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Scientific Reports volume 5、記事番号: 15405 (2015) この記事を引用

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1 オルトメトリック

メトリクスの詳細

CNT 強化金属複合材料は、軽量、高強度、低熱膨張、高熱伝導率などの優れた特性により、大きな可能性を秘めています。 CNT/金属複合材料の現在の強化メカニズムは、主に CNT と転位との相互作用と CNT 本来の高強度に依存しています。今回我々は、CNT/金属複合材にレーザー衝撃を加えると、CNT/金属界面の周囲に高密度のナノツイン、積層欠陥、転位が生じることを実証した。複合材料は優れた安定性とともに強化された強度を示します。結果は、分子動力学シミュレーションと実験の両方によって解釈されます。 CNT との衝撃波の相互作用により、CNT/金属界面の周囲に、加えられた衝撃圧力よりもはるかに高い応力場が誘発されることがわかりました。その結果、金属内に双晶を生成する臨界値よりもはるかに低い衝撃圧力下でナノ双晶が核生成された。このハイブリッドでユニークなナノ構造は、強度を高めるだけでなく、CNT の周囲のナノツイン境界が転位の動きを固定するのに役立つため、強度も安定させます。

カーボンナノチューブは、その独特な構造により、超高強度、剛性、電気的および熱的特性を示します1、2。これらの優れた特性により、CNT は航空宇宙産業や自動車産業で使用される金属マトリックスナノコンポジット複合材料の理想的な補強材となります 1,3。この強力な機械的特性は、CNT の優れた特性、隣接する CNT 間の平均自由行程が小さいこと、および CNT の高い表面積によってもたらされる大きな制約によるものです。ナノマテリアル強化材の特性は、ミクロンスケールの強化材のバルク特性ではなく、表面特性によって支配されます。 CNT と金属マトリックス間の独特の界面により、機械的特性が大幅に向上します。現在、CNT を金属に組み込むために、粉末冶金、変形加工、気相加工、凝固加工、電気化学的、レーザー蒸着などのさまざまな方法 1 が開発されています。複合材料をさらに強化するために、粉末圧縮 CNT/金属複合材料の高速ねじりおよび回転が、より優れた機械的特性を達成するために試みられてきました 4,5。ただし、これらの方法は本質的に低いひずみ速度 (103/s 未満) であるため、強化メカニズムは一般に転位強化と CNT のピン止め効果によって支配されます。この研究では、衝撃荷重によって CNT/金属界面を強化する新しいメカニズムを紹介します。

ナノマテリアル強化金属複合材料における転位可塑性は、ナノマテリアル/金属界面における発生源の熱的および機械的活性化によって制御され、このメカニズムには変動が必要であり、報告されているひずみ速度感度を説明できる固有の時間スケールを示唆しています。これは、衝撃荷重などでひずみ速度が 104/s から 106 ～ 107/s に増加すると、異なる状況が生じる可能性があることを示唆しています。衝撃荷重がかかっている間は、横方向の緩和が起こる時間がなく、圧力が蓄積します。 CNT/金属複合材料では、CNT のピン止め効果により、CNT の前に高い応力が生じるパイルアップからの転位の脱出も妨げられます。これらの条件下では、塑性は高いひずみ速度と高圧の両方によって制御されます。 CNT の前の局所応力が双晶核形成の臨界応力を超えると、高密度の変形双晶が形成される可能性があります。

我々は、衝撃を受けたCNT/金属複合材料の原子論的シミュレーションを提示し、極度に短い圧縮時間スケールが衝撃負荷と関連しており、その微細構造をCNT/金属複合材料の実験的レーザー衝撃負荷後の微細構造と比較する。レーザー焼結構造の断面を図1aに模式的に示します。多層ナノチューブ (MWNT) は、レーザー焼結 (LS)6 とそれに続くレーザーショックピーニング (LSP) プロセスによって鉄マトリックスに組み込まれます。分子動力学シミュレーションにより、CNT/金属界面の周囲に高い局所応力が蓄積されていることが明らかになり、高密度のナノツインの形成が可能になります。 MD シミュレーションと実験結果の両方から、ナノツインが鉄マトリックス中で核形成されたことが示されています。有核ナノツインと MWNT を組み合わせると、強度が大幅に向上し、転位の動きが安定します。

