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Scientific Reports volumen 5, Número de artículo: 15405 (2015) Citar este artículo

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Los compuestos de metal reforzado con CNT tienen un gran potencial debido a sus propiedades superiores, como peso ligero, alta resistencia, baja expansión térmica y alta conductividad térmica. Los mecanismos de fortalecimiento actuales del compuesto CNT/metal se basan principalmente en la interacción de los CNT con las dislocaciones y la alta resistencia intrínseca de CNT. Aquí demostramos que la carga de choque láser del compuesto CNT/metal da como resultado nanogemelos de alta densidad, fallas de apilamiento, dislocación alrededor de la interfaz CNT/metal. Los compuestos exhiben una mayor resistencia con una excelente estabilidad. Los resultados se interpretan mediante simulación de dinámica molecular y experimentos. Se encuentra que la interacción de la onda de choque con los CNT induce un campo de tensión, mucho más alto que la presión de choque aplicada, que rodea la interfaz CNT/metal. Como resultado, los nanogemelos se nuclearon bajo una presión de choque mucho más baja que los valores críticos para generar gemelos en metales. Esta nanoestructura única híbrida no solo mejora la resistencia, sino que también la estabiliza, ya que los límites de los nanogemelos alrededor de los CNT ayudan a fijar el movimiento de dislocación.

Los nanotubos de carbono exhiben propiedades eléctricas y térmicas, rigidez y resistencia súper altas debido a sus estructuras únicas1,2. Estas propiedades superiores hacen que el CNT sea un refuerzo ideal para los compuestos de nanocompuestos de matriz metálica que se utilizarán en las industrias aeroespacial y automotriz1,3. Estas fuertes propiedades mecánicas se deben a las propiedades excepcionales de los CNT, el pequeño camino libre medio entre los CNT vecinos y la gran restricción proporcionada por la gran área superficial de los CNT. Las propiedades del refuerzo de nanomateriales están dominadas por sus características superficiales, más que por sus propiedades a granel en los refuerzos a microescala. Las interfaces únicas entre los CNT y la matriz metálica pueden conducir a mejoras significativas en las propiedades mecánicas. Actualmente, se han desarrollado varios métodos1 para integrar CNT en metales, incluida la pulvimetalurgia, el procesamiento de deformación, el procesamiento en fase de vapor, el procesamiento de solidificación, la electroquímica y la deposición por láser. Con el fin de fortalecer aún más los compuestos, se ha intentado la torsión y laminación a alta velocidad de compuestos CNT/metal compactos en polvo para lograr mejores propiedades mecánicas4,5. Sin embargo, debido a la baja tasa de deformación intrínseca (menos de 103/s) de estos métodos, el mecanismo de fortalecimiento generalmente está dominado por el fortalecimiento de la dislocación y los efectos de pining de los CNT. En este estudio, presentamos un nuevo mecanismo para fortalecer las interfaces CNT/metal por carga de choque.

La plasticidad de la dislocación en compuestos metálicos reforzados con nanomateriales está controlada por la activación térmica y mecánica de las fuentes en las interfaces nanomateriales/metal, un mecanismo que requiere fluctuaciones, lo que implica una escala de tiempo intrínseca que podría explicar la sensibilidad de la tasa de deformación reportada. Esto sugiere que un aumento de la velocidad de deformación de 104/s a 106 ~ 107/s, como en una carga de choque, puede resultar en un régimen diferente. Durante la carga de choque, la relajación lateral no tiene tiempo de ocurrir y se acumula presión. En los compuestos de CNT/metal, el efecto de fijación de los CNT también dificulta el escape de las dislocaciones de los amontonamientos que generan grandes tensiones frente a los CNT. En estas condiciones, la plasticidad está controlada tanto por una alta velocidad de deformación como por una alta presión. Cuando las tensiones locales frente a los CNT superan la tensión crítica para la nucleación de gemelos, se pueden formar gemelos de deformación de alta densidad.

