Invloed van anisotropie en in-plane korrelgrenzen op Cu/Pd-multilagenfilms met kubus-op-kubus en getwinde interfaces

Samenvatting

In kristallijne materialen beïnvloeden korrelgrenzen en anisotropie van de kristalstructuur hun mechanische eigenschappen. De effecten van de interfaciale structuur op de mechanische eigenschappen kunnen divers zijn wanneer de multilagenfilm belast wordt langs verschillende richtingen. In dit werk voerden we een reeks moleculairedynamica-simulaties uit van de trekbelasting van in-plane enkel- en polykristallijne Cu/Pd-gelagen films met kubus-op-kubus (COC) en getwinde interfaces om de effecten van de interfaciale structuur, belastingrichting en in-plane korrelgrenzen op hun mechanische eigenschappen te verkennen. De interfaciale misfit-dislocatielijnen buigen na relaxatie, en een hoge temperatuur van 300 K bleek een noodzakelijke voorwaarde. Wanneer uitgerekt langs de 〈110〉-richting, is het versterkingseffect van de COC-interface duidelijker; echter, wanneer uitgerekt langs de 〈112〉-richting, is het versterkingseffect van de twin-interface zichtbaarder, wat het anisotrope effect van de interfaciale structuur op mechanische eigenschappen toont. In het in-plane honingraat-polykristallijne monster vertoonde de twin-interface echter een uitgesproken versterkingseffect, en werden geen jogged dislocaties waargenomen.

Inleiding

Nanogestructureerde metaal-multilagenfilms (NMM) hebben veel aandacht getrokken vanwege hun uitstekende mechanische eigenschappen, die doorgaans superieur zijn aan hun bestanddelen. De interface, de overgangszone tussen verschillende individuele lagen, is een van de meest voorkomende vlakke defecten in NMM-films, die kunnen fungeren als bronnen en putten van defecten via absorptie en annihilatie, barrières en opslagplaatsen voor defecten.

De interfaces in een NMM-film kunnen worden ingedeeld in coherente, semi-coherente en non-coherente interfaces gebaseerd op de rooster mismatch tussen hun bestanddelen aan beide kanten van de interface. Koper-palladium (Cu/Pd) en goud-nikkel (Au/Ni) multilagenfilms zijn de vroegst gevonden multilagenfilms met uitstekende mechanische eigenschappen. Yang et al. maatten de biaxiale elastische modulus Y[111] van Cu/Pd- en Au/Ni-multilagenfilms met behulp van bolgetesten en vonden dat hun biaxiale elastische modulus drastisch toegenamen van 0,27 tot 1,31 TPa en van 0,21 tot 0,46 TPa respectievelijk. Vervolgens gebruikten Davis et al. geavanceerdere technieken om de elastische en structurele eigenschappen van Cu/Pd- en Cu/Ni-multilagenfilms met dezelfde groeitexturen en compositiemodulatie-amplitudes te meten. Er is echter geen significante anomale elastische gedrag waargenomen, wat de vraag oproept of het supermodulus-effect bestaat in Cu/Pd-multilagen. De mechanische eigenschappen van NMM zijn sterk afhankelijk van de interfaciale structuur tussen aangrenzende individuele lagen. Howe et al. onderzochten de interfaciale structuur van Pd-films op Cu(111) en vonden dat Pd groeit in een getwinde FCC-structuur langs de 〈111〉-richting. De getwine-structuren aan de interface hebben meestal een diepgaand effect op hun sterkte.

Weng et al. onderzochten het effect van de interfaciale structuur op de vervormingsgedragingen van Cu/Ni-multilagenfilms met coherente, semi-coherente en coherente twin-interfaces met behulp van moleculairedynamica (MD)-simulatie en vonden dat de coherente twin-interface een significante versterking toont. In ons recent werk werd echter een onduidelijk versterkingseffect van de twin-interface in Cu/Pd-multilagenfilms waargenomen onder trekspanning langs de 〈110〉-richting. Bovendien zou de vorm van het misfit-dislocatienetwerk veranderen tijdens energieminimalisatie en relaxatie. Shao et al. onderzochten de relaxatiemechanismen van interfaces en de evolutie van interfaciale dislocatienetwerken in Cu/Ni-multilagenfilms met MD-simulaties. Deze werklasten zijn vaak loodrecht op de interface, aangeduid als out-of-plane. De interface kan echter verschillende rollen spelen tijdens belasting langs verschillende richtingen door de anisotropie van de mechanische eigenschappen van kristallen.

