In situ eksperimentinė nanomedžiagų mechanika atominėje skalėje | NPP Azijos medžiagos

In situ eksperimentinė nanomedžiagų mechanika atominėje skalėje | NPP Azijos medžiagos

Anonim

Dalykai

  • Mechaninės savybės
  • Nanoskalės medžiagos

Anotacija

Sub mikronų ir nanostruktūrizuotos medžiagos pasižymi dideliu stiprumu, ypač dideliu elastingumu ir neįprasta plastine deformacija. Šios savybės yra svarbios jų pritaikymui kaip nano ir mikro prietaisų gamybos blokams, taip pat kaip kompozicinių medžiagų, didelio stiprio konstrukcinių ir naujų funkcinių medžiagų komponentai. Šios su nanomokslu susijusios deformacijos ir mechaninis elgesys, atsirandantis dėl galimo dydžio ir matmenų poveikio bei mažo defektų tankio, žymiai skiriasi nuo jų įprastų birių atitikmenų. Nanomedžiagų mikrostruktūros evoliucijos proceso atominiu mastu supratimas, kai jos patiria išorinį stresą, yra labai svarbus norint suprasti šiuos „neįprastus“ reiškinius ir yra svarbus kuriant naujas medžiagas, naujas struktūras ir pritaikymą. Šioje apžvalgoje pristatomi naujausi metodai, būdai, prietaisai ir mokslinė pažanga, susijusi su atominių masių in situ deformacijų dinamika nanomedžiagose, įskaitant nanodaustus, nanovamzdelius, nanokristalus, nanofilmus ir polikristalines nanomedžiagas. Apžvelgiamos su nanomedžiagų eksperimentine mechanika susijusios neįprastos dislokacijos inicijavimas, dalinis dislokacijos perėjimas, kristaliniai-amorfiniai perėjimai ir lūžių reiškiniai. Taip pat aptariami dabartiniai apribojimai ir ateities aspektai, naudojant nanodalelių in situ aukštos skiriamosios gebos elektronų mikroskopiją. Taigi tikimasi naujos in situ eksperimentinės mechanikos tyrimų srities atominiu mastu.

Įvadas

Neseniai atlikti nanostruktūrizuotų medžiagų, įskaitant nanodalelių (NW), 1, 2 nanovamzdelių (NT), 1, 3, nanokristalų (NC), 4, 5, 6, 7 ir nanokristalinių, 8, 9 , nanokristalų (NP), nanokristalų (NC), 1, 3 nanokristalų (NC), nanodalelių (NP), 1, 3 nanokristalų (NC), 4 įvairius „neįprastos deformacijos“ reiškinius, palyginti su dideliais panašiais elementais, tokius kaip didelis stipris, nano-pjezoelektrinis poveikis ir neįprastas plastinės deformacijos elgesys. Akivaizdu, kad nanostruktūrinės medžiagos gali išlaikyti didesnį elastinių ir plastinių deformacijų dinaminį diapazoną nei įprastos medžiagos. Šių tyrimų rezultatai rodo, kad pagrindiniai dislokacijos procesai, kurie inicijuoja ir palaiko plastiko tekėjimą ir lūžimą nanoskalės medžiagose, yra žymiai kitokie nei įprastose biriose medžiagose. Šie „neįprasti“ reiškiniai ne tik suteikia šioms medžiagoms puikias mechanines savybes, bet ir leidžia suderinti jų juostų struktūras bei susijusias naujas elektronines, magnetines, optines, fotonines ir katalizines savybes. Nanomedžiagų (NM) atominio masto deformacijos mechanizmų atskleidimas ir jų elastinių bei plastinių savybių valdymas yra naudingi norint pasiekti norimas mechanines, fizikines ir chemines savybes naudojant įtempį ar deformaciją.

Nors buvo atlikti išsamūs tyrimai, siekiant ištirti mechanines NM savybes, 10 dauguma atominių mechanizmų yra pagrįsti kompiuterinėmis simuliacijomis, kurios gali nukentėti dėl netikslumų dėl empirinio ar pusiau empirinio interatominio potencialo, grūdų ribinių (GB) struktūrų ir aukšti deformacijų tempai. 11, 12 Šis straipsnis skirtas naujausiems in situ eksperimentiniams atominio masto eksperimentiniams NM deformacijų elgsenos tyrimams. Trumpai pristatome keletą svarbių metodų ir metodų, kurie buvo naudojami laiku nano mechanikos vizualizavimui, naudojant in situ mikroskopiją, ypač metodus, naudojamus norint atominiu mastu suprasti NM deformacijos elgseną. Bus aptartas dydžio poveikis, kuris lemia ypač didelį šių medžiagų elastingumą. Bus apžvelgti atominio masto in situ perdavimo elektronų mikroskopiniai (TEM) elastinio-plastinio perėjimo ir NM plastinių deformacijų mechanizmų tyrimai.

Eksperimento metodai in situ mikroskopija

Ankstyvieji NW ir NT bandymo prietaisai buvo pagrįsti atominės jėgos mikroskopijos (AFM) metodu. 1, 2, 3 Šie įtaisai leido tiesiogiai nustatyti jėgą kaip poslinkio funkciją ir atskleidė neįprastas mechanines NM savybes. 13, 14, 15 Tačiau šie būdai paprastai negali atskleisti realių deformacijų mechanizmų, susijusių su dislokacijos veikla NM, nes sunku suprasti poslinkio jėgos koreliacijas su dislokacijos inicijavimo ir sąveikos detalėmis. 16

TEM yra viena galingiausių ir efektyviausių metodų, turinti nanoskalės ir atominio lygmens skiriamąją gebą kartu su galimybe gauti kristalografinę ir cheminę informaciją. In situ TEM eksperimentai buvo naudojami nuo septintojo dešimtmečio. 17 Per pastarąjį dešimtmetį TEM naudojimas tiriant in situ mechaniką ir su ja susijusią medžiagų fiziką buvo viena iš įdomiausių tyrimų sričių dėl netikėto ir neįprasto mechaninio ir fizinio dydžio poveikio medžiagoms, kurių mikronų / nano matmenys arba tomų. 4, 5, 6, 7, 9, 10, 13, 14, 15, 16, 17, 18

