Influencia de la anisotropía y los límites de grano en el plano en películas multicapa Cu/Pd con interfaces cubo-sobre-cubo y gemeladas

Resumen

En materiales cristalinos, los límites de grano y la anisotropía de la estructura cristalina afectan sus propiedades mecánicas. Los efectos de la estructura interfacial sobre las propiedades mecánicas pueden ser diversos cuando la película multicapa se carga en diferentes direcciones. En este trabajo, realizamos una serie de simulaciones de dinámica molecular de la tensión de películas multicapa Cu/Pd monocristalinas y policristalinas en el plano con interfaces cubo-sobre-cubo (COC) y gemeladas para explorar los efectos de la estructura interfacial, la dirección de carga y los límites de grano en el plano sobre sus propiedades mecánicas. Las líneas de dislocación de desajuste interfacial se curvan tras la relajación, y se encontró que la temperatura alta de 300 K es una condición necesaria. Cuando se estira entlang de la dirección 〈110〉, el efecto de fortalecimiento de la interfaz COC es más notable; sin embargo, cuando se estira entlang de la dirección 〈112〉, el efecto de fortalecimiento de la interfaz gemela es más visible, mostrando el efecto anisotrópico de la estructura interfacial sobre las propiedades mecánicas. No obstante, en la muestra policristalina de panal en el plano, la interfaz gemela mostró un efecto de fortalecimiento pronunciado y no se observaron dislocaciones en zigzag.

Introducción

Las películas multicapa metálicas nanoestructuradas (NMM) han atraído mucha atención debido a sus excelentes propiedades mecánicas [1,2,3], que suelen ser superiores a las de sus constituyentes. La interfaz, zona de transición entre capas individuales diferentes, es uno de los defectos planos más comunes en las películas NMM, que puede actuar como fuente y sumidero de defectos mediante absorción y aniquilación, barreras y sitios de almacenamiento para defectos [4,5,6,7].

Las interfaces en una película NMM pueden dividirse en coherentes, semicoherentes e incoherentes basándose en el desajuste de red entre sus constituyentes a ambos lados de la interfaz [4]. Las películas multicapa de cobre-paladio (Cu/Pd) y oro-níquel (Au/Ni) son las primeras películas multicapa descubiertas que poseen excelentes propiedades mecánicas [8]. Yang et al. midieron el módulo elástico biaxial Y[111] de películas multicapa Cu/Pd y Au/Ni mediante ensayo de abultamiento y encontraron que su módulo elástico biaxial aumenta drásticamente de 0,27 a 1,31 TPa y de 0,21 a 0,46 TPa, respectivamente [8]. Posteriormente, Davis et al. utilizaron técnicas más avanzadas para medir las propiedades elásticas y estructurales de películas multicapa Cu/Pd y Cu/Ni con las mismas texturas de crecimiento y amplitudes de modulación de composición [9, 10]. Sin embargo, no se ha observado un comportamiento elástico anómalo significativo [9, 10], lo que plantea la duda sobre si el efecto de supermódulo existe en los multilayers Cu/Pd. Las propiedades mecánicas de las NMM dependen fuertemente de la estructura interfacial entre capas individuales adyacentes [11]. Howe et al. investigaron la estructura interfacial de películas de Pd sobre Cu(111) y encontraron que el Pd crece en una estructura FCC gemelada entlang de la dirección 〈111〉 [12]. Las estructuras de gemelación en la interfaz suelen tener un efecto profundo en su resistencia [11].