Daarnaast zijn multilagenfilms in de praktijk meer geneigd om belasting parallel aan de interface te ondergaan, aangeduid als in-plane belasting. Zhou et al. stelden een versterkingsmechanisme voor dat wordt beheerst door meerdere ketting-achtige uitgebreide jogged dislocaties in een kolom-vormig nano-getwinde metaal onderworpen aan externe spanning parallel aan de twin-vlakken, wat ook wordt waargenomen in Cu/Ni-multilagen. Deze jogged dislocaties zijn zelden gevonden in een simulatie onder out-of-plane belasting. In beschikbare MD-simulaties van in-plane trekking wordt het monster meestal uitgerekt langs een specifieke richting, namelijk 〈112〉 of 〈110〉. Er zijn echter weinig vergelijkende studies onder trekspanning langs deze twee richtingen uitgevoerd. Aan de andere kant is de individuele laag van de multilagenfilm die door experimenten wordt bereid, meestal in-plane polykristallijn met veel korrelgrenzen (KGs) loodrecht op de interface.

De bovengenoemde jogged dislocaties worden vaak waargenomen in coherente getwinde films of getwinde multilagenfilms met een kleine mismatch. Of deze jog-dislocaties kunnen vormen in een twin-interface film met een hoge mismatch, is nog onbekend. De Cu/Pd-multilagenfilm is de vroegst gevonden multilagenfilm met uitstekende mechanische eigenschappen. De rooster mismatch (~7,07%) is groter dan die van Cu/Ni-multilagenfilms (~2,7%). Daarom zijn de versterkings- en zwakkingsmechanismen verkregen uit Cu/Ni-multilagenfilms mogelijk niet toepasbaar op Cu/Pd-multilagenfilms. Twee veelvoorkomende interfaces, twin en kubus-op-kubus interface, worden in Cu/Pd-multilagenfilm waargenomen door experimentele karakterisatie. Het begrijpen van het effect van de interfaciale structuur op de mechanische eigenschappen van multilagenfilms zou significant zijn voor het ontwerpen van hoogpresterende nano-multilagenfilms met een grote rooster mismatch.

In dit werk worden twee typen monsters ontwikkeld met in-plane honingraat-kristal en enkelkristal. Voor elk type monster worden twee soorten interfaces (kubus-op-kubus en twin) overwogen. Vervolgens voeren we een reeks MD-treksimulaties van deze Cu/Pd-multilagenfilms uit om de effecten van de interfaciale structuur, belastingrichting en in-plane KGs op hun mechanische eigenschappen te verkennen.

Methoden

Drie sets parameters voor Cu–Cu, Pd–Pd en Cu–Pd moeten worden geïdentificeerd. We kiezen de tweede-naaste-buur gemodificeerde ingesloten-atommethode (2NN MEAM) potentiaal om de interacties tussen atomen te beschrijven. Voor Cu–Cu en Pd–Pd zijn hun potentiaalparameters ontwikkeld door Lee et al. Op basis van de potentiaalparameters van de enkele elementen, hebben we een set Cu–Pd-binaire potentiaalparameters in ons vorige werk aangepast, zoals vermeld in Tabel 1. Deze parameters kunnen de fundamentele fysieke en mechanische eigenschappen van zuiver Cu, Pd en hun legeringen reproduceren en het vormingsmechanisme van groeitwins beschrijven.

De FCC/FCC-multilagenfilm neigt ertoe om te groeien langs 〈111〉-richtingen en de oriëntatierelatie van de interface wordt geïdentificeerd als {111}_FCC/{111}_FCC. Daarom overwegen we alleen de Cu{111}/Pd{111}-interfaces in dit werk. Twee typen monsters met in-plane enkelkristal (SC) en honingraat-kristal (HC) worden gebouwd, zoals getoond in Fig. 1a en b. Voor elk type monster worden kubus-op-kubus (COC) en twin-interface overwogen. Daarom worden vier monsters gebouwd, genaamd SC COC, SC Twin, HC COC en HC Twin. Voor SC COC zijn de kristaloriëntaties van de Cu-laag en de Pd-laag identiek; voor SC Twin zijn hun kristaloriëntaties symmetrisch ten opzichte van de twin-interface, zoals getoond in het inset van Fig. 1a. De oriëntatierelaties en afmetingen van elke richting zijn vermeld in Tabel 2.

