冲击压缩下金属材料的塑性变形及相变机制一直以来都是材料学和冲击波物理研究的重点和难点。本文以纳米多晶延性金属铝、铜和铁为研究对象,使用分子动力学模拟为研究手段研究了面心立方结构的铝和铜的微观塑性变形及体心立方结构的铁的冲击相变过程。由于冲击波阵面是冲击压缩下材料塑性变形和相变中十分重要的宏观表现,所以在研究中重点关注了冲击波阵面的详细结构、影响冲击波阵面结构的因素和冲击波阵面与微观塑性变形或相变过程的对应关系。首先,研究了构建分子动力学模拟所需的纳米多晶金属样本的方法。构建样本包括两个步骤:一是用Voronoi几何方法生成纳米多晶样本的初始结构,二是对初始的几何构型进行弛豫以降低由非物理晶界带来的高能量和高应力。在此过程中我们首次使用了样本的残余内应力来判定纳米多晶样本是否与实验制备的纳米多晶金属样品相一致。弛豫纳米多晶样本时,可首先快速冷凝Voronoi方法生成的初始样本10ps左右使之达到局域最低能量状态,更长时间的快速冷凝对降低能量和内应力没有明显的效果。之后样本可在恒温零应力周围环境下模拟退火40～100ps后达到最低能量和最小残余内应力状态,选取的温度越高则退火时间可设置的越短,但退火温度不能高于材料熔点的0.65倍,更长时间的退火也没有必要。同时,我们在弛豫过程中监测了晶界结构、体系平均内应力和能量的总体和局域变化情况,并计算了不同弛豫条件下终态样本的弹性常数。研究结果表明终态样本的能量、残余内应力和弹性常数都接近实验制备的纳米多晶金属。其次,定性研究了晶界对纳米多晶铝的冲击波阵面结构及塑性变形机制的影响,定量研究了纳米多晶铜的冲击波阵面宽度与冲击压缩条件的关系。通过观察冲击应力和粒子速度剖面与塑性变形过程的原子尺度图像获得了晶界相关的塑性变形对冲击波阵面的影响。通过计算一系列压缩条件下的冲击波阵面宽度粗略得到了冲击应力与波阵面宽度的定量关系,与他人的定量关系符合的比较好。研究结果表明:在弹性先驱波之后,是晶界的滑移和变形主导了前期的塑性变形机制;然后是不全位错在晶界上成核向晶粒内传播,并在晶粒内形成堆垛层错、孪晶和全位错的过程主导了后期的塑性变形机制。冲击波阵面扫过之后留下的结构特征是堆垛层错和孪晶留在晶粒内,大部分全位错则湮灭于对面晶界。同时发现对纳米多晶铝而言,晶界相关的塑性变形对冲击波阵面的贡献与位错相关的塑性变形的贡献是可以比拟的。然后,比较研究了具有相同织构和晶粒度的纳米多晶铝和铜的塑性变形机制及冲击波阵面结构。通过比较铝和铜在相同应力或应变的冲击压缩下的一维、二维冲击波剖面和塑性变形过程的原子图像发现:纳米多晶铜在弹性变形阶段的速率快于纳米多晶铝,其原因是铝的晶格常数大于铜导致需要更长时间压缩来使其发生塑性变形;晶界主导的塑性变形的持续时间和对冲击波阵面宽度的贡献小于纳米多晶铝,整体的冲击波阵面宽度小于纳米多晶铝的宽度,塑性变形后的位错密度高于纳米多晶铝。纳米多晶铝和铜的塑性变形机制也略有不同,在纳米多晶铝中观察到了不全位错,全位错和形变孪晶,而在纳米多晶铜中却只有不全位错。另一方面,这两种纳米多晶金属的晶界都会发生滑移和增厚等晶界主导的塑性变形,但是我们还在纳米多晶铝的塑性变形过程中发现了晶界的弯曲,而在纳米多晶铜中却没有。产生这些塑性变形机制差异的主要原因是诸如晶格常数、层错能和剪切模量等材料本征参数使得铝中发射位错的临界分切应力高于铜,从而使纳米多晶铝中晶界相关的塑性变形持续时间更长,产生的位错少,晶界相关的变形机制更多,并最终使冲击波阵面更宽。最后,研究了不同晶粒度的纳米多晶铁在冲击压缩下的结构相变过程。研究显示纳米多晶铁的冲击结构相变发生的临界冲击应力在15 GPa左右。纳米多晶铁在经过弹性压缩变形后,晶界导致的塑性变形开始发生,然后大多数相变从晶界成核并最终发展为大规模相变。不同变形过程在应力和粒子速度剖面上能得到清晰的体现,并通过微观原子结构分析分辨。冲击压缩后除了晶界处的铁原子外大部分发生了结构相变,最终的微观结构以晶界原子和六角密排结构原子为主,少量面心立方结构原子充当了六角密排结构新相的孪晶界。在所研究的晶粒度范围内,晶粒越大包含的晶界缺陷原子数越少并且最终的相变比例越高,消耗的能量更多并进一步使得终态的冲击应力越低。本文初步探讨了晶界这种材料中普遍存在的缺陷对冲击压缩下延性金属的塑性变形及相变机制的影响,并如何进一步影响冲击波阵面这一宏观表现。研究结果有助于深刻理解材料的塑性变形及相变机制,并对揭示纳秒-微米尺度的宏观-微观过程之间的联系和构建微观过程的物理图像具有参考意义。虽然一些定量结果与传统粗晶材料的冲击压缩实验结果存在差异,但本文获得的认识对于一般的粗晶材料动态响应机制研究也有帮助,例如在解读冲击波阵面结构的微观机理上。