Określanie wytrzymałości mechanicznej metali ultradrobnoziarnistych

Jianing Xu; Yanju Wang; Jinyuan Yan; Bin Chen

doi:10.3791/61819

Subskrypcja JoVE jest wymagana do oglądania tego materiału. Zaloguj się lub rozpocznij bezpłatny okres próbny.

Artykuł metodologiczny

Określanie wytrzymałości mechanicznej metali ultradrobnoziarnistych

2K wyświetleń

⸱

DOI:

10.3791/61819

⸱

22 listopada 2021

Jianing Xu^*¹^,² , Yanju Wang^*² , Jinyuan Yan³ , Bin Chen¹^,²

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

W tym artykule

Podsumowanie

Przedstawiony tutaj protokół opisuje eksperymenty z wysokociśnieniowymi promieniowymi ogniwami diamentowo-kowadełkowymi i analizę powiązanych danych, które są niezbędne do uzyskania wytrzymałości mechanicznej nanomateriałów ze znaczącym przełomem w stosunku do tradycyjnego podejścia.

Streszczenie

Mechaniczne wzmacnianie metali jest od dawna wyzwaniem i popularnym tematem materiałoznawstwa w przemyśle i środowisku akademickim. Zależność wielkości i wytrzymałości nanometali cieszy się dużym zainteresowaniem. Jednak scharakteryzowanie wytrzymałości materiałów w dolnej skali nanometrowej było dużym wyzwaniem, ponieważ tradycyjne techniki, takie jak nano-wgłębienie, kompresja mikrofilarów, rozciąganie itp., stają się już nieskuteczne i niezawodne. Obecny protokół wykorzystuje techniki dyfrakcji rentgenowskiej (XRD) promienistych ogniw diamentowo-kowadłowych (rDAC) do śledzenia zmian naprężeń różnicowych i określania wytrzymałości ultradrobnych metali. Stwierdzono, że najdrobniejsze cząstki niklu mają większą granicę plastyczności niż grubsze cząstki, a wzmocnienie wielkości niklu trwa do 3 nm. To istotne odkrycie w ogromnym stopniu zależy od skutecznych i niezawodnych technik charakteryzowania. Oczekuje się, że metoda rDAC XRD odegra znaczącą rolę w badaniu i badaniu mechaniki nanomateriałów.

Wprowadzenie

Odporność na odkształcenia plastyczne określa wytrzymałość materiałów. Wytrzymałość metali zwykle wzrasta wraz ze zmniejszaniem się wielkości ziaren. To zjawisko wzmacniania rozmiaru może być dobrze zilustrowane przez tradycyjną teorię relacji Halla-Petcha od milimetra do reżimu submikronowego¹^,², który opiera się na mechanizmie deformacji metali o dużych rozmiarach za pośrednictwem dyslokacji, tj. dyslokacje gromadzą się na granicach ziaren (GBs) i utrudniają ich ruchy, prowadząc do mechanicznego wzmocnienia metali³^,⁴.

Dla kontrastu, w ciągu ostatnich dwóch dekad dla drobnych nanometali odnotowano mechaniczne zmiękczenie, często określane jako odwrotna zależność Halla-Petcha5^,6^,⁷^,⁸^,⁹^,¹⁰. W związku z tym wytrzymałość nanometali jest nadal zagadkowa, ponieważ wykryto ciągłe utwardzanie dla wielkości ziaren do ~10 nm¹¹^,¹², podczas gdy zgłoszono również przypadki zmiękczenia rozmiaru poniżej reżimu 10 nm⁷^,⁸^,⁹^,¹⁰. Główną trudnością lub wyzwaniem w tym omawianym temacie jest wykonanie statystycznie powtarzalnych pomiarów właściwości mechanicznych ultradrobnych nanometali i ustalenie wiarygodnej korelacji między wytrzymałością a wielkością ziaren nanometali. Kolejna część trudności wynika z niejednoznaczności mechanizmów deformacji plastycznej nanometali. Zgłoszono różne defekty lub procesy w nanoskali, w tym dyslokacje^13,¹⁴, deformacja twinning¹⁵^,¹⁶^,¹⁷, błędy układania¹⁵^,¹⁸, GB migration¹⁹, GB sliding⁵^,⁶^,²⁰^,²¹, rotacja ziarna²²^,²³^,²⁴, parametry wiązania atomowego²⁵^,²⁶^,²⁷^,²⁸, itd. Jednak to, który z nich dominuje w odkształceniu plastycznym, a tym samym decyduje o wytrzymałości nanometali, jest nadal niejasne.