Paprasčiausias metodas atliekant in situ deformacijos eksperimentus TEM naudoja įprastą TEM tempimo vienpakopį tempimo etapą, kuris gali pakreipti įtemptą / įtemptą pavyzdį viena ašimi. Šiame etape bendras mėginio pailgėjimas gali būti nustatytas stebint pailgėjimą iš sekančių TEM vaizdų. Daugeliu atvejų įtempto mėginio skerspjūvio plotas nežinomas. Šie aspektai neleidžia teisingai matuoti streso. Naudojant Gatano įtempimo laikiklį, TEM deformacijos metu in situ buvo užfiksuota nanokristalinių plonų plėvelių ir pavienių kristalų 19, 20, 21 mikrostruktūrinė raida.

Įtempių ir deformacijų santykio įvertinimas yra svarbus reguliarių mechaninių savybių tyrimų reikalavimas. Remiantis nanoindentacijos metodais, buvo sukurti AFM ir skenavimo zondo mikroskopiniai patarimai, kuriuos galima naudoti TEM. 22 Pavyzdžiai paprastai montuojami ant pjezo varomos atramos scenoje. Įvairiems dominantiems regionams galimi didelės skiriamosios gebos apkrovos jutikliai. Poslinkis matuojamas talpiniu požiūriu arba apskaičiuojamas pagal taikomą pjezo judesį. „NanoFactory TEM – STM“ (skenavimo tunelinės mikroskopijos) / AFM laikikliai 22 ir „Hysitron picoindenter 6, 7“ yra dažniausiai naudojami deformacijų bandymo įtaisai, turintys galimybę įvertinti įtempių ir deformacijų ryšius. Esant įtempio ir deformacijos kreivėms, TEM – STM laikiklis taip pat galėtų pritaikyti specifinį poslinkį ir išmatuoti esamą NM reakciją. Keli kiti laboratorijoje sukurti metodai ir prietaisai taip pat buvo naudojami tiriant NM deformacijos mechanizmus ir įtemptą fiziką. 23, 24, 25, 26, 27, 28, 29

Mikroelektromechaninė sistema (MEMS) yra dar vienas svarbus TEM atliekamas in situ mikroskopijos mechanikos metodas. 8, 30 Šie įtaisai yra pagrįsti Si technologija, o plėvelių nusodinimo, litografijos ir ėsdinimo būdai naudojami vykdant pavaros ir jėgos jutiklius ant lusto. „Saif“ grupė sukūrė vieną iš pirmųjų sėkmingų MEMS prietaisų, skirtų metalinių linijų in situ TEM deformacijos tyrimams. 30 Pavyzdys buvo pagamintas kartu su MEMS struktūra ir pakabintas kaip linija ant prietaiso. Pakrovimo metu tarpo atstumas tarp jutimo spindulių kinta proporcingai jų standumui, o jutimo spindulių standumas matuojamas naudojant nanoindentacijos metodą.

Pirmiau minėti komerciniai etapai arba MEMS įtaisai gali pateikti kiekybinius įtempių ir deformacijų duomenis kartu su įtemptų medžiagų mikrostruktūros evoliucijos procesu. Daugybė tyrimų 31, 32, 33, 34 pateikė vertingą kiekybinį įžvalgą apie NM dislokacijos mechanizmus, naudojant in situ TEM stebėjimus. Tačiau šie įtaisai turi tik vieno pakreipimo galimybes, todėl patikimi linijinių ir plokštuminių defektų tyrimai yra nepatogūs, nes norint pasiekti norimą „dviejų spindulių“ būklę arba idealią kristalografinę orientaciją paprastai reikia „dvigubo pakreipimo“. Naudojant šiuos prietaisus sunku atlikti tiesioginius atominės masto tyrimus. Todėl norint patikimai ištirti kristalinių medžiagų defektus, būtina sukurti mikroskopinius mechaninius įtaisus, turinčius dvigubo pakreipimo galimybes.

Naudojant įprastą dvigubo pakreipimo etapą ir kokybiškai švitinant daugiasluoksnius anglies nanovamzdelius (MWCNT), MWCNT šerdyse gali kauptis 27 ypač dideli slėgiai. Taikydami šį metodą, Sun et al. 27, 35 ištyrė NC deformacijos dinamiką kontroliuojamo MWCNT švitinimo metu. Han et al. 25, 26, 36, 37, 38 sukūrė alternatyvią TEM tinklelio metodiką, kuri gali sulenkti ar atlikti ašinio tempimo eksperimentus su atskirais NW, naudojant iš anksto sulaužytą koloidinę ploną plėvelę TEM tinklelyje. Pirmiau minėtiems dviem būdams nereikia mechaninio tempimo tvirtinimo, o bandinį galima pakreipti išilgai dviejų stačiakampių krypčių poros, turinčios didelius kampus. Taigi, tinkamai stebint kryptį, deformacijos procesas atskiruose šiaurės vakarų ar šiaurės pusėse gali būti užfiksuotas in situ atominėje skalėje. Tačiau deformacijos greitis ir deformacijų režimas paprastai yra nekontroliuojami.

Kontroliuojami in situ tempimo eksperimentai, neprarandant dvigubo pakreipimo galimybių TEM, buvo sukurti panaudojant skirtingų medžiagų šiluminio plėtimosi koeficientų skirtumus. Šis metodas buvo naudojamas tiriant plonų plėvelių 39, 40 plastiškumą ant pagrindo, ir tam reikalingas įprastas kaitinimo etapas. Dėl plėvelės ir pagrindo šiluminio plėtimosi koeficientų neatitikimo plėvelė patirs tempimo ar gniuždymo įtempius. Taikant šį metodą, substrato ant plonos plėvelės dedamas labai mažas įtempis, o plėvelės ir substrato difuzija arba cheminės reakcijos kaitinant apsunkins rezultatų aiškinimą.