Weng et al. investigaron el efecto de la estructura interfacial en los comportamientos de deformación de películas multicapa Cu/Ni con interfaces coherentes, semicoherentes y gemeladas coherentes mediante simulación de dinámica molecular (MD) y encontraron que la interfaz gemela coherente muestra un fortalecimiento significativo [7]. Sin embargo, en nuestro trabajo reciente, se observó un efecto de fortalecimiento inapreciable de la interfaz gemela en películas multicapa Cu/Pd bajo tensión entlang de la dirección 〈110〉 [13]. Además, la forma de la red de dislocaciones de desajuste cambiaría durante la minimización de energía y la relajación. Shao et al. investigaron los mecanismos de relajación de interfaces y la evolución de redes de dislocaciones interfaciales en películas multicapa Cu/Ni mediante simulaciones MD [14,15,16,17]. La dirección de carga en estos trabajos suele ser perpendicular a la interfaz, denominada fuera del plano [7, 18, 19]. Sin embargo, la interfaz puede desempeñar roles diferentes durante la carga entlang de diferentes direcciones debido a la anisotropía de las propiedades mecánicas de los cristales [20,21,22,23].

Además, las películas multicapa están más inclinadas a ser sometidas a carga paralela a la interfaz en la práctica, denominada carga en el plano. Zhou et al. propusieron un mecanismo de fortalecimiento gobernado por múltiples dislocaciones en zigzag tipo collar en un metal nanotwinned de grano columnar sometido a tensión externa paralela a los planos de gemelación [20], lo cual también se observa en multicapa Cu/Ni [21]. Estas dislocaciones en zigzag rara vez se encuentran en simulaciones bajo carga fuera del plano [7, 18, 19, 24]. En las simulaciones MD disponibles de tensiones en el plano, la muestra suele estirarse entlang de una dirección específica, es decir, 〈112〉 o 〈110〉 [25]. Sin embargo, se han realizado pocos estudios comparativos bajo tensión entlang de estas dos direcciones. Por otro lado, la capa individual de la película multicapa preparada experimentalmente suele ser policristalina en el plano, conteniendo muchos límites de grano (GB) perpendiculares a la interfaz.

Las dislocaciones en zigzag mencionadas se observan a menudo en películas gemeladas coherentes o películas multicapa gemeladas con un desajuste menor. Si estas dislocaciones en zigzag pueden formarse en una película con interfaz gemela con un alto desajuste sigue siendo desconocido. La película multicapa Cu/Pd es la primera película multicapa encontrada con excelentes propiedades mecánicas [8, 12, 26,27,28]. Su desajuste de red (~ 7,07%) es mayor que el de las películas multicapa Cu/Ni (~ 2,7%). Por lo tanto, los mecanismos de fortalecimiento y debilitamiento [7, 14,15,16,17] obtenidos por la película multicapa Cu/Ni pueden no aplicarse a la película multicapa Cu/Pd. Dos interfaces comunes [3], gemela y cubo-sobre-cubo, se observan en la película multicapa Cu/Pd mediante caracterización experimental [12]. Comprender el efecto de la estructura interfacial en las propiedades mecánicas de las películas multicapa sería significativo para diseñar películas nano-multicapa de alto rendimiento con un gran desajuste de red.

En este trabajo, se desarrollan dos tipos de muestras con cristal de panal en el plano y monocristal. Para cada tipo de muestra, se consideran dos tipos de interfaces (cubo-sobre-cubo y gemela). Luego realizamos una serie de simulaciones MD de tensión de estas películas multicapa Cu/Pd para explorar los efectos de la estructura interfacial, la dirección de carga y los GB en el plano sobre sus propiedades mecánicas.

Métodos

Se necesitan identificar tres conjuntos de parámetros para Cu-Cu, Pd-Pd y Cu-Pd, respectivamente. Elegimos el método de átomo empotrado modificado de segundo vecino más cercano (2NN MEAM) [29, 30] para describir las interacciones entre átomos. Para Cu-Cu y Pd-Pd, sus parámetros potenciales han sido desarrollados por Lee et al. [31]. Basándonos en los parámetros potenciales de los elementos individuales, ajustamos un conjunto de parámetros potenciales binarios Cu-Pd en nuestro trabajo previo [26], como se lista en la Tabla 1. Estos parámetros pueden reproducir las propiedades físicas y mecánicas fundamentales de Cu puro, Pd y sus aleaciones y describir el mecanismo de formación de gemelos de crecimiento [26].