Presentamos simulaciones atomísticas de compuestos CNT/metal sometidos a choque, en las que las escalas de tiempo de compresión extremadamente cortas están asociadas con la carga de choque y comparamos las microestructuras con las microestructuras después de la carga de choque láser experimental de compuestos CNT/metal. La sección transversal de la estructura sinterizada por láser se muestra esquemáticamente en la Fig. 1a. Los nanotubos de pared múltiple (MWNT) se integran en una matriz de hierro mediante sinterización por láser (LS)6, seguida de un proceso de granallado por láser (LSP). La simulación de dinámica molecular revela la alta tensión local acumulada alrededor de la interfaz CNT/metal, lo que permite la formación de nanogemelos de alta densidad. Tanto la simulación MD como los resultados experimentales muestran que los nanogemelos se nuclearon en la matriz de hierro. Los nanogemelos nucleados y los MWNT juntos ayudan a aumentar en gran medida la fuerza y estabilizar el movimiento de dislocación.

Descripción general de la interacción de ondas de choque láser con CNT/compuestos metálicos.

( a ) Vista de sección transversal de MWNT en matriz de hierro después de LS. ( b ) Esquema del proceso LSP, onda de choque que interactúa con el metal y los MWNT que generan una deformación de alta tasa de tensión. ( c ) Sección transversal de Fe / MWNT después de LSP. ( d ) Imagen TEM de MWNT después de LSP, barra de escala: 2 nm. ( e ) Imagen TEM de alta resolución del área seleccionada en ( d ) que muestra la microestructura de la interfaz alrededor de MWNT, barra de escala: 2 nm. ( f ) Estructura de MWCNT dentro de la matriz de hierro. ( g ) Vista de sección transversal después de la simulación MD que muestra la nucleación gemela alrededor de CNT en la estructura bcc.

La deposición láser de CNT/compuestos de hierro sigue nuestros enfoques anteriores mediante los cuales tanto los MWNTs6 como el óxido de grafeno pueden dispersarse uniformemente y alinearse verticalmente en la sección transversal de la matriz. Debido a la gran superficie de los CNT, tienden a aglomerarse cuando no se proporcionan dispersantes. Aquí, los MWNT se mezclaron con PVA y se depositaron capa por capa sobre el sustrato6. Durante la sinterización por láser, el PVA se vaporizaba a alta temperatura cuando el metal y los CNT se fundían y solidificaban6. La Figura S1a muestra el XRD de varias condiciones: después del recubrimiento, después de la sinterización por láser y después de la sinterización por láser más granallado por láser. El carburo de hierro se generó después de la sinterización por láser. Podemos ver que el PVA se eliminó por completo después de la sinterización por láser en la Fig. S1b. La evaporación de las burbujas de PVA del hierro líquido ayuda a alinear los MWNT verticalmente en la matriz de hierro6. El rápido proceso de calentamiento y enfriamiento evitó la agregación de MWNT y dispersó con éxito los MWNT de manera uniforme en la matriz metálica6.

Luego se realizó una carga de choque láser en los compuestos de hierro reforzado con MWNT, como se muestra en la Fig. 1b. Un láser de pulso transmite el confinamiento e irradia el material ablativo, formando plasma a medida que la temperatura aumenta drásticamente. La expansión del plasma está confinada por la capa de confinamiento, lo que da como resultado que las ondas se propaguen en el metal e interactúen con el metal/MWNT a una alta velocidad de deformación. Las microestructuras típicas de MWNT/compuesto metálico después de una carga de choque se demostraron en la Fig. 1d. La Figura 1e muestra una imagen TEM de alta resolución del área interfacial de MWNT y matriz de hierro. La muestra de TEM, con cierto espesor, se preparó mediante el método FIB lift-off. Los MWNT observados se incrustaron en la muestra de TEM. La vista atómica de la Fig. 1e, que muestra átomos altamente desordenados y rotación, es la vista superpuesta de MWNT y matriz de hierro. Las áreas en círculo representan la transición de los átomos de hierro que se deforman bajo una carga de choque. Las composiciones después del recubrimiento, la deposición láser y la carga de choque láser se midieron mediante XRD, como se muestra en la Fig. S1. En la Fig. 1f, la capa interior de nanotubos de carbono tiene un diámetro de 40,68 Å, sillón (30, 30). El nanotubo de carbono exterior con un diámetro de 81,36 Å consta de 120 átomos de carbono en el ecuador, sillón (60, 60). La estructura inicial de cada caso se ha creado utilizando MATLAB. Las microestructuras de simulación alrededor de los MWNT se capturaron desde el plano (1 1 0) representado en la Fig. 1g.