Remiantis šiluminės bimetalės metodu, kuris buvo naudojamas SEM analizėse, 28 Han et al. 38 sukūrė naują in situ kontroliuojamą tempimo bandymo įtaisą TEM matavimams, kuris gali lėtai ir švelniai deformuoti NW, NT, NP ir nanokristalines plonas plėveles. Jų metodu galima išmatuoti net įprastus TEM pavyzdžius, padedančius fokusuotam jonų pluošto pagaminimui, išlaikant dvigubo pakreipimo galimybę atlikti didelės skiriamosios gebos TEM (HRTEM) stebėjimus ir reguliarų „dviejų spindulių“ tamsiojo lauko vaizdavimo tyrimus. 29 Deformacijos tempą taip pat galima valdyti intervale nuo 10 −2 iki 10 −5 s −1 . TEM ilgintuvą sudaro dvi termiškai veikiamos bimetalinės juostelės. Taigi įprastinė TEM kaitinimo pakopa, dabar su pagamintomis bimetalinėmis juostelėmis, gali būti naudojama kaip dvigubo pakreipimo, poslinkio kontroliuojama tempimo pakopa. Šiuo prietaisu galima ištirti nanokristalinių medžiagų, 29, 41, 42 NCs 43, 44, 45 ir metalinių akinių 46, 47, plastikinių deformacijų elgseną atominėje skalėje.

Ypač didelio elastingumo NW ir NC efekto dydis

Iškelta hipotezė, kad idealus metalinių kristalų tamprumas yra maždaug 8%. 10 Maži mėginiai, prieš duodami, visada palaiko ypač aukštą elastingumą. 2, 4, 5, 6, 7, 8 Šis elgesys priešingai nei įprasti birieji metalai, kurie gali deformuotis tik 0, 2% elastingumo deformacijų. Didžioji dalis birių metalinių medžiagų deformacijų atliekama neelastinga deformacija, o medžiagos stipris pirmiausia padidėja kietėjant darbams.

Itin didelį mažų pavyzdžių elastingumą jau 1924 m. Atrado GF Taylor, 48 kuris pastebėjo, kad stibio vielą, kurios skersmuo 30 μm, galima pakartotinai sulenkti nesulaužant, nors birus stibis yra labai trapus. 1949 m. Braggas ir Lomeris 49 pranešė apie eksperimentinį pailginto burbulo, sklandančio ant muilo tirpalo, deformacijos in situ, ir pastebėjo, kad burbulo kristalas gali būti elastingai deformuotas iki maždaug 10%. Vėliau „Silkė“ ir „Galt 50“ pastebėjo, kad alavo ūsai, kurių skersmuo 1, 8 μm, gali išlaikyti 2–3% elastinį įtempį, nors biri alava gali išlaikyti tik maždaug 0, 01% elastinę deformaciją. Vėlesni mechaniniai bandymai, atlikti su daugybe ūsų ( 10, 39 NW, 5, 6 NC 51 ir NT 1, 3), atskleidė, kad šie mikro- ir nanoskalės komponentai iš tikrųjų gali išlaikyti didelius elastinius kamienus. Per pastaruosius 10 metų mažų dydžių mėginių deformacijos mechanizmui ištirti buvo naudojami įvairūs metaliniai mikro- ir nanoskalės stulpai. 52, 53, 54, 55 Dauguma rezultatų įtikinamai rodo, kad derlius ir srauto įtempiai padidėja, kai sumažėja mėginių dydis, o tai reiškinys, vadinamas „mažesnis yra stipresnis“. Šią nuostabią tendenciją išsamiai apžvelgė Zhu ir Li, 10 Dehm, 15, 39 Uchic ir kt. , 52 Kraft et al. , 53 ir Greer et al. 55

Birių medžiagų atveju mes išmatuojame tik esamų dislokacijų judesio jėgą. Kad būtų sumažintas defektų, kurie neišvengiamai egzistuoja dideliuose jų ekvivalentuose, skaičius gali būti pagamintas iš nesugadintų kristalų iš mikrotinklelių ir nanoskalių pavyzdžių. Ši procedūra suteikia galimybę stebėti didelius elastinius deformacijas, artimas teorinei ribai. 10 Šią prognozę tiesiogiai stebėjo Yue ir kt. 43 Taikant bimetalinio tempimo metodą, buvo užfiksuotas atominių ryšių prailginimo procesas ir Cu NW buvo pastebėtas elastinės deformacijos, artėjančios prie teorinės elastinės ribos. Deformuojant Cu NW, kurių skersmuo maždaug 5, 8 nm išilgai [001] krypties, gardelė patyrė apytiksliai 7, 2% elastinę deformaciją išilgai [001] krypties, kuri buvo tiesiogiai stebima. Po to, kai šiaurės rutulys lūžo, grotelės grįžo į pradinę vertę.

Didelio dydžio tiesioginiai atominiai mechanizmai daro įtaką neįprastam vienkristalinių FCC (veido centro kubinio paviršiaus) plastikumui

Ypač didelis stiprumas, pasiektas NC, reiškia, kad jų deformacijos elgsena smarkiai skiriasi nuo jų didelių deformacijų. Vieniašio suspaudimo metodiką pirmą kartą pristatė Uchic ir kt. 5 Greer ir kt. 56 išplėtė šį metodą nanoskalės regionui; jie pastebėjo, kad vienkristaliniai Au NPs turi precedento neturintį stiprumą, kuris buvo beveik 50 kartų didesnis nei jų tūriniai kolegos. Neseniai mažų tūrių elastingumo ir plastiškumo supratimas buvo dar labiau praturtintas atliekant tempimo eksperimentus, kuriuos atliko Mompioua ir kt. , 32 Kiener ir kt. 57 ir Dehm ir kt. 58 Kadangi šių mikro-NP deformacijos mechanizmą išsamiai apžvelgė Zhu ir Li, 10 Dehm, 15, 39, 58 Uchic ir kt. 52 Kraft et al. , 53 Legros ir kt. 59 ir Greer et al. , 55 čia pateikiame tik trumpą santrauką. Toliau mes sutelksime dėmesį į atominio masto in situ TEM tyrimus, kai NM yra <100 nm.

