Een abonnement op JoVE is vereist om deze inhoud te bekijken. Log in of start vandaag met uw gratis proefperiode.

Methodenartikel

Bepaling van de mechanische sterkte van ultrafijnkorrelige metalen

2K weergaven

⸱

DOI:

10.3791/61819

⸱

22 november 2021

 ,  ,  , 
1School of Science, Harbin Institute of Technology, 2Center for High Pressure Science and Technology Advanced Research, 3Advanced Light Source, Lawrence Berkeley National Lab

* These authors contributed equally

In dit artikel

Samenvatting

Het hier gepresenteerde protocol beschrijft de hogedruk radiale diamant-aambeeldcelexperimenten en het analyseren van de gerelateerde gegevens, die essentieel zijn voor het verkrijgen van de mechanische sterkte van de nanomaterialen met een belangrijke doorbraak naar de traditionele benadering.

Samenvatting

De mechanische versterking van metalen is de al lang bestaande uitdaging en populair onderwerp van materiaalkunde in industrieën en de academische wereld. De grootteafhankelijkheid van de sterkte van de nanometalen heeft veel belangstelling getrokken. Het karakteriseren van de sterkte van materialen op de lagere nanometerschaal is echter een grote uitdaging geweest omdat de traditionele technieken niet langer effectief en betrouwbaar worden, zoals nano-indentatie, micropilaire compressie, treksterkte, enz. Het huidige protocol maakt gebruik van radiale diamant-aambeeldcel (rDAC) X-ray diffraction (XRD) technieken om differentiële spanningsveranderingen te volgen en de sterkte van ultrafijne metalen te bepalen. Het is gebleken dat ultrafijne nikkeldeeltjes een grotere vloeigrens hebben dan grovere deeltjes, en de grootteversterking van nikkel gaat door tot 3 nm. Deze essentiële bevinding hangt enorm af van effectieve en betrouwbare karakteriseringstechnieken. De rDAC XRD-methode zal naar verwachting een belangrijke rol spelen bij het bestuderen en verkennen van nanomateriaalmechanica.

Inleiding

De weerstand tegen plastische vervorming bepaalt de sterkte van de materialen. De sterkte van de metalen neemt meestal toe met de afnemende korrelgroottes. Dit grootteversterkende fenomeen kan goed worden geïllustreerd door de traditionele Hall-Petch-relatietheorie van de millimeter tot submicronregime 1,2, die is gebaseerd op het dislocatie-gemedieerde vervormingsmechanisme van bulkmetalen, d.w.z. dislocaties stapelen zich op bij korrelgrenzen (GB's) en belemmeren hun bewegingen, wat leidt tot de mechanische versterking in metalen 3,4.

Daarentegen is mechanische ontharding, vaak aangeduid als de omgekeerde Hall-Petch-relatie, gerapporteerd voor fijne nanometalen in de afgelopen twee decennia 5,6,7,8,9,10. Daarom is de sterkte van de nanometalen nog steeds raadselachtig, aangezien continue verharding werd gedetecteerd voor korrelgroottes tot ~ 10 nm11,12, terwijl de gevallen van grootteverzachting onder het 10 nm-regime ook werden gemeld 7,8,9,10. De grootste moeilijkheid of uitdaging voor dit besproken onderwerp is om statistisch reproduceerbare metingen te doen over de mechanische eigenschappen van ultrafijne nanometalen en een betrouwbare correlatie vast te stellen tussen de sterkte en korrelgrootte van de nanometalen. Een ander deel van de moeilijkheid komt van de ambiguïteit in de plastische vervormingsmechanismen van de nanometalen. Verschillende defecten of processen op nanoschaal zijn gemeld, waaronder dislocaties13,14, vervormingstwinning 15,16,17, stapelfouten15,18, GB migratie19, GB glijden 5,6,20,21, korrelrotatie 22,23,24, atomaire bindingsparameters 25,26,27,28, enz. Welke de plastische vervorming domineert en daarmee de sterkte van nanometalen bepaalt, is echter nog onduidelijk.