Debido a las limitaciones experimentales, es difícil medir directamente el proceso de deformación dinámica durante cargas de alta velocidad de deformación a nanoescala. Presentamos una simulación MD a gran escala sobre la carga de choque de los compuestos MWCNT/Iron. La Figura 2 muestra la distribución de tensión a escala atomística, el desorden y los defectos en los compuestos MWCNT/hierro durante la carga de choque. El video grabado (película S1) representa la propagación de la onda de choque en el compuesto MWNTs/Iron. Las Figuras 2a–c muestran la presión atómica de cada átomo durante la carga de choque, que se calcula en unidades de energía. El choque se cargó desde abajo y se propagó hacia la superficie superior. La presión máxima en el lado de MWNT durante la carga de choque fue de 16,075 GPa, que es mucho mayor que la presión de choque aplicada (10 GPa). Esta alta tensión local se acumula alrededor de la interfaz MWNT/metal debido a la presencia de barreras de dislocación y la ocurrencia de acumulación de dislocaciones. La evolución del parámetro de centrosimetría (CS), el desorden de la estructura, se muestra en la Fig. 2d-f. El parámetro CS aumenta después de que la onda de choque pasa a través de los compuestos CNT/metal y deja la interfaz con una alta densidad de defectos. Para obtener una perspectiva general de los defectos en la estructura, debemos distinguir entre varios defectos (dislocaciones, superficie libre de grafeno, fallas de apilamiento y maclas). Una forma de lograr este propósito es utilizar el análisis de coordenadas7. La Figura 2g-i muestra las estructuras atómicas altamente desordenadas y rotadas en el área interfacial de MWNT y la matriz de hierro bajo el granallado con láser. Para describir los defectos con mayor claridad, utilizamos el análisis de vecinos comunes8,9 mediante el cual es posible clasificar los átomos en BCC, FCC, HCP o estructura atómica desconocida. Teniendo en cuenta que ver átomos de FCC y HCP en la estructura BCC es una superficie defectuosa, sabemos que la secuencia de apilamiento en HCP y FCC es ABAB y ABCABC, respectivamente. Por lo tanto, podemos discriminar las fallas de apilamiento de otros tipos de defectos donde los átomos HCP y FCC estén uno al lado del otro. Por otro lado, se ha demostrado10 que el entrelazamiento puede percibirse como una serie de fallas de apilamiento que se suceden entre sí, por lo que una capa intermedia de FCC y HCP en la matriz de hierro es un indicador de entrelazamiento. Podemos localizar dislocaciones y superficie libre por estructura atómica desconocida (gris). También se ha utilizado el algoritmo de extracción de dislocaciones para obtener defectos 1D y 2D dentro de la estructura después del proceso de choque. La Figura 2j representa el resultado obtenido del código DXA11. Muestra una alta densidad de fallas de apilamiento y límites gemelos alrededor de los MWNT.

Instantáneas de carga de choque de MWNT/compuesto de hierro mediante simulación MD.

(a–c) Distribución de presión. ( d – f ) Desorden representado por el parámetro centro-simetría. (g-i) Distribución de defectos durante la carga de choque. (j) dislocaciones y límites gemelos dentro de la estructura impactada.

También se investigó la onda de choque que pasa por el principio (Fig. 3a-c) y el final (Fig. 3d-f) de MWNT. En la Fig. 3a, d, podemos ver la distribución de baja presión al principio y al final de los MWNT. En correspondencia con este fenómeno, también se observaron valores más bajos de CS al principio y al final de los MWNT. Tiene su origen en el hecho de que en ambos extremos de MWNT, la onda de choque interactúa con el espacio abierto dentro de los anillos de nanotubos de carbono en lugar de las paredes laterales de los CNT. Forma una zona de metal muerto muy pequeña en respuesta a la propagación del choque. También demuestra cómo MWNT funciona como impedimento para la propagación del choque y reflejará el choque. Este reflejo puede ser otra fuente de estructura altamente defectuosa que rodea a los CNT.

