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Scientific Reports Band 5, Artikelnummer: 15405 (2015) Diesen Artikel zitieren

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CNTs-verstärkte Metallverbundwerkstoffe bieten aufgrund ihrer überlegenen Eigenschaften wie geringes Gewicht, hohe Festigkeit, geringe Wärmeausdehnung und hohe Wärmeleitfähigkeit großes Potenzial. Die derzeitigen Verstärkungsmechanismen von CNT/Metall-Verbundwerkstoffen beruhen hauptsächlich auf der Wechselwirkung von CNTs mit Versetzungen und der intrinsischen hohen Festigkeit von CNTs. Hier haben wir gezeigt, dass die Laserschockbelastung des CNT/Metall-Verbundwerkstoffs zu hochdichten Nanozwillingen, Stapelfehlern und Versetzungen um die CNT/Metall-Grenzfläche führt. Die Verbundwerkstoffe weisen eine erhöhte Festigkeit bei ausgezeichneter Stabilität auf. Die Ergebnisse werden sowohl durch molekulardynamische Simulationen als auch durch Experimente interpretiert. Es wurde festgestellt, dass die Stoßwellenwechselwirkung mit CNTs ein Spannungsfeld um die Grenzfläche zwischen CNT und Metall induziert, das viel höher ist als der ausgeübte Stoßdruck. Infolgedessen wurden Nanozwillinge unter einem Schockdruck gebildet, der weit unter den kritischen Werten für die Erzeugung von Zwillingen in Metallen lag. Diese hybride einzigartige Nanostruktur erhöht nicht nur die Festigkeit, sondern stabilisiert sie auch, da die Nanozwillingsgrenzen um die CNTs dabei helfen, die Versetzungsbewegung zu fixieren.

Kohlenstoffnanoröhren weisen aufgrund ihrer einzigartigen Strukturen eine extrem hohe Festigkeit, Steifigkeit sowie elektrische und thermische Eigenschaften auf1,2. Diese überlegenen Eigenschaften machen CNT zur idealen Verstärkung für Metallmatrix-Nanokomposit-Verbundwerkstoffe, die in der Luft- und Raumfahrt- und Automobilindustrie eingesetzt werden1,3. Diese starken mechanischen Eigenschaften sind auf die außergewöhnlichen Eigenschaften der CNTs, die kleine mittlere freie Weglänge zwischen benachbarten CNTs und die große Beschränkung durch die große Oberfläche der CNTs zurückzuführen. Die Eigenschaften der Nanomaterialverstärkung werden durch ihre Oberflächeneigenschaften dominiert und nicht durch ihre Masseneigenschaften bei Verstärkungen im Mikrometerbereich. Die einzigartigen Grenzflächen zwischen CNTs und der Metallmatrix können zu deutlichen Verbesserungen der mechanischen Eigenschaften führen. Derzeit wurden verschiedene Methoden1 entwickelt, um CNTs in Metalle zu integrieren, darunter Pulvermetallurgie, Verformungsverarbeitung, Dampfphasenverarbeitung, Erstarrungsverarbeitung, elektrochemische Verfahren und Laserabscheidung. Um die Verbundwerkstoffe weiter zu verstärken, wurde versucht, pulverkompakte CNT/Metall-Verbundwerkstoffe mit hoher Geschwindigkeit zu verdrehen und zu walzen, um bessere mechanische Eigenschaften zu erzielen4,5. Aufgrund der intrinsisch niedrigen Dehnungsrate (weniger als 103/s) dieser Methoden wird der Verstärkungsmechanismus jedoch im Allgemeinen von der Versetzungsverstärkung und den Pining-Effekten von CNTs dominiert. In dieser Studie stellen wir einen neuen Mechanismus zur Stärkung der CNT/Metall-Grenzflächen durch Stoßbelastung vor.

Die Versetzungsplastizität in mit Nanomaterialien verstärkten Metallverbundwerkstoffen wird durch thermische und mechanische Aktivierung von Quellen an den Grenzflächen zwischen Nanomaterialien und Metall gesteuert, ein Mechanismus, der Schwankungen erfordert, was eine intrinsische Zeitskala impliziert, die die berichtete Dehnungsgeschwindigkeitsempfindlichkeit erklären könnte. Dies deutet darauf hin, dass eine Erhöhung der Dehnungsrate von 104/s auf 106 ~ 107/s, beispielsweise bei einer Stoßbelastung, zu einem anderen Regime führen kann. Bei einer Stoßbelastung hat die seitliche Entspannung keine Zeit und es baut sich ein Druck auf. In CNT/Metall-Verbundwerkstoffen behindert der Pinning-Effekt von CNTs auch das Entweichen von Versetzungen aus Ansammlungen, was zu hohen Spannungen vor den CNTs führt. Unter diesen Bedingungen wird die Plastizität sowohl durch eine hohe Dehnungsgeschwindigkeit als auch durch einen hohen Druck gesteuert. Wenn die lokalen Spannungen vor CNTs die kritische Spannung für die Zwillingskeimbildung überschreiten, können Verformungszwillinge mit hoher Dichte gebildet werden.

