سازوکارهای استحکام‌بخشی مواد

روش‌هایی برای اصلاح استحکام تسلیم ، شکل‌پذیری و چقرمگی مواد کریستالی و آمورف ابداع شده است. این مکانیسم‌های تقویت به مهندسان این امکان را می‌دهد که خواص مکانیکی مواد را متناسب با کاربردهای مختلف تنظیم کنند. به عنوان مثال، خواص مطلوب فولاد ناشی از ترکیب بین‌نشینی کربن در شبکه آهن است. برنج ، آلیاژ دوتایی مس و روی ، به دلیل تقویت محلولی، در مقایسه با فلزات تشکیل‌دهنده خود دارای خواص مکانیکی برتر است. سخت‌کاری (مانند کوبیدن یک قطعه فلز داغ روی سندان) نیز قرن‌هاست که توسط آهنگران برای ایجاد نابجایی در مواد و افزایش استحکام تسلیم آنها استفاده می‌شود.

توضیحات اولیه

تغییر شکل پلاستیک زمانی رخ می‌دهد که تعداد زیادی از نابجایی‌ها حرکت کرده و تکثیر می‌شوند تا منجر به تغییر شکل ماکروسکوپی شوند. به عبارت دیگر، حرکت نابجایی‌ها در ماده است که امکان تغییر شکل را فراهم می‌کند. اگر بخواهیم خواص مکانیکی یک ماده را افزایش دهیم (یعنی استحکام تسلیم و کششی را افزایش دهیم)، کافیست مکانیسمی را معرفی کنیم که از تحرک این نابجایی‌ها جلوگیری کند. هر مکانیسمی که باشد (کارسختی، کاهش اندازه دانه و غیره) همه آنها مانع حرکت نابجایی‌ها می‌شوند و ماده را قوی‌تر از قبل می‌کنند. ^[۱] ^[۲] ^[۳] ^[۴]

تنش مورد نیاز برای ایجاد حرکت نابجایی، چندین برابر کمتر از تنش نظری مورد نیاز برای جابجایی کل صفحه اتم‌ها است، بنابراین این روش آزادسازی تنش از نظر انرژی مطلوب است. از این رو، سختی و استحکام (اعم از تسلیم و کششی) به طور بحرانی به سهولت حرکت نابجایی‌ها بستگی دارد. نقاط پینینگ یا مکان‌هایی در کریستال که در مقابل حرکت نابجایی‌ها قرار دارند، ^[۵] را می‌توان در شبکه وارد کرد تا تحرک نابجایی‌ها را کاهش داده و در نتیجه استحکام مکانیکی را افزایش دهد. نابجایی‌ها ممکن است به دلیل برهمکنش‌های میدان تنش با سایر نابجایی‌ها و ذرات حل‌شونده، پین شوند و موانع فیزیکی از رسوبات فاز دوم که در امتداد مرزهای دانه تشکیل می‌شوند، ایجاد کنند. پنج مکانیسم تقویت اصلی برای فلزات وجود دارد که هر کدام روشی برای جلوگیری از حرکت و انتشار نابجایی یا ایجاد شرایط نامطلوب از نظر انرژی برای حرکت نابجایی است. برای ماده‌ای که با برخی روش‌های پردازش تقویت شده است، مقدار نیروی مورد نیاز برای شروع تغییر شکل برگشت‌ناپذیر (پلاستیک) بیشتر از ماده اولیه است.

در مواد آمورف مانند پلیمرها، سرامیک‌های آمورف (شیشه) و فلزات آمورف، فقدان نظم بلندبرد منجر به تسلیم از طریق مکانیسم‌هایی مانند شکست ترد، ترک خوردگی و تشکیل باند برشی می‌شود. در این سیستم‌ها، مکانیسم‌های استحکام‌دهی شامل نابجایی‌ها نمی‌شوند، بلکه شامل اصلاحات در ساختار شیمیایی و فرآوری مواد تشکیل‌دهنده هستند.

استحکام مواد نمی‌تواند به طور نامحدود افزایش یابد. هر یک از مکانیسم‌های توضیح داده شده در زیر شامل نوعی بده بستان است که در طی آن، سایر خواص مواد در فرآیند استحکام بخشی به خطر می‌افتند.