Simulación de MD en el frente de choque que pasa por el principio y el final de MWNT.

Distribución de presión al (a) principio y (d) final de CNT. Parámetro de centro-simetría al principio (b) y (e) al final de CNT. La carga de choque generó defectos al principio (c) y (f) al final de CNT. ( g ) tensión de flujo a medida que la onda de choque pasa por el hierro y ( h ) CNT / celdas de hierro respectivamente.

La tensión de flujo durante el proceso de choque ha sido monitoreada en simulación MD tanto para hierro puro como para compuestos de Fe/CNT después de 4000 pasos de tiempo. Como se muestra en la Fig. 3g,h, el frente de choque está en el punto de 280 Å tanto para la matriz de hierro como para el compuesto CNT. La tensión de flujo detrás del frente de choque es de 9e6 bars.Å3 y 12.5 e6 bars.Å3 para hierro puro y compuesto CNT, respectivamente. Muestra un aumento del 39 % en la resistencia del compuesto CNT. Hay una disminución en la tensión de flujo detrás del choque en el caso de CNT que puede ser el resultado de las interacciones del choque con los átomos de carbono. Es interesante ver que el pico del frente de choque es más débil para el compuesto CNT. Muestra cómo CNT juega un papel fundamental en la forma en que el choque se propaga en la matriz de hierro. La rugosidad de la curva de tensión de flujo en el compuesto CNT es otro soporte para las fuertes interacciones de hierro-carbono durante el proceso de choque.

Además de las simulaciones que se muestran arriba, hemos realizado experimentos para comprender el comportamiento de los compuestos CNT/metales en condiciones extremas. Los resultados experimentales están de acuerdo con nuestras simulaciones atomísticas. Aunque la densidad exacta de dislocaciones en las muestras recuperadas es difícil de estimar, nuestras imágenes TEM de alta resolución muestran dislocaciones residuales dentro de algunos nanogranos (Fig. 4). Esto es bastante inusual en materiales nanocristalinos y no es fácil de lograr en condiciones normales de deformación12. Después de la carga de choque, se puede ver una vista más enfocada e interesada de las microestructuras en la Fig. 4a,b, que se ve a lo largo del eje de la zona <110>. El proceso de evolución de la microestructura se muestra en la película S2. Demuestra la generación y propagación de nanogemelos y otras microestructuras. En la Fig. 4a se muestran múltiples límites de gemelos y la Fig. 4b muestra un único límite de gemelos coherente. En la Fig. 4a, b, todos los átomos que no son bcc se muestran en blanco, mientras que los átomos bcc se presentan en azul. En la figura 2g-i, solo los átomos que no pertenecen a una estructura atómica específica están coloreados de blanco. La microestructura transversal se caracterizó cuidadosamente mediante TEM de alta resolución y se descubrió la estructura entrelazada. La Figura 4c muestra una estructura de múltiples gemelos con límites no coherentes alrededor de un nanotubo de carbono. La vista de primer plano de un nanogemelo coherente se muestra en la figura TEM de gran aumento en la Fig. 4d, que es un gemelo. El límite gemelo coherente (TB) está marcado en la Fig. 4d. La imagen de inserción es su patrón de difracción de área seleccionada (SAED). El patrón de difracción de inserción demuestra aún más la estructura nanogemelo en la Fig. 4d. Los resultados en la Fig. 4 muestran que la simulación y los resultados experimentales coinciden entre sí. La simulación MD proporciona una poderosa herramienta para revelar el progreso de la evolución de la microestructura bajo carga de choque.

Vista atómica de nanogemelos.

( a ) Resultados de simulación dinámica molecular de múltiples gemelos con límites de gemelos no coherentes generados después de la carga de choque. (b) Nanotwin con límite coherente. ( c ) Imagen TEM de alta resolución de múltiples gemelos con límites de gemelos no coherentes. ( d ) Imagen TEM de alta resolución de nanotwin con límite coherente. Barra de escala en (c, d): 1 nm.