Wir präsentieren atomistische Simulationen von geschockten CNT/Metall-Verbundwerkstoffen, bei denen die extrem kurzen Kompressionszeitskalen mit Stoßbelastungen verbunden sind, und vergleichen die Mikrostrukturen mit denen nach experimenteller Laserstoßbelastung von CNT/Metall-Verbundwerkstoffen. Der Querschnitt der lasergesinterten Struktur ist schematisch in Abb. 1a dargestellt. Mehrwandige Nanoröhren (MWNTs) werden durch Lasersintern (LS)6 in die Eisenmatrix integriert, gefolgt von einem Laser Shock Peening (LSP)-Verfahren. Die Simulation der Molekulardynamik zeigt die hohe lokale Spannung, die sich um die CNT/Metall-Grenzfläche herum aufbaut, und ermöglicht so die Bildung von Nanozwillingen mit hoher Dichte. Sowohl MD-Simulationen als auch experimentelle Ergebnisse zeigen, dass in der Eisenmatrix Nanozwillinge entstanden sind. Die kernhaltigen Nanozwillinge und MWNTs tragen zusammen dazu bei, die Festigkeit erheblich zu erhöhen und die Versetzungsbewegung zu stabilisieren.

Überblick über die Wechselwirkung von Laserstoßwellen mit CNT/Metall-Verbundwerkstoffen.

(a) Querschnittsansicht von MWNTs in der Eisenmatrix nach LS. (b) Schematische Darstellung des LSP-Prozesses, der Stoßwelle, die mit Metall und MWNTs interagiert und eine Verformung mit hoher Dehnungsrate erzeugt. (c) Querschnitt von Fe/MWNTs nach LSP. (d) TEM-Bild von MWNTs nach LSP, Maßstabsbalken: 2 nm. (e) Hochauflösendes TEM-Bild des ausgewählten Bereichs in (d), das die Mikrostruktur der Grenzfläche um MWNT zeigt, Maßstab: 2 nm. (f) Struktur von MWCNT innerhalb der Eisenmatrix. (g) Querschnittsansicht nach MD-Simulation, die die Zwillingskeimbildung um CNTs in bcc-Struktur zeigt.

Die Laserabscheidung von CNT/Eisen-Verbundwerkstoffen folgt unseren vorherigen Ansätzen, mit denen sowohl MWNTs6 als auch Graphenoxid gleichmäßig verteilt und vertikal im Querschnitt der Matrix ausgerichtet werden können. Aufgrund der großen Oberfläche von CNTs neigen sie zur Agglomeration, wenn keine Dispergiermittel bereitgestellt werden. Hier werden MWNTs mit PVA vermischt und Schicht für Schicht auf dem Substrat abgeschieden6. Beim Lasersintern wurde PVA bei hoher Temperatur verdampft, wenn Metall und CNTs geschmolzen und verfestigt wurden6. Abbildung S1 a zeigt das XRD verschiedener Bedingungen: nach dem Beschichten, nach dem Lasersintern und nach dem Lasersintern plus Laserschockstrahlen. Nach dem Lasersintern wurde Eisenkarbid erzeugt. Aus Abb. S1b können wir ersehen, dass das PVA nach dem Lasersintern vollständig entfernt wurde. Die Verdampfung von PVA-Blasen aus flüssigem Eisen hilft dabei, MWNTs vertikal in der Eisenmatrix auszurichten6. Der schnelle Aufheiz- und Abkühlprozess verhinderte die Aggregation von MWNTs und dispergierte MWNTs erfolgreich gleichmäßig in der Metallmatrix6.

Anschließend wurde eine Laserstoßbelastung auf die mit MWNTs verstärkten Eisenverbundwerkstoffe durchgeführt, wie in Abb. 1b dargestellt. Ein gepulster Laser überträgt den Einschluss und bestrahlt das ablative Material, wodurch bei einem dramatischen Temperaturanstieg ein Plasma entsteht. Die Expansion des Plasmas wird durch die Einschlussschicht begrenzt, was dazu führt, dass sich Wellen im Metall ausbreiten und mit hoher Dehnungsrate mit Metall/MWNTs interagieren. Die typischen Mikrostrukturen von MWNTs/Metall-Verbundwerkstoffen nach Stoßbelastung sind in Abb. 1d dargestellt. Abbildung 1e zeigt ein hochauflösendes TEM-Bild des Grenzflächenbereichs von MWNT und Eisenmatrix. Die TEM-Probe mit einer bestimmten Dicke wurde mit der FIB-Lift-Off-Methode hergestellt. Die beobachteten MWNTs wurden in die TEM-Probe eingebettet. Die atomare Ansicht von Abb. 1e, die stark ungeordnete Atome und Rotation zeigt, ist die Überlappungsansicht von MWNT und Eisenmatrix. Die eingekreisten Bereiche stellen den Übergang verformender Eisenatome unter Stoßbelastung dar. Die Zusammensetzungen nach der Beschichtung, Laserabscheidung und Laserschockbelastung wurden mittels XRD gemessen, wie in Abb. S1 dargestellt. In Abb. 1f hat die innere Kohlenstoffnanoröhrenschicht einen Durchmesser von 40,68 Å, Sessel (30, 30). Äußere Kohlenstoffnanoröhre mit einem Durchmesser von 81,36 Å besteht aus 120 Kohlenstoffatomen am Äquator, Sessel (60, 60). Die Ausgangsstruktur jedes Falles wurde mit MATLAB erstellt. Simulationsmikrostrukturen um MWNTs wurden aus der in Abb. 1g dargestellten (1 1 0)-Ebene erfasst.