مکانیسم‌های استحکام‌بخشی مواد

سخت کاری

گونه‌های اصلی مسئول سخت‌کاری، نابجایی‌ها هستند. نابجایی‌ها با ایجاد میدان‌های تنش در ماده با یکدیگر تعامل دارند. برهمکنش بین میدان‌های تنش نابجایی‌ها می‌تواند با برهمکنش‌های دافعه یا جاذبه، مانع حرکت نابجایی شود. علاوه بر این، اگر دو نابجایی از کنار هم عبور کنند، درهم‌تنیدگی خط نابجایی رخ می‌دهد و باعث تشکیل یک خط اتصال می‌شود که با حرکت نابجایی مخالفت می‌کند. این درهم‌تنیدگی‌ها و خطوط اتصال به عنوان نقاط اتصال عمل می‌کنند که با حرکت نابجایی مخالفت می‌کنند. از آنجایی که هر دوی این فرآیندها زمانی که نابجایی‌های بیشتری وجود دارند، احتمال وقوع بیشتری دارند، بین چگالی نابجایی و مقاومت برشی همبستگی وجود دارد.

این یک شماتیک است که نشان می‌دهد چگونه شبکه با افزودن حل‌شونده بین‌نشینی کرنش پیدا می‌کند. به کرنشی که اتم‌های حل‌شونده در شبکه ایجاد می‌کنند توجه کنید. حل‌شونده بین‌نشینی می‌تواند به عنوان مثال کربن موجود در آهن باشد. اتم‌های کربن در مکان‌های بین‌نشینی شبکه، یک میدان تنش ایجاد می‌کنند که مانع حرکت نابجایی‌ها می‌شود.

تقویت برشی حاصل از برهمکنش‌های نابجایی را می‌توان به صورت زیر توصیف کرد:

$\Delta \tau _{d}=\alpha Gb{\sqrt {\rho _{\perp }}}$

که در آن $\alpha$ یک ثابت تناسب است، $G$ مدول برشی است، $b$ بردار برگرها است، و $\rho _{\perp }$ چگالی نابجایی است.

چگالی نابجایی به صورت طول خط نابجایی در واحد حجم تعریف می‌شود:

$\rho _{\perp }={\frac {\ell }{\ell ^{3}}}$

به طور مشابه، تقویت محوری متناسب با چگالی نابجایی خواهد بود.

$\Delta \sigma _{y}\propto {Gb{\sqrt {\rho _{\perp }}}}$

این رابطه زمانی که نابجایی‌ها ساختارهای سلولی تشکیل می‌دهند، صدق نمی‌کند. وقتی ساختارهای سلولی تشکیل می‌شوند، اندازه متوسط سلول، اثر تقویت‌کنندگی را کنترل می‌کند. ^[۶]

این یک شماتیک است که نشان می‌دهد چگونه شبکه با افزودن حل‌شونده جانشینی، کرنش پیدا می‌کند. به کرنشی که اتم حل‌شونده در شبکه ایجاد می‌کند، توجه کنید.

افزایش چگالی نابجایی‌ها، استحکام تسلیم را افزایش می‌دهد که منجر به تنش برشی بالاتری می‌شود که برای جابجایی نابجایی‌ها مورد نیاز است. این فرآیند به راحتی هنگام کار با یک ماده (با فرآیند کار سرد در فلزات) مشاهده می‌شود. از لحاظ تئوری، استحکام ماده‌ای که هیچ نابجایی ندارد بسیار بالا خواهد بود( $\sigma \approx {\frac {G}{10}}$ ) زیرا تغییر شکل پلاستیک مستلزم شکستن همزمان بسیاری از پیوندها است. با این حال، در مقادیر چگالی نابجایی متوسط حدود 10⁷ تا 10⁹ نابجایی در متر مربع، ماده استحکام مکانیکی بسیار کمتری از خود نشان می‌دهد. به طور مشابه ، حرکت دادن یک فرش لاستیکی روی سطح با ایجاد یک موج کوچک در آن آسان‌تر از کشیدن کل فرش است. در چگالی‌های نابجایی 10¹⁴ نابجایی در متر مربع یا بالاتر، استحکام ماده دوباره بالا می‌رود. همچنین، چگالی نابجایی نمی‌تواند بی‌نهایت بالا باشد، زیرا در این صورت ماده ساختار بلوری خود را از دست می‌دهد.

استحکام‌بخشی و آلیاژسازی با محلول جامد

برای این مکانیسم تقویت، اتم‌های حل‌شونده یک عنصر به عنصر دیگر اضافه می‌شوند که منجر به نقص‌های نقطه‌ای جانشینی یا بین‌نشینی در بلور می‌شود (شکل سمت راست را ببینید). اتم‌های حل‌شونده باعث اعوجاج شبکه می‌شوند که مانع حرکت نابجایی‌ها می‌شود و تنش تسلیم ماده را افزایش می‌دهد. اتم‌های حل‌شونده دارای میدان‌های تنش در اطراف خود هستند که می‌توانند با میدان