Siūlomos kelios teorijos, paaiškinančios šį nuo dydžio priklausomą stiprinamąjį elgesį. Pasiūlyti du ryškūs deformacijos mechanizmai, tarp kurių yra dislokacijos badas 60 ir vienos rankos šaltinio teorija. 61 Ankstesnis plastiškumas atsiranda dėl dislokacijų paviršiaus branduolio, kai visos ankstesnės mobiliosios dislokacijos buvo panaikintos ties laisvojo stulpo paviršiumi, ir šį procesą vietoje stebėjo Mažasis ir kolegos 6, 33 bei Kieneris ir Mažasis. 7 Pastaruoju atveju dislokacijų atsiradimą lemia vienos rankos šaltinių veikimas; stiprumo padidėjimas atsiranda dėl vis sunkiau veikiančių dislokacijos šaltinių, sumažinus statramsčio skersmenį. Šios sąvokos kontrastuoja su klasikiniu plastiškumo modeliu, kuriame dislokacijos dauginasi, todėl padidėja bendras dislokacijos tankis, o tai lemia darbo sukietėjimą. Kadangi FIB pagamintų NP skersmuo yra> 100 nm, sunku gauti šių NP atomų atvaizdų vaizdus. Todėl šių NP atominės masės deformacijos mechanizmai labai priklauso nuo molekulinės dinamikos (MD) modeliavimo.

Kai NC dydis toliau mažėja (200 nm) iki dalinių dislokacijų. Seo ir kt. 62 pranešė, kad nekokybiški Au NW ( d ∼ 100 nm) pasižymi tamprumu, kai tempiama deformacija, kuri yra susijusi su dvejomis ribomis ir dalinių dislokacijų plitimu. Sedlmayr ir kt. 63 pastebėtas dalinis / porinis tarpininkavimas plastiškume „Au nanowhiskers“, kurių skersmuo nuo 40 iki 200 nm. Dalinis dislokacijos išsiskyrimas taip pat buvo pastebėtas po 20 nm dydžio aukso NW. 64 Yue ir kt. 44 kiekybiškai atskleidė akivaizdų pavyzdžio matmenų poveikį plastiškumo mechanizmams, naudojant HRTEM vientisųjų kristalinių NW, kurių skersmuo nuo 1000 iki 70 nm, in situ tempimo bandymus. Kai vieno kristalo NW dydis buvo sumažintas iki <∼ 150 nm, normalų visiškos dislokacijos slydimą užgožė dalinis dislokacijos sąlygotas plastiškumas. Tiesą sakant, plonu plėvele taip pat pastebėtas nuo dydžio priklausomų dislokacijos mechanizmų poveikis. 65

Jei NW yra mažesnis kaip 20 nm, AFM / STM antgaliais pagrįsta technika yra viena iš galingiausių deformacijų savybių nustatymo metodų. Panardindami STM (TEM – STM laikiklį) zondo antgalius į Au, Au, NW galima gauti kelių nanometrų skersmeniu, nes jie gerai laikosi. Šį metodą pirmą kartą panaudojo Agraite ir kt. 22 Po šio pranešimo buvo ištirtas įvairaus skersmens (net <10 nm) Au NW deformacinis elgesys. 1 paveiksle pateiktas tipinis atominio masto stebėjimas in situ , kai daliniai dislokacijos, išmetami iš laisvųjų paviršių, dominavo deformacijoje, susidarančioje d ∼ 10 nm dydžio aukso NW. 66 1a – c paveiksluose pateikiami nuoseklūs HRTEM vaizdai, iliustruojantys visą dislokacijos procesą, įskaitant pagrindinio dalinio dislokacijos branduolio susidarymą nuo paviršiaus pakopos (1a pav.), Krovimo klaidą (SF; kaip rodo rodyklė 1b paveikslo intarpe). ) ir galinis dalinis išnirimas, kuris pašalina SF (1c paveikslas).

Image

Eiliniai didelės skiriamosios gebos perdavimo elektronų mikroskopiniai vaizdai, atskleidžiantys dislokacijos išsiskyrimą iš laisvo paviršiaus. a ) Nebuvo pastebėta jokių išnirimų. b ) Buvo pastebėtas pagrindinis dalinio išnirimo išmetimas ir dėl to susidariusi krovimo klaida. c ) Pasibaigęs dalinis išmetimas pašalina krovimo klaidą. Paveikslas iš Zheng ir kt. 66 „ Copyright 2010“ leidybos grupė.

Visas dydis

Toliau sumažinant NC dydį iki maždaug 6 nm, in situ atomo masto stebėjimas rodo, kad gardelės slydimai buvo vyraujantys plastiniai įvykiai. Kizuka 68 pastebėjo, kad 3 nm dydžio NC atveju pastebimas tik gardelės slydimas. Grotelių slydimą {111} plokštumose taip pat stebėjo Matsuda ir Kizuka 69 Pd NW. Fcc – bcc fazės poslinkis buvo stebimas in situ ir realiu laiku d ∼ 1, 8 nm dydžio Au sankryžoje. 70

1998 m. Ohnishi ir kt. 71 pranešė apie pakabintą viengubą aukso atomų grandinę. Šiame mažo dydžio maždaug 1 nm ilgio šiaurės vakarų rajone nebuvo pastebėta dislokacijų, slinkties slenkimo ar fazių perėjimo. Pavienio atomo grandinė buvo suformuota po vieną atomuomeninius ryšius. 2a – f paveiksluose pateikiami maždaug 1 nm aukso NW TEM vaizdai, susidarę tarp substrato ir galiuko ištraukiant galiuką. Tamsios aukso NW linijos žymi aukso atomų eilutes, apimančias atstumą nuo substrato iki galiuko. 2g paveiksle pateikiami tipiški vienos aukso atomų grandinės HRTEM vaizdai. Bettini ir kt. 72 stebėjo Ag ir Au-Ag lydinio pavienių atominių grandinių susidarymą in situ .