La película multicapa FCC/FCC tiende a crecer entlang de las direcciones 〈111〉 y la relación de orientación de la interfaz se identifica como {111}_FCC/{111}_FCC [32, 33]. Por lo tanto, solo consideramos las interfaces Cu{111}/Pd{111} en este trabajo. Se construyen dos tipos de muestras con monocristal en el plano (SC) y cristal de panal (HC), como se muestra en la Fig. 1a y b. Para cada tipo de muestra, se consideran interfaces cubo-sobre-cubo (COC) y gemela. Por lo tanto, se construyen cuatro muestras, denominadas SC COC, SC Twin, HC COC y HC Twin. Para SC COC, las orientaciones cristalinas de la capa de Cu y la capa de Pd son idénticas; sin embargo, para SC Twin, sus orientaciones cristalinas son simétricas respecto a la interfaz gemela, como se muestra en el recuadro de la Fig. 1a. Las relaciones de orientación y dimensiones de cada dirección se listan en la Tabla 2.

La muestra de panal en el plano se construye utilizando el método de construcción de Voronoi con el monocristal en el plano como unidad representativa, como se muestra en la Fig. 1b. En las muestras HC, hay cuatro granos, cuyas relaciones de orientación respecto al monocristal (Fig. 1a) son rotaciones en sentido antihorario de 25°, 55°, 85° y 0° alrededor del eje z, respectivamente. Los tamaños de HC COC y HC Twin se listan en la Tabla 2.

Primero se utiliza la minimización de energía para optimizar la estructura interfacial a 0 K. Luego, se realiza la relajación en cada muestra bajo el conjunto isotérmico-isobárico (NPT) [34, 35] a 300 K durante 20 ps para lograr un sistema en equilibrio con presión cero en direcciones x-, y- y z-. Se realizan simulaciones de tensión uniaxial de SC COC y SC Twin entlang de diferentes direcciones (x- o y-) con una tasa de deformación de 5 × 10⁸ s⁻¹ mediante el Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) [36]. También realizamos simulaciones de tensión de HC COC y HC Twin para estudiar los efectos de los GB en el plano y las estructuras interfaciales en sus propiedades mecánicas. Durante la carga, las presiones en las otras dos direcciones se mantienen en cero para satisfacer el requisito de deformación de tensión uniaxial. En todas las simulaciones, se aplican condiciones de contorno periódicas entlang de las direcciones x-, y- y z-.

Elegimos el algoritmo de extracción de dislocaciones (DXA) [37] para analizar estructuras locales, mediante el cual los átomos pueden dividirse en diferentes tipos (FCC, BCC, HCP, etc.) basándose en sus estructuras locales. Puede identificar las dislocaciones comunes en cristal FCC y determinar sus vectores de Burgers y generar líneas de dislocación [37]. Los átomos se colorean según la siguiente regla: verde para FCC, rojo para HCP, azul para BCC y blanco para "otras" estructuras cristalinas locales. Se sabe que tanto las fallas de apilamiento (SF) como los límites/ interfaces de gemelación (TB/TI) se identifican como estructuras HCP, y dos capas atómicas rojas adyacentes y la capa atómica roja individual son SF y TB/TI, respectivamente. Se utiliza un software de visualización de código abierto, OVITO [38], para visualizar la evolución de las microestructuras.