Het in-plane honingraat-monster wordt opgebouwd met behulp van de Voronoi-constructiemethode met het in-plane enkelkristal als representatieve eenheid, zoals getoond in Fig. 1b. In HC-monsters zijn er vier korrels, wier oriëntatierelaties ten opzichte van het enkelkristal (Fig. 1a) tegen de klok in rotaties van 25°, 55°, 85° en 0° rond de z-as zijn, respectievelijk. De afmetingen van HC COC en HC Twin zijn vermeld in Tabel 2.

Energie-minimalisatie wordt eerst gebruikt om de interfaciale structuur te optimaliseren bij 0 K. Vervolgens wordt relaxatie uitgevoerd op elk monster onder de isothermisch-isobare (NPT) ensemble bij 300 K gedurende 20 ps om een evenwichtssysteem met nul druk in x-, y- en z-richtingen te bereiken. Uniaxiale treksimulaties van SC COC en SC Twin langs verschillende richtingen (x- of y-) met een vervormingssnelheid van 5 × 10⁸ s⁻¹ worden uitgevoerd met de Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS). We voeren ook treksimulaties uit van HC COC en HC Twin om de effecten van in-plane KGs en de interfaciale structuren op hun mechanische eigenschappen te bestuderen. Tijdens de belasting worden de drukken in de andere twee richtingen op nul gehouden om te voldoen aan de vereiste van uniaxiale trekking. In alle simulaties worden periodieke randvoorwaarden toegepast langs de x-, y- en z-richtingen.

We kiezen het dislocatie-extractie-algoritme (DXA) om lokale structuren te analyseren, waarmee atomen in verschillende typen (FCC, BCC, HCP, etc.) kunnen worden ingedeeld op basis van hun lokale structuren. Het kan de veelvoorkomende dislocaties in FCC-kristal identificeren en hun Burgers-vectoren bepalen en dislocatielijnen uitvoeren. De atomen worden gekleurd volgens de volgende regel: groen voor FCC, rood voor HCP, blauw voor BCC en wit voor "andere" lokale kristalstructuren. Het is bekend dat zowel stapelfouten (SFs) als twin-grenzen/interfaces (TBs/TIs) worden geïdentificeerd als HCP-structuren, en twee aangrenzende rode atoomlagen en de enkele rode atoomlaag zijn SF en TB/TI respectievelijk. Een open-source visualisatiesoftware, OVITO, wordt gebruikt om de evolutie van microstructuren te visualiseren.

Resultaten en discussie

Karakterisering van interfaciale structuren

Figuur 2 toont de interfaciale atoomconfiguratie in SC COC en SC Twin na energieminimalisatie en relaxatie, waarbij de atomen geïdentificeerd als FCC zijn verwijderd voor duidelijkheid. Uit Fig. 2 zien we dat het interface mismatch-dislocatienetwerk driehoekig is in periodiciteit, wat consistent is met dat in de Ag(111)/Ni(111)-multilagenfilm. Het verschil is dat de interface in SC COC bestaat uit afwisselende coherente regio's (CRs) en SF-regio's. In tegenstelling is de interface in SC Twin volledig samengesteld uit TBs. Deze TBs liggen op aangrenzende atoomlagen en zijn samengesteld uit Cu- en Pd-atomen die afwisselen in aangrenzende driehoeken, wat ook kan worden bevestigd door de hoogte van de twee rode volle lijnen (vertegenwoordigen de TBs) in het inset van Fig. 1a. Tijdens de energieminimalisatie wordt de potentiaalenergie van het systeem geminimaliseerd door de lichte beweging van atomen, en de grootte van monsters in elke richting kan niet vrij veranderen. In deze fase gaat het voornamelijk om het optimaliseren van de lokale structuur, specifiek de interfaciale structuur. Daarom blijven de dislocatielijnen recht na de energieminimalisatie, zoals getoond in Fig. 2a en b. Tijdens de energieminimalisatie is de monstergrootte vast, wat residuele spanningen in alle richtingen induceert. Deze residuele spanningen kunnen niet voldoende worden ontspannen na energieminimalisatie.

