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Rapports scientifiques volume 5, Numéro d'article : 15405 (2015) Citer cet article

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Les composites métalliques renforcés de CNT ont un grand potentiel en raison de leurs propriétés supérieures, telles que la légèreté, la haute résistance, la faible dilatation thermique et la conductivité thermique élevée. Les mécanismes de renforcement actuels du composite CNT / métal reposent principalement sur l'interaction des CNT avec les dislocations et la haute résistance intrinsèque des CNT. Ici, nous avons démontré que le choc laser chargeant le composite CNT/métal entraîne des nanojumeaux à haute densité, un défaut d'empilement, une dislocation autour de l'interface CNT/métal. Les composites présentent une résistance accrue avec une excellente stabilité. Les résultats sont interprétés à la fois par des simulations de dynamique moléculaire et des expériences. Il s'avère que l'interaction de l'onde de choc avec les NTC induit un champ de contraintes, bien supérieur à la pression de choc appliquée, entourant l'interface NTC/métal. En conséquence, les nano-jumeaux ont été nucléés sous une pression de choc bien inférieure aux valeurs critiques pour générer des macles dans les métaux. Cette nanostructure hybride unique améliore non seulement la résistance, mais stabilise également la résistance, car les limites des nanojumeaux autour des CNT aident à épingler le mouvement de dislocation.

Les nanotubes de carbone présentent une résistance, une rigidité, des propriétés électriques et thermiques extrêmement élevées en raison de leurs structures uniques1,2. Ces propriétés supérieures font du CNT un renfort idéal pour les composites nanocomposites à matrice métallique à utiliser dans les industries aérospatiale et automobile1,3. Ces fortes propriétés mécaniques sont dues aux propriétés exceptionnelles des NTC, au faible libre parcours moyen entre NTC voisins et à la grande contrainte apportée par la grande surface des NTC. Les propriétés du renforcement des nanomatériaux sont dominées par leurs caractéristiques de surface, plutôt que par leurs propriétés globales dans les renforts à l'échelle micrométrique. Les interfaces uniques entre les NTC et la matrice métallique peuvent conduire à des améliorations significatives des propriétés mécaniques. Actuellement, diverses méthodes1 ont été développées pour intégrer les NTC dans les métaux, notamment la métallurgie des poudres, le traitement de déformation, le traitement en phase vapeur, le traitement de solidification, l'électrochimie, le dépôt laser. Afin de renforcer davantage les composites, la torsion et le laminage à grande vitesse de composites CNT/métal compacts en poudre ont été tentés pour obtenir de meilleures propriétés mécaniques4,5. Cependant, en raison du faible taux de déformation intrinsèque (inférieur à 103/s) de ces méthodes, le mécanisme de renforcement est généralement dominé par le renforcement des dislocations et les effets de pincement des NTC. Dans cette étude, nous présentons un nouveau mécanisme pour renforcer les interfaces NTC/métal par chargement de choc.

La plasticité des dislocations dans les composites métalliques renforcés de nanomatériaux est contrôlée par l'activation thermique et mécanique des sources aux interfaces nanomatériaux/métal, un mécanisme qui nécessite des fluctuations, impliquant une échelle de temps intrinsèque qui pourrait expliquer la sensibilité rapportée à la vitesse de déformation. Cela suggère qu'une augmentation de la vitesse de déformation de 104/s à 106 ~ 107/s, comme dans un chargement de choc, peut entraîner un régime différent. Pendant la charge de choc, la relaxation latérale n'a pas le temps de se produire et la pression s'accumule. Dans les composites NTC/métal, l'effet d'ancrage des NTC empêche également l'échappement des dislocations des empilements conduisant à des contraintes élevées devant les NTC. Dans ces conditions, la plasticité est contrôlée à la fois par une vitesse de déformation élevée et une pression élevée. Lorsque les contraintes locales devant les NTC dépassent la contrainte critique pour la nucléation des macles, des macles de déformation à haute densité peuvent se former.