Resultados y Discusión

Caracterización de las estructuras interfaciales

La Figura 2 muestra la configuración atómica interfacial en SC COC y SC Twin tras la minimización de energía y la relajación, donde se han eliminado los átomos identificados como FCC para mayor claridad. De la Fig. 2, se puede ver que la red de dislocaciones de desajuste interfacial es triangular en periodicidad, lo cual es consistente con el de la película multicapa Ag(111)/Ni(111) [39]. La diferencia es que la interfaz en SC COC está compuesta por regiones coherentes (CR) y regiones SF alternadas. En cambio, la interfaz en SC Twin está compuesta completamente por TB. Estos TB están en capas atómicas adyacentes y están compuestos por átomos de Cu y Pd que se alternan en triángulos adyacentes, lo cual también puede confirmarse por la altura de las dos líneas rojas sólidas (representan los TB) en el recuadro de la Fig. 1a. Durante la minimización de energía, la energía potencial del sistema se minimiza por el ligero movimiento de átomos, y el tamaño de las muestras en cada dirección no puede cambiar libremente. En esta etapa, se optimiza principalmente la estructura local, específicamente la estructura interfacial. Por lo tanto, las líneas de dislocación permanecen rectas tras la minimización de energía, como se muestra en la Fig. 2a y b. Durante la minimización de energía, el tamaño de la muestra es fijo, lo que induciría tensiones residuales en todas las direcciones. Estas tensiones residuales no pueden liberarse suficientemente tras la minimización de energía.

Durante la relajación, el tamaño de la muestra permite cambiar para relajar la tensión residual a presión cero en todas las direcciones. Tras la relajación, las líneas de dislocación de desajuste se curvan (Fig. 2c, d). Este fenómeno de la red de dislocaciones de desajuste también puede encontrarse en la interfaz semicoherente Cu{111}/Ni{111} [40, 41]. Al comparar el número de átomos con diferentes estructuras locales, especialmente HCP, se encuentra que el número de átomos en diferentes estructuras de red cambia insignificativamente, indicando que el área total de SF y TB varía insignificativamente.

Para explorar si la temperatura es una condición necesaria para la curvatura de las líneas de dislocación, las muestras tras la minimización se relajan a una temperatura baja de 10 K para comparar y se encuentra que las líneas de dislocación permanecen rectas. Por lo tanto, una temperatura más alta es una condición necesaria para causar la curvatura de la línea de dislocación. Específicamente, debido a la mayor activación térmica a altas temperaturas, los átomos alrededor de las líneas de dislocación pueden superar la barrera de energía para moverse de una columna atómica a la columna atómica densamente empaquetada adyacente. Por lo tanto, la magnitud de la curvatura de la dislocación es solo de una a dos distancias de capa atómica. Una curvatura similar de la línea de dislocación en la red de dislocaciones también puede observarse en las muestras con cristales de panal en el plano (HC COC y HC Twin).

Efectos de la dirección de carga

La Figura 3 muestra las curvas tensión-deformación (σ-ε) de SC COC y SC Twin bajo tensión entlang de diferentes direcciones a una tasa de deformación de 5 × 10⁸ s⁻¹, donde se puede ver que todas estas curvas crecen linealmente hasta el punto más alto, luego caen rápidamente a un cierto valor y fluctúan alrededor de ellos. El módulo de Young E se obtiene ajustando la pendiente de las curvas en un rango de deformación de 0,00-0,03, como se lista en la Tabla 3. Se puede ver que E entlang de y [2̄11] (145,62 GPa para SC COC y 142,95 para SC Twin) es mayor que aquellos entlang de x [011̄] (135,04 GPa para COC y 133,84 GPa para Twin). Los Es entlang de la misma dirección pero con diferentes estructuras interfaciales son casi idénticos, mostrando una dependencia insignificante de los Es en las estructuras interfaciales involucradas en este trabajo, lo cual es consistente con los resultados experimentales de películas multicapa Cu-Co [42], Cu/Pd y Cu/Ni [9].