Dla powyższych zagadnień, tradycyjne metody badania wytrzymałości mechanicznej, takie jak próba rozciągania²⁹, test twardości Vickersa³⁰^,³¹, test nano-wgłębień³², kompresja mikrofilarów³³^,³⁴^,³⁵itd. są mniej skuteczne, ponieważ wysoka jakość dużych kawałków materiałów nanostrukturalnych jest tak trudna do wytworzenia, a konwencjonalny wgłębnik jest znacznie większy niż pojedyncza nanocząstka materiałów (w przypadku mechaniki pojedynczej cząstki). W tym badaniu wprowadzamy techniki radialnego przetwornika cyfrowo-analogowego XRD³⁶^,³⁷^,³⁸ do materiałoznawstwa, aby śledzić in situ granicę plastyczności i teksturowanie odkształceń nanoniklu o różnych rozmiarach ziaren, które są stosowane w dziedzinie nauk o Ziemi w poprzednich badaniach. Stwierdzono, że mechaniczne wzmocnienie może zostać rozszerzone do 3 nm, znacznie mniej niż wcześniej opisywane najbardziej znaczące rozmiary nanometali, co rozszerza reżim konwencjonalnej zależności Halla-Petcha, sugerując znaczenie technik rDAC XRD dla materiałoznawstwa.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Protokół

1. Przygotowanie próbek

Należy pozyskać proszek niklu o rozmiarach 3 nm, 20 nm, 40 nm, 70 nm, 100 nm, 200 nm i 500 nm z dostępnych źródeł komercyjnych (patrz Tabela materiałów). Charakterystyka morfologiczna przedstawiona jest na Rysunku 1.
Przygotowanie cząstek niklu o rozmiarze 8 nm poprzez ogrzewanie cząstek niklu 3 nm w kotle reakcyjnym (patrz Tabela materiałów).
1. Do kotła reakcyjnego należy wlać ~20 mL bezwodnego etanolu i wsypać ~50 mg proszku niklu 3 nm. UWAGA: Całość roztworu nie powinna przekraczać ~70% objętości kotła.
2. Kocioł reakcyjny należy ogrzewać w temperaturze 80 °C przez 24 h.
3. Roztwór należy schłodzić do temperatury pokojowej, a następnie nanieść niewielką kroplę roztworu na jedną siatkę miedzianą (siatka TEM, patrz Tabela materiałów).
4. Wysuszoną siatkę miedzianą należy umieścić w komorze transmisyjnego mikroskopu elektronowego (TEM) i obserwować morfologię próbki pod wiązką elektronów o napięciu 200 kV.
  UWAGA: Siatkę miedzianą suszono na powietrzu przez ~5 min lub przy użyciu lampy suszącej przez 5 min.
5. Rozkład wielkości cząstek należy zmierzyć ręcznie na podstawie obrazów TEM.
  UWAGA: Pomiar wielkości cząstek można również przeprowadzić przy użyciu dowolnego darmowego oprogramowania, np. Image J.
6. Roztwór należy odlać i odparować etanol w temperaturze pokojowej; pozostała czarna substancja stała jest czystym proszkiem niklu o średniej wielkości cząstek 8 nm.
Przygotowanie proszku niklu o rozmiarze 12 nm
1. Należy powtórzyć krok 1.2, zamieniając „bezwodny etanol” oraz „80 °C przez 24 h” na „bezwodny izopropanol” oraz „150 °C przez 12 h”, aby otrzymać czysty proszek niklu o średniej wielkości cząstek 12 nm.

