在晶体材料中，一般认为通过引入缺陷来阻碍位错运动可以提高材料的强度和硬度。基于此，经典的材料强（硬）化方法有固溶强化，位错强化，析出强化以及界面强化。其中，界面强化指通过降低材料的晶粒尺寸或增加晶内界面密度，从而使材料具有高强度和高硬度。但是当材料的晶粒尺寸或界面间距在纳米尺度时，尤其在几十纳米到几纳米的尺寸范围内，继续增加界面所取得的强（硬）化效果不再显著，甚至发生软化。要想在这个尺寸范围内继续强（硬）化材料，则需要通过设计界面的原子尺度结构，来增强界面本征阻碍位错运动的本征能力。
近日，河北工业大学郑士建教授团队以Cu/Nb多层膜作为模型材料，通过在界面处引入超薄的非晶层设计了一种无序界面。和Cu/Nb多层膜中无非晶层有序界面相比，这种无序界面可以通过弛豫界面位错的面内分量和面外分量来阻碍位错的运动，进而显著提高材料的硬度。相关研究成果以题“Hardening induced by dislocation core spreading at disordered interfacein Cu/Nb multilayers”发表在Scripta Materialia上。
论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2021.113917
在这项工作中，通过磁控溅射法制备了两种单层层厚10nm的Cu/Nb多层膜，其中样品1中Cu层和Nb层交替生长，样品2中除Cu层和Nb层交替生长外，还在界面处沉积了名义厚度0.5 nm的非晶层。图1是样品1和样品2的TEM形貌像和对应的高分辨像。从图中我们可以看出样品1和样品2具有相同的取向关系，晶粒尺寸以及层厚。但是，样品1具有有序界面，样品2具有无序界面。如图2所示，通过对重复制备的3组样品进行纳米压痕硬度测试，发现样品1的硬度分别为5.53±0.47 GPa、5.69±0.26 GPa和5.61±0.38 GPa，样品2的硬度分别为6.25±0.16 GPa、6.62±0.31 GPa和6.30±0.21 GPa。和样品1相比，样品2硬度提升11%。既然样品2的取向关系、晶粒尺寸以及层厚均和样品1相同，那么样品2中的硬化应该与界面的硬化能力有关。
图1（a）和（b）样品1和样品2的TEM形貌图像；（c）和（d）样品1和样品2的界面高分辨TEM图像
图2样品1和样品2的平均硬度（不同颜色代表重复制备的三组样品）
如图3所示，分子动力学模拟揭示了有序界面和无序界面的最大剪切强度分别为0.2 GPa和0.7 GPa。两个界面的剪切强度都远低于Cu或者Nb完整晶体中密排晶面的剪切强度，这也就意味着两个界面都是弱剪切强度界面。因此，当层内位错沿着滑移面向界面运动时，这两个界面都易于剪切，并通过吸收位错来弛豫位错的面内分量。
图3（a）具有有序界面（左侧）和无序界面（右侧）的Cu/Nb多层膜的模拟结构；（b）有序界面和无序界面的界面剪切强度
如图4所示，通过弓形位错在限制层内滑移模型来分析位错和界面的交互作用，当Cu层中柏氏矢量为1/2[0-11]的位错沿着(-111)滑移面进入有序界面时，此界面发生剪切变形，之后吸引位错进入界面并使得位错的面内部分离散。然而，界面剪切变形仅仅弛豫位错的面内分量，面外分量的位错仍然驻留在界面上。随着位错连续不断地向界面运动，大量面外分量的位错在界面上累积，这将会在界面上引起应力集中，从而促进界面上位错的形核和发射。另外，有序界面上有大量的失配位错，这些失配位错也能促进位错形核。随着界面上位错的形核与发射，位错成功地滑移穿越有序界面，释放应力，传递应变。但是，当Cu层中柏氏矢量为的位错沿着滑移面进入无序界面时，无序界面上的自由体积能够协助空位的产生和扩散，从而能够通过促进位错在界面上的攀移来弛豫位错的面外分量。另外，由于无序界面也是弱剪切界面，无序界面在位错的应力场下也能发生剪切变形，进而弛豫位错的面内分量。因为位错的面内分量和面外分量都被无序界面弛豫，所以位错将很难运动，更难穿过界面。由于无序界面严重限制了位错的运动，从而导致样品2发生了界面硬化。
图4（a）界面两侧滑移系的图解；（b）弓形位错在层内滑移的图解；（c）位错和有序界面交互作用的图解；（d）位错和无序界面交互作用的图解
总之，作者以层厚10nm的Cu/Nb多层膜作为模型材料，设计了一种无序界面来提高界面的强（硬）化能力，进而显著地提高了材料的硬度。进一步的模拟和分析认为这种无序界面能够弛豫界面位错的面内分量和面外分量，使得位错难以运动。这种通过引入超薄非晶层制备的无序界面，可以被广泛地应用于纳米结构材料中来实现超高的强度和硬度。同时，本工作为界面工程，即通过设计材料的原子尺度界面结构来调控性能，提供了一种新思路。
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