En un material cúbico, los módulos elásticos entlang de cualquier orientación pueden determinarse a partir de las constantes elásticas mediante la aplicación de la siguiente ecuación [22]:

$$\frac{1}{{E_{ijk} }} = S_{11} - 2\left( {S_{11} - S_{12} - \frac{1}{2}S_{44} } \right) \times \left( {l_{i1}^{2} l_{j2}^{2} + l_{j2}^{2} l_{k3}^{2} + l_{i1}^{2} l_{k3}^{2} } \right)$$ (1)

donde S₁₁, S₁₂ y S₄₄ son constantes de compliancia elástica; E_ijk es el módulo de Young en la dirección [ijk]; l_i1, l_j2 y l_k3 son los cosenos de la dirección [ijk]. Sin embargo, los coeficientes sobre la dirección cristalina \(\left( {l_{i1}^{2} l_{j2}^{2} + l_{j2}^{2} l_{k3}^{2} + l_{i1}^{2} l_{k3}^{2} } \right)\) en la Ec. (1) entlang de las direcciones 〈112〉 y 〈110〉 son idénticos (0,25), por lo tanto, para Cu y Pd, E_〈112〉 = E_〈110〉. Cuando la deformación es paralela a la interfaz, la regla de mezcla, \(E_{[ijk]}^{{\text{Cu/Pd}}} = E_{[ijk]}^{{{\text{Cu}}}} f_{{{\text{Cu}}}} + E_{[ijk]}^{{{\text{Pd}}}} f_{{{\text{Pd}}}}\), puede usarse para calcular E. f_Cu y f_Pd son las fracciones de volumen de Cu y Pd, respectivamente, y f_Cu + f_Pd = 1. En este trabajo, f_Cu y f_Pd son invariantes para muestras con diferentes interfaces. Por lo tanto, \(E_{{\left\langle {112} \right\rangle }}^{{\text{Cu/Pd}}}\) debería ser igual a \(E_{{\left\langle {110} \right\rangle }}^{{\text{Cu/Pd}}}\). Sin embargo, los Es entlang de 〈110〉 y 〈112〉 son diferentes, lo que debería atribuirse a la anisotropía elástica de la zona afectada por la interfaz [6, 42].

La tensión máxima (σ_m) obtenida por tensión entlang del eje y es mayor que la entlang del eje x para ambas interfaces COC y Twin, lo que debería atribuirse al factor de Schmidt μ. El σ_m de la curva corresponde a la nucleación de dislocación [43,44,45]. μ = cosφcosλ, donde φ y λ son el ángulo entre la dirección de tensión y la dirección normal del plano de deslizamiento y el ángulo entre la dirección de tensión y la dirección de deslizamiento, respectivamente. Además, cuando la tensión es entlang de x [011̄], el σ_m y la deformación correspondiente ε_m de SC COC es ligeramente mayor que la de SC Twin, lo cual es consistente con el trabajo de Weng et al. [25]. Sin embargo, cuando la tensión es entlang de y [2̄11], el σ_m y ε_m de SC COC son ligeramente menores que los de SC Twin. Realizamos además simulaciones MD adicionales a una tasa de deformación menor de 1 × 10⁸ s⁻¹ y obtuvimos resultados similares. Sin embargo, en general, la diferencia entre ellos es leve y casi puede ignorarse.

Después de que la tensión alcanza el punto más alto, muchas dislocaciones nuclean sucesivamente para liberar la energía potencial elástica almacenada, causando la caída rápida de la tensión [46]. La interacción entre dislocaciones, la interacción entre dislocaciones e interfaz, y la nucleación de nuevas dislocaciones son el mecanismo principal en la etapa de tensión de fluencia. El σ_f es la tensión promedio en 0,121 < ε < 0,150, como se lista en la Tabla 3. A diferencia de la pequeña diferencia en E, σ_m y ε_m, la diferencia entre los σ_f para las diferentes estructuras interfaciales es significativa. Cuando la tensión es entlang de x [011̄], el σ_f de SC COC es mayor que el de SC Twin, mostrando que el efecto de fortalecimiento de la interfaz COC es más obvio que el de la interfaz Twin, lo cual es consistente con el trabajo de Weng et al. [25]. Sin embargo, cuando la tensión es entlang de y [2̄11], el σ_f de SC Twin es un 15,55% mayor que el de SC COC, mostrando un fortalecimiento obvio de la interfaz gemela, lo cual concuerda con la cognición tradicional del efecto de fortalecimiento del límite de gemelación. La comparación de la tensión de fluencia en estas dos direcciones muestra que el efecto de fortalecimiento de la estructura interfacial depende de la dirección de carga. En la siguiente sección, examinaremos la respuesta mecánica de muestras de cristal de panal en el plano.