Nous présentons des simulations atomistiques de composites CNT/métal choqués, dans lesquelles les échelles de temps de compression extrêmement courtes sont associées à une charge de choc et comparons les microstructures avec celles après une charge de choc laser expérimentale de composites CNT/métal. La section transversale de la structure frittée au laser est représentée schématiquement sur la figure 1a. les nanotubes multi-parois (MWNT) sont intégrés dans la matrice de fer par frittage laser (LS)6, suivi d'un procédé de martelage par choc laser (LSP). La simulation de la dynamique moléculaire révèle la forte contrainte locale accumulée autour de l'interface NTC/métal, permettant ainsi la formation de nanojumeaux à haute densité. La simulation MD et les résultats expérimentaux montrent que des nanojumeaux ont été nucléés dans la matrice de fer. Les nanojumeaux nucléés et les MWNT contribuent ensemble à augmenter considérablement la force et à stabiliser le mouvement de luxation.

Vue d'ensemble de l'interaction des ondes de choc laser avec les composites CNT/métal.

( a ) Vue en coupe transversale des MWNT dans une matrice de fer après LS. ( b ) Schéma du processus LSP, onde de choc interagissant avec le métal et les MWNT générant une déformation à vitesse de déformation élevée. ( c ) Coupe transversale de Fe / MWNT après LSP. ( d ) Image TEM des MWNT après LSP, barre d'échelle: 2 nm. ( e ) Image TEM haute résolution de la zone sélectionnée en ( d ) montrant la microstructure de l'interface autour de MWNT, barre d'échelle : 2 nm. ( f ) Structure de MWCNT à l'intérieur de la matrice de fer. ( g ) Vue en coupe transversale après simulation MD montrant la nucléation jumelle autour des NTC dans la structure bcc.

Le dépôt au laser de composites CNT/Fer suit nos approches précédentes par lesquelles les MWNT6 et l'oxyde de graphène peuvent être uniformément dispersés et alignés verticalement dans la section transversale de la matrice. En raison de la grande surface des NTC, ils ont tendance à s'agglomérer lorsqu'aucun dispersant n'est fourni. Ici, les MWNT mélangés avec du PVA et déposés couche par couche sur le substrat6. Lors du frittage laser, le PVA a été vaporisé à haute température lorsque le métal et les NTC sont fondus et solidifiés6. La figure S1 a montre la XRD de diverses conditions : après revêtement, après frittage laser et après frittage laser plus martelage par choc laser. Le carbure de fer a été généré après le frittage au laser. Nous pouvons voir que le PVA a été complètement éliminé après le frittage au laser de la Fig. S1b. L'évaporation des bulles de PVA du fer liquide aide à aligner verticalement les MWNT dans la matrice de fer6. Le processus de chauffage et de refroidissement rapide a évité l'agrégation des MWNT et a réussi à disperser les MWNT uniformément dans la matrice métallique6.

Le chargement par choc laser a ensuite été effectué sur les composites de fer renforcés de MWNT, comme illustré à la Fig. 1b. Un laser à impulsions transmet le confinement et irradie le matériau ablatif, formant un plasma lorsque la température augmente considérablement. L'expansion du plasma est confinée par la couche de confinement, ce qui entraîne des ondes se propageant dans le métal et interagissant avec le métal/MWNT à une vitesse de déformation élevée. Les microstructures typiques des composites MWNT / métal après chargement par choc ont été démontrées sur la figure 1d. La figure 1e montre une image TEM haute résolution de la zone interfaciale de MWNT et de la matrice de fer. L'échantillon TEM, avec une certaine épaisseur, a été préparé par la méthode FIB lift-off. Les MWNT observés ont été intégrés dans l'échantillon TEM. La vue atomique de la figure 1e, qui montre des atomes et une rotation hautement désordonnés, est la vue superposée à la fois du MWNT et de la matrice de fer. Les zones encerclées représentent la transition des atomes de fer déformés sous une charge de choc. Les compositions après revêtement, dépôt laser et charge de choc laser ont été mesurées par XRD, comme le montre la Fig. S1. Sur la figure 1f, la couche intérieure de nanotubes de carbone a un diamètre de 40,68 Å, fauteuil (30, 30). Le nanotube de carbone extérieur d'un diamètre de 81,36 Å est constitué de 120 atomes de carbone sur l'équateur, fauteuil (60, 60). La structure initiale de chaque cas a été créée à l'aide de MATLAB. Les microstructures de simulation autour des MWNT ont été capturées à partir du plan (1 1 0) représenté sur la figure 1g.