Aufgrund experimenteller Einschränkungen ist es schwierig, den dynamischen Verformungsprozess während einer Belastung mit hoher Dehnungsrate im Nanomaßstab direkt zu messen. Wir berichten über groß angelegte MD-Simulationen zur Stoßbelastung von MWCNT/Eisen-Verbundwerkstoffen. Abbildung 2 zeigt die Spannungsverteilung, Unordnung und Defekte auf atomarer Skala in den MWCNT/Eisen-Verbundwerkstoffen während der Stoßbelastung. Das aufgezeichnete Video (Film S1) stellt die Ausbreitung der Stoßwelle im MWNTs/Eisen-Verbund dar. Abbildung 2a–c zeigt den Atomdruck jedes Atoms während der Stoßbelastung, der in Energieeinheiten berechnet wird. Der Stoß wurde von unten eingeleitet und breitete sich nach oben aus. Der maximale Druck an der Seite des MWNT während der Stoßbelastung betrug 16,075 GPa, was viel höher ist als der angelegte Stoßdruck (10 GPa). Diese hohe lokale Spannung baut sich um die Grenzfläche zwischen MWNTs und Metall auf, da Versetzungsbarrieren vorhanden sind und es zu einer Anhäufung von Versetzungen kommt. Die Entwicklung des Zentrosymmetrieparameters (CS), der Unordnung der Struktur, ist in Abb. 2d – f dargestellt. Der CS-Parameter steigt nach dem Durchgang der Stoßwelle durch die CNT/Metall-Verbundwerkstoffe an und hinterlässt an der Grenzfläche eine hohe Defektdichte. Um einen Gesamtüberblick über Defekte in der Struktur zu erhalten, müssen wir zwischen verschiedenen Defekten (Versetzungen, freie Graphenoberfläche, Stapelfehler und Zwillinge) unterscheiden. Eine Möglichkeit, dieses Ziel zu erreichen, ist die Nutzung der Koordinatenanalyse7. Abbildung 2g–i zeigt die stark ungeordneten und gedrehten Atomstrukturen im Grenzflächenbereich von MWNT und Eisenmatrix beim Laserschockstrahlen. Um die Defekte klarer zu beschreiben, verwendeten wir die Common-Neighbor-Analyse8,9, mit der es möglich ist, Atome in BCC, FCC, HCP oder unbekannte Atomstrukturen zu kategorisieren. Wenn man bedenkt, dass die Betrachtung von FCC- und HCP-Atomen in der BCC-Struktur eine fehlerhafte Oberfläche darstellt, wissen wir, dass die Stapelreihenfolge in HCP und FCC ABAB bzw. ABCABC ist. Daher können wir Stapelfehler von anderen Arten von Defekten unterscheiden, wenn HCP- und FCC-Atome nebeneinander liegen. Andererseits wurde gezeigt10, dass die Verzwirnung als eine Reihe aufeinander folgender Stapelfehler wahrgenommen werden kann, weshalb eine Zwischenschicht aus FCC und HCP in der Eisenmatrix ein Indikator für die Verzwirnung ist. Wir können Versetzungen und freie Oberflächen anhand unbekannter Atomstrukturen (grau) lokalisieren. Außerdem wurde der Versetzungsextraktionsalgorithmus verwendet, um 1D- und 2D-Defekte innerhalb der Struktur nach dem Schockprozess zu erhalten. Abbildung 2j zeigt das mit dem DXA-Code11 erzielte Ergebnis. Es zeigt eine hohe Dichte an Stapelfehlern und Zwillingsgrenzen um die MWNTs.

Schnappschüsse der Stoßbelastung eines MWNT/Eisen-Verbundwerkstoffs durch MD-Simulation.

(a–c) Druckverteilung. (d–f) Unordnung, dargestellt durch den Zentrosymmetrieparameter. (g–i) Defektverteilung während der Stoßbelastung. (j) Versetzungen und Zwillingsgrenzen innerhalb der geschockten Struktur.

Die Stoßwelle, die durch den Anfang (Abb. 3a – c) und das Ende (Abb. 3d – f) von MWNT verläuft, wurde ebenfalls untersucht. In Abb. 3a, d sehen wir die Niederdruckverteilung am Anfang und Ende der MWNTs. Entsprechend diesem Phänomen wurden auch niedrigere CS-Werte zu Beginn und am Ende von MWNTs beobachtet. Dies ist auf die Tatsache zurückzuführen, dass die Stoßwelle an beiden Enden des MWNT mit dem offenen Raum innerhalb der Ringe von Kohlenstoffnanoröhren und nicht mit den Seitenwänden der CNTs interagiert. Als Reaktion auf die Stoßausbreitung entsteht eine sehr kleine tote Metallzone. Es zeigt auch, wie MWNT die Ausbreitung von Stößen behindert und den Stoß reflektiert. Diese Reflexion kann eine weitere Ursache für stark fehlerhafte Strukturen rund um CNTs sein.