Voor deze bovenstaande kwesties zijn traditionele benaderingen van mechanische sterkteonderzoek, zoals trekproef29, Vickers-hardheidstest 30,31, nano-inkepingstest32, micropilaire compressie 33,34,35, enz. minder effectief omdat de hoge kwaliteit van grote stukken nanogestructureerde materialen zo moeilijk te fabriceren is en conventionele indrukker veel groter is dan enkele nanodeeltjes van materialen (voor de single-particle mechanics). In deze studie introduceren we radiale DAC XRD-technieken36,37,38 aan de materiaalwetenschap om in situ de opbrengstspanning en vervormingstexturering van nanonikkel van verschillende korrelgroottes te volgen, die in eerdere studies in het geowetenschappelijke veld worden gebruikt. Het is gebleken dat de mechanische versterking kan worden uitgebreid tot 3 nm, veel kleiner dan de eerder gerapporteerde meest substantiële maten nanometalen, wat het regime van conventionele Hall-Petch-relatie vergroot, wat de betekenis van rDAC XRD-technieken voor de materiaalwetenschap impliceert.

Toegang beperkt. Log in of start een proefperiode om deze inhoud te bekijken.

Protocol

1. Monstervoorbereiding

  1. Verkrijg 3 nm, 20 nm, 40 nm, 70 nm, 100 nm, 200 nm en 500 nm nikkelpoeder uit commerciële bronnen (zie Tabel met materialen). De morfologische karakterisering is weergegeven in figuur 1.
  2. Bereid 8 nm nikkeldeeltjes door 3 nm nikkeldeeltjes te verhitten met behulp van een reactieketel (zie Tabel met materialen).
    1. Doe ~20 ml absolute ethanol en ~50 mg 3 nm nikkelpoeder in de reactieketel. OPMERKING: De hele oplossing mag niet ~ 70% van het ketelvolume bereiken.
    2. Verwarm de reactieketel gedurende 24 uur op 80 °C.
    3. Koel de oplossing af tot kamertemperatuur en laat een kleine oplossing op één koperen gaas vallen (TEM-raster, zie Tabel met materialen).
    4. Plaats het gedroogde kopergaas in de Transmission Electron Microscopy (TEM) kamer en observeer de monstermorfologie onder 200 kV spanning elektronenbundel.
      OPMERKING: Het koperen gaas werd gedurende ~ 5 minuten aan de lucht gedroogd of gebruikte een drooglicht van 5 minuten.
    5. Meet de deeltjesgrootteverdeling van de TEM-afbeeldingen handmatig.
      OPMERKING: De deeltjesgroottemeting kan ook worden uitgevoerd met behulp van vrij beschikbare software zoals Image J.
    6. Haal de oplossing eruit en verdamp de ethanol bij kamertemperatuur; dan is de rest van de zwarte vaste stof het zuivere nikkelpoeder met een gemiddelde deeltjesgrootte van 8 nm.
  3. Bereid 12 nm nikkelpoeder
    1. Herhaal stap 1.2, maar verander "absolute ethanol" en "80 °C gedurende 24 uur" in "absolute isopropanol" en "150 °C gedurende 12 h" om het zuivere nikkelpoeder met het gemiddelde deeltje van 12 nm te verkrijgen.