En raison de contraintes expérimentales, il est difficile de mesurer directement le processus de déformation dynamique lors d'un chargement à taux de déformation élevé à l'échelle nanométrique. Nous rapportons une simulation MD à grande échelle sur la charge de choc des composites MWCNT/Fer. La figure 2 montre la distribution des contraintes à l'échelle atomique, le désordre et les défauts dans les composites MWCNT/Fer pendant le chargement par choc. La vidéo enregistrée (film S1) représente la propagation des ondes de choc dans le composite MWNTs/Fer. Les figures 2a à c montrent la pression atomique de chaque atome pendant le chargement par choc, qui est calculée en unité d'énergie. Le choc a été chargé par le bas et s'est propagé vers la surface supérieure. La pression maximale sur le côté du MWNT pendant la charge de choc était de 16,075 GPa, ce qui est beaucoup plus élevé que la pression de choc appliquée (10 GPa). Cette contrainte locale élevée s'accumule autour de l'interface MWNT/métal en raison de la présence de barrières de dislocation et de l'apparition d'un empilement de dislocations. L'évolution du paramètre de centro-symétrie (CS), le désordre de la structure, est illustrée à la Fig. 2d – f. Le paramètre CS augmente après le passage de l'onde de choc dans les composites NTC/métal et quitte l'interface avec une forte densité de défauts. Pour avoir une vision globale des défauts de la structure, il faut distinguer différents défauts (dislocations, surface libre de graphène, défauts d'empilement et macles). Une façon d'atteindre cet objectif consiste à utiliser l'analyse des coordonnées7. La figure 2g – i montre les structures atomiques hautement désordonnées et tournées au niveau de la zone interfaciale du MWNT et de la matrice de fer sous martelage par choc laser. Pour décrire plus clairement les défauts, nous avons utilisé l'analyse du voisin commun8,9 par laquelle il est possible de catégoriser les atomes en BCC, FCC, HCP ou structure atomique inconnue. Sachant que voir des atomes FCC et HCP dans la structure BCC est une surface défectueuse, nous savons que la séquence d'empilement dans HCP et FCC est ABAB et ABCABC, respectivement. Par conséquent, nous pouvons discriminer les défauts d'empilement des autres types de défauts où les atomes HCP et FCC sont côte à côte. D'autre part, il a été montré10 que le redoublement peut être perçu comme une série de défauts d'empilement se succédant, donc une couche intermédiaire de FCC et de HCP dans une matrice de fer est un indicateur de redoublement. Nous pouvons localiser les dislocations et la surface libre par une structure atomique inconnue (gris). L'algorithme d'extraction de dislocation a également été utilisé pour obtenir des défauts 1D et 2D à l'intérieur de la structure après le processus de choc. La figure 2j représente le résultat obtenu à partir du code DXA11. Il montre une forte densité de failles d'empilement et des frontières de macles autour des MWNT.

Instantanés de la charge de choc du composite MWNT/Fer par simulation MD.

(a–c) Répartition de la pression. ( d – f ) Trouble représenté par le paramètre de centro-symétrie. ( g – i ) Distribution des défauts lors du chargement par choc. (j) dislocations et limites de macles à l'intérieur de la structure choquée.

L'onde de choc passant par le début (Fig. 3a – c) et la fin (Fig. 3d – f) de MWNT a également été étudiée. Sur les figures 3a, d, nous pouvons voir la distribution des basses pressions au début et à la fin des MWNT. En correspondance avec ce phénomène, des valeurs de CS plus faibles ont également été observées au début et à la fin des MWNT. Cela provient du fait qu'aux deux extrémités des MWNT, l'onde de choc interagit avec l'espace ouvert dans les anneaux de nanotubes de carbone au lieu des parois latérales des NTC. Il crée une très petite zone de métal mort en réponse à la propagation du choc. Il montre également comment MWNT fonctionne comme un obstacle à la propagation des chocs et réfléchit le choc. Cette réflexion peut être une autre source de structure hautement défectueuse entourant les NTC.