Tijdens de relaxatie mag de monstergrootte veranderen om de residuele spanning te relaxeren tot nul druk in alle richtingen. Na relaxatie buigen de misfit-dislocatielijnen (Fig. 2c, d). Dit fenomeen van het misfit-dislocatienetwerk kan ook worden gevonden in de semi-coherente Cu{111}/Ni{111}-interface. Door het vergelijken van het aantal atomen met verschillende lokale structuren, met name HCP, kunnen we zien dat het aantal atomen in verschillende roosterstructuren onbeduidend verandert, wat aangeeft dat de totale oppervlakte van SF en TB onbeduidend varieert.

Om te onderzoeken of de temperatuur een noodzakelijke voorwaarde is voor het buigen van dislocatielijnen, worden de monsters na minimalisatie gereleaxeerd bij een lage temperatuur van 10 K voor vergelijking en blijken de dislocatielijnen recht te blijven. Daarom is een hogere temperatuur een noodzakelijke voorwaarde om het buigen van de dislocatielijn te veroorzaken. Specifiek, door de verhoogde thermische activering bij hoge temperaturen, kunnen de atomen rond de dislocatielijnen de energiedrempel overwinnen om te verplaatsen van de ene atoomkolom naar de aangrenzende dicht gepakte atoomkolom. Daarom is de buigingsgrootte van de dislocatie slechts één tot twee atoomlaafstanden. Vergelijkbaar buigen van de dislocatielijn in het dislocatienetwerk kan ook worden waargenomen in de monsters met in-plane honingraat-kristallen (HC COC en HC Twin).

Effecten van belastingrichting

Figuur 3 toont de spanning-vervorming (σ-ε) curves van SC COC en SC Twin onder trekspanning langs verschillende richtingen bij een vervormingssnelheid van 5 × 10⁸ s⁻¹, waaruit blijkt dat al deze curves lineair groeien tot het hoogste punt, daarna snel dalen tot een bepaalde waarde en daaromheen fluctueren. De Young's modulus E wordt verkregen door de helling van de curves in een vervormingsbereik van 0,00–0,03 te fitten, zoals vermeld in Tabel 3. We zien dat E langs y [2̅11] (145,62 GPa voor SC COC en 142,95 voor SC Twin) groter is dan die langs x [011̅] (135,04 GPa voor COC en 133,84 GPa voor Twin). De E's langs dezelfde richting maar met verschillende interfaciale structuren zijn bijna identiek, wat een onbeduidende afhankelijkheid van E's van de betrokken interfaciale structuren toont, wat consistent is met de experimentele resultaten van Cu-Co, Cu/Pd en Cu/Ni-multilagenfilms.

In een kubisch materiaal kunnen de elastische moduli langs elke oriëntatie worden bepaald uit de elastische constanten door toepassing van de volgende vergelijking:

1/E_ijk = S₁₁ - 2(S₁₁ - S₁₂ - ½S₄₄) × (l_i1²l_j2² + l_j2²l_k3² + l_i1²l_k3²)

waarbij S₁₁, S₁₂ en S₄₄ elastische compliantie-constanten zijn; E_ijk is Young's modulus in de [ijk]-richting; l_i1, l_j2 en l_k3 zijn de cosinussen van de richting [ijk]. Echter, de coëfficiënten over de kristalrichting in Verg. (1) langs 〈112〉 en 〈110〉-richtingen zijn identiek (0,25), daarom zijn voor Cu en Pd E_〈112〉 = E_〈110〉. Wanneer de vervorming parallel is aan de interface, kan de mengregel, E_[ijk]^Cu/Pd = E_[ijk]^Cu f_Cu + E_[ijk]^Pd f_Pd, worden gebruikt om E te berekenen. f_Cu en f_Pd zijn de volumefracties van Cu en Pd, respectievelijk, en f_Cu + f_Pd = 1. In dit werk zijn f_Cu en f_Pd invariant voor monsters met verschillende interfaces. Daarom zou E_〈112〉^Cu/Pd gelijk moeten zijn aan E_〈110〉^Cu/Pd. Echter, de E's langs 〈110〉 en 〈112〉 zijn verschillend, wat toegeschreven zou moeten worden aan de elastische anisotropie van de door de interface beïnvloede zone.