2. Pomiary XRD w radialnej komorce DAC pod wysokim ciśnieniem

Wykonanie przezroczystej dla promieniowania rentgenowskiego uszczelki borowo-epoksydowej przy użyciu wiertarki laserowej (patrz Tabela materiałów).
1. Przygotowanie wspierających uszczelek z Kaptonu (rodzaj tworzywa sztucznego)
  UWAGA: Kapton to materiał z folii poliimidowej (patrz Tabela materiałów).
  1. Wycięcie wewnętrznego okręgu wiertarką laserową przy użyciu następujących parametrów: moc lasera 35%, trzy przejścia, prędkość cięcia 0,4 mm/s.
  2. Wycięcie zewnętrznego prostokąta przy użyciu parametrów: moc lasera 80%, dwa przejścia, prędkość cięcia 1,2 mm/s. Wymiary prostokąta wynoszą 8 x 1,4 mm.
2. Przygotowanie uszczelek borowo-epoksydowych z większego dysku borowego o średnicy ~10 mm.
  UWAGA: Dysk borowy jest wykonany poprzez prasowanie mieszaniny amorficznego proszku boru i kleju epoksydowego³⁶.
  1. Ręczne szlifowanie surowych dysków papierem ściernym do grubości 60-100 µm.
    UWAGA: Stosowany papier ścierny ma ziarnistość od ~400 do ~1000 mesh.
  2. Wycięcie wewnętrznych okręgów wiertarką laserową przy użyciu następujących parametrów: moc lasera 35%, trzy przejścia, prędkość cięcia 0,4 mm/s.
  3. Wycięcie zewnętrznego okręgu wiertarką laserową: moc lasera 30%, jedno przejście, prędkość cięcia 0,4 mm/s. Czynność powtarzać i przerwać natychmiast po oddzieleniu materiału.
3. Montaż uszczelek
  1. Umieszczenie wspierającej uszczelki z Kaptonu (przygotowanej w kroku 2.1.1) na szkiełku przedmiotowym.
  2. Umieszczenie wywierconej uszczelki borowej w wewnętrznym otworze uszczelki z Kaptonu. Należy upewnić się, że szerszy koniec uszczelki borowej znajduje się na górze.
  3. Nałożenie na górę kolejnego czystego szkiełka przedmiotowego. Należy je mocno przytrzymać i docisnąć, aż uszczelka zostanie stabilnie osadzona w otworze uszczelki z Kaptonu.
  4. Przechowywanie wykonanych zestawów uszczelek pomiędzy dwoma czystymi szkiełkami przedmiotowymi i owinięcie ich taśmą klejącą do późniejszego użycia.
    UWAGA: Średnica uszczelki, Ø = rozmiar kulminacji diamentu + 150 µm. Dla lepszej powtarzalności podczas przygotowywania uszczelki można stosować te same ustawienia (ewentualnie z niewielkimi korektami w razie błędów) do wiercenia i cięcia laserowego. W celu zapewnienia dobrego dopasowania rozmiarów, średnica uszczelek wprowadzana do cięcia laserowego wynosi Ø + 23 µm, natomiast średnica wewnętrznego otworu wspierających uszczelek z Kaptonu (wprowadzana do cięcia laserowego) wynosi Ø - 23 µm.
Ładowanie eksperymentu radialnego DAC
1. Montaż zestawu uszczelki
  1. Na monitorze komputera (podłączonego do mikroskopu optycznego) zaznaczyć kropkę, aby zlokalizować środek diamentu (diamentu tłoka DAC).
  2. Zamontować uszczelkę borowo-epoksydową (przygotowaną w kroku 2.1) tak, aby zaznaczony punkt znajdował się w centrum otworu uszczelki.
  3. Użyć szkiełka przedmiotowego do dociśnięcia zestawu uszczelki, tak aby uszczelka stabilnie osiadła na diamencie tłoka.
    UWAGA: DAC składa się z dwóch identycznych elementów diamentowych. Zazwyczaj górny nazywany jest diamentem cylindra, a dolny diamentem tłoka.
2. Czyszczenie i zagęszczanie układu uszczelki
  1. Załadować próbki o rozmiarze fragmentu mniejszym niż otwór uszczelki, tak aby nie doszło do przelania materiałów na powierzchnię uszczelki.