Simulation MD sur le front de choc passant par le début et la fin de MWNT.

Répartition de la pression au début (a) et à la fin (d) du CNT. Paramètre de centro-symétrie au début (b) et à la fin (e) du CNT. La charge de choc a généré des défauts au début (c) et à la fin (f) du CNT. ( g ) contrainte d'écoulement lorsque l'onde de choc passe respectivement dans les cellules de fer et ( h ) CNT / fer.

La contrainte d'écoulement pendant le processus de choc a été surveillée dans la simulation MD pour le fer pur et le composite Fe/CNT après 4000 pas de temps. Comme le montre la figure 3g, h, le front de choc est sur le point 280 Å pour la matrice de fer et le composite CNT. La contrainte d'écoulement derrière l'avant de l'amortisseur est de 9e6 bars.Å3 et 12,5 e6 bars.Å3 pour le fer pur et le composite NTC, respectivement. Il montre une augmentation de 39% de la résistance pour le composite CNT. Il y a une diminution de la contrainte d'écoulement derrière le choc dans le cas du NTC qui peut être le résultat d'interactions de choc avec des atomes de carbone. Il est intéressant de voir que le pic pour le choc avant est plus faible pour le composite CNT. Il montre comment le CNT joue un rôle critique dans la façon dont le choc se propage dans la matrice de fer. La rugosité de la courbe de contrainte d'écoulement dans le composite CNT est un autre support pour les fortes interactions fer-carbone pendant le processus de choc.

En plus des simulations présentées ci-dessus, nous avons réalisé des expériences pour comprendre le comportement des composites NTC/métaux dans des conditions extrêmes. Les résultats expérimentaux sont en accord avec nos simulations atomistiques. Bien que la densité exacte de dislocations dans les échantillons récupérés soit difficile à estimer, nos images TEM haute résolution montrent des dislocations résiduelles à l'intérieur de certains nanograins (Fig. 4). Ceci est assez inhabituel dans les matériaux nanocristallins et difficilement réalisable dans des conditions normales de déformation12. Après le chargement par choc, une vue plus ciblée et plus intéressée des microstructures peut être vue sur la Fig. 4a, b, qui est vue le long de l'axe de la zone <110>. Le processus d'évolution de la microstructure est montré dans le film S2. Il démontre la génération et la propagation de nanojumeaux et d'autres microstructures. Sur la figure 4a, des limites de macles multiples sont représentées et la figure 4b montre une limite de macles simples cohérente. Sur les figures 4a, b, tous les atomes non bcc ont été représentés en blanc, tandis que les atomes bcc sont présentés en bleu. Sur la figure 2g – i, seuls les atomes qui n'appartiennent à aucune structure atomique spécifique sont colorés en blanc. La microstructure transversale a été soigneusement caractérisée par TEM haute résolution et une structure retorse a été découverte. La figure 4c montre une structure multi-jumeaux avec des frontières non cohérentes autour d'un nanotube de carbone. La vue rapprochée d'un nanotwin cohérent est illustrée sur la figure TEM à fort grossissement de la figure 4d, qui est un jumeau. La limite de macle cohérente (TB) est marquée sur la figure 4d. L'image d'insertion est son modèle de diffraction de zone sélectionnée (SAED). Le diagramme de diffraction de l'insert prouve en outre la structure nanotwin de la figure 4d. Les résultats de la Fig. 4 montrent que la simulation et les résultats expérimentaux se correspondent. La simulation MD fournit un outil puissant pour révéler la progression de l'évolution de la microstructure sous une charge de choc.

Vue atomique des nanojumeaux.

( a ) Résultats de la simulation dynamique moléculaire de plusieurs jumeaux avec des frontières de jumeaux non cohérentes générées après un chargement de choc. (b) Nanotwin avec frontière cohérente. ( c ) Image TEM haute résolution de plusieurs jumeaux avec des limites de jumeaux non cohérentes. ( d ) Image TEM haute résolution d'un nanotwin avec une frontière cohérente. Barre d'échelle en (c,d) : 1 nm.