MD-Simulation einer Schockfront, die den Anfang und das Ende von MWNT durchläuft.

Druckverteilung am (a) Anfang und (d) Ende von CNT. Zentrosymmetrieparameter am (b) Anfang und (e) Ende von CNT. Stoßbelastungen führten zu Defekten am (c) Anfang und (f) Ende des CNT. (g) Fließspannung, wenn die Stoßwelle die Eisen- bzw. (h) CNT/Eisen-Zellen passiert.

Die Fließspannung während des Schockprozesses wurde in der MD-Simulation sowohl für reines Eisen als auch für Fe/CNT-Verbundwerkstoffe nach 4000 Zeitschritten überwacht. Wie in Abb. 3g, h dargestellt, befindet sich die Stoßfront sowohl für die Eisenmatrix als auch für den CNT-Verbund am 280 Å-Punkt. Die Fließspannung hinter der Stoßfront beträgt 9e6 bar.Å3 und 12,5 e6 bar.Å3 für reines Eisen bzw. CNT-Verbundwerkstoff. Es zeigt eine Steigerung der Festigkeit von CNT-Verbundwerkstoffen um 39 %. Im CNT-Fall kommt es zu einer Abnahme der Strömungsspannung hinter dem Schock, was auf Wechselwirkungen des Schocks mit Kohlenstoffatomen zurückzuführen sein kann. Es ist interessant zu sehen, dass der Peak für die Schockfront beim CNT-Verbundwerkstoff schwächer ist. Es zeigt, wie CNT eine entscheidende Rolle bei der Ausbreitung von Stößen in der Eisenmatrix spielt. Die Rauheit der Fließspannungskurve im CNT-Verbundwerkstoff ist ein weiterer Beleg für starke Wechselwirkungen zwischen Eisen und Kohlenstoff während des Schockprozesses.

Zusätzlich zu den oben gezeigten Simulationen haben wir Experimente durchgeführt, um das Verhalten von CNT/Metall-Verbundwerkstoffen unter extremen Bedingungen zu verstehen. Die experimentellen Ergebnisse stimmen mit unseren atomistischen Simulationen überein. Obwohl die genaue Versetzungsdichte in gewonnenen Proben schwer abzuschätzen ist, zeigen unsere hochauflösenden TEM-Bilder tatsächlich verbleibende Versetzungen im Inneren einiger Nanokörner (Abb. 4). Dies ist bei nanokristallinen Materialien recht ungewöhnlich und unter normalen Verformungsbedingungen nicht leicht zu erreichen12. Nach der Stoßbelastung ist in Abb. 4a, b eine fokussiertere und interessantere Ansicht der Mikrostrukturen zu sehen, die entlang der Zonenachse <110> betrachtet wird. Der Prozess der Mikrostrukturentwicklung wird im Film S2 gezeigt. Es demonstriert die Erzeugung und Ausbreitung von Nanozwillingen und anderen Mikrostrukturen. In Abb. 4a sind mehrere Zwillingsgrenzen dargestellt und in Abb. 4b ist eine kohärente Einzelzwillingsgrenze dargestellt. In Abb. 4a,b sind alle Nicht-bcc-Atome weiß dargestellt, während bcc-Atome blau dargestellt sind. In Abb. 2g–i sind nur Atome weiß eingefärbt, die keiner bestimmten Atomstruktur angehören. Die Querschnittsmikrostruktur wurde sorgfältig durch hochauflösende TEM charakterisiert und eine verflochtene Struktur entdeckt. Abbildung 4c zeigt eine Mehrfachzwillingsstruktur mit nicht kohärenten Grenzen um eine Kohlenstoffnanoröhre. Die Nahaufnahme eines kohärenten Nanozwillings ist in der stark vergrößerten TEM-Abbildung in Abb. 4d dargestellt, bei dem es sich um einen Zwilling handelt. Die kohärente Zwillingsgrenze (TB) ist in Abb. 4d markiert. Das eingefügte Bild ist das ausgewählte Flächenbeugungsmuster (SAED). Das Einfügungsbeugungsmuster beweist die Nanotwin-Struktur in Abb. 4d weiter. Die Ergebnisse in Abb. 4 zeigen, dass die Simulations- und Versuchsergebnisse übereinstimmen. Die MD-Simulation bietet ein leistungsstarkes Werkzeug, um den Fortschritt der Mikrostrukturentwicklung unter Stoßbelastung aufzuzeigen.

Atomare Sicht auf Nanozwillinge.

(a) Molekulardynamische Simulationsergebnisse mehrerer Zwillinge mit nicht kohärenten Zwillingsgrenzen, die nach einer Stoßbelastung erzeugt wurden. (b) Nanotwin mit kohärenter Grenze. (c) Hochauflösendes TEM-Bild mehrerer Zwillinge mit nicht kohärenten Zwillingsgrenzen. (d) Hochauflösendes TEM-Bild eines Nanozwillings mit kohärenter Grenze. Maßstabsbalken in (c,d): 1 nm.