Se reportó la generación de maclas en hierro bcc por carga de choque láser a una alta presión de 13.2 GPa13,14. Se observó una gran escala de microgemelos en hierro15 cargado con choque (~16,4 GPa). La presión máxima medida de la matriz de hierro granallada alrededor de MWNT es de 16,075 GPa. Este valor es mucho más alto que los valores críticos para la nucleación de maclas en hierro bcc. Las maclas en metales y aleaciones más allá de la presión crítica pueden ser inducidas por cargas de choque planas7. Una macla se inicia a partir de una región de deslizamiento plano y se espesa al aumentar la deformación plástica16. Las características cristalográficas y morfológicas similares generadas por maclas convencionales y deformadas por choque llevan a la conclusión de que los mecanismos responsables de la nucleación y el crecimiento deberían ser similares17. El entrelazamiento y el deslizamiento siempre deben comenzar en el sistema más sometido a esfuerzos16. En nuestro artículo, esta área alrededor del lado de MWNT tiene la mayor concentración de tensión. También explica por qué podemos observar nanogemelos en la Fig. 4a,b desde esta área. Algunos otros resultados también revelaron que se descubrió un entrelazamiento adicional en la región contigua de las partículas de la segunda fase y la matriz por dos factores: la tensión de interfaz y la onda de choque reflejada, refractada y perturbada al pasar a través de las partículas17. La inclusión tiene un claro efecto sobre la distribución de maclas de deformación. La región "aguas abajo" de la inclusión tiene una dureza superior a la media, mientras que la dureza residual está relacionada con la raíz cuadrada del pico de presión7. Se demostró que el estrés se concentraba en y alrededor de las nanopartículas después de LSP18. Los gemelos delgados se formarían a presiones inducidas por choque más bajas, ya que la emisión de dislocaciones y la activación de los procesos de deslizamiento dependen de la presión17.

Se descubrió una alta densidad de dislocaciones en la sección transversal del compuesto de metal reforzado con nanopartículas de TiN después de LSP19. Sin embargo, no hay generación de nanogemelos ya que la localización del estrés causada por la interacción de las ondas de choque con las nanopartículas20 no es lo suficientemente alta como para emitir nanogemelos. Nuestra simulación MD también muestra que la tensión se concentra alrededor del CNT. El estrés localizado da como resultado la nucleación de nanogemelos cerca del lado de los MWNT después de la carga de choque. La detención abrupta del movimiento de dislocación a una deformación de alta velocidad de deformación puede generar una placa gemela que inmediatamente se convierte en el modo dominante de deformación plástica21. Se requiere una alta concentración de energía de deformación para la formación de maclas y esto puede ser proporcionado por la concentración de tensión. Debido a que la tensión concentrada disminuye rápidamente lejos de los MWNT, es posible que las dislocaciones generadas por la carga de choque no puedan alejarse de las fuentes. Los nanotubos de carbono de tamaño nanométrico inhiben el movimiento de las dislocaciones, lo que lleva a la flexión de las dislocaciones22. Este fenómeno se denomina bucle de Orowan. Produce un estrés posterior, evita una mayor migración de dislocaciones y da como resultado la emisión local de nanogemelos alrededor de los MWNT23. Aparentemente, esta concentración de tensión localizada no puede afectar la respuesta general de los materiales bajo la carga de choque aplicada23. Sin embargo, con una relación de peso más alta y nanotubos de carbono bien distribuidos, es posible generar nanogemelos altamente densos en nanocompuestos de Fe/CNT.

El efecto de fortalecimiento de la matriz de hierro bajo diferentes condiciones de procesamiento de la superficie se muestra en la Fig. 5. La microdureza de la superficie (dureza Vickers) (Fig. 5a) de la muestra tal como se recibe es 310 VHN. La dureza de la superficie después de la sinterización por láser 11 wt. El % de nanopartículas de TiN aumentó a 410 VHN19,24,25, mientras que la dureza aumentó a 605 VHN cuando 2 wt. El % de MWNT se integró en la matriz de hierro. La dureza de la superficie está relacionada con la densidad de dislocaciones: , donde H* y α son las constantes de los materiales, G es el módulo de corte, b es el vector de Burger y es la densidad de dislocaciones. Los aumentos de densidad de dislocaciones por desajuste de expansión térmica se pueden expresar mediante22:

Resultados de las pruebas de resistencia.