La génération de macles dans le fer bcc par chargement par choc laser a été rapportée à une pression élevée de 13,2 GPa13,14. Une grande échelle de microjumeaux a été observée dans le fer chargé de choc (~ 16,4 GPa)15. La pression maximale mesurée de la matrice de fer martelée autour du MWNT est de 16,075 GPa. Cette valeur est bien supérieure aux valeurs critiques pour la nucléation des macles dans le fer bcc. Des macles dans les métaux et alliages au-delà de la pression critique peuvent être induites par une charge de choc planaire7. Un macle s'initie à partir d'une région de glissement planaire et s'épaissit avec l'augmentation de la déformation plastique16. Les caractéristiques cristallographiques et morphologiques similaires générées par les macles conventionnelles et déformées par le choc conduisent à la conclusion que les mécanismes responsables de la nucléation et de la croissance devraient être similaires17. Le vrillage et le glissement doivent toujours commencer au niveau du système le plus sollicité16. Dans notre article, cette zone autour du côté de MWNT a la concentration de contraintes la plus élevée. Cela explique également pourquoi nous pouvons observer des nanojumeaux sur les figures 4a, b à partir de cette zone. D'autres résultats ont également révélé qu'un redoublement supplémentaire a été découvert dans la région adjacente des particules de deuxième phase et de la matrice par deux facteurs : la contrainte d'interface et l'onde de choc réfléchie, réfractée et perturbée en traversant les particules17. L'inclusion a un effet clair sur la distribution des macles de déformation. La région "en aval" de l'inclusion a une dureté supérieure à la moyenne, tandis que la dureté résiduelle est liée à la racine carrée du pic de pression7. Il a été démontré que le stress était concentré dans et autour des nanoparticules après LSP18. Des macles minces se formeraient à des pressions induites par les chocs plus faibles puisque l'émission de dislocations et l'activation des processus de glissement dépendent de la pression17.

Une haute densité de dislocations a été découverte dans la section transversale d'un composite métallique renforcé de nanoparticules de TiN après LSP19. Cependant, il n'y a pas de génération de nanomacles car la localisation des contraintes causées par l'interaction des ondes de choc avec les nanoparticules20 n'est pas suffisamment élevée pour émettre des nanomacles. Notre simulation MD montre également que le stress est concentré autour du CNT. La contrainte localisée entraîne la nucléation de nanojumeaux près du côté des MWNT après une charge de choc. L'arrêt brutal du mouvement de dislocation à une déformation à vitesse de déformation élevée peut émettre une plaque macle qui prend immédiatement le relais comme mode dominant de déformation plastique21. Une concentration élevée d'énergie de déformation est nécessaire pour la formation de macles et cela peut être fourni par la concentration de contrainte. Étant donné que la contrainte concentrée diminue rapidement loin des MWNT, les dislocations générées par la charge de choc peuvent ne pas pouvoir s'éloigner des sources. Le mouvement des dislocations est inhibé par des nanotubes de carbone de taille nanométrique, conduisant à la flexion des dislocations22. Ce phénomène s'appelle le bouclage d'Orowan. Il produit une contrainte arrière, empêche la poursuite de la migration des dislocations et entraîne l'émission locale de nano-jumeaux autour des MWNT23. Apparemment, cette concentration de contraintes localisées ne peut pas affecter la réponse globale des matériaux sous une charge de choc appliquée23. Cependant, avec un rapport pondéral plus élevé et des nanotubes de carbone bien répartis, il est possible de générer des nanomacles très denses dans des nanocomposites Fe/CNT.

L'effet de renforcement de la matrice de fer dans différentes conditions de traitement de surface est illustré à la Fig. 5. La micro-dureté de surface (dureté Vickers) (Fig. 5a) de l'échantillon tel que reçu est de 310 VHN. La dureté de surface après frittage laser 11 wt. Le % de nanoparticules de TiN a augmenté à 410 VHN19,24,25, tandis que la dureté a augmenté à 605 VHN lorsque 2 wt. % des MWNT ont été intégrés dans la matrice de fer. La dureté de surface est liée à la densité de dislocations : , où H* et α sont les constantes des matériaux, G est le module de cisaillement, b est le vecteur de Burger et est la densité de dislocations. Les augmentations de densité de dislocations par décalage de dilatation thermique peuvent être exprimées par22 :

Résultats des tests de résistance.