レーザー衝撃波と CNT/金属複合材との相互作用の概要。

(a) LS 後の鉄マトリックス中の MWNT の断面図。 (b) LSP プロセス、金属および MWNT と相互作用して高ひずみ速度変形を生成する衝撃波の概略図。 (c) LSP 後の Fe/MWNT の断面図。 (d) LSP 後の MWNT の TEM 画像、スケールバー: 2 nm。 (e) MWNT 周囲の界面微細構造を示す (d) の選択領域の高解像度 TEM 画像、スケールバー: 2 nm。 (f) 鉄マトリックス内の MWCNT の構造。 (g) bcc 構造の CNT 周囲の双核生成を示す MD シミュレーション後の断面図。

CNT/鉄複合材料のレーザー蒸着は、MWNT6 と酸化グラフェンの両方をマトリックスの断面内に均一に分散させ、垂直に整列させることができる以前のアプローチに従っています。 CNT は表面積が大きいため、分散剤が提供されないと凝集する傾向があります。ここでは、MWNT を PVA と混合し、基板上に層ごとに堆積させます6。レーザー焼結中、金属と CNT が溶融して固化する際、PVA は高温で蒸発します6。図S1aは、コーティング後、レーザー焼結後、およびレーザー焼結とレーザーショックピーニング後のさまざまな条件のXRDを示しています。レーザー焼結後に炭化鉄が生成されました。図S1bから、レーザー焼結後にPVAが完全に除去されたことがわかります。液体鉄からの PVA 泡の蒸発は、鉄マトリックス内で MWNT を垂直に整列させるのに役立ちます6。高速加熱および冷却プロセスにより、MWNT の凝集が回避され、金属マトリックス中に MWNT を均一に分散させることに成功しました6。

次に、図1bに示すように、MWNT強化鉄複合材料にレーザー衝撃荷重を加えました。パルスレーザーが閉じ込めを透過してアブレーション材料を照射し、温度が劇的に上昇するとプラズマが形成されます。プラズマの膨張は閉じ込め層によって閉じ込められ、その結果、波が金属内を伝播し、高いひずみ速度で金属/MWNT と相互作用します。衝撃荷重後のMWNT/金属複合体の典型的な微細構造を図1dに示します。図1eは、MWNTと鉄マトリックスの界面領域の高解像度TEM画像を示しています。一定の厚さの TEM サンプルを FIB リフトオフ法によって作成しました。観察された MWNT は TEM サンプルに埋め込まれていました。図1eの原子図は、高度に無秩序な原子と回転を示しており、MWNTと鉄マトリックスの両方を重ね合わせた図です。丸で囲まれた領域は、衝撃荷重下で変形する鉄原子の遷移を表します。図S1に示すように、コーティング、レーザー蒸着、レーザー衝撃負荷後の組成をXRDによって測定しました。図 1f では、内部カーボンナノチューブ層の直径は 40.68 Å です (アームチェア (30, 30))。直径 81.36 Å の外側カーボンナノチューブは、赤道上の 120 個の炭素原子で構成されています。アームチェア (60, 60)。各ケースの初期構造は MATLAB を使用して作成されています。 MWNTの周囲のシミュレーション微細構造は、図1gに示されている(1 1 0)面からキャプチャされました。