Image

Tarp aukso galiuko (viršuje) ir aukso substrato (apačioje) suformuotas aukso tiltas, išpjautas iš ( a – e ) ir plyšęs ( f ). Tamsios linijos, pažymėtos rodyklėmis, yra aukso atomų eilutės. g ) vienos atomų grandinės perdavimo elektronų mikroskopinis vaizdas. Paveikslas iš Ohnishi ir kt. 71 Autorių teisės, 1998 m., Gamtos leidybos grupė.

Visas dydis

Akivaizdu, kad deformacijos mechanizmai keičiasi mažėjant kristalų dydžiui. Kaip parodyta 3 paveiksle, kai NC skersmuo yra didesnis nei apytiksliai 200 nm, plastiškumas turi visišką dislokaciją, tuo tarpu mažesnių NC atveju vyrauja daliniai dislokacijos (200–10 nm). Toliau mažėjant skersmeniui buvo pastebėti nauji deformacijos reiškiniai, tokie kaip grotelių slydimas {111} plokštumose, fazių perėjimai ir rišamųjų atomų skilimas.

Image

Dviejų plastiškumo mechanizmų priklausomybė nuo mėginio dydžio: santykinis indėlis į bendrą plastiko deformaciją, kurią patiria stebimas mėginio regionas, nuo visiško dislokacijos paslydimo (mėlyni simboliai) prieš dalinio dislokacijos (raudoni simboliai) tarpininkavimo procesų.

Visas dydis

Didelio dydžio tiesioginiai atominiai mechanizmai daro įtaką neįprastam puslaidininkių plūdrumui

Tūrinės puslaidininkinės ir keramikinės medžiagos paprastai yra trapios ir suskaidomos dėl bet kokių mechaninių deformacijų, kad forma pasikeistų kambario temperatūroje (RT). Tačiau kai medžiagos dydis sumažėja iki nedidelio masto, be defektų struktūros NM paprastai išgyvena esant dideliam lūžio įtempiui ( 10, 25, 26, 51, 73), kuris ilgainiui galėtų suteikti medžiagai galimybę įveikti kritiniai išspręsti šlyties įtempiai ir nukleatų elastinės dislokacijos arba paversti šias elastingas dislokacijas mobiliomis. NMs lūžiai ir deformacijos gali smarkiai skirtis nuo jų tūrinių analogų. 2007 m. Han et al. 26 tiesiogiai stebėjo keraminių SiC NW artimųjų RT neįprastai didelį lenkimo įtempio plastiškumą. Apytikslis lenkimo deformacija buvo apskaičiuota pagal tradicinę formulę: deformacija = r / (r + R) %, 74 kur R yra lenkimo kreivė ir r yra Si NW spindulys. Šių tyrimų metu lenkimo deformacija paveiksluose ar tekste atspindėjo didžiausią deformaciją šiaurės vakarų dalyje. Atliekant atominius masto stebėjimus in situ paaiškėjo, kad SiC NW plastiškumas buvo susijęs su padidėjusiu dislokacijos tankiu ankstyvosiose stadijose, po kurio įvyko akivaizdus grotelių iškraipymas ir paskui amorfizavimas labiausiai įtemptame šiaurės vakarų regione. Taikant šiluminę bimetalinę techniką, SiC NW buvo pastebėtas 28 superplastinio pailgėjimo sugebėjimas. Šis RT plastiškumas taip pat buvo stebimas Si NW, atliekant ašinį tempimą 25 ir lenkimo testus TEM. In situ atominio masto TEM vaizdai atskleidė nemažą dislokacijų tankį, o kristalinis-amorfinis ( c - a ) perėjimas yra atsakingas už ypač didelį Si NW plastiškumą. Po šios ataskaitos didelis plastiškumas ir c -perėjimas taip pat buvo pastebėti kituose puslaidininkių NW. Smith ir kt. 75 pastebėjo, kad Ge NW tampa amorfiniai, kai didžiausias įtempis yra 17%. Asthana ir kt. 76 stebėjo c - perėjimą labai suspaustame ZnO NW regione po kelių pakrovimo ir iškrovimo ciklų. Visai neseniai Tang et al. 77 atskleidė, kad esant įtempimui Si NW elastingai deformuojasi iki staigaus trapiojo lūžio. Esant didesniam nei 20% lenkimo įtempiui, dėl dislokacijų atsirado plastinė deformacija.

Sila kolonos, kurių dydis yra 1–200 nm, buvo atlikti vieniašiai gniuždymo bandymai. 78 Kai kolonos skersmuo nukrenta žemiau kritinės vertės (nuo 310 iki 400 nm), jis tampa elastingas. Trapus-elastingas GaAs perėjimas taip pat stebėtas RT. Taip pat buvo atlikti in situ TEM kompresiniai Si NW ir dalelių eksperimentai. 80, 81, 82 Tiesiogiai pastebėta labai elastingų savybių, plastinių dislokacijų ir stipraus deformacijų sukietėjimo. Šie rezultatai akivaizdžiai parodė, kad puslaidininkinių ar keraminių medžiagų atveju RT trapus – kalusis perėjimas gali būti įgyvendintas sumažinus medžiagų dydį.