(a) Micro-dureté de surface des échantillons après diverses conditions de traitement, y compris tel que reçu, LS de 11 wt. % de nanoparticules de TiN, LS plus LSP de 11 wt. % de nanoparticules de TiN, LS de 2 wt. % de MWNT et LS plus LSP de 2 wt. % MWNT. (b) Courbes de contrainte-déformation des échantillons après diverses conditions de traitement, y compris telles que reçues, LS de 2 wt. % de MWNT et LS plus LSP de 2 wt. % MWNT.

où Vf est la fraction volumique des MWNT, ε est la déformation thermique, b est les vecteurs de Burgers et t est le diamètre des MWNT. Au fur et à mesure que la pression maximale, P (dans la charge de choc de compression à onde plane), augmente, la densité de dislocation et la dureté de surface augmentent. La dureté de surface de LS plus LSP de 11 wt. % de nanoparticules de TiN19,25 et 2 wt. % des MWNT sont respectivement de 550 et 645 VHN. La dureté a augmenté de 108 % en comparant le matériau de base au composite après LS plus LSP en intégrant 2 wt. % MWNT.

Afin de mesurer la relation contrainte-déformation de ces couches minces, une indentation instrumentée à l'aide d'une pointe sphérique a été réalisée pour fournir des estimations du comportement de contrainte-déformation des échantillons dans trois conditions de traitement : (1) après martelage par choc laser du composite CNT/Fe fritté au laser ; (2) après frittage laser du composite NTC/Fe ; (3) comme échantillon reçu. Comme le montre la figure 5b, les courbes de déformation de contrainte typiques pour les trois conditions, la limite d'élasticité de l'échantillon après LSP plus LS (est environ 100 % supérieure à celle de l'échantillon reçu et environ 50 % supérieure à celle de l'échantillon après LS. Les méthodes de test et l'interprétation de la déformation de contrainte peuvent être trouvées dans les supports en ligne.

Au cours du LSP, les dislocations peuvent être empilées par les MWNT et également générer des nano-jumeaux et la densité de dislocations serait augmentée lors de la déformation plastique10.

où σ est la contrainte d'écoulement, σ0 est la contrainte de frottement, α est la constante (1/3), MT est le facteur de Taylor (3 pour les matériaux polycristallins non texturés)26, b est les vecteurs de burgers et ρ est la densité de dislocations. Le mouvement de dislocation est inhibé par les nanotubes de carbone et les nanojumeaux. La contrainte arrière, car les résultats de l'onde de choc interagissent avec les CNT, augmentera la résistance au mouvement ultérieur des dislocations et augmentera également la limite d'élasticité22. Les macles de déformation peuvent également renforcer les matériaux en raison d'une réduction de la longueur de glissement effective (effet Hall-Petch) et d'une augmentation de la dureté dans la zone de macles (mécanisme de Basinski)22. Ces effets contribuent ensemble à l'augmentation de la force.

La stabilité thermique de l'écrouissage de surface a également été étudiée par recuit à moins de 350 °C. Dans l'étude précédente, il a été constaté que les nanoparticules de TiO2 non seulement durcissent les matériaux, mais bloquent également les dislocations par des effets d'épinglage7. Les nanoparticules peuvent également empêcher les dislocations de se recuire7. Notre étude précédente montre également que les nanoparticules intégrées ont contribué à augmenter la stabilité thermique de la dureté de surface19. La figure 6a montre schématiquement l'empilement de dislocations par plusieurs jumeaux autour des MWNT. Plusieurs couches de plans nano-jumeaux ont bloqué le mouvement de dislocation dans la matrice de fer. La figure 6b montre que la dureté de surface de LS de 2 wt. Le % de MWNT est passé de 550 VHN à 430 VHN après 20 minutes de recuit, ce qui a diminué d'environ 22 %. La micro-dureté atteint finalement 320 VHN après 5 minutes. D'autre part, la micro-dureté de surface de l'échantillon après le chargement par choc a diminué à 630 VHN après 200 minutes de recuit et elle a lentement chuté à 625 VHN après 500 minutes. La dureté ne diminue que de 3% après 500 minutes de recuit. Deux microstructures importantes existent dans la section transversale : les MWNT et les nanojumeaux. Les MWNT ont bloqué le mouvement de dislocation par effet de boucle Orowan22. Les limites des jumeaux sont considérées comme des lignes dans les figures TEM, mais ce sont en fait des plans jumeaux dans la section transversale, qui sont parallèles à la direction dans laquelle nous avons obtenu les figures TEM. Ces frontières jumelles ont également servi de barrières au mouvement de dislocation et ont grandement stabilisé le mouvement de dislocation. Basinski et al. ont proposé que les dislocations glissiles avant le redoublement soient converties en dislocations sessiles après la génération de macles12,22, ce qui améliore la stabilité thermique des dislocations.