実験上の制約により、高ひずみ速度負荷時の動的変形プロセスをナノスケールで直接測定することは困難です。 MWCNT/鉄複合材料の衝撃荷重に関する大規模MDシミュレーションを報告します。図 2 は、衝撃負荷時の MWCNT/鉄複合材料の原子スケールの応力分布、不規則性、欠陥を示しています。記録されたビデオ (動画 S1) は、MWNT/鉄複合材料内での衝撃波の伝播を表しています。図 2a ～図 2c は、衝撃荷重時の各原子の原子圧を示しています。これはエネルギー単位で計算されます。衝撃は底部から荷重を受け、上面に向かって伝播しました。衝撃荷重中の MWNT 側面の最大圧力は 16.075 GPa で、加えられた衝撃圧力 (10 GPa) よりもはるかに高かった。この高い局所応力は、転位バリアの存在と転位パイルアップの発生により、MWNT/金属界面の周囲に蓄積されます。中心対称性（CS）パラメータ、つまり構造の無秩序さの変化を図2d–fに示します。 CS パラメータは、衝撃波が CNT/金属複合材料を通過した後に増加し、高密度の欠陥が存在する界面を離れます。構造内の欠陥の全体像を把握するには、さまざまな欠陥 (転位、グラフェン自由表面、積層欠陥、双晶) を区別する必要があります。この目的を達成する 1 つの方法は、座標分析を利用することです7。図 2g–i は、レーザーショックピーニング下での MWNT と鉄マトリックスの界面領域における高度に無秩序で回転した原子構造を示しています。欠陥をより明確に説明するために、原子を BCC、FCC、HCP、または未知の原子構造に分類できる共通近傍分析 8,9 を使用しました。 BCC 構造に FCC 原子と HCP 原子が見えるのは欠陥表面であることを念頭に置くと、HCP と FCC の積層順序はそれぞれ ABAB と ABCABC であることがわかります。したがって、HCP 原子と FCC 原子が隣り合っていれば、積層欠陥を他の種類の欠陥から区別できます。一方、絡み合いは互いに続く一連の積層欠陥として認識できることが示されており、したがって、鉄マトリックス中の FCC と HCP の中間層が絡み合いの指標となります。未知の原子構造（灰色）から転位や自由表面の位置を特定できます。また、転位抽出アルゴリズムを使用して、衝撃プロセス後の構造内部の 1D および 2D 欠陥を取得しました。図 2j は、DXA コード 11 から得られた結果を表しています。これは、MWNT の周囲に高密度の積層欠陥と双晶境界を示しています。

MD シミュレーションによる MWNT/鉄複合材料の衝撃荷重のスナップショット。

(a – c) 圧力分布。 (d – f) 中心対称パラメータによって表される無秩序性。 (g–i) 衝撃荷重時の欠陥分布。 (j) 衝撃を受けた構造内の転位と双晶境界。

MWNT の始まり（図 3a ～ c）と終わり（図 3d ～ f）を通過する衝撃波も調査されました。図3a、dでは、MWNTの最初と最後での低圧力分布がわかります。この現象に対応して、MWNT の最初と最後でも低い CS 値が観察されました。これは、MWNT の両端で衝撃波が CNT の側壁ではなくカーボンナノチューブのリング内の空間と相互作用するという事実に由来しています。衝撃の伝播に応じて非常に小さなデッドメタルゾーンが形成されます。また、MWNT が衝撃の伝播を妨げ、衝撃を反射する仕組みも示しています。この反射は、CNT の周囲に高度に欠陥のある構造のもう 1 つの原因となる可能性があります。

MWNT の始まりと終わりを通過する衝撃波面の MD シミュレーション。

CNT の (a) 始端と (d) 終端における圧力分布。 CNT の (b) 始まりと (e) 終わりの中心対称パラメータ。衝撃荷重により、CNT の (c) 始まりと (f) 終わりに欠陥が発生しました。 (g) 衝撃波が鉄および (h) CNT/鉄セルをそれぞれ通過する際の流動応力。

衝撃プロセス中の流動応力は、純鉄と Fe/CNT 複合材料の両方について 4000 タイムステップ後の MD シミュレーションで監視されました。図3g、hに示すように、衝撃フロントは鉄マトリックスとCNT複合材料の両方で280Åの点にあります。衝撃前面の背後の流動応力は、純鉄と CNT 複合材の場合、それぞれ 9e6 bar.Å3 と 12.5 e6 bar.Å3 です。 CNT 複合材料の強度が 39% 向上していることがわかります。 CNT の場合、衝撃の背後にある流動応力が減少します。これは衝撃と炭素原子の相互作用の結果である可能性があります。興味深いのは、CNT 複合材料の場合、衝撃フロントのピークが弱いことです。これは、衝撃が鉄母材に伝わる過程において CNT がどのように重要な役割を果たしているかを示しています。 CNT 複合材料の流動応力曲線の粗さは、衝撃プロセス中の鉄と炭素の強い相互作用を裏付けるもう 1 つの根拠です。