    UWAGA: Próbki oznaczają tutaj materiały kandydujące, które badaliśmy w naszych eksperymentach. W niniejszym badaniu próbkami są proszki Ni o różnych rozmiarach oraz odłamki Pt.
  2. Zamknąć komorę po załadowaniu nowego fragmentu próbki w celu uzyskania zwartości.
3. Ładowanie materiałów miękkich (takich jak złoto)
  1. Załadować tylko jeden fragment miękkiej próbki (materiał miękki powinien stanowić niewielką frakcję załadowanych materiałów).
  2. Użyć twardych materiałów amorficznych do wypełnienia otworu uszczelki w celu zapewnienia dobrej zwartości.
4. Ładowanie materiałów o niskim numerze atomowym (takich jak spinel, pirop, serpentynit)
  1. Wymieszać próbkę z 10% Pt lub Au. Wypełnić otwór uszczelki mieszaniną, unikając przelania.
  2. W razie potrzeby nałożyć na górę twarde materiały amorficzne dla zapewnienia dobrej zwartości.
Badania dyfrakcyjne rentgenowskie
1. Zamontować przezroczystą dla promieniowania rentgenowskiego uszczelkę borowo-kaptonową (przygotowaną w kroku 2.1) o grubości 100 µm i otworze komory 60 µm na szczycie kulminacji DAC o rozmiarze 300 µm, z wykorzystaniem glin wspierających.
2. Umieścić mały odłamek Pt na górze próbki Ni jako kalibrator ciśnienia.
  UWAGA: Nie stosowano ośrodka przekazującego ciśnienie, aby zmaksymalizować naprężenie różnicowe między osiątą osiową a radialną.
3. Użyć monochromatycznego promieniowania rentgenowskiego synchrotronowego (patrz Tabela materiałów) o energii 25 lub 30 keV do przeprowadzenia eksperymentów dyfrakcyjnych.
4. Sfocusować wiązkę rentgenowską do powierzchni ~30 x 30 µm² na próbce.
5. Zbierać dyfraktogramy rentgenowskie w odstępach ciśnienia 1-2 GPa za pomocą dwuwymiarowej płyty obrazowej (patrz Tabela materiałów) o rozdzielczości 100 µm/pixel. Wykorzystany układ przedstawiono na Rysunku 2 i Rysunku 3.
Analiza danych eksperymentalnych
1. Przetworzyć każdy obraz dyfrakcji rentgenowskiej do pliku zawierającego 72 widma w krokach azymutalnych 5° przy użyciu programu Fit2d³⁷^,³⁸^,³⁹^,⁴⁰^,⁴¹^,⁴².
  UWAGA: Dwuwymiarowy obraz dyfrakcyjny zawiera informacje z zakresu 360°. Aby przeanalizować informacje o naprężeniach i teksturze, konieczne jest rozdzielenie go na 72 pliki, z których każdy zawiera informacje azymutalne z zakresu 5°. Fit2d to oprogramowanie używane do analizy danych dyfrakcji rentgenowskiej³⁷^,³⁸^,³⁹^,⁴⁰^,⁴¹^,⁴².
2. Udoskonalić dyfraktogram metodą Rietvelda w oprogramowaniu MAUD³⁷. Odkształcenie sieci dla każdej płaszczyzny sieciowej uzyskano poprzez dopasowanie dyfraktogramu³⁷^,⁴⁰.
3. Obliczyć naprężenie różnicowe i granicę plastyczności zgodnie z teorią odkształceń sieciowych³⁸ i kryterium plastyczności von Misesa³⁸^,³⁹, postępując zgodnie z krokiem 2.5.
Teoria odkształceń sieciowych dla analizy danych eksperymentalnych
1. Wyznaczyć naprężenie różnicowe (różnicę między maksymalnymi komponentami naprężenia (σ₂₂ = σ₃₃) a minimalnym komponentem naprężenia (σ₁₁)), co zapewnia dolne ograniczenie szacunkowe granicy plastyczności materiału³⁸, σ_y, w oparciu o kryterium plastyczności von Misesa zgodnie z równaniem (1)³⁸:
  (1) t= σ₁₁-σ₃₃<2τ= σ_y.
2. Uzyskać zależne od kierunku odkształcenie dewiające Q_hkl poprzez pomiar odstępów d z różnych kierunków dyfrakcyjnych zgodnie z równaniem (2)³⁸:
  (2)
  gdzie d_0° i d_90° to odstępy d mierzone odpowiednio dla Ψ = 0° i Ψ = 90° (kąt między wektorem dyfrakcyjnym a osią obciążenia).
3. Następnie wyznaczyć wartość t przy użyciu równania (3)³⁸:
  