Die Erzeugung von Zwillingen in bcc-Eisen durch Laserschockbelastung wurde bei einem hohen Druck von 13,2 GPa13,14 berichtet. In stoßbelastetem (~16,4 GPa) Eisen wurde eine große Anzahl von Mikrozwillingen beobachtet15. Der gemessene maximale Druck der stoßgehämmerten Eisenmatrix um MWNT beträgt 16,075 GPa. Dieser Wert ist viel höher als die kritischen Werte für keimbildende Zwillinge in bcc-Eisen. Zwillinge in Metallen und Legierungen oberhalb des kritischen Drucks können durch ebene Stoßbelastung induziert werden7. Ein Zwilling beginnt in einem Bereich planaren Gleitens und verdickt sich mit zunehmender plastischer Dehnung16. Die ähnlichen kristallographischen und morphologischen Merkmale konventioneller und schockdeformierter Zwillinge lassen den Schluss zu, dass die für die Keimbildung und das Wachstum verantwortlichen Mechanismen ähnlich sein sollten17. Windung und Schlupf sollten immer am am stärksten beanspruchten System beginnen16. In unserer Arbeit weist dieser Bereich um die MWNT-Seite die höchste Spannungskonzentration auf. Es erklärt auch, warum wir in diesem Bereich Nanozwillinge in Abb. 4a, b beobachten können. Einige andere Ergebnisse zeigten auch, dass im angrenzenden Bereich der Partikel der zweiten Phase und der Matrix durch zwei Faktoren zusätzliche Verzwirnungen entdeckt wurden: Grenzflächenspannung und Stoßwelle, die beim Durchgang durch Partikel reflektiert, gebrochen und gestört wird17. Der Einschluss hat einen deutlichen Einfluss auf die Verteilung der Deformationszwillinge. Der Bereich „stromabwärts“ des Einschlusses weist eine höhere Härte als der Durchschnitt auf, während die Resthärte mit der Quadratwurzel des Spitzendrucks zusammenhängt7. Es wurde gezeigt, dass sich der Stress nach LSP18 in und um die Nanopartikel konzentriert. Dünne Zwillinge würden bei geringeren schockinduzierten Drücken gebildet werden, da die Versetzungsemission und die Aktivierung von Gleitprozessen druckabhängig sind17.

Nach LSP19 wurde im Querschnitt eines mit TiN-Nanopartikeln verstärkten Metallverbundwerkstoffs eine hohe Versetzungsdichte entdeckt. Es kommt jedoch nicht zur Erzeugung von Nanozwillingen, da die durch die Stoßwellenwechselwirkung mit Nanopartikeln20 verursachte Spannungslokalisation nicht hoch genug ist, um Nanozwillinge auszusenden. Unsere MD-Simulation zeigt auch, dass sich die Spannung auf das CNT konzentriert. Die lokalisierte Spannung führt nach einer Stoßbelastung zur Keimbildung von Nanozwillingen nahe der Seite von MWNTs. Das abrupte Stoppen der Versetzungsbewegung bei einer Verformung mit hoher Dehnungsrate kann zur Entstehung einer Doppelplatte führen, die sofort die dominierende Art der plastischen Verformung übernimmt21. Für die Bildung von Zwillingen ist eine hohe Konzentration der Dehnungsenergie erforderlich, die durch die Spannungskonzentration bereitgestellt werden kann. Da die konzentrierte Spannung außerhalb der MWNTs schnell abnimmt, können sich die durch die Stoßbelastung erzeugten Versetzungen möglicherweise nicht weit von den Quellen entfernen. Die Bewegung der Versetzungen wird durch Kohlenstoffnanoröhren in Nanogröße gehemmt, was zu einer Biegung der Versetzungen führt22. Dieses Phänomen wird als Orowan-Looping bezeichnet. Es erzeugt eine Gegenspannung, verhindert eine weitere Versetzungsmigration und führt zur lokalen Emission von Nanozwillingen um MWNTs23. Offensichtlich kann diese lokalisierte Spannungskonzentration die Gesamtreaktion der Materialien unter aufgebrachter Stoßbelastung nicht beeinflussen23. Mit einem höheren Gewichtsverhältnis und gut verteilten Kohlenstoffnanoröhren ist es jedoch möglich, hochdichte Nanozwillinge in Fe/CNT-Nanokompositen zu erzeugen.

Der Effekt der Eisenmatrixverstärkung unter verschiedenen Oberflächenbearbeitungsbedingungen ist in Abb. 5 dargestellt. Die Oberflächenmikrohärte (Vickers-Härte) (Abb. 5a) der Probe im Lieferzustand beträgt 310 VHN. Die Oberflächenhärte nach Lasersintern beträgt 11 Gew.%. % der TiN-Nanopartikel stiegen auf 410 VHN19,24,25, während die Härte auf 605 VHN anstieg, wenn 2 Gew.-% zugesetzt wurden. % der MWNTs wurden in die Eisenmatrix integriert. Die Oberflächenhärte hängt mit der Versetzungsdichte zusammen: , wobei H* und α die Materialkonstanten sind, G der Schermodul, b der Burger-Vektor und die Versetzungsdichte ist. Eine Zunahme der Versetzungsdichte durch eine Fehlanpassung der thermischen Ausdehnung kann ausgedrückt werden durch22:

Ergebnisse des Krafttests.