2. Hogedruk radiale DAC XRD metingen

  1. Maak röntgentransparante boor-epoxypakking met behulp van een laserboormachine (zie Tabel met materialen).
    1. Bereid Kapton (een soort plastic) ondersteunende pakkingen
      OPMERKING: Kapton is een polyimide filmmateriaal (zie Tabel met materialen).
      1. Snijd de binnenste cirkel met een laserboormachine met behulp van de genoemde parameters: 35% laservermogen, drie gangen, 0,4 mm / s (snijsnelheid).
      2. Knip de buitenste rechthoekige met behulp van de parameters: 80% van het laservermogen, twee gangen, 1,2 mm / s (snijsnelheid). De rechthoekige afmeting is 8 x 1,4 mm.
    2. Bereid boor-epoxy pakkingen voor van een grotere boorschijf met een diameter van ~ 10 mm.
      OPMERKING: De boorschijf wordt gemaakt door het mengsel van amorf boorpoeder en epoxylijm te comprimeren36.
      1. Polijst de ruwe schijven handmatig tot een dikte van 60-100 μm met schuurpapier.
        OPMERKING: Het schuurpapier is van ~ 400 mesh tot ~ 1000 mesh.
      2. Snijd de binnenste cirkels met een laserboormachine met behulp van de genoemde parameters: 35% laservermogen, drie gangen, 0,4 mm / s (snijsnelheid).
      3. Snijd de buitenste cirkel met een laserboormachine: 30% van het laservermogen, één doorgang, 0,4 mm/s (snijsnelheid). Herhaal dit en stop onmiddellijk wanneer het loskomt.
    3. Monteer de pakkingen
      1. Plaats een Kapton ondersteunende pakking (voorbereid in stap 2.1.1) op een glazen schuif.
      2. Plaats een geboorde boorpakking op het binnenste gat van de Kapton-pakking. Zorg ervoor dat het grotere uiteinde van de boorpakking zich aan de bovenkant bevindt.
      3. Leg nog een schone glasplaat aan de bovenkant. Houd het stevig vast en druk erop totdat de pakking stevig in het gat van de Kapton-pakking is gestoken.
      4. Bewaar de gefabriceerde pakkingassemblages tussen twee schone glasplaten en wikkel ze met lijmtape voor toekomstig gebruik.
        OPMERKING: De pakkingdiameter, Ø = diamantculetgrootte + 150 μm. Voor een betere reproduceerbaarheid kunnen dezelfde opstellingen worden gebruikt (eventueel met kleine aanpassingen als er iets mis blijkt te zijn) voor het laserboren en snijden tijdens de pakkingvoorbereiding. Voor een goede maatafstemming is de diameter van de pakkingen die zijn ingevoerd voor lasersnijden Ø + 23 μm, terwijl de diameter van het binnenste gat van de Kapton-ondersteunende pakkingen (ingevoerd voor lasersnijden) Ø - 23 μm is.
  2. Radiaal DAC-experiment laden
    1. Monteer de pakkingassemblage
      1. Markeer op de monitor van de kijkcomputer (aangesloten op de optische microscoop) een stip om het midden van de diamant (de zuigerdiamant van de DAC) te lokaliseren.
      2. Monteer de boor-epoxy pakking (voorbereid in stap 2.1) en de markering in het midden van het pakkinggat.
      3. Gebruik een glazen schuif om de pakking zo naar beneden te drukken dat de pakking stevig op de diamant van de zuiger zet.
        OPMERKING: Een DAC heeft twee identieke stukken diamanten. Over het algemeen wordt de bovenste cilinderdiamant genoemd en de onderste zuigerdiamant.
    2. Reinigen en verdichten van de pakkingopstelling
      1. Laad monsters met een stuk kleiner dan het pakkinggat, zodat er geen overloop van materialen op het pakkingoppervlak is.
        OPMERKING: De monsters hier bedoelen de kandidaat-materialen die we in onze experimenten hebben bestudeerd. In deze studie zijn de monsters Ni-poeders van verschillende grootte en Pt-chips.
      2. Sluit de cel na het laden van een nieuw stuk monster om compactheid te bereiken.
    3. Laden van zachte materialen (zoals goud)
      1. Laad slechts één stuk van het zachte monster (maak het zachte materiaal als een kleine fractie van de geladen materialen).
      2. Gebruik harde amorfe materialen om het pakkinggat op te vullen voor een goede compactheid.
    4. Laden van materialen met een laag atoomnummer (zoals spinel, pyrope, serpentine)
      1. Meng het monster met 10% Pt of Au. Vul het pakkinggat met het mengsel, maar zonder overloop.
      2. Plaats indien nodig harde amorfe materialen op de bovenkant voor een goede compactheid.
  3. Röntgendiffractiestudie
    1. Monteer de röntgentransparante boor-Kaptonpakking (geprepareerd in stap 2.1) met een dikte van 100 μm en een kamergat van 60 μm op de bovenkant van 300 μm culet DAC met de ondersteuning van de klei.
    2. Plaats een klein stukje Pt-chip bovenop het Ni-monster als drukkalibrant.
      OPMERKING: Er werd geen drukmedium gebruikt om het spanningsverschil tussen de axiale en radiale te maximaliseren.
    3. Gebruik een monochromatische synchrotron-röntgenfoto (zie Materialentabel) met een energie van 25 of 30 keV om de röntgendiffractie-experimenten uit te voeren.
    4. Richt de röntgenstraal op een oppervlak van ~30 x 30 μm2 op het monster.
    5. Verzamel de röntgendiffractiepatronen met drukintervallen van 1-2 GPa door een afbeeldingsplaat met twee dimensies (zie Materiaaltabel) met een resolutie van 100 μm/pixel. De gebruikte opstelling is weergegeven in figuur 2 en figuur 3.
  4. De experimentele data-analyse
    1. Verwerk elk röntgendiffractiebeeld in een bestand met 72 spectra over 5° azimutale stappen met Fit2d 37,38,39,40,41,42.
      OPMERKING: Een tweedimensionaal diffractiebeeld bevat 360° informatie. Om de stress- en textuurinformatie te analyseren, is het nodig om te scheiden in 72 bestanden met 5 ° azimutale informatie in elk bestand. Fit2d is de software die wordt gebruikt om röntgendiffractiegegevens te analyseren 37,38,39,40,41,42.
    2. Verfijn het diffractiepatroon met de Rietveld methode in de MAUD37 software. De roosterspanning van elk roostervlak werd verkregen door het patroon37,40 aan te passen.
    3. Bereken de differentiële spanning en vloeigrens volgens de roosterspanningstheorie38 en von Mises-opbrengstcriterium38,39 volgens stap 2.5.
  5. De roosterstamtheorie voor de experimentele data-analyse
    1. Bepaal de differentiaalspanning (het verschil tussen deze componenten met maximale (σ22 = σ33) en minimale spanning (σ11) die een ondergrensschatting geeft van de vloeigrens van een materiaal38, σy, op basis van het von Mises-opbrengstcriterium volgende vergelijking (1)38:
      (1) t= σ11-σ 33<2τ= σy.
    2. Verkrijg de richtingsafhankelijke deviatorische stam Qhkl door de d-afstanden uit verschillende diffractierichtingen te meten met behulp van de volgende vergelijking (2)38:
      (2) figure-protocol-1
      waarbij d0° en d90° de d-afstanden zijn, gemeten vanaf respectievelijk Ψ = 0° en Ψ = 90° (de hoek tussen de diffractievector en de belastingsas).
    3. Leid vervolgens de waarde van t af met vergelijking (3)38:
      figure-protocol-2
      waarbij GR(hkl) en Gv de schuifmodulus zijn van de aggregaten onder respectievelijk de toestand Reuss (iso-spanning) en Voigt (iso-stam); α is de factor om het relatieve gewicht van Reuss en Voigt condities40 te bepalen.
      OPMERKING: Gezien de gecompliceerde stress/spanningsomstandigheden van de huidige experimenten, wordt in deze studie α = 0,5 gebruikt.
    4. Bereken voor een kubisch systeem GR(hkl) en Gvals volgt met behulp van vergelijkingen 4-6 38,40,41:
      (4) figure-protocol-3
      (5) figure-protocol-4
      (6) figure-protocol-5
      waarbij Sij de enkelvoudige kristalelastische conformiteiten zijn en kunnen worden verkregen uit de elastische stijfheidsconstanten Cij van materialen.