(a) Microdureza de la superficie de las muestras después de varias condiciones de procesamiento, incluso tal como se recibieron, LS de 11 wt. % de nanopartículas de TiN, LS más LSP de 11 en peso. % de nanopartículas de TiN, LS de 2 wt. % de MWNT y LS más LSP de 2 wt. % MWNT. (b) Curvas de deformación por tensión de las muestras después de varias condiciones de procesamiento, incluso tal como se recibieron, LS de 2 wt. % de MWNT y LS más LSP de 2 wt. % MWNT.

donde Vf es la fracción de volumen de los MWNT, ε es la tensión térmica, b son los vectores de Burgers y t es el diámetro de los MWNT. A medida que aumenta la presión máxima, P (en la carga de choque de compresión de onda plana), aumentan tanto la densidad de dislocaciones como la dureza de la superficie. La dureza superficial de LS más LSP de 11 wt. % de nanopartículas de TiN19,25 y 2 wt. El % de MWNT son 550 y 645 VHN, respectivamente. La dureza aumentó en un 108% comparando el material base con el compuesto después de LS más LSP al integrar 2 wt. % MWNT.

Para medir la relación tensión-deformación de estas capas delgadas, se llevó a cabo una indentación instrumentada con una punta esférica para proporcionar estimaciones del comportamiento de tensión-deformación de las muestras en tres condiciones de procesamiento: (1) después del granallado por láser de CNT sinterizado por láser/ compuesto de Fe; (2) después de la sinterización por láser del compuesto CNT/Fe; (3) como muestra recibida. Como se muestra en la Fig. 5b, las curvas típicas de tensión y deformación para las tres condiciones, el límite elástico de la muestra después de LSP más LS (es aproximadamente un 100 % más alto que el de la muestra recibida y aproximadamente un 50 % más alto que el de la muestra después de LS). Los métodos de prueba y la interpretación de la deformación por tensión se pueden encontrar en los materiales de apoyo en línea.

Durante LSP, los MWNT pueden acumular dislocaciones y también generar nanogemelos y la densidad de dislocaciones aumentaría durante la deformación plástica10.

donde σ es la tensión de flujo, σ0 es la tensión de fricción, α es la constante (1/3), MT es el factor de Taylor (3 para materiales policristalinos sin textura)26, b son los vectores de hamburguesas y ρ es la densidad de dislocación. El movimiento de dislocación es inhibido por nanotubos de carbono y nanogemelos. El estrés posterior, como resultado de la interacción de la onda de choque con los CNT, aumentará la resistencia para un mayor movimiento de las dislocaciones y también aumentará el límite elástico22. Las maclas de deformación también pueden fortalecer los materiales debido a una reducción de la longitud de deslizamiento efectiva (efecto Hall-Petch) y un aumento de la dureza en el área de macla (Mecanismo de Basinski)22. Estos efectos juntos contribuyen al aumento de la fuerza.

La estabilidad térmica del endurecimiento por trabajo superficial también se investigó mediante el recocido a 350 °C. En el estudio anterior, se descubrió que las nanopartículas de TiO2 no solo endurecen los materiales, sino que también bloquean las dislocaciones mediante efectos de fijación7. Las nanopartículas también pueden evitar que las dislocaciones se recuezan7. Nuestro estudio anterior también muestra que las nanopartículas integradas ayudaron a aumentar la estabilidad térmica de la dureza superficial19. La Figura 6a muestra esquemáticamente la acumulación de dislocaciones por varios gemelos alrededor de los MWNT. Varias capas de planos nanogemelos bloquearon el movimiento de dislocación en la matriz de hierro. La figura 6b muestra que la dureza superficial de LS de 2 wt. El % de MWNT cayó de 550 VHN a 430 VHN después de 20 minutos de recocido, lo que disminuyó alrededor del 22 %. La microdureza finalmente alcanzó 320 VHN después de 5 minutos. Por otro lado, la microdureza de la superficie de la muestra después de la carga de choque disminuyó a 630 VHN después de 200 minutos de recocido y descendió lentamente a 625 VHN después de 500 minutos. La dureza solo disminuye un 3% después de 500 minutos de recocido. Existen dos microestructuras significativas en la sección transversal: MWNT y nanogemelos. Los MWNT bloquearon el movimiento de dislocación por el efecto de bucle de Orowan22. Los límites gemelos se ven como una línea en las figuras TEM, sin embargo, en realidad son planos gemelos en la sección transversal, que son paralelos a la dirección en la que obtuvimos las figuras TEM. Estos límites gemelos también sirvieron como barreras para el movimiento de dislocación y lo estabilizaron en gran medida. Basinski et al. propusieron que las dislocaciones deslizantes antes de la macla se convertían en dislocaciones sésiles después de la generación de maclas12,22, lo que mejora la estabilidad térmica de las dislocaciones.