(a) Oberflächen-Mikrohärte der Proben nach verschiedenen Verarbeitungsbedingungen, einschließlich im Erhalt, LS von 11 Gew.-%. % TiN-Nanopartikel, LS plus LSP von 11 Gew. % % TiN-Nanopartikel, LS von 2 Gew. % MWNTs und LS plus LSP von 2 Gew.%. % MWNTs. (b) Spannungs-Dehnungs-Kurven von Proben nach verschiedenen Verarbeitungsbedingungen, einschließlich im Lieferzustand, LS von 2 Gew.-%. % MWNTs und LS plus LSP von 2 Gew.%. % MWNTs.

Dabei ist Vf der Volumenanteil der MWNTs, ε die thermische Spannung, b die Burgers-Vektoren und t der Durchmesser der MWNTs. Mit zunehmendem Spitzendruck P (bei ebener Druckstoßbelastung) nahmen sowohl die Versetzungsdichte als auch die Oberflächenhärte zu. Die Oberflächenhärte von LS plus LSP beträgt 11 Gew.-%. % TiN-Nanopartikel19,25 und 2 Gew. % % der MWNTs sind 550 bzw. 645 VHN. Die Härte erhöhte sich um 108 % im Vergleich des Grundmaterials mit dem Verbundwerkstoff nach LS plus LSP durch die Integration von 2 Gew.-%. % MWNTs.

Um das Spannungs-Dehnungs-Verhältnis dieser dünnen Schichten zu messen, wurde eine instrumentierte Einkerbung mit einer Kugelspitze durchgeführt, um Schätzungen des Spannungs-Dehnungs-Verhaltens der Proben unter drei Verarbeitungsbedingungen zu erhalten: (1) nach dem Laserschockstrahlen von lasergesinterten CNT/ Fe-Komposit; (2) nach dem Lasersintern des CNT/Fe-Verbundwerkstoffs; (3) wie erhaltene Probe. Wie in Abb. 5b, den typischen Spannungs-Dehnungs-Kurven für die drei Bedingungen, ist die Streckgrenze der Probe nach LSP plus LS etwa 100 % höher als die der Probe im erhaltenen Zustand und etwa 50 % höher als die der Probe nach LS . Die Testmethoden und die Interpretation der Spannungsbelastung finden Sie in unterstützenden Online-Materialien.

Während der LSP können Versetzungen durch MWNTs angehäuft werden und auch Nanozwillinge entstehen, und die Versetzungsdichte würde während der plastischen Verformung erhöht werden10.

Dabei ist σ die Fließspannung, σ0 die Reibungsspannung, α die Konstante (1/3), MT der Taylor-Faktor (3 für untexturierte polykristalline Materialien)26, b die Burgers-Vektoren und ρ die Versetzungsdichte. Die Versetzungsbewegung wird durch Kohlenstoffnanoröhren und Nanozwillinge gehemmt. Durch die Wechselwirkung der Stoßwelle mit CNTs erhöht die Rückspannung den Widerstand für die weitere Bewegung von Versetzungen und erhöht auch die Fließspannung22. Deformationszwillinge können die Materialien auch aufgrund einer Verringerung der effektiven Gleitlänge (Hall-Petch-Effekt) und einer Erhöhung der Härte im Zwillingsbereich (Basinski-Mechanismus)22 verstärken. Diese Effekte tragen zusammen zur Steigerung der Kraft bei.

Die thermische Stabilität der Oberflächenverfestigung wurde auch durch Glühen bei 350 °C untersucht. In der vorherigen Studie wurde festgestellt, dass TiO2-Nanopartikel nicht nur die Materialien härten, sondern auch Versetzungen durch Pinning-Effekte einschließen7. Die Nanopartikel können auch verhindern, dass Versetzungen ausheilen7. Unsere vorherige Studie zeigt auch, dass integrierte Nanopartikel dazu beigetragen haben, die thermische Stabilität der Oberflächenhärte zu erhöhen19. Abbildung 6a zeigt schematisch die Versetzungsanhäufung durch mehrere Zwillinge um MWNTs. Mehrere Schichten von Nanozwillingsebenen blockierten die Versetzungsbewegung in der Eisenmatrix. Abbildung 6b zeigt, dass die Oberflächenhärte von LS 2 Gew.-% beträgt. % MWNTs fielen nach 20-minütigem Glühen von 550 VHN auf 430 VHN, was einem Rückgang um etwa 22 % entspricht. Nach 5 Minuten erreichte die Mikrohärte schließlich 320 VHN. Andererseits verringerte sich die Oberflächenmikrohärte der Probe nach der Stoßbelastung nach 200-minütigem Glühen auf 630 VHN und fiel nach 500 Minuten langsam auf 625 VHN. Nach 500 Minuten Glühzeit nimmt die Härte nur um 3 % ab. Im Querschnitt sind zwei bedeutende Mikrostrukturen vorhanden: MWNTs und Nanozwillinge. MWNTs blockierten die Versetzungsbewegung durch den Orowan-Looping-Effekt22. Zwillingsgrenzen werden in den TEM-Abbildungen als Linie betrachtet, im Querschnitt handelt es sich jedoch tatsächlich um Zwillingsebenen, die parallel zu der Richtung verlaufen, in der wir die TEM-Abbildungen erhalten haben. Diese Zwillingsgrenzen dienten auch als Barrieren für die Versetzungsbewegung und stabilisierten die Versetzungsbewegung erheblich. Basinski et al. schlugen vor, dass glissile Versetzungen vor der Zwillingsbildung in sessile Versetzungen nach der Erzeugung von Zwillingen umgewandelt werden12,22, was die thermische Stabilität von Versetzungen verbessert.

