伴随纳米技术的迅速发展,学者们越来越清晰的认识到,当材料的结构尺寸降低至纳米量级时,其力学行为与在宏观尺度下存在显著差异,并呈现出许多新的力学现象。在纳米尺度下研究材料的力学性能和应变过程中的变形机制,对纳米材料结构研究及器件的应用具有十分重要的意义。由于实验条件和技术的制约,当前单独依靠实验方法还无法完全了解纳米材料的变形机制和力学性能。最近,应用分子动力学模拟开展纳米材料相关研究已经成为理论探索和实验研究的有力补充手段,并已经成为纳米尺度材料性能研究不可或缺的工具。采用分子动力学研究纳米材料,不但可以通过能量优化手段获取最优纳米结构模型,还可以实现微观组织结构演化过程的实时、全方位多角度观察,并能按需分析各变形阶段的力学行为,揭示材料的内在变形机制。因此,本文采用分子动力学方法,分别对TiAl三维纳米多晶、二维纯铝纳米平板和一维Cu-Ag核-壳纳米线为代表的金属纳米材料,进行了能量最优结构和微观变形机制研究。采用快速冷却方法制备纳米TiAl多晶合金,当冷却速率高于0.02K/ps时,最终形成的凝固产物为具有中程有序和长程无序特征的非晶态组织;冷却速率低于或等于0.02K/ps时,最终形成的凝固产物为具有纳米结构的TiAl合金,其组织构成是γ-TiAl和α₂-Ti₃Al组成的混合组织。在纳米TiAl合金形成的过程中,过冷熔体中形成的第一种相结构是具有BCC结构的团簇,该结构是过冷熔体中类二十面体构型转化至最终相结构的重要过渡步骤。在BCC团簇形成之后,具有HCP构型的团簇略先于FCC团簇形成,同时,BCC团簇消失,纳米晶体的凝固过程开始,并最终形成具有片层结构的纳米多晶体。在纳米TiAl多晶合金的变形过程中,当应变小于9.0%时,纳米TiAl多晶合金的塑性变形机制主要是晶界滑动和片层区增加两种机制,当应变持续增加时,晶界上会萌生孔洞,并沿着晶界扩展,孔洞之间的聚合进一步形成初始的裂纹,并最终导致断裂的发生。对二维纳米铝晶体的变形机制进行了研究。首先,高分辨透射电镜的原位观察表明,在纯铝纳米晶体中的裂纹扩展过程中,裂纹尖端的非晶化现象是存在于裂纹尖端前方区域的一种扩展机制。其次,二维铝纳米晶体中的分子动力学模拟结果显示,高应力强度因子下,裂纹尖端扩展机制从低应力强度因子时的经典位错运动机制,转变为孪生机制扩展或者非晶机制扩展。究竟是以哪种机制扩展取决于裂纹尖端扩展最初始时,形成微结构是孪生不全位错还是Lomer位错,且在这两种微结构之间存在着竞争机制转化点K_I=0.205 eV?^-2.5,高于该临界值时,裂纹尖端初始形成的微结构是Lomer位错,并最终形成非晶机制,低于该临界值时,裂纹尖端形成的初始微结构是孪生不全位错,并最终形成孪生扩展机制。对一维Cu-Ag核-壳纳米线的研究表明,在能量平衡和温度弛豫之后,一维Cu-Ag核-壳纳米线的结构特征为,当Ag层厚度小于1.0 nm时,其表面Ag层中的原子发生了结构重排,当Ag层厚度处于1.0 nm到1.5 nm之间时,平衡状态的纳米线形状由圆形结构变为椭圆结构;采用固定应变速率单轴拉伸,研究结果为,当Ag层厚度大于等于1.0nm且温度低于500 K时,一种新的机制,即Shockley不全位错由失配位错管提供,并在应力作用下运动,是该区域内核-壳纳米线的主要形变机制;当Ag层厚度小于1.0 nm时,核-壳纳米线的形变机制由失配位错管机制转化到表面提供位错机制。另一方面,当测试温度大于等于500 K时,低温区域的两种变形机制将转化为高温区形变机制。