上記のシミュレーションに加えて、極限条件下での CNT/金属複合材料の挙動を理解するために実験を実施しました。実験結果は原子シミュレーションと一致しています。回収されたサンプルの正確な転位密度を推定することは困難ですが、高解像度 TEM 画像では、いくつかのナノグレイン内部に残留転位が見られます (図 4)。これはナノ結晶材料では極めて異例であり、通常の変形条件下では容易に達成できません 12。衝撃荷重後、<110> ゾーン軸に沿って見た、微細構造のより焦点を当てた興味深い図が図 4a、b に見られます。微細構造の進化過程は動画S2に示されています。これは、ナノツインやその他の微細構造の生成と伝播を示します。図 4a には複数の双晶境界が示され、図 4b にはコヒーレントな単一双晶境界が示されています。図4a、bでは、すべての非bcc原子は白色で示されていますが、bcc原子は青色で示されています。図 2g–i では、特定の原子構造に属さない原子のみが白く色付けされています。高分解能 TEM によって断面の微細構造が注意深く特徴付けられ、絡み合った構造が発見されました。図 4c は、カーボンナノチューブの周囲に非粘着性の境界がある多重双晶構造を示しています。 1つのコヒーレントナノツインの拡大図が図4dの高倍率TEM図に示されており、これは双晶です。コヒーレント双晶境界（TB）は図4dにマークされています。挿入画像は選択領域回折パターン (SAED) です。挿入回折パターンは、図4dのナノツイン構造をさらに証明しています。図 4 の結果は、シミュレーション結果と実験結果が一致していることを示しています。 MD シミュレーションは、衝撃荷重下での微細構造の進化の進行を明らかにするための強力なツールを提供します。

ナノツインの原子像。

(a) 衝撃荷重後に生成された非コヒーレント双晶境界を持つ複数の双晶の分子動力学シミュレーション結果。 (b) コヒーレントな境界を持つナノツイン。 (c) 非干渉性双晶境界を持つ複数の双晶の高解像度 TEM 画像。 (d) コヒーレントな境界を持つナノツインの高解像度 TEM 画像。 (c、d) のスケールバー: 1 nm。

レーザー衝撃負荷による bcc 鉄の双晶の生成は、13.2 GPa の高圧で報告されました 13,14。衝撃負荷（約 16.4 GPa）を受けた鉄では大規模なマイクロツインが観察されました15。 MWNT 周囲のショックピーニングされた鉄母材の測定最大圧力は 16.075 GPa です。この値は、bcc 鉄の核形成双晶の臨界値よりもはるかに高くなります。臨界圧力を超える金属および合金の双晶は、平面衝撃荷重によって引き起こされる可能性があります7。双晶は平面滑りの領域から始まり、塑性ひずみが増加するにつれて厚くなります 16。従来の双晶と衝撃変形双晶によって生成される同様の結晶学的および形態学的特徴は、核形成と成長を担う機構が類似しているはずであるという結論につながります17。絡みとスリップは常に最も応力の高いシステムから開始する必要があります16。私たちの論文では、MWNT の側面付近のこの領域に応力集中が最も高くなります。また、この領域から図4a、bのナノツインが観察できる理由も説明されています。他のいくつかの結果では、界面応力と、粒子を通過することによって反射、屈折、妨害された衝撃波という 2 つの要因によって、第 2 相の粒子とマトリックスの隣接領域で追加の絡みが発見されたことも明らかになりました 17。この含有物は、変形双晶の分布に明らかな影響を及ぼします。介在物の「下流」領域は平均よりも高い硬度を持ちますが、残留硬度はピーク圧力の平方根に関係します7。 LSP18 以降、ナノ粒子内およびその周囲に応力が集中していることが示されました。転位の放出と滑空プロセスの活性化は圧力に依存するため、薄い双晶はより低い衝撃誘起圧力で形成されると考えられます 17。

LSP19 以降の TiN ナノ粒子強化金属複合材の断面では、高密度の転位が発見されました。しかし、ナノ粒子との衝撃波相互作用によって引き起こされる応力の局在化がナノツインを放出するのに十分高くないため、ナノツインの生成はありません。 MD シミュレーションでは、応力が CNT の周囲に集中していることも示しています。局所的な応力により、衝撃負荷後に MWNT の側面近くにナノツインの核形成が生じます。高ひずみ速度変形時に転位の動きが突然停止すると、双晶プレートが放出され、それが直ちに塑性変形の支配的なモードとして引き継がれます21。双晶の形成には高濃度のひずみエネルギーが必要ですが、これは応力集中によって実現できます。集中応力は MWNT から離れると急速に減少するため、衝撃荷重によって生成された転位は発生源から遠くに移動できない可能性があります。転位の運動はナノサイズのカーボンナノチューブによって阻害され、転位の曲がりを引き起こします22。この現象はいわゆるオロワンループと呼ばれるものです。それはバックストレスを生成し、さらなる転位の移動を防ぎ、結果として MWNT の周囲にナノツインが局所的に放出されます 23。どうやら、この局所的な応力集中は、衝撃荷重が加えられたときの材料の全体的な応答に影響を与えることはできません 23。しかし、重量比が高く、カーボンナノチューブがよく分散されていると、Fe/CNT ナノ複合材料で高密度のナノツインを生成することが可能になります。