3. TEM-metingen

  1. Bereid dunne Ni-folies onder druk voor TEM met behulp van een fib-systeem (focused ion beam) (zie materiaaltabel). Om mogelijke artefacten tijdens het ionenfrezen van het monster te verminderen, deponeert u een beschermende Pt-laag met behulp van het Pt-pistool dat in de SEM is uitgerust met een dikte van ~ 1 μm op het kandidaatgebied.
  2. Voer TEM-metingen uit op een 300 kV aberratie-gecorrigeerde transmissie-elektronenmicroscoop uitgerust met hoge hoek ringvormige donkerveld (HAADF) en helder-veld (BF) detectoren.
  3. Maak TEM-afbeeldingen met een hoge resolutie.

Toegang beperkt. Log in of start een proefperiode om deze inhoud te bekijken.

Resultaten

Bij hydrostatische compressie moeten uitgerolde röntgendiffractielijnen recht zijn, niet gebogen. Onder niet-hydrostatische druk neemt de kromming (ellipticiteit van de XRD-ringen, wat zich vertaalt in de niet-lineariteit van de lijnen die langs de azimuthoek zijn uitgezet) echter aanzienlijk toe aan ultrafijnkorrelig nikkel bij vergelijkbare drukken (figuur 4). Bij een vergelijkbare druk is de verschilspanning van het nikkel van 3 nm het hoogst. De mechanische sterkteresultaten (spannings-r...

