de que o número de deslocamentos nucleados com baixa taxa de deformação induz menos ao enfraquecimento do efeito de fortalecimento da interface de gêmeos.

Conclusões

Neste trabalho, simulações de tensão por dinâmica molecular de filmes multicamadas de Cu / Pd policristalino simples e policristalino com COC e interfaces geminadas foram realizadas ao longo de várias direções para explorar os efeitos da estrutura interfacial, direção de carregamento e limites de grão no plano na mecânica propriedades. Descobrimos que os deslocamentos interfaciais desajustados apresentam uma estrutura de rede triangular, e as linhas de deslocamentos desajustados se dobram após o relaxamento. A alta temperatura de 300 K foi condição necessária para a flexão da linha de deslocamento. O módulo de elasticidade da amostra não tem dependência óbvia da estrutura da interface, mas está relacionado à direção de carregamento. O efeito de fortalecimento da interface COC é perceptível quando esticado ao longo da direção 〈110〉; entretanto, o efeito de fortalecimento da interface dupla é visível, quando esticada ao longo da direção 〈112〉, mostrando o efeito anisotrópico da estrutura interfacial nas propriedades mecânicas. Finalmente, no modelo de favo de mel policristalino em plano, a interface gêmea mostrou um efeito de fortalecimento pronunciado e nenhum deslocamento foi observado.

Disponibilidade de dados e materiais

Os conjuntos de dados usados ou analisados durante o presente estudo estão disponíveis com os autores correspondentes mediante solicitação razoável.

Abreviações

Cu:: Cobre
Pd:: Paládio
Ni:: Níquel
Ag:: Prata
COC:: Cubo sobre cubo
NMM:: Nanoestruturado metálico multicamadas
GB:: Limite de grão
MD:: Dinâmica Molecular
2NN MEAM:: Método do átomo modificado do segundo vizinho mais próximo
FCC:: Cúbico centrado no rosto
BCC:: Cúbico centrado no corpo
HCP:: Hexagonal fechado
SC:: Único cristal
HC:: Cristal de favo de mel
LAMMPS:: Simulador Atômico / Molecular Massivamente Paralelo em Grande Escala
NPT:: Número constante de partículas, pressão e temperatura
DXA:: Algoritmo de extração de deslocamento
SF:: Falha de empilhamento
TB:: Limite gêmeo
TI:: Interface dupla
σ - ε :: Estresse-tensão
E :: Módulo de Young
σ _m :: Tensão máxima

Detecção altamente sensível e seletiva de gás H2S usando películas espessas de CuO / SnO2 feitas por precipitação e impregnação Longitudinal Zeólita-Óxido de Ferro Biossensor de Capacitância Depositada para Interleucina-3 na Detecção de Sepse

Nanomateriais

Materiais Poliméricos

biológico

Corante

Especiarias