Atominio masto vaizdavimas yra svarbus būdas atskleisti lokalizuotus ar pradinius fazių perėjimo reiškinius kristalinių medžiagų deformacijos dinamikoje. Wang ir kt. , 83 pirmą kartą tiesiogiai stebėjo atominio kristalinio amorfinio (c - a) perėjimo per dislokacijos reakciją mechanizmą, esant labai dideliam įtemptam (iki 14%) Si NW. Tiesioginiai dinaminiai atominio masto stebėjimai atskleidė, kad dalinis ir visiškas dislokacijos branduolys, judesys ir sąveika bei c - perėjimas yra atsakingi už ypač didelio deformacijos sugertį Si NW lenkimo metu. Visiški dislokacijos branduoliai ir reakcijos metu susidarė Lomer dislokacija. Nuolatinis Lomerio dislokacijų įtempimas sukėlė c - perėjimą Si NW. Šie rezultatai pateikia tiesioginį paaiškinimą apie ypač didelį įtempimą ir c - pereinamąjį mechanizmą toms puslaidininkių ir keramikos nanostruktūroms. 25, 26, 36, 75, 76, 77

Nanokristalinių medžiagų plastinių deformacijų tiesioginiai atominiai mechanizmai

Didžiųjų polikristalinių metalų plastinės deformacijos yra gerai suprantamos. 84 Tačiau tikslus nanokristalinių medžiagų plastinės deformacijos mechanizmo pobūdis vis dar nėra visiškai tikras. Kaip siūloma MD modeliavime, kai grūdelių dydis ( d skersmuo) yra mažesnis nei apytiksliai 15 nm, dislokacijos aktyvumas mažėja, o tai gali visiškai užleisti vietą tarpininkaujant GB. 11, 12 Šis reiškinys dažnai vadinamas atvirkštiniu Hallo-Pečo efektu. Tačiau dėl šio atvirkštinio Hall-Petch efekto egzistavimo vis dar diskutuojama. 85

Pavyzdžiui, daugelyje ankstesnių in situ TEM tyrimų buvo pastebėtas GB tarpininkaujantis plastiškumas. 1995 m. Ke et al. 20 pastebėjo, kad grūdų kaitaliojimas yra dominuojantis plastinių deformacijų mechanizmas, pagrįstas HRTEM in situ matavimais. Shan ir kt. In situ stebimas grūdų pasukimas nanokristaliniame Ni, naudojant tamsiojo lauko TEM vaizdus. Remiantis TEM vaizdų kontrasto pokyčiais, Al migracija buvo stebėta 31, 87 . Tačiau taip pat yra daugybė TEM stebėjimų, kurie prieštarauja minėtiems MD modeliavimams ir TEM stebėjimams, įskaitant in situ , kurie rodo, kad dislokacijos yra labai aktyvios net maždaug 10 nm dydžio grūduose. 29, 41, 42, 88

Neseniai Wang ir kt. 41 sukūrė naują bimetalinį metodą, galintį atlikti in situ ašinio tempimo deformaciją NM atominėje skalėje (4a pav.). Taikant šį metodą, tiesioginis atominio masto stebėjimas atskleidė, kad masyvas tarp grūdų dislokacijų taip pat gali sukelti grūdų sukimąsi nanokristaliniame aukse. Didelis dislokacijos elgesio aktyvumas taip pat pastebėtas nanokristaliniame Pt, kurio grūdelių dydis mažesnis nei maždaug 10 nm. 29, 41, kaip parodyta 4b paveiksle, grūduose buvo pastebėtas Lomerio dislokacija, kuri susidarė dėl dislokacijos reakcijų. Toliau kraunant, taip pat buvo pastebėtas Lomero spynos sunaikinimas ir pertvarkymas, kaip parodyta 4c ir d paveiksluose. Be Lomerio dislokacijų formavimo, taip pat buvo aptiktas dislokacijos sunaikinimas ir visiško dislokacijų saugojimas esant ∼ 10 nm. Šis dislokacijos aktyvumas taip pat pastebėtas atliekant HRTEM tyrimus Ni, 89 Al 90 ir Cu nanokristaliniuose tyrimuose.

Image

a ) Nanokristalų dinaminių procesų schema gali būti užfiksuota in situ tempiant apkrovą bimetaliniais metodais. ( b - d ) Padidintas didelės skiriamosios gebos perdavimo mikroskopinis (HRTEM) to paties regiono vaizdas, kuris buvo užfiksuotas skirtingu deformacijos etapu. b ) grūduose pastebimi lomerų išnirimai. c ) Toliau pakraunant, Lomerio dislokacijos sunaikinamos; buvo pastebėti tik 60 ° visiški išnirimai. ( d ) Toliau mes sužinojome, kad grūduose vėl susidarė Lomer spynos. ( e, f ) du iš eilės einantys HRTEM vaizdai. ( g, h ) Dalinė dislokacija branduoliu susislinko ir paslydo link storesniojo dvynio dvigubos sienos (TB). ( i, j ) Dalinė dislokacija branduolio link ir slysta lygiagrečiai TB plonesniame dvynyje. Paveikslas iš Wang ir kt. 29 Copyright 2010 American Physical Society. SF, krovimo gedimas.

Visas dydis

Vis dar neaišku, ar iš tikrųjų egzistuoja atvirkštinis Hallo-Pečo efektas. 85 Tačiau nemažai in situ ir ex situ TEM stebėjimų rodo tą pačią tendenciją: grūdelių dydis akivaizdžiai veikia dislokacijų tipą ir deformacijų dvynius. Wang ir kt. 29 pateikė tiesioginius eksperimentinius įrodymus apie perėjimą nuo visiško išnirimo prie dalinio išnirimo mažėjant grūdelių dydžiui . Grūdams, didesniems nei d ∼ 10 nm, vyraujantis visiškas dislokavimas yra vyraujantis deformacijos būdas. Mažesniems grūdams ( d ∼ <10 nm) vyrauja dalinės dislokacijos, dėl kurių susidaro SF. Li ir kt. 89 buvo pateiktas grįžtamųjų SF, esančių mažo dydžio nanokristaliniame Ni, stebėjimas in situ atominiu mastu, o taip pat in situ atominėje skalėje buvo stebimas Ni ir Cu deformacijų susiliejimas. Dalinis išnirimas ar deformacijos susitraukimas taip pat dažnai pastebėtas kitiems mažo dydžio FCC metalams, atliekant pomirtinį tyrimą, 29, 89, 90, 91, 92, net ir tiems metalams, kuriuose yra didelis SF ar dvynių energija, pavyzdžiui, Al, 90, 92 Pt 29 ir Ni. 89, 91, 92 Šis dydžio poveikis dislokacijos tipui yra labai panašus į tą, kuris stebimas atskirais kristalais. 5 paveiksle apibendrinti Pt nanokristalinių mėginių nuo dydžio priklausomi plastinių deformacijų mechanizmai; grūdelių dydžių, viršijančių kritinę vertę, plastinės deformacijos metu vyraus visiški išnirimai, o mažesni už šią kritinę vertę daliniai dislokacijos laipsniškai kontroliuos plastinę deformaciją. Grūdų dydžiui toliau mažėjant, jis pereis prie GB sukeliamos plastinės deformacijos (teorinis atvirkštinis Hallo-Pečo efektas), nors ši problema išlieka neaiški. Skirtingoms medžiagoms pereinamasis regionas yra skirtingas.