De maximumspanning (σ_m) verkregen door trekspanning langs de y-as is groter dan die langs de x-as voor zowel COC- als Twin-interface, wat toegeschreven zou moeten worden aan de Schmidt-factor μ. De σ_m van de curve correspondeert met de nucleatie van dislocaties. μ = cosφ cosλ, waarbij φ en λ de hoek zijn tussen de trekkingrichting en de normale richting van het glijvlak en de hoek tussen de trekkingrichting en de glijrichting, respectievelijk. Bovendien, wanneer de trekking is langs x [011̅], is de σ_m en corresponderende vervorming ε_m van SC COC licht hoger dan die van SC Twin, wat consistent is met het werk van Weng et al. Echter, wanneer de trekking is langs y [2̅11], zijn de σ_m en ε_m van SC COC licht lager dan die van SC Twin. We voeren additionele MD-simulaties uit bij een lagere vervormingssnelheid van 1 × 10⁸ s⁻¹ en verkrijgen vergelijkbare resultaten. Over het algemeen is het verschil tussen hen gering en kan bijna worden genegeerd.

Nadat de spanning het hoogste punt bereikt, nucleeren veel dislocaties successief om de opgeslagen elastische potentiaalenergie vrij te maken, wat de snelle daling van de spanning veroorzaakt. De interactie tussen dislocaties, de interactie tussen dislocaties en interface, en de nucleatie van nieuwe dislocaties zijn het primaire mechanisme bij de vloeispanningsfase. De σ_f is de gemiddelde spanning in 0,121 < ε < 0,150, zoals vermeld in Tabel 3. In tegenstelling tot het kleine verschil in E, σ_m en ε_m, is het verschil tussen de σ_f voor de verschillende interfaciale structuren significant. Wanneer de trekking is langs x [011̅], is de σ_f van SC COC groter dan die van SC Twin, wat aantoont dat het versterkingseffect van de COC-interface duidelijker is dan dat van de Twin-interface, wat consistent is met het werk van Weng et al. Echter, wanneer de trekking is langs y [2̅11], is de σ_f van SC Twin 15,55% groter dan die van SC COC, wat een duidelijke versterking van de twin-interface toont, wat overeenkomt met de traditionele kennis over het versterkingseffect van twin-grenzen. De vergelijking van de vloeispanning in deze twee richtingen toont aan dat het versterkingseffect van de interfaciale structuur afhangt van de belastingrichting. In de volgende sectie zullen we de mechanische respons van in-plane honingraat-kristal monsters onderzoeken.

Effecten van in-plane KGs

We voeren verder MD-treksimulaties uit van HC COC en HC Twin bij een vervormingssnelheid van 5 × 10⁸ s⁻¹, en de σ-ε curve wordt getoond in Fig. 3c. Op dezelfde manier kunnen we E, σ_m, ε_m en σ_f verkrijgen, zoals vermeld in Tabel 3. Let op dat E wordt verkregen door de helling van de σ-ε curves van HC COC en HC Twin in een vervormingsbereik van 0,0–0,02 te fitten, en σ_f is de gemiddelde spanning in 0,081 < ε < 0,100. Voor HC COC en HC Twin zijn de E's dicht bij elkaar en liggen tussen die van het SC-monster langs de x [011̅] en y [2̅11]. De E's zijn licht groter dan die door experiment (115–125 GPa), wat toegeschreven zou moeten worden aan de geïdealiseerde atoommosters die in dit werk worden gebruikt zonder rekening te houden met additionele defecten zoals vacancies en onzuiverheden. Hun σ_m is lager dan die van het SC-monster, wat toegeschreven kan worden aan het feit dat dislocaties gemakkelijker nucleeren door lokale spanningsconcentratie met de introductie van in-plane KGs. Neem de twin-interface als voorbeeld, Fig. 4 toont de microstructuur van de dislocatienucleatielocatie nadat de spanning het hoogste punt heeft bereikt, waaruit blijkt dat in HC Twin de dislocatie nucleert vanuit het kruispunt van de KG en twin-interface (Fig. 4a), terwijl in SC Twin-monsters de dislocatie nucleert vanuit de twin-interface zowel bij trekking langs x [011̅] (Fig. 4b) als y [2̅11] (Fig. 4c).

Hoewel de σ_m van het HC-monster lager is dan die van het SC-monster, is de σ_f van het HC-monster hoger dan die van het SC-monster, wat het versterkingseffect van in-plane KGs aangeeft. Deze versterking komt voornamelijk uit de volgende aspecten: (1) De in-plane KGs bieden meer nucleatiepunten voor dislocaties, wat resulteert in meer genucleerde dislocaties, en deze dislocaties worden gehinderd door de COC- en Twin-interface; (2) In-plane KGs hinderen dislocaties. Bovendien is σ_f van HC Twin hoger dan die van HC COC, wat aantoont dat de versterkingseffecten van dislocaties gehinderd door de twin-interface duidelijker zijn dan die door de COC-interface.