Efectos de los GB en el plano

Realizamos además simulaciones MD de tensión de HC COC y HC Twin a una tasa de deformación de 5 × 10⁸ s⁻¹, y la curva σ-ε se muestra en la Fig. 3c. De manera similar, podemos obtener E, σ_m, ε_m y σ_f, como se lista en la Tabla 3. Nótese que E se obtiene ajustando la pendiente de las curvas σ-ε de HC COC y HC Twin en un rango de deformación de 0,0-0,02, y σ_f es la tensión promedio en 0,081 < ε < 0,100. Para HC COC y HC Twin, los Es son cercanos y se encuentran entre los de la muestra SC entlang de x [011̄] y y [2̄11]. Los Es son ligeramente mayores que los experimentales (115-125 GPa)[9], lo que debería atribuirse a las muestras atómicas idealizadas utilizadas en este trabajo sin tener en cuenta defectos adicionales como vacancias e impurezas. Sus σ_m son menores que los de la muestra SC, lo que puede atribuirse a que las dislocaciones son más fáciles de nuclear inducidas por concentración de tensión local con la introducción de GB en el plano. Tomando la interfaz gemela como ejemplo, la Fig. 4 muestra la microestructura de la ubicación de nucleación de dislocación después de que la tensión alcanza el punto más alto, donde se puede ver que en HC Twin, la dislocación nuclea desde la unión del GB y la interfaz gemela (Fig. 4a), mientras que en muestras SC Twin, la dislocación nuclea desde la interfaz gemela tanto estirada entlang de x [011̄] (Fig. 4b) como y [2̄11] (Fig. 4c).

Aunque el σ_m de la muestra HC es menor que los de la muestra SC, el σ_f de la muestra HC es mayor que el de la muestra SC, indicando el efecto de fortalecimiento de los GB en el plano. Este fortalecimiento proviene principalmente de los siguientes aspectos: (1) Los GB en el plano proporcionan más puntos de nucleación para dislocaciones, resultando en más dislocaciones nucleadas, y estas dislocaciones son obstaculizadas por las interfaces COC y Twin; (2) Los GB en el plano obstaculizan las dislocaciones. Además, el σ_f de HC Twin es mayor que el de HC COC, lo que muestra que los efectos de fortalecimiento de las dislocaciones obstaculizadas por la interfaz gemela son más evidentes que los de la interfaz COC.

La Figura 5 muestra la microestructura de HC Twin en la etapa de fluencia plástica. Debe notarse que durante la carga, la nucleación y deslizamiento de dislocaciones parciales formando SFs, el movimiento de estas dislocaciones y SFs limitado por la interfaz induciendo deslizamiento de dislocación parcial tipo horquilla y las reacciones mutuas de dislocaciones parciales formando dislocación de vara de escalera son el mecanismo principal de deformación. No se observaron dislocaciones en zigzag tipo collar múltiples, que a menudo se observan en películas multicapa Cu/Ni [21] y Cu nanotwinned [20] bajo tensión en el plano. Esto se debe principalmente al gran desajuste de red de la película multicapa Cu/Pd con una estructura interfacial más complicada (Fig. 2).