Ultra-haute stabilité de la luxation.

( a ) Illustration schématique de l'accumulation de luxations le long de plusieurs jumeaux autour de MWNT. (b) Stabilité thermique de la micro-dureté de surface de LS de 2 wt. % MWNTs et LS plus LSP de 2 wt. % MWNT.

En résumé, l'interaction des NTC et de l'onde de choc laser a été étudiée par expérience et simulation pour explorer les structures de nanojumeaux bénéfiques pour de meilleures propriétés mécaniques. Ce rapport présente une technique pour contrôler la densité et la distribution des nanojumeaux en concevant la concentration et la distribution des NTC dans les métaux et en réalisant une structure de nanojumeaux d'ingénierie dans des structures métalliques en vrac. On constate que les nanostructures hybrides uniques se traduisent par une résistance accrue avec une excellente stabilité. Les résultats de ce rapport ouvrent de nouvelles voies pour fabriquer des structures super résistantes et stables avec une grande variété d'applications. Des localisations de contraintes extrêmement élevées sont développées autour du NTC lors du chargement par choc laser, bien supérieures à la pression de choc appliquée, ce qui permet d'émettre des nanojumeaux de haute densité. En conséquence, les nanojumeaux ont été nucléés sous une pression de choc bien inférieure aux valeurs critiques pour générer des jumeaux. Ce travail ouvre une voie pour utiliser un taux de déformation élevé pour générer des nanostructures dans des nanocomposites à base de carbone.

L'AISI 4140 a été choisi comme substrat. Le procédé de traitement thermique se retrouve dans nos études antérieures6,19,27. Après traitement thermique, la micro-dureté de surface a été mesurée à 310 VHN. Les poudres de fer (diamètre moyen de 4 µm) et des nanotubes de carbone multi-parois (de Cheaptube Inc.) ont été utilisés pour le frittage laser. Les diamètres extérieur et intérieur des MWNT sont respectivement de 8 à 15 nm et de 3 à 5 nm. La longueur des MWNT est de 10 à 50 μm.

De la poudre de fer de taille micro (1,96 g) et des MWNT (0,04) ont été mélangés dans 46 g d'eau DI. De l'alcool polyvinylique (PVA), environ 2 g, a été ajouté dans la suspension afin de séparer les MWNTs6,19,28. La suspension a été préparée par agitation sur plaque chauffante à 90°C pendant plus de 12 heures. La suspension a été déposée sur la surface du substrat, qui avait été mécaniquement polie et séchée en laboratoire29. Pendant le frittage au laser, le laser à fibre IPG fonctionnait à 50 KHz et 100 W. Le gaz N2 a rempli la chambre afin d'éviter l'oxydation tout au long du processus.

LSP a été réalisée après LS. Un système laser Nd:YAG (longueur d'onde 1064 nm et longueur d'impulsion 5 ns) a été utilisé pour le LSP. Les détails du processus LSP peuvent être trouvés dans notre article précédent19. La LSP a ensuite été réalisée sur les nanocomposites avec une intensité laser de 4 GW/cm2 et la pression maximale calculée est de 8,662 ± 1,614 GPa19.