Image

Grūdų dydžio įtaka Pt nanokristalinių mėginių plastinėms deformacijų mechanizmams. Mažėjant grūdelių dydžiui, pereinama nuo visiško išnirimo prie dalinio išnirimo. Kai grūdelių dydis yra mažesnis nei apytiksliai 7 nm, grūdelių riba (GB) bus tarpinė plastinė deformacija.

Visas dydis

Dvigubos struktūros kristalinės medžiagos visada pasižymi dideliu stiprumu ir dideliu elastingumu. 93 Dviejų struktūrų kristaliniam variui (su submikrono dydžio grūdeliais) Lu ir kt. 93 atskleidė, kad stiprumas didėja mažėjant dvynių storiui, kuris pasiekia maksimumą esant 15 nm, o po to suminkštėja mažesnėmis vertėmis. Remiantis pomirtiniu stebėjimu, taip pat buvo pasiūlytas stiprus dvynių storio poveikis dislokacijos elgesiui: dislokacijos – dislokacijos sąveika, sukietėjusi šiurkščiuose dvynuose, ir dislokacijos – dvynių ribos (TB) sąveika, sukietėjant smulkiems dvyniams. Šį teiginį patvirtino Wang ir kt. Autorių atlikti in situ atominio masto stebėjimai atskleidė, kad išplitusios dislokacijos sunkiai gali kirsti tuberkuliozės tuberkuliozę Cu augimo dvyniais. Wang 95 and Li 19 investigated the stability of growth twins in Cu using in situ nanoindentation.

For twin-structured nanocrystalline (grain size <100 nm) materials, the understanding of the atomic mechanism of deformation dynamics is primarily based on MD simulations. Li et al. 96 reported an 'inverse Hall–Petch' effect on the thickness of a twin plate. There is a critical twin thickness (λ c ) for a given grain size, and for the twin thickness λ>λ c , partial dislocations intersecting with the TB dominate the plastic deformation, which results in strengthening. When λ<λ c , partial dislocations glide along the TB, which results in softening. Experimentally, Yue et al. 97 directly observed this cross-over in nanocrystalline Cu thin films. As an example, Figures 4e and f present two consecutive HRTEM images collected during the loading. Figures 4g and h are the enlarged HRTEM images collected from the blue-framed region in Figures 4e and f. A partial dislocation resulted in a nucleated and glided incline toward the TB in the thicker twin lamellae (approximately 5 nm). For thinner twin lamella (approximately 1.2 nm), the partial dislocation emission and gliding along the TB resulted in a decrease of the thickness from four atomic layers (Figure 4i) to three and two atomic layers (Figure 4j).

Others: atomic mechanisms of the deformation characteristics of NTs and high-pressure experiments on NCs

NTs are a special class of NM because their thickness is typically one or a few atomic layers. The measurements of the Young's modulus of carbon NTs in TEM were firstly conducted by Treacy et al. 98 and by Poncharal et al. 99 Later, many other methods have been used to investigate the plastic deformation mechanisms of carbon NTs. In 2002, Demczyk et al. 100 conducted in situ pulling and bending tests on an individual MWCNT in a TEM. Utilizing the MEMS in the TEM, Zhu et al. 8 measured the fracture strength of MWCNTs, which is 15.84 GPa. Atomic-scale images revealed that the crystalline structure of the MWCNTs (graphite sheets) transformed to amorphous carbon during plastic loading. In 2003, Troiani et al. 101 obtained single-walled carbon nanotubes (SWCNT) from an amorphous C film by the combined effect of irradiation and axial strain. In situ HRTEM observations revealed that ductile NTs developed either a junction or a linear chain of C atoms before failure.

Huangas ir kt. 102 discovered that at high temperatures, SWCNT can undergo superplastic deformation. Figure 6a shows a SWCNT with an initial length of 24 nm. At tensile failure, the SWCNT was 91 nm long, which represented a tensile elongation of 280%; its diameter was reduced from 12 to 0.8 nm, as shown in Figure 6d. Kinks frequently form during tensile straining (Figures 6b–d), and they propagate along the tube and then accumulate (Figure 6d) or disappear at the ends. The NT immediately narrows after the kink passes. The super-elongation is due to the high activity of the nucleation and motion of the kink and the atomic diffusion that occurs at high temperatures (2000 °C). The authors' tensile tests at RT revealed that all of the NTs failed at a strain of <15%.

Image

In situ tensile elongation of individual single-walled carbon nanotubes viewed via high-resolution transmission electron microscopy. ( a–d ) Tensile elongation of a single-walled carbon nanotube. Arrowheads mark kinks; arrows indicate features at the ends of the nanotube that are almost unaltered during elongation. Figure from Huang et al. 102 Copyright 2006 Nature Publishing Group.

Visas dydis

Because of the special structure, buckling was always observed in the compressive side of the NTs, especially under a bending stress. The atomic-scale structure of this buckling in bent carbon NTs was observed using ex situ HRTEM. 99 Recently, the buckling and fracture modes of thick (diameter >20 nm) MWCNTs under compressive stress were examined using in situ TEM by Zhao et al. 103 The buckling behavior of MWCNTs under compression falls into two categories; the first is non-axial buckling and subsequently complex Yoshimura patterns can be induced on the compressive side of the MWCNTs. The second is axial buckling followed by catastrophic failure. Furthermore, the shell-by-shell fracture mode and planar fracture mode of MWCNTs have been directly observed.