Figuur 5 toont de microstructuur van HC Twin in de plastische vloeifase. Het moet worden opgemerkt dat tijdens de belasting de nucleatie en glijding van partiële dislocaties die SFs vormen, de beweging van deze dislocaties en SFs beperkt door de interface die haarspeld-achtige partiële dislocatie-glijding induceert en de wederzijdse reacties van partiële dislocaties die trap-achtige dislocaties vormen, de primaire vervormingsmechanismen zijn. Geen ketting-achtige meervoudige jogged dislocaties worden waargenomen, die vaak worden waargenomen in Cu/Ni-multilagenfilm en nano-getwinde Cu onder in-plane trekking. Dit is voornamelijk te wijten aan de grote rooster mismatch van de Cu/Pd-multilagenfilm met een meer gecompliceerde interfacestructuur (Fig. 2).

In vergelijking met enkelkristalmateriaal zijn de mechanische eigenschappen van polykristallijne monsters vaak afhankelijker van de vervormingssnelheid. Daarom voeren we meer MD-simulaties van trekking uit voor HC-monsters (HC COC en HC Twin) langs de x-richting en SC Twin langs x- en y-richtingen met een vervormingssnelheid variërend van 5 × 10⁷ s⁻¹ tot 5 × 10⁹ s⁻¹. De σ-ε curves worden getoond in Fig. 6a en b, waaruit blijkt dat de spanning lineair stijgt tot het hoogste punt en daarna daalt. Voor de HC-monsters fluctueert de spanning met de toename van de vervorming bij lage vervormingssnelheid in de dalende fase, terwijl de spanningfluctuatie niet duidelijk is bij een hoge vervormingssnelheid (Fig. 6a en b). Figuur 6c en d toont de variaties van σ_m en σ_f tegen vervormingssnelheid, waaruit blijkt dat σ_m en σ_f toenemen met toenemende vervormingssnelheid. De σ_m van SC Twin langs de y-richting is veel groter dan die van de andere monsters, wat toegeschreven zou moeten worden aan de bovengenoemde Schmidt-factor μ. Echter, door het versterkingseffect van de in-plane korrelgrens, zijn de σ_f van HC-monsters dicht bij die van SC Twin langs de y-richting. Bovendien zijn de σ_f van de monsters met de getwinde interface hoger dan die met de COC-interface bij hoge vervormingssnelheid (1 × 10⁸ s⁻¹ tot 5 × 10⁹ s⁻¹), wat het versterkingseffect van de getwinde interface aangeeft, maar naarmate de vervormingssnelheid toeneemt, zwakt dit versterkingseffect af. Het moet worden opgemerkt dat bij de vervormingssnelheid van 5 × 10⁷ s⁻¹ de σ_f van HC Twin lager is dan die van HC COC, wat toegeschreven kan worden aan het feit dat het aantal dislocaties dat nucleert bij lage vervormingssnelheid minder is, wat het versterkingseffect van de twin-interface verzwakt.

Conclusies

In dit werk werden moleculairedynamica-treksimulaties van in-plane enkel- en polykristallijne Cu/Pd-multilagenfilms met COC- en getwinde interfaces uitgevoerd langs diverse richtingen om de effecten van de interfaciale structuur, belastingrichting en in-plane korrelgrenzen op de mechanische eigenschappen te verkennen. We vonden dat de interfaciale misfit-dislocaties een driehoekige netwerkstructuur vertonen, en de misfit-dislocatielijnen buigen na relaxatie. De hoge temperatuur van 300 K was een noodzakelijke voorwaarde voor het buigen van de dislocatielijn. De elastische modulus van het monster heeft geen duidelijke afhankelijkheid van de interfacestructuur, maar is gerelateerd aan de belastingrichting. Het versterkingseffect van de COC-interface is opmerkelijk wanneer uitgerekt langs de 〈110〉-richting; echter, het versterkingseffect van de twin-interface is zichtbaar wanneer uitgerekt langs de 〈112〉-richting, wat het anisotrope effect van de interfaciale structuur op mechanische eigenschappen toont. Ten slotte, in het in-plane honingraat-polykristallijne model, vertoonde de twin-interface een uitgesproken versterkingseffect, en werden geen jogged dislocaties waargenomen.