異なる表面処理条件下での鉄マトリックスの強化効果を図5に示します。受け取ったままのサンプルの表面微小硬度（ビッカース硬度）（図5a）は310 VHNです。レーザー焼結後の表面硬度は１１ｗｔ．％のＴｉＮナノ粒子を添加した場合、硬度は４１０ＶＨＮに増加した１９、２４、２５。一方、硬度は６０５ＶＨＮに増加した。 %のMWNTが鉄マトリックスに組み込まれました。表面硬度は転位密度に関係します。ここで、H* と α は材料定数、G はせん断弾性率、b はバーガーベクトル、転位密度です。熱膨張の不一致による転位密度の増加は、次のように表すことができます22:

強度試験の結果です。

(a) 受け取ったままの LS 11 重量％を含む、さまざまな処理条件後のサンプルの表面微小硬度。 % TiN ナノ粒子、LS プラス LSP 11 wt. % TiN ナノ粒子、LS 2 wt. ％のＭＷＮＴおよびＬＳプラス２重量％のＬＳＰ。 % MWNT。 (b) 受け取ったままの 2 wt.% LS を含む、さまざまな処理条件後のサンプルの応力ひずみ曲線。％のＭＷＮＴおよびＬＳプラス２重量％のＬＳＰ。 % MWNT。

ここで、Vf は MWNT の体積分率、ε は熱ひずみ、b はバーガースベクトル、t は MWNT の直径です。ピーク圧力 P (平面波圧縮衝撃荷重) が増加するにつれて、転位密度と表面硬度の両方が増加しました。ＬＳ＋ＬＳＰの表面硬度は１１重量％である。％のＴｉＮナノ粒子１９、２５および２ｗｔ． MWNT の % は、それぞれ 550 および 645 VHN です。 LS+LSPを2wt.%配合することにより、基材と複合材料と比較して硬度が108%増加しました。 % MWNT。

これらの薄層の応力ひずみの関係を測定するために、球形チップを使用したインデンテーションを実行して、次の 3 つの加工条件下でサンプルの応力ひずみ挙動を推定しました。 (1) レーザー焼結 CNT のレーザーショックピーニング後 /鉄複合材料; (2) CNT/Fe 複合材料のレーザー焼結後。 (3) 受け取ったサンプルとして。図5bに示すように、3つの条件、LSPとLS後のサンプルの降伏強度（受け取ったサンプルの降伏強度よりも約100％高く、LS後のサンプルの降伏強度よりも約50％高い）の典型的な応力ひずみ曲線。応力ひずみの試験方法と解釈については、オンラインのサポート資料を参照してください。

LSP 中に、MWNT によって転位が積み重なり、ナノツインも生成され、塑性変形中に転位密度が増加する可能性があります 10。

ここで、σ は流動応力、σ0 は摩擦応力、α は定数 (1/3)、MT はテイラー係数 (組織化されていない多結晶材料の場合は 3)26、b はバーガーベクトル、ρ は転位密度です。転位の移動はカーボンナノチューブやナノツインによって阻害されます。衝撃波が CNT と相互作用する結果として生じるバックストレスは、転位のさらなる移動に対する抵抗を増加させ、降伏応力も増加させます 22。変形双晶は、実効スリップ長の減少 (ホールペッチ効果) と双晶領域の硬度の増加 (バシンスキー機構) により材料を強化することもできます 22。これらの効果が相俟って強度の向上に貢献します。