Les caractéristiques de la microstructure en coupe transversale ont été caractérisées par le système FEI Titan fonctionnant à 300 keV et les échantillons TEM ont été préparés par la méthode de levage en utilisant le faisceau d'ions focalisé FEI Nova 200 (FIB). La composition a été caractérisée par un diffractiomètre de rayons X à focalisation Bruker D8 utilisant une source Cu-Ka.

Dans ce travail, le package LAMMPS30 a été utilisé pour la simulation MD de la propagation des chocs à travers le composite de fer MWNT. La largeur de la boîte de simulation est fixée à 30 nm pour compter pour la répétition de CNT à des distances de 30 nm afin de maintenir le rapport de poids expérimental du composite. La simulation MD a été réalisée en deux étapes : premièrement, la structure entière a été mise en œuvre sans restriction avec des conditions aux limites périodiques dans toutes les directions pour atteindre la condition d'équilibre. Deuxièmement, un impacteur d'atomes de fer avec une vitesse de 1,2 km/s, ce qui équivaut à une pression de 9,72 GPa, est induit.

La micro-dureté de l'AISI 4140 initial, de l'échantillon avec LS et de l'échantillon avec LS plus LSP a été mesurée par l'instrument de micro-dureté Leco M-400-H avec une charge de 300 g et un temps de maintien de 10 s.

Une indentation instrumentée à l'aide d'une pointe sphérique a été réalisée pour fournir des estimations du comportement de contrainte-déformation des échantillons. Des expériences ont été réalisées dans un Hysitron Triboindenter 950, en utilisant une pointe de diamant nominalement sphérique avec un rayon de pointe de 4970 nm, calibrée en effectuant des indentations élastiques dans des monocristaux de tungstène et des indentations dans du quartz fondu. La méthode de chargement-déchargement partiel développée par Field et Swain31 a été utilisée pour faire 10 empreintes uniques dans chaque matériau.

Comment citer cet article : Lin, D. et al. Super-renforcement et stabilisation avec nanotubes de carbone exploités nanojumeaux haute densité dans les métaux par chargement par choc. Sci. Rep. 5, 15405; doi : 10.1038/srep15405 (2015).

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Nous remercions sincèrement le soutien financier de l'US National Institute of Standard and Technology et du bureau du vice-président pour la recherche de l'Université Purdue. Nous remercions sincèrement le professeur David Bahr, le Dr Michael Maughan et Mme Raheleh Mohammad Rahimi de l'École de génie des matériaux de l'Université Purdue pour leurs précieuses discussions et mesures des courbes de contrainte-déformation. Nous apprécions également les efforts sur la nanoindentation des échantillons par le professeur Kejie Zhao et M. Rong Xu de l'École de génie mécanique de l'Université Purdue.

Dong Lin

Adresse actuelle : Department of Industrial and Manufacturing Systems Engineering, Kansas State University, Manhattan, KS, 66506, États-Unis

Sergueï Souslov

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

Lin Dong et Saei Mojib ont contribué à parts égales à ce travail.

École de génie industriel, Université Purdue, West Lafayette, IN, 47906, États-Unis

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

École de génie des matériaux, Université Purdue, West Lafayette, 47906, IN, États-Unis

Sergueï Souslov

Birck Nanotechnology Center, Université Purdue, West Lafayette, 47906, IN, États-Unis

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

École des matériaux et de la métallurgie, Université des sciences et technologies de Wuhan, Wuhan, 430081, Chine

Gary J. Cheng

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DL, MS et GJC ont rédigé le manuscrit. SS a conduit TEM. DL et SJ ont mené des expériences de traitement au laser. MS a effectué une simulation MD. SJ et MS ont effectué un test de compression avec l'aide du groupe Dr. DB. GJC a conçu le concept et supervisé les travaux. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Les auteurs déclarent une absence d'intérêts financiers en compétition.

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Réimpressions et autorisations

Lin, D., Saei, M., Suslov, S. et al. Super-renforcement et stabilisation avec nanotubes de carbone exploités nanojumeaux haute densité dans les métaux par chargement par choc. Sci Rep 5, 15405 (2015). https://doi.org/10.1038/srep15405

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Reçu : 22 avril 2015

Accepté : 21 septembre 2015

Publié: 23 octobre 2015

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

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