Ultrahohe Versetzungsstabilität.

(a) Schematische Darstellung der Versetzungsanhäufung entlang mehrerer Zwillinge um MWNT. (b) Thermische Stabilität der Oberflächenmikrohärte von LS von 2 Gew.-%. % MWNTs und LS plus LSP von 2 Gew. % MWNTs.

Zusammenfassend lässt sich sagen, dass die Wechselwirkung von CNTs und Laserstoßwellen durch Experimente und Simulationen untersucht wurde, um die vorteilhaften Nanozwillingsstrukturen für bessere mechanische Eigenschaften zu untersuchen. In diesem Bericht wird eine Technik zur Steuerung der Dichte und Verteilung von Nanozwillingen vorgestellt, indem die Konzentration und Verteilung von CNTs in Metallen entworfen und eine technische Nanozwillingsstruktur in metallischen Massenstrukturen realisiert wird. Es wurde festgestellt, dass die einzigartigen Hybrid-Nanostrukturen zu einer erhöhten Festigkeit bei ausgezeichneter Stabilität führen. Die Ergebnisse in diesem Bericht eröffnen neue Wege zur Herstellung superstarker und stabiler Strukturen mit einer Vielzahl von Anwendungen. Während der Laserschockbelastung werden rund um das CNT extrem hohe Spannungslokalisationen entwickelt, die viel höher sind als der angelegte Schockdruck, was zur Emission hochdichter Nanozwillinge beiträgt. Infolgedessen wurden Nanozwillinge unter einem Schockdruck gebildet, der weit unter den kritischen Werten für die Erzeugung von Zwillingen lag. Diese Arbeit eröffnet die Möglichkeit, eine hohe Dehnungsrate zur Erzeugung von Nanostrukturen in kohlenstoffbasierten Nanokompositen zu nutzen.

Als Untergrund wurde AISI 4140 gewählt. Der Wärmebehandlungsprozess kann in unseren früheren Studien6,19,27 nachgelesen werden. Nach der Wärmebehandlung wurde eine Oberflächenmikrohärte von 310 VHN gemessen. Für das Lasersintern wurden Eisenpulver (durchschnittlicher Durchmesser 4 μm) und mehrwandige Kohlenstoffnanoröhren (von Cheaptube Inc.) verwendet. Der Außen- und Innendurchmesser von MWNTs beträgt 8–15 nm bzw. 3–5 nm. Die Länge von MWNTs beträgt 10–50 μm.

Mikrokleines Eisenpulver (1,96 g) und MWNTs (0,04) wurden in 46 g entionisiertem Wasser gemischt. Der Suspension wurden etwa 2 g Polyvinylalkohol (PVA) zugesetzt, um MWNTs6,19,28 abzutrennen. Die Suspension wurde durch mehr als 12-stündiges Rühren auf einer Heizplatte bei 90 °C hergestellt. Die Suspension wurde auf die Substratoberfläche aufgetragen, die unter Laborbedingungen mechanisch poliert und getrocknet wurde29. Während des Lasersinterns arbeitete der IPG-Faserlaser mit 50 kHz und 100 W. Die Kammer wurde mit N2-Gas gefüllt, um eine Oxidation während des gesamten Prozesses zu vermeiden.

LSP wurde nach LS durchgeführt. Für LSP wurde ein Nd:YAG-Lasersystem (Wellenlänge 1064 nm und Pulslänge 5 ns) verwendet. Einzelheiten zum LSP-Prozess finden Sie in unserem vorherigen Artikel19. Anschließend wurde LSP an den Nanokompositen mit einer Laserintensität von 4 GW/cm2 durchgeführt und der berechnete Spitzendruck beträgt 8,662 ± 1,614 GPa19.

Die Merkmale der Mikrostruktur im Querschnitt wurden mit dem FEI Titan-System charakterisiert, das bei 300 keV betrieben wurde, und die TEM-Proben wurden mit der Lift-out-Methode unter Verwendung des fokussierten Ionenstrahls (FIB) FEI Nova 200 hergestellt. Die Zusammensetzung wurde mit einem Bruker D8-Fokus-Röntgendiffraktiometer unter Verwendung einer Cu-Kα-Quelle charakterisiert.