Toegang beperkt. Log in of start een proefperiode om deze inhoud te bekijken.

Discussie

Computationele simulaties zijn op grote schaal gebruikt om het korrelgrootte-effect op de sterkte van nanometalente bestuderen 5,6,16,17,27,42. Perfecte dislocaties, gedeeltelijke dislocaties en GB-vervorming zijn voorgesteld om een beslissende rol te spelen in de vervormingsmechanismen van de nanomaterialen. In een moleculai...

Toegang beperkt. Log in of start een proefperiode om deze inhoud te bekijken.

Openbaarmakingen

De auteurs hebben niets te onthullen.

Dankbetuigingen

We erkennen de steun van de National Natural Science Foundation of China (NSFC) onder subsidienummers 11621062, 11772294, U1530402 en 11811530001. Dit onderzoek werd ook gedeeltelijk ondersteund door de China Postdoctoral Science Foundation (2021M690044). Dit onderzoek maakte gebruik van de middelen van de Advanced Light Source, een DOE Office of Science User Facility onder contractnummer DE-AC02-05CH11231 en de Shanghai Synchrotron Radiation Facility. Dit onderzoek werd gedeeltelijk ondersteund door COMPRES, het Consortium for Materials Properties Research in Earth Sciences onder NSF Cooperative Agreement EAR 1606856.

Toegang beperkt. Log in of start een proefperiode om deze inhoud te bekijken.

Materialen

Lijst van materialen gebruikt in dit artikel
NaamBedrijfCatalogusnummerOpmerkingen
20 nm NiNanomaterialstoreSN1601Ontvlambaar
3 nm NinanoComposixOntvlambaar
40, 70, 100, 200, 500 nm NiUS nanoUS1120Ontvlambaar
Absoluut ethanolals de oplossing om 8 nm Ni te maken
Absoluut isopropanolals de oplossing om 12 nm Ni te maken
Amorf booderschuurmiddelalfa asear
Koper gaasBeijing Zhongjingkeyi Technology Co., Ltd.TEM raster
Epoxy lijm
Ethanolexperimentele opstelling schoonmaken
Gefocuste ionenstraalFEI
Glijmiddel
LijmtapeScotch
KaptonDuPontPolyimide film materiaal
Laserboormachinegelegen in hogedruklab van ALS
Monochromatische synchrotron X-straalBeamline 12.2.2, Advanced Light Source (ALS), Lawrence Berkeley National LaboratoryX-straal energie: 25-30 keV
Optische microscoopLeicaom de pakking te monteren en monsters te laden
Pt poederthermofisher38374
ReactieketenXian Yichuang Co.,Ltd.50 mL
Schuurpapiervan 400 mesh tot 1000 mesh
Transmissie ElektronenmicroscopieFEITitan G2 60-300
Tweedimensionale beeldplaatALS, BL 12.2.2mar 345