表面加工硬化の熱安定性も、350 °C でのアニーリングによって調査されました。以前の研究では、TiO2 ナノ粒子が材料を硬化するだけでなく、ピンニング効果によって転位を固定することが判明しました 7。ナノ粒子は、転位がアニーリングアウトするのを防ぐこともできます7。私たちの以前の研究では、統合されたナノ粒子が表面硬度の熱安定性の向上に役立つことも示しています19。図6aは、MWNTの周囲の複数の双晶による転位の堆積を模式的に示しています。ナノツイン面のいくつかの層が、鉄マトリックス内の転位の動きを阻止しました。図 6b は、LS の表面硬度が 2 重量％であることを示しています。 % MWNT は 20 分間のアニーリング後に 550 VHN から 430 VHN に低下し、約 22% 減少しました。微小硬度は５分後に最終的に３２０ＶＨＮに達した。一方、衝撃荷重後のサンプルの表面微小硬度は、200 分間のアニーリング後に 630 VHN まで低下し、500 分後には 625 VHN までゆっくりと低下しました。 500 分間の焼きなまし後、硬度は 3% しか低下しません。断面には、MWNT とナノツインという 2 つの重要な微細構造が存在します。 MWNT は、オロワンループ効果によって転位の動きを阻止しました 22。 TEM 図では双晶境界は線として見えますが、実際には TEM 図で得られた方向に平行な断面では双晶面です。これらの双晶境界は転位の動きに対する障壁としても機能し、転位の動きを大幅に安定させました。バシンスキーら。は、双晶形成前の滑走性転位が双晶生成後に固着転位に変換され、これにより転位の熱安定性が向上すると提案しました。

超高転位安定性。

(a) MWNT 周囲の複数の双晶に沿った転位の積み重ねの概略図。（ｂ）２重量％のＬＳの表面微小硬度の熱安定性。％ＭＷＮＴおよびＬＳプラス２重量％のＬＳＰ。 % MWNT。

要約すると、CNT とレーザー衝撃波の相互作用は、機械的特性を向上させるための有益なナノツイン構造を探索するために、実験とシミュレーションによって研究されてきました。このレポートでは、金属中の CNT の濃度と分布を設計し、バルク金属構造内で人工ナノツイン構造を実現することにより、ナノツインの密度と分布を制御する手法を紹介します。ユニークなハイブリッドナノ構造により、優れた安定性とともに強度が向上することがわかりました。このレポートの結果は、さまざまな用途に使用できる超強力で安定した構造を製造するための新しい方法を開きます。適用された衝撃圧力よりもはるかに高い、レーザー衝撃負荷中に CNT の周囲に非常に高い応力の局在化が発生し、高密度のナノツインの放出に役立ちます。その結果、ナノツインは、双晶を生成する臨界値よりもはるかに低い衝撃圧力下で核形成された。この研究は、高いひずみ速度を利用してカーボンベースのナノ複合材料にナノ構造を生成する方向を切り開きます。

AISI 4140 を基板として選択しました。熱処理プロセスは、私たちの以前の研究6、19、27に記載されています。熱処理後の表面微小硬度は 310 VHN と測定されました。レーザー焼結には、鉄粉（平均直径 4 μm）と多層カーボンナノチューブ（Cheaptube Inc. 製）を使用しました。 MWNT の外径と内径は、それぞれ 8 ～ 15 nm と 3 ～ 5 nm です。 MWNTの長さは10～50μmです。

マイクロサイズの鉄（1.96 g）粉末と MWNT（0.04）を 46 g の脱イオン水中で混合しました。 MWNT 6、19、28 を分離するために、約 2 g のポリビニルアルコール (PVA) を懸濁液に添加しました。懸濁液は、ホットプレート上で９０℃で１２時間以上撹拌することによって調製された。懸濁液は、実験室環境で機械的に研磨され乾燥された基板表面にコーティングされました29。レーザー焼結中、IPG ファイバーレーザーは 50 KHz、100 W で動作しました。プロセス全体を通じて酸化を避けるために、チャンバーには N2 ガスが充填されました。

LS後にLSPを実施した。 LSPにはNd:YAGレーザーシステム(波長1064nm、パルス長5ns)を使用した。 LSP プロセスの詳細については、以前の論文を参照してください19。次に、レーザー強度 4 GW/cm2 でナノコンポジットに対して LSP を実行し、計算されたピーク圧力は 8.662 ± 1.614 GPa でした19。

断面微細構造の特徴は、300 keV で動作する FEI Titan システムによって特性評価され、TEM サンプルは FEI Nova 200 集束イオンビーム (FIB) を使用したリフトアウト法によって準備されました。この組成物は、Ｃｕ－Ｋα線源を使用するＢｒｕｋｅｒＤ８焦点Ｘ線回折計によって特性評価された。