In dieser Arbeit wurde das LAMMPS-Paket30 für die MD-Simulation der Stoßausbreitung durch Eisen-MWNT-Verbundwerkstoff verwendet. Die Breite der Simulationsbox ist auf 30 nm eingestellt, um Wiederholungen von CNT in Abständen von 30 nm zu berücksichtigen und das experimentelle Gewichtsverhältnis des Verbundwerkstoffs aufrechtzuerhalten. Die MD-Simulation wurde in zwei Phasen durchgeführt: Zunächst wurde die gesamte Struktur uneingeschränkt mit periodischen Randbedingungen in alle Richtungen implementiert, um einen Gleichgewichtszustand zu erreichen. Zweitens wird ein Impaktor von Eisenatomen mit einer Geschwindigkeit von 1,2 km/s induziert, was einem Druck von 9,72 GPa entspricht.

Die Mikrohärte des anfänglichen AISI 4140, der Probe mit LS und der Probe mit LS plus LSP wurde mit dem Mikrohärtemessgerät Leco M-400-H mit einer Last von 300 g und einer Haltezeit von 10 s gemessen.

Um Schätzungen des Spannungs-Dehnungs-Verhaltens der Proben zu erhalten, wurde eine instrumentierte Eindrückung mit einer Kugelspitze durchgeführt. Die Experimente wurden in einem Hysitron Triboindenter 950 unter Verwendung einer nominell kugelförmigen Diamantspitze mit einem Spitzenradius von 4970 nm durchgeführt, der durch elastische Einkerbungen in Wolframeinkristalle und Einkerbungen in Quarzglas kalibriert wurde. Die von Field und Swain31 entwickelte Last-Teil-Entlastungsmethode wurde verwendet, um in jedem Material zehn einzigartige Vertiefungen zu erzeugen.

Zitierweise für diesen Artikel: Lin, D. et al. Superverstärkung und Stabilisierung mit Kohlenstoffnanoröhren, die durch Stoßbelastung hochdichte Nanozwillinge in Metallen nutzen. Wissenschaft. Rep. 5, 15405; doi: 10.1038/srep15405 (2015).

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Referenzen herunterladen

Wir danken dem US National Institute of Standard and Technology und dem Vizepräsidenten für Forschung der Purdue University herzlich für die finanzielle Unterstützung. Wir danken Prof. David Bahr, Dr. Michael Maughan und Frau Raheleh Mohammad Rahimi von der School of Materials Engineering der Purdue University herzlich für die wertvolle Diskussion und Messung von Spannungs-Dehnungs-Kurven. Wir schätzen auch die Bemühungen von Prof. Kejie Zhao und Herrn Rong Xu von der School of Mechanical Engineering der Purdue University zur Nanoindentation der Proben.

Dong Lin

Aktuelle Adresse: Department of Industrial and Manufacturing Systems Engineering, Kansas State University, Manhattan, KS, 66506, USA

Sergej Suslow

Aktuelle Adresse: Qatar Environment and Energy Research Institute (QEERI), HBKU, Qatar Foundation, Doha, Katar

Lin Dong und Saei Mojib haben gleichermaßen zu dieser Arbeit beigetragen.

School of Industrial Engineering, Purdue University, West Lafayette, IN, 47906, USA

Dong Lin, Mojib Saei, Shengyu Jin und Gary J. Cheng

School of Materials Engineering, Purdue University, West Lafayette, 47906, IN, USA

Sergej Suslow

Birck Nanotechnology Center, Purdue University, West Lafayette, 47906, IN, USA

Dong Lin, Mojib Saei, Sergei Suslov, Shengyu Jin und Gary J. Cheng

Fakultät für Werkstoffe und Metallurgie, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan, 430081, China

Gary J. Cheng

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DL, MS und GJC haben das Manuskript geschrieben. SS führte TEM durch. DL und SJ führten Experimente zur Laserbearbeitung durch. MS führte eine MD-Simulation durch. SJ und MS führten mit Hilfe der Dr. DB-Gruppe einen Kompressionstest durch. GJC konzipierte das Konzept und überwachte die Arbeiten. Alle Autoren haben das Manuskript überprüft.

Die Autoren geben an, dass keine konkurrierenden finanziellen Interessen bestehen.

Dieses Werk ist unter einer Creative Commons Attribution 4.0 International License lizenziert. Die Bilder oder anderes Material Dritter in diesem Artikel sind in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten, sofern in der Quellenangabe nichts anderes angegeben ist; Wenn das Material nicht unter der Creative-Commons-Lizenz enthalten ist, müssen Benutzer die Erlaubnis des Lizenzinhabers einholen, um das Material zu reproduzieren. Um eine Kopie dieser Lizenz anzuzeigen, besuchen Sie http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/

Nachdrucke und Genehmigungen

Lin, D., Saei, M., Suslov, S. et al. Superverstärkung und Stabilisierung mit Kohlenstoffnanoröhren, die durch Stoßbelastung hochdichte Nanozwillinge in Metallen nutzen. Sci Rep 5, 15405 (2015). https://doi.org/10.1038/srep15405

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Eingegangen: 22. April 2015

Angenommen: 21. September 2015

Veröffentlicht: 23. Oktober 2015

DOI: https://doi.org/10.1038/srep15405

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