Referenties

  1. Hall, E. O. The Deformation and ageing of mild steel.3. Discussion of results. Proceedings of the Physical Society of London Section B. 64 (381), 747-753 (1951).
  2. Conrad, H. Effect of grain size on the lower yield and flow stress of iron and steel. Acta Metallurgica. 11 (1), 75-77 (1963).
  3. Kanninen, M. F., Rosenfield, A. R. Dynamics of dislocation pile-up formation. The Philosophical Magazine: A Journal of Theoretical Experimental and Applied Physics. 20 (165), 569-587 (1969).
  4. Thompson, A. A. W. Yielding in nickel as a function of grain or cell size. Acta Metallurgica. 23 (11), 1337-1342 (1975).
  5. Schiotz, J., Di Tolla, F. D., Jacobsen, K. W. Softening of nanocrystalline metals at very small grain sizes. Nature. 391 (6667), 561-563 (1998).
  6. Schiotz, J., Jacobsen, K. W. A maximum in the strength of nanocrystalline copper. Science. 301 (5638), 1357-1359 (2003).
  7. Conrad, H., Narayan, J. Mechanism for grain size softening in nanocrystalline Zn. Applied Physics Letters. 81 (12), 2241-2243 (2002).
  8. Chokshi, A. H., Rosen, A., Karch, J., Gleiter, H. On the validity of the hall-petch relationship in nanocrystalline materials. Scripta Metallurgica. 23 (10), 1679-1683 (1989).
  9. Sanders, P. G., Eastman, J. A., Weertman, J. R. Elastic and tensile behavior of nanocrystalline copper and palladium. Acta Materialia. 45 (10), 4019-4025 (1997).
  10. Conrad, H., Narayan, J. On the grain size softening in nanocrystalline materials. Scripta Materialia. 42 (11), 1025-1030 (2000).
  11. Chen, J., Lu, L., Lu, K. Hardness and strain rate sensitivity of nanocrystalline Cu. Scripta Materialia. 54 (11), 1913-1918 (2006).
  12. Knapp, J. A., Follstaedt, D. M. Hall-Petch relationship in pulsed-laser deposited nickel films. Journal of Materials Research. 19 (1), 218-227 (2004).
  13. Kumar, K. S., Suresh, S., Chisholm, M. F., Horton, J. A., Wang, P. Deformation of electrodeposited nanocrystalline nickel. Acta Materialia. 51 (2), 387-405 (2003).
  14. Chen, B., et al. Texture of Nanocrystalline Nickel: Probing the lower size limit of dislocation activity. Science. 338 (6113), 1448-1451 (2012).
  15. Chen, M. W., et al. Deformation twinning in nanocrystalline aluminum. Science. 300 (5623), 1275-1277 (2003).
  16. Yamakov, V., Wolf, D., Phillpot, S. R., Gleiter, H. Deformation twinning in nanocrystalline Al by molecular-dynamics simulation. Acta Materialia. 50 (20), 5005-5020 (2002).
  17. Yamakov, V., Wolf, D., Phillpot, S. R., Mukherjee, A. K., Gleiter, H. Dislocation processes in the deformation of nanocrystalline aluminium by molecular-dynamics simulation. Nature Materials. 1 (1), 45-49 (2002).
  18. Yamakov, V., Wolf, D., Salazar, M., Phillpot, S. R., Gleiter, H. Length-scale effects in the nucleation of extended dislocations in nanocrystalline Al by molecular-dynamics simulation. Acta Materialia. 49 (14), 2713-2722 (2001).
  19. Shan, Z. W., et al. Grain boundary-mediated plasticity in nanocrystalline nickel. Science. 305 (5684), 654-657 (2004).
  20. Li, H., et al. Strain-Dependent Deformation Behavior in Nanocrystalline Metals. Physical Review Letters. 101 (1), 015502(2008).
  21. Van Swygenhoven, H., Derlet, P. M. Grain-boundary sliding in nanocrystalline fcc metals. Physical Review B. 64 (22), 224105(2001).
  22. Ovid’ko, I. A. Deformation of nanostructures. Science. 295 (5564), 2386(2002).
  23. Murayama, M., Howe, J. M., Hidaka, H., Takaki, S. Atomic-level observation of disclination dipoles in mechanically milled, nanocrystalline Fe. Science. 295 (5564), 2433(2002).
  24. Wang, L., et al. Grain rotation mediated by grain boundary dislocations in nanocrystalline platinum. Nature Communications. 5, 4402(2014).
  25. Edalati, K., et al. Influence of dislocation-solute atom interactions and stacking fault energy on grain size of single-phase alloys after severe plastic deformation using high-pressure torsion. Acta Materialia. 69, 68-77 (2014).
  26. Edalati, K., Horita, Z. High-pressure torsion of pure metals: Influence of atomic bond parameters and stacking fault energy on grain size and correlation with hardness. Acta Materialia. 59 (17), 6831-6836 (2011).