Ultra alta estabilidad de dislocación.

( a ) Ilustración esquemática de la acumulación de dislocaciones a lo largo de múltiples gemelos alrededor de MWNT. (b) Estabilidad térmica de la microdureza superficial de LS de 2 wt. % MWNT y LS más LSP de 2 wt. % MWNT.

En resumen, la interacción de los nanotubos de carbono y la onda de choque láser se ha estudiado mediante experimentación y simulación para explorar las estructuras nanogemelos beneficiosas para obtener mejores propiedades mecánicas. Este informe presenta una técnica para controlar la densidad y distribución de nanogemelos mediante el diseño de la concentración y distribución de CNT en metales y la realización de estructuras nanogemelos diseñadas en estructuras metálicas a granel. Se encuentra que las nanoestructuras híbridas únicas dan como resultado una mayor resistencia con una excelente estabilidad. Los resultados de este informe abren nuevas formas de fabricar estructuras superresistentes y estables con una amplia variedad de aplicaciones. Se desarrolla una localización de estrés extremadamente alta alrededor del CNT durante la carga de choque del láser, mucho más alta que la presión de choque aplicada, lo que ayuda a emitir nanogemelos de alta densidad. Como resultado, los nanogemelos se nuclearon bajo una presión de choque mucho más baja que los valores críticos para generar gemelos. Este trabajo abre una vía para hacer uso de la alta velocidad de deformación para generar nanoestructuras en nanocompuestos basados en carbono.

Se seleccionó AISI 4140 como sustrato. El proceso de tratamiento térmico se puede encontrar en nuestros estudios anteriores6,19,27. Después del tratamiento térmico, la microdureza superficial se midió como 310 VHN. Los polvos de hierro (diámetro promedio de 4 μm) y los nanotubos de carbono de paredes múltiples (de Cheaptube Inc.) se usaron para la sinterización por láser. Los diámetros exterior e interior de los MWNT son de 8 a 15 nm y de 3 a 5 nm, respectivamente. La longitud de los MWNT es de 10 a 50 μm.

Se mezclaron polvo de hierro de tamaño micro (1,96 g) y MWNT (0,04) en 46 g de agua DI. Se añadió alcohol polivinílico (PVA), alrededor de 2 g, a la suspensión para separar los MWNT6,19,28. La suspensión se preparó agitando en placa calefactora a 90 °C durante más de 12 horas. La suspensión se revistió sobre la superficie del sustrato, que había sido pulida mecánicamente y secada en circunstancias de laboratorio29. Durante la sinterización por láser, el láser de fibra IPG trabajaba a 50 KHz y 100 W. El gas N2 se llenó en la cámara para evitar la oxidación durante todo el proceso.

LSP se realizó después de LS. Se utilizó un sistema láser Nd:YAG (longitud de onda de 1064 nm y longitud de pulso de 5 ns) para LSP. Los detalles del proceso LSP se pueden encontrar en nuestro artículo anterior19. A continuación, se realizó LSP en los nanocompuestos con una intensidad de láser de 4 GW/cm2 y la presión máxima calculada es de 8,662 ± 1,614 GPa19.

Las características de la microestructura de la sección transversal se caracterizaron mediante el sistema FEI Titan que opera a 300 keV y las muestras TEM se prepararon mediante el método de extracción utilizando el haz de iones enfocado (FIB) FEI Nova 200. La composición se caracterizó con un difractómetro de rayos X de foco Bruker D8 utilizando una fuente de Cu-Kα.