この研究では、鉄 MWNT 複合材を通る衝撃伝播の MD シミュレーションに LAMMPS パッケージ 30 が使用されました。シミュレーションボックスの幅は 30 nm に設定され、実験による複合材料の重量比を維持するために 30 nm の距離での CNT の繰り返しをカウントします。 MD シミュレーションは 2 段階で行われます。まず、平衡状態に達するために、全方向に周期境界条件を使用して構造全体が無制限に実装されます。次に、9.72 GPaの圧力に相当する1.2 km/sの速度の鉄原子の衝突体が誘導されます。

初期 AISI 4140、LS を含むサンプル、および LS と LSP を含むサンプルの微小硬度は、Leco M-400-H 微小硬度計によって 300 g の荷重と 10 秒の保持時間で測定されました。

サンプルの応力ひずみ挙動の推定値を提供するために、球形チップを使用した計測器付き押し込みが実行されました。実験は、タングステン単結晶への弾性圧痕と溶融石英への圧痕を実行することによって校正された、先端半径 4970 nm の公称球形ダイヤモンド先端を使用して、Hysitron Triboindenter 950 で実行されました。 Field と Swain31 によって開発された荷重-部分除荷法を利用して、各材料に 10 個の固有のくぼみを作成しました。

この記事を引用する方法: Lin, D. et al. 衝撃荷重による金属内の高密度ナノツインを利用したカーボンナノチューブによる超強化と安定化。科学。議員 5、15405; 土井: 10.1038/srep15405 (2015)。

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米国国立標準技術研究所およびパデュー大学研究担当副学長室からの財政的支援に心から感謝いたします。応力ひずみ曲線について貴重な議論と測定をしていただいたパデュー大学材料工学部の David Bahr 教授、Michael Maughan 博士、Raheleh Mohammad Rahimi 女史に心から感謝いたします。パデュー大学機械工学部の Kejie Zhao 教授と Rong Xu 氏によるサンプルのナノインデンテーションに関する取り組みにも感謝します。

ドン・リン

現在の住所: カンザス州立大学産業製造システム工学部、カンザス州マンハッタン、66506、米国

セルゲイ・ススロフ

現在の住所: カタール環境エネルギー研究所 (QEERI)、HBKU、カタール財団、ドーハ、カタール

Lin Dong と Saei Mojib も同様にこの作業に貢献しました。

パデュー大学生産工学部、ウェストラファイエット、インディアナ州、47906、米国

ドン・リン、モジブ・サエイ、シェンユー・ジン、ゲイリー・J・チェン

パデュー大学材料工学部、ウェストラファイエット、47906、インディアナ州、米国

セルゲイ・ススロフ

バークナノテクノロジーセンター、パデュー大学、ウェストラファイエット、47906、インディアナ州、米国

ドン・リン、モジブ・サエイ、セルゲイ・ススロフ、シェンユー・ジン、ゲイリー・J・チェン

武漢科学技術大学材料冶金学部、武漢、430081、中国

ゲイリー・J・チェン

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DL、MS、GJC が原稿を執筆しました。 SSはTEMを実施した。 DLとSJはレーザー加工実験を実施した。 MSはMDシミュレーションを実施した。 SJとMSはDB博士グループの協力を得て圧縮試験を実施しました。 GJCがコンセプトを考案し、作品を監修しました。著者全員が原稿をレビューしました。

著者らは、競合する経済的利害関係を宣言していません。

この作品は、クリエイティブコモンズ表示 4.0 国際ライセンスに基づいてライセンスされています。この記事内の画像またはその他のサードパーティ素材は、クレジットラインに別段の記載がない限り、記事のクリエイティブコモンズライセンスに含まれています。素材がクリエイティブコモンズライセンスに含まれていない場合、ユーザーは素材を複製するためにライセンス所有者から許可を得る必要があります。このライセンスのコピーを表示するには、http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/ にアクセスしてください。

転載と許可

Lin、D.、Saei、M.、Suslov、S. 他。衝撃負荷による金属内の高密度ナノツインを利用したカーボンナノチューブによる超強化と安定化。 Sci Rep 5、15405 (2015)。 https://doi.org/10.1038/srep15405

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受信日: 2015 年 4 月 22 日

受理日: 2015 年 9 月 21 日

公開日: 2015 年 10 月 23 日

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

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