  27. Yamakov, V., Wolf, D., Phillpot, S. R., Mukherjee, A. K., Gleiter, H. Deformation-mechanism map for nanocrystalline metals by molecular-dynamics simulation. Nature Materials. 3 (1), 43-47 (2004).
  28. Starink, M. J., Cheng, X., Yang, S. Hardening of pure metals by high-pressure torsion: A physically based model employing volume-averaged defect evolutions. Acta Materialia. 61 (1), 183-192 (2013).
  29. Yang, T., et al. Ultrahigh-strength and ductile superlattice alloys with nanoscale disordered interfaces. Science. 369 (6502), 427(2020).
  30. Hu, J., Shi, Y. N., Sauvage, X., Sha, G., Lu, K. Grain boundary stability governs hardening and softening in extremely fine nanograined metals. Science. 355 (6331), 1292(2017).
  31. Yue, Y., et al. Hierarchically structured diamond composite with exceptional toughness. Nature. 582 (7812), 370-374 (2020).
  32. Li, X. Y., Jin, Z. H., Zhou, X., Lu, K. Constrained minimal-interface structures in polycrystalline copper with extremely fine grains. Science. 370 (6518), 831(2020).
  33. Yan, S., et al. Crystal plasticity in fusion zone of a hybrid laser welded Al alloys joint: From nanoscale to macroscale. Materials and Design. 160, 313-324 (2018).
  34. Khalajhedayati, A., Pan, Z., Rupert, T. J. Manipulating the interfacial structure of nanomaterials to achieve a unique combination of strength and ductility. Nature Communications. 7 (1), 10802(2016).
  35. Chen, L. Y., et al. Processing and properties of magnesium containing a dense uniform dispersion of nanoparticles. Nature. 528 (7583), 539-543 (2015).
  36. Zhou, X., et al. High-pressure strengthening in ultrafine-grained metals. Nature. 579 (7797), 67-72 (2020).
  37. Lutterotti, L., Vasin, R., Wenk, H. -R. Rietveld texture analysis from synchrotron diffraction images. I. Calibration and basic analysis. Powder Diffraction. 29 (1), 76-84 (2014).
  38. Singh, A. K., Balasingh, C., Mao, H. K., Hemley, R. J., Shu, J. F. Analysis of lattice strains measured under nonhydrostatic pressure. Journal of Applied Physics. 83 (12), 7567-7575 (1998).
  39. Hemley, R. J., et al. X-ray imaging of stress and strain of diamond, iron, and tungsten at megabar pressures. Science. 276 (5316), 1242-1245 (1997).
  40. Merkel, S., et al. Deformation of polycrystalline MgO at pressures of the lower mantle. Journal of Geophysical Research-Solid Earth. 107, 2271(2002).
  41. Singh, A. K. The lattice strains in a specimen (cubic system) compressed nonhydrostatically in an opposed Anvil device. Journal of Applied Physics. 73 (9), 4278-4286 (1993).
  42. Van Swygenhoven, H., Derlet, P. M., Frøseth, A. G. Stacking fault energies and slip in nanocrystalline metals. Nature Materials. 3 (6), 399-403 (2004).
  43. Chung, H. Y., et al. Synthesis of ultra-incompressible superhard rhenium diboride at ambient pressure. Science. 316 (5823), 436-439 (2007).
  44. Jo, M., et al. Theory for plasticity of face-centered cubic metals. Proceedings of the National Academy of Sciences. 111 (18), 6560(2014).
  45. Klueh, R. L. Miniature tensile test specimens for fusion reactor irradiation studies. Nuclear Engineering and Design, Fusion. 2 (3), 407-416 (1985).
  46. Konopík, P., Farahnak, P., Rund, M., Džugan, J., Rzepa, S. Applicability of miniature tensile test in the automotive sector. IOP Conference Series: Materials Science and Engineering. 461, 012043(2018).
  47. Yang, J., et al. Strength enhancement of nanocrystalline tungsten under high pressure. Matter and Radiation at Extremes. 5 (5), 058401(2020).
  48. Chen, B. Exploring nanomechanics with high-pressure techniques. Matter and Radiation at Extremes. 5 (6), (2020).

Toegang beperkt. Log in of start een proefperiode om deze inhoud te bekijken.

Herprints en machtigingen

Tags

Ultrafijne metalenradiale diamantaanvalcelröntgendiffractienanodeeltjesgroottedifferentiële spanningsynchrotronstralingtransmissie-elektronenmicroscopiepakkingassemblagenanoindentatie
Bepaling van de mechanische sterkte van ultrafijnkorrelige metalen
Neem contact met ons op
Aanbevelen aan de bibliotheek

Privacy

Gebruiksvoorwaarden

Beleidsoverzicht

Copyright © 2026 MyJoVE Corporation. Alle rechten voorbehouden.