En este trabajo, se utilizó el paquete LAMMPS30 para la simulación MD de la propagación de choques a través de compuestos MWNT de hierro. El ancho del cuadro de simulación se establece en 30 nm para contar la repetición de CNT en distancias de 30 nm para mantener la relación de peso experimental del compuesto. La simulación MD se realizó en dos etapas: en primer lugar, se implementó la estructura completa sin restricciones con condiciones de contorno periódicas en todas las direcciones para alcanzar la condición de equilibrio. En segundo lugar, se induce un impactador de átomos de hierro con una velocidad de 1,2 km/s, lo que equivale a una presión de 9,72 GPa.

La microdureza del AISI 4140 inicial, la muestra con LS y la muestra con LS más LSP se midió con el instrumento de microdureza Leco M-400-H con una carga de 300 g y un tiempo de retención de 10 s.

Se llevó a cabo una indentación instrumentada con una punta esférica para proporcionar estimaciones del comportamiento de deformación por tensión de las muestras. Los experimentos se realizaron en un Hysitron Triboindenter 950, utilizando una punta de diamante nominalmente esférica con un radio de punta de 4970 nm, calibrada realizando indentaciones elásticas en monocristales de tungsteno e indentaciones en cuarzo fundido. Se utilizó el método de carga-descarga parcial desarrollado por Field y Swain31 para hacer 10 muescas únicas en cada material.

Cómo citar este artículo: Lin, D. et al. Superfortalecimiento y estabilización con nanotubos de carbono aprovechados nanogemelos de alta densidad en metales mediante carga de choque. ciencia Rep. 5, 15405; doi: 10.1038/srep15405 (2015).

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Descargar referencias

Agradecemos sinceramente el apoyo financiero del Instituto Nacional de Estándares y Tecnología de EE. UU. y la Oficina del Vicepresidente de Investigación de la Universidad de Purdue. Agradecemos sinceramente al Prof. David Bahr, al Dr. Michael Maughan y a la Sra. Raheleh Mohammad Rahimi de la Escuela de Ingeniería de Materiales de la Universidad de Purdue por la valiosa discusión y medición de las curvas de tensión y deformación. También apreciamos los esfuerzos de nanoindentación de las muestras por parte del Prof. Kejie Zhao y el Sr. Rong Xu de la Escuela de Ingeniería Mecánica de la Universidad de Purdue.

dong lin

Dirección actual: Departamento de Ingeniería de Sistemas Industriales y de Fabricación, Universidad Estatal de Kansas, Manhattan, KS, 66506, EE. UU.

sergey suslov

Dirección actual: Qatar Environment and Energy Research Institute (QEERI), HBKU, Qatar Foundation, Doha, Qatar

Lin Dong y Saei Mojib contribuyeron igualmente a este trabajo.

Escuela de Ingeniería Industrial, Universidad de Purdue, West Lafayette, IN, 47906, EE. UU.

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

Escuela de Ingeniería de Materiales, Universidad de Purdue, West Lafayette, 47906, IN, EE. UU.

sergey suslov

Centro de Nanotecnología Birck, Universidad de Purdue, West Lafayette, 47906, IN, EE. UU.

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

Escuela de Materiales y Metalurgia, Universidad de Ciencia y Tecnología de Wuhan, Wuhan, 430081, China

Gary J Cheng

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DL, MS y GJC escribieron el manuscrito. SS realizó TEM. DL y SJ realizaron experimentos de procesamiento láser. MS realizó simulación MD. SJ y MS realizaron una prueba de compresión con la ayuda del grupo Dr. DB. GJC concibió el concepto y supervisó el trabajo. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Los autores declaran no tener intereses financieros en competencia.

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Reimpresiones y permisos

Lin, D., Saei, M., Suslov, S. et al. Superfortalecimiento y estabilización con nanotubos de carbono aprovechados nanogemelos de alta densidad en metales mediante carga de choque. Informe científico 5, 15405 (2015). https://doi.org/10.1038/srep15405

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Recibido: 22 Abril 2015

Aceptado: 21 de septiembre de 2015

Publicado: 23 de octubre de 2015

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

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