传统粗晶多晶体金属塑性变形时,交叉滑移系上位错相互作用产生的位错网会限制位错的运动并导致应变硬化,卸载时位错结构仍保持稳定,所以,粗晶金属卸载总表现为弹性卸载。但对纳米晶金属而言,位错活动局限在少数滑移面上,不形成位错网,位错处于一定应力水平时,即保载或卸载时位错活动不会停止,将导致明显的保载或卸载塑性变形效应。由于不同的初始变形结构和应力状态,纳米晶金属保载或卸载时的位错活动和晶界变形过程明显不同于加载阶段。也正是这种高度可移动性位错活动和晶界作用,纳米晶金属在力学上往往表现为高强度和低塑性,其中如何提高纳米晶金属的塑性一直是科研工作者亟需解决的难题。传统粗晶材料所表现出的极高塑性是由于位错在变形时能够在更多的滑移系或滑移面上移动,因此我们自然推断,适当地增加纳米晶材料的晶粒尺寸,在保持超细晶/纳米晶较高强度的同时也能获得良好的塑性。此外,之前所报道的纳米晶材料塑性对应应变速率变化都出现明显变化趋势,因此我们更希望能获得在不同应变速率加载变形时,超细晶/纳米晶材料塑性表现出很好的稳定性,即对应应变速率变化不敏感。研究纳米晶金属塑性变形行为和相关位错及晶界变形机制可深化对纳米晶金属塑性变形本质的认识,为纳米晶金属的合理使用提供依据。本论文开展系列循环压缩、拉伸及纳米压痕实验,检验纳米晶Cu在循环压缩卸载塑性变形行为及其加/卸载速率和模式的关系,利用增量卸载实验确定应力场,基于相关位错理论建立位错密度模型,利用塑性变形动力学表达式确定相关热激活参数,此外进行透射电镜观察,对纳米晶Cu卸载塑性变形行为进行理论解释;检验超细晶/纳米晶Cu的拉伸强度和塑性及其晶粒尺寸和加载应变速率的关系;检验纳米晶Cu,Ni及Ni-Fe合金的纳米压痕蠕变行为及其加载应变速率和层错能的关系;检验纳米晶Cu增量卸载保载的纳米压痕蠕变行为及其外加应力的关系。本论文所得结论如下:1.研究了常温下25 nm纳米晶Cu的加载-卸载循环压缩实验,对在卸载时所发生的塑性变形行为进行分析,可得出它主要受到加载和卸载速率的影响。卸载阶段塑性变形行为本质上是加载阶段积累位错在卸载阶段被晶界吸收所导致。通过增量卸载实验确定内应力i?和有效应力??数值,在晶界吸收位错概率模型和晶界韧位错发射模型的基础上,对卸载阶段塑性变形行为进行定量分析;通过观察变形前后的微观组织演变,可以得出位错与孪晶界的交互作用最终能导致低应变速率下的晶粒长大及高应变速率下的晶粒细化。2.采用无任何添加剂的镀液电刷镀制备了纳米晶/超细晶Cu,研究了常温下59 nm,110 nm纳米晶/超细晶Cu在不同应变速率下的拉伸实验,对比之前所报道的200 nm Cu拉伸结果,可得出拉伸的强度和塑性主要受到晶粒尺寸和加载应变速率的影响。三种超细晶/纳米晶Cu在高应变速率下的变形机制均以位错运动为主,在低速下的变形机制均是位错运动和晶界滑移的共同协调作用,这种变形机制导致这三种超细晶/纳米晶Cu在高速下的拉伸强度均高于低速下的拉伸强度。59 nm Cu在高应变速率下的应力集中和剪切作用及低应变速率下的晶界释放应力作用,最终导致材料塑性随应变速率的增加而降低。110 nm Cu在高速下增强的变形协调能力与低速下的晶界滑移剪切产生裂纹的综合作用,最终导致110 nm Cu的塑性随着应变速率变化其差异不大。而对于200nm Cu,这两者的综合作用显得更为强烈,进而导致塑性随应变速率的增加呈现出升高的趋势。3.研究常温下晶粒尺寸几乎相同的纳米晶Cu(25 nm),纳米晶Ni-20(wt.%)Fe(26nm)和纳米晶Ni(30 nm)的纳米压痕蠕变测试,可得出它主要受到加载应变速率和层错能的影响。保载阶段蠕变行为本质上加载阶段所积累位错在保载阶段被晶界吸收,保载阶段初期高蠕变应变是晶界对加载阶段所存储的位错和保载阶段新产生的位错一个快速吸收过程,随着保载时间增加,蠕变变形的主要机制将会是晶界滑移或扩散所主导。在高应变速率下所获得蠕变应变速率高于低应变速率的主要原因是,高应变速率下所激发更多的位错将会使得加载阶段获得更高的存储位错。此外,低层错能的纳米晶材料由于在变形过程中更易形成堆垛层错和孪晶,会导致其在加载阶段含有更高的存储位错,也会使得其在保载阶段获得更高的蠕变应变速率。4.研究了常温下25 nm纳米晶Cu纳米压痕测试中增量卸载保载蠕变行为,对卸载之后的保载蠕变行为进行分析,可得出它主要受到外加应力和内部微观组织结构的影响。在有效应力足够大的情况下,高的蠕变应变主要是由于加载阶段的存储位错在保载时被晶界吸收所导致,其相应的变形机制是位错活动,随着保载时间增加,蠕变变形的主要机制将会晶界滑移或扩散所主导;在有效应力很小或几乎为零的情况下,位错恢复运动与晶界协调作用两者间存在着相互竞争;在内应力将占据主导的情况下,残留位错在内应力作用下的反向运动会导致最终的负蠕变。