By conducting in situ bending tests in the TEM, Bai et al. 104 observed that multiwalled boron nitride nanotubes (BNNTs) exhibit two interesting phenomena. In situ HRTEM observation revealed that a severely distorted graphitic lattice recovered after the bending strain was released, and the measured I–V curves were suggestive of piezoelectric behavior in the deformed BNNTs, that is, normally electrically insulating multiwalled BNNTs may surprisingly transform to a semiconductor. Using a similar method, Golberg et al. 105 also observed that the multiwalled BNNTs can sustain large strains under bending deformation. The deformation of the BNNTs proceeded through the propagation of consecutive momentary kinks. These kinks were observed to be entirely reversible on reloading with no traces of residual plastic deformation. Low voltage aberration correction TEM makes the almost impossible task of imaging light atoms (boron, carbon, nitrogen or oxygen) without electron beam irradiation damage feasible. However, the deformation experiments of CNT are scarce, 106 and the majority of the works are related to investigations of the static structure or those conducted under electron beam irradiation.

HRTEM is the only method that is capable of directly viewing the atomic structure while providing information about the chemical structure; however, the disadvantage is that the observation must be conducted in a vacuum. It appears almost impossible to directly observe pressure-induced atomic motion. However, Sun et al. 27, 35 developed a new in situ ultra-high pressure experimental method in the TEM. With this method, the atomic-scale behavior of Fe 3 C NCs under ultra-high stress was observed in real time. 26 Up to 6% compressive strain was observed in the Fe 3 C NCs. No visible defects, such as dislocations or twins, were observed during the deformation.

The ultra-high pressure experiment was also conducted using Au NCs, 107 and their TEM results provide evidence that the vacancy concentration in a nanoscale system can be less than in the bulk material. Figures 7a–d shows the gradual extrusion of Au NCs from a graphitic shell at 600 °C. Grain boundaries appeared at the bottleneck in the Au NCs where the deformation rate was the highest (Figures 7e and 7f). When the experimental temperature was 300 °C, twins were occasionally observed. The results indicated that the plastic behaviors are temperature dependent. This conclusion was confirmed by the experiment conducted with Pt at different temperatures 107 and the face-centered cubic phase NCs W and Mo with a typical size of 3–15 nm. 108 The authors claimed that the plastic deformation is governed by the activity of short-lived dislocations and that diffusion of these dislocations may also participate in the plastic deformation. Further experiments and modeling under these special conditions are required.

Image

Extrusion of a gold crystal at 600 °C. No visible defects appear in the Au crystal. Irradiation times: ( a ) 0, ( b ) 240, ( c ) 300, ( d ) 480, ( e ) 600 and ( f ) 720 s. Beam current density: 200 A=cm 2 . At 600 °C, the graphitic shells have a high structural perfection. Figure from Sun et al. 107 Copyright 2008 The American Physical Society.

Visas dydis

Summary and perspectives

In situ atomic-scale experimental mechanics of NM is a rapidly growing field that is benefitting from technological advancements in instrumentation and improved specimen fabrication techniques, although stress–strain correlations are still absent in the majority of current studies. For nano-mechanics, in situ TEM experiments provide the possibility to directly observe the deformation mechanisms along with measuring stress–strain data at the appropriate length scale and dynamic observations, which are essential for understanding the deformation mechanisms of NMs. In the past decades, significant progress has been made regarding the deformation dynamics of NMs using quantified techniques, and the influence of material dimensions on the nucleation and multiplication of dislocations has, to some extent, been resolved. However, open questions remain regarding the dynamics of dislocation interactions in small volumes. With the emergence of atomic-scale experimental nano-mechanics, new opportunities and research fields may arise in this regime.

Furthermore, with the integration of equipment that allows for the quantification of strain–stress output for small-sized NM with HRTEM, Cs-corrected atomic-scale HRTEM imaging, individual atomic probing ability and real-time and atomic-scale chemical information detection, a golden age for conducting investigations of the experimental mechanics of materials at atomic scale can be expected, and the related research field will be very optimistic in the near future. However, care should be taken when conducting these in situ deformation dynamics studies using TEM due to the shower of electron beam irradiation. By taking advantage of the electron beam irradiation, unusual mechanical properties can be approached. 37, 109, 110 However, with an overdose of this radiation, significant irradiation effects will be integrated with the intrinsic physical properties of these materials. When conducting in situ experimental microscopy mechanics or physics investigations by assigning the fast electrons to interact with the observed objects, we have to obtain a balance between 'watching' and 'damaging' (overdosing).

Regarding atomic-scale nano-mechanics, to be specific, it is optimistic that several research fields can find solutions from the integrated technology of stress–strain correlations, atom-by-atom structural, chemical and even electronic property investigation with external stress/straining on the materials:

(1) For complex nanosystems that consist of multiple elements, atomic-scale imaging with accurate chemical distinction ability is necessary. Under stress/straining, the time-resolved and dynamic atomic-scale imaging ability for the strained materials provide new opportunities in nanoscience;

(2) The direct atomic mechanisms of GB sliding, diffusion and rotation for complex alloys (multiple elements and/or intermetallic compounds) are highly important for developing novel nanocrystalline materials;

(3) The interface structural evolution process includes the direct atomic-scale understanding of the twinning nucleation and/or propagation process in nanocrystalline materials;

(4) The interphase interface structural evolution process of those multiple-phased NMs when they are under stress/strain;

(5) With the ability of ultra-large elasticity, the lattice spacing of the NM can be significantly changed, and the band structure and the related physical and chemical properties can be tuned accordingly. The new fields of strained/stressed engineering are promising for NMs because the strain-induced polarity of NM creates novel piezoelectronics, giant magnetic-resistance effects, phase transitions, and so on. All of these needs not only require atomic-scale understanding but also Cs-corrected imaging to directly map the polarity, atomic-scale strain distributions with single atom resolution and accuracy (even for light atoms such as C, O and N atoms, and so on). New materials, novel functionalities and applications can thus be designed with atomic-scale precision. With, but not limited to the aforementioned possibilities, a golden age of 'nano-mechanics with an atomic scale' is promising.