  gdzie G_R(hkl) i G_v są modułami ścinania agregatów odpowiednio w warunkach Reussa (izo-naprężenie) i Voigta (izo-odkształcenie); α jest współczynnikiem określającym względną wagę warunków Reussa i Voigta⁴⁰.
  UWAGA: Biorąc pod uwagę skomplikowane warunki naprężeń/odkształceń w obecnych eksperymentach, w niniejszym badaniu przyjęto α = 0,5.
4. Dla układu sześciennego obliczyć G_R(hkl) i G_v w następujący sposób, korzystając z równań 4-6³⁸^,⁴⁰^,⁴¹:
  (4)
  (5)
  (6)
  gdzie S_ij to podatności sprężyste pojedynczego kryształu, które można uzyskać z produktów stałych sztywności sprężystej C_ij materiałów.

3. Pomiary TEM

Przygotuj cienkie, poddane ciśnieniu folie Ni do TEM za pomocą systemu skupionej wiązki jonów (FIB) (patrz Tabela materiałów). Aby zredukować możliwe artefakty podczas trawienia jonowego próbki, na obszarze kandyducyjnym nanieś ochronną warstwę Pt o grubości ~1 µm przy użyciu działa Pt w SEM.
Wykonaj pomiary TEM przy użyciu skorygowanego przez aberracje transmisyjnego mikroskopu elektronowego o napięciu 300 kV, wyposażonego w detektory ciemnego pola pod wysokim kątem (HAADF) oraz jasnego pola (BF).
Wykonaj wysokorozdzielcze obrazy TEM.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Wyniki

W warunkach ściskania hydrostatycznego rozprostowane linie dyfrakcji rentgenowskiej powinny być proste, a nie zakrzywione. Jednakże przy ciśnieniu niehydrostatycznym krzywizna (eliptyczność pierścieni XRD, co przekłada się na nieliniowość linii wykreślonych wzdłuż kąta azymutu) znacznie zwiększa się dla niklu ultradrobnoziarnistego przy podobnych ciśnieniach (Rycina 4). Przy podobnym ciśnieniu różnicowe odkształcenie niklu o wielkości ziarna 3 nm jest najwyższe. Wyniki wytrzymałości mechanic...

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Dyskusja

Symulacje obliczeniowe są szeroko stosowane do badania wpływu wielkości ziaren na wytrzymałość nanometali 5,6,16,17,27,42. Zaproponowano, aby dyslokacje doskonałe, dyslokacje częściowe i deformacje GB odgrywały decydującą rolę w mechanizmach deformacji nanomateriałów. W symulacji dynamiki molekularnej Yamakov i

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Oświadczenia

Autorzy nie mają nic do ujawnienia.

Podziękowania

Dziękujemy za wsparcie od Narodowej Fundacji Nauk Przyrodniczych Chin (NSFC) pod numerami grantów 11621062, 11772294, U1530402 i 11811530001. Badania te były również częściowo wspierane przez Chińską Fundację Nauk Podoktoranckich (2021M690044). W badaniach wykorzystano zasoby Advanced Light Source, które jest obiektem DOE Office of Science User Facility o numerze kontraktu DE-AC02-05CH11231 oraz Shanghai Synchrotron Radiation Facility. Badania te były częściowo wspierane przez COMPRES, Konsorcjum ds. Badań Właściwości Materiałów w Naukach o Ziemi w ramach umowy o współpracy NSF EAR 1606856.

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Materiały

Lista materiałów użytych w tym artykule
Nazwa	Firma	Numer katalogowy	Komentarze
20 nm Ni	Nanomaterialstore	SN1601	Łatwopalny
3 nm Ni	nanoComposix		Łatwopalny
40, 70, 100, 200, 500 nm Ni	US nano	US1120	Łatwopalny
absolutny			jako roztwór do produkcji 8 nm
Ni Absolutny izopropanol			jako roztwór do produkcji 12 nm Ni
Amorficzny bor proszek	alfa asear
Siatka miedziana	Beijing Zhongjingkeyi Technology Co., Ltd.		Siatka TEM
Klej epoksydowy
Etanol			czysty zestaw eksperymentalny
Skupiona wiązka jonów	FEI
Szkiełko szklane Taśma
klejąca	Scotch
Kapton	DuPont		Materiał folii poliamidowej
Wiertarka	laserowa		znajduje się w laboratorium wysokociśnieniowym ALS
Monochromatyczna synchrotronowa	linia rentgenowska 12.2.2, Zaawansowane źródło światła (ALS), Lawrence Berkeley National Laboratory		Energia promieniowania rentgenowskiego: 25-30 keV
Mikroskop optyczny	Leica		do montażu uszczelki i ładowania próbek
Pt proszek	thermofisher	38374
Kocioł reakcyjny	Xian Yichuang Co., Ltd.		50 ml
Papier			od 400 mesh do 1000 mesh
Transmisyjna mikroskopia elektronowa	FEI		Titan G2 60-300
Dwuwymiarowa płyta pamięciowa	ALS, BL 12.2.2		mar 345