Comparado con materiales monocristalinos, las propiedades mecánicas de muestras policristalinas suelen depender más de la tasa de deformación. Por lo tanto, realizamos más simulaciones MD de tensión para muestras HC (HC COC y HC Twin) entlang de la dirección x y SC Twin entlang de direcciones x- e y- usando una tasa de deformación variada de 5 × 10⁷ s⁻¹ a 5 × 10⁹ s⁻¹. Las curvas σ-ε se muestran en la Fig. 6a y b, donde se puede ver que la tensión aumenta linealmente hasta el punto más alto y luego disminuye. Para las muestras HC, la tensión fluctúa con el aumento de la deformación a baja tasa de deformación en la etapa descendente, mientras que la fluctuación de la tensión no es aparente a alta tasa de deformación (Fig. 6a y b). La Fig. 6c y d muestra las variaciones de σ_m y σ_f contra la tasa de deformación, donde σ_m y σ_f aumentan con el aumento de la tasa de deformación. El σ_m de SC Twin entlang de la dirección y es mucho mayor que el de otras muestras, lo que debería atribuirse al factor de Schmidt μ mencionado anteriormente. Sin embargo, debido al efecto de fortalecimiento del límite de grano en el plano, los σ_f de las muestras HC están cerca del de SC Twin entlang de la dirección y. Además, los σ_f de las muestras con interfaz gemela son mayores que los de interfaz COC a alta tasa de deformación (1 × 10⁸ s⁻¹ a 5 × 10⁹ s⁻¹), indicando el efecto de fortalecimiento de la interfaz gemela, pero a medida que aumenta la tasa de deformación, este efecto de fortalecimiento se debilita. Debe notarse que a una tasa de deformación de 5 × 10⁷ s⁻¹, el σ_f de HC Twin es menor que el de HC COC, lo que puede atribuirse al hecho de que el número de dislocaciones nucleadas a baja tasa de deformación es menor, induciendo un debilitamiento del efecto de fortalecimiento de la interfaz gemela.

Conclusiones

En este trabajo, se realizaron simulaciones de tensión de dinámica molecular de películas multicapa Cu/Pd monocristalinas y policristalinas en el plano con interfaces COC y gemeladas entlang de varias direcciones para explorar los efectos de la estructura interfacial, la dirección de carga y los límites de grano en el plano sobre las propiedades mecánicas. Encontramos que las dislocaciones de desajuste interfacial presentan una estructura de red triangular, y las líneas de dislocación de desajuste se curvan tras la relajación. La temperatura alta de 300 K fue una condición necesaria para la curvatura de la línea de dislocación. El módulo elástico de la muestra no tiene una dependencia obvia de la estructura interfacial, pero está relacionado con la dirección de carga. El efecto de fortalecimiento de la interfaz COC es notable cuando se estira entlang de la dirección 〈110〉; sin embargo, el efecto de fortalecimiento de la interfaz gemela es visible cuando se estira entlang de la dirección 〈112〉, mostrando el efecto anisotrópico de la estructura interfacial sobre las propiedades mecánicas. Finalmente, en el modelo policristalino de panal en el plano, la interfaz gemela mostró un efecto de fortalecimiento pronunciado y no se observaron dislocaciones en zigzag.

Disponibilidad de datos y materiales

Los conjuntos de datos utilizados o analizados durante el estudio actual están disponibles de los autores correspondientes bajo solicitud razonable.

Abreviaturas

Cu:

Cobre

Pd:

Paladio

Ni:

Níquel

Ag:

Plata

COC:

Cubo-sobre-cubo

NMM:

Multicapa metálica nanoestructurada

GB:

Límite de grano

MD:

Dinámica molecular

2NN MEAM:

Método de átomo empotrado modificado de segundo vecino más cercano

FCC:

Cúbico centrado en las caras

BCC:

Cúbico centrado en el cuerpo

HCP:

Hexagonal compacto

SC:

Monocristal

HC:

Cristal de panal

LAMMPS:

Simulador Paralelo Masivo Atómico/Molecular a Gran Escala

NPT:

Número constante de partículas, presión y temperatura

DXA:

Algoritmo de extracción de dislocaciones

SF:

Falla de apilamiento

TB:

Límite de gemelación

TI:

Interfaz de gemelación

σ–ε:

Tensión-deformación

E:

Módulo de Young

σ_m:

Tensión máxima