etanol ścierny

Bibliografia

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).
Conrad, H. Effect of grain size on the lower yield and flow stress of iron and steel. Acta Metallurgica. 11 (1), 75-77 (1963).
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).
Thompson, A. A. W. Yielding in nickel as a function of grain or cell size. Acta Metallurgica. 23 (11), 1337-1342 (1975).
Schiotz, J., Di Tolla, F. D., Jacobsen, K. W. Softening of nanocrystalline metals at very small grain sizes. Nature. 391 (6667), 561-563 (1998).
Schiotz, J., Jacobsen, K. W. A maximum in the strength of nanocrystalline copper. Science. 301 (5638), 1357-1359 (2003).
Conrad, H., Narayan, J. Mechanism for grain size softening in nanocrystalline Zn. Applied Physics Letters. 81 (12), 2241-2243 (2002).
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).
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).
Conrad, H., Narayan, J. On the grain size softening in nanocrystalline materials. Scripta Materialia. 42 (11), 1025-1030 (2000).
Chen, J., Lu, L., Lu, K. Hardness and strain rate sensitivity of nanocrystalline Cu. Scripta Materialia. 54 (11), 1913-1918 (2006).
Knapp, J. A., Follstaedt, D. M. Hall-Petch relationship in pulsed-laser deposited nickel films. Journal of Materials Research. 19 (1), 218-227 (2004).
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).
Chen, B., et al. Texture of Nanocrystalline Nickel: Probing the lower size limit of dislocation activity. Science. 338 (6113), 1448-1451 (2012).
Chen, M. W., et al. Deformation twinning in nanocrystalline aluminum. Science. 300 (5623), 1275-1277 (2003).
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).
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).
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).
Shan, Z. W., et al. Grain boundary-mediated plasticity in nanocrystalline nickel. Science. 305 (5684), 654-657 (2004).
Li, H., et al. Strain-Dependent Deformation Behavior in Nanocrystalline Metals. Physical Review Letters. 101 (1), 015502(2008).
Van Swygenhoven, H., Derlet, P. M. Grain-boundary sliding in nanocrystalline fcc metals. Physical Review B. 64 (22), 224105(2001).
Ovid’ko, I. A. Deformation of nanostructures. Science. 295 (5564), 2386(2002).
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).
Wang, L., et al. Grain rotation mediated by grain boundary dislocations in nanocrystalline platinum. Nature Communications. 5, 4402(2014).
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).
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).
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).
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).
Yang, T., et al. Ultrahigh-strength and ductile superlattice alloys with nanoscale disordered interfaces. Science. 369 (6502), 427(2020).
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).
Yue, Y., et al. Hierarchically structured diamond composite with exceptional toughness. Nature. 582 (7812), 370-374 (2020).
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).
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).
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).
Chen, L. Y., et al. Processing and properties of magnesium containing a dense uniform dispersion of nanoparticles. Nature. 528 (7583), 539-543 (2015).
Zhou, X., et al. High-pressure strengthening in ultrafine-grained metals. Nature. 579 (7797), 67-72 (2020).
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).
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).
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).
Merkel, S., et al. Deformation of polycrystalline MgO at pressures of the lower mantle. Journal of Geophysical Research-Solid Earth. 107, 2271(2002).
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).
Van Swygenhoven, H., Derlet, P. M., Frøseth, A. G. Stacking fault energies and slip in nanocrystalline metals. Nature Materials. 3 (6), 399-403 (2004).
Chung, H. Y., et al. Synthesis of ultra-incompressible superhard rhenium diboride at ambient pressure. Science. 316 (5823), 436-439 (2007).
Jo, M., et al. Theory for plasticity of face-centered cubic metals. Proceedings of the National Academy of Sciences. 111 (18), 6560(2014).
Klueh, R. L. Miniature tensile test specimens for fusion reactor irradiation studies. Nuclear Engineering and Design, Fusion. 2 (3), 407-416 (1985).
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).
Yang, J., et al. Strength enhancement of nanocrystalline tungsten under high pressure. Matter and Radiation at Extremes. 5 (5), 058401(2020).
Chen, B. Exploring nanomechanics with high-pressure techniques. Matter and Radiation at Extremes. 5 (6), (2020).

Dostęp ograniczony. Zaloguj się lub rozpocznij wersję próbną, aby wyświetlić tę treść.

Przedruki i uprawnienia

Tagi

Metale ultraprecyzyjne radialna komórka z kowadłami diamentowymi dyfrakcja rentgenowska rozmiar nanocząstek naprężenie różnicowe promieniowanie rentgenowskie synchrotronowe transmisyjna mikroskopia elektronowa montaż uszczelki nanoindentacja

Określanie wytrzymałości mechanicznej metali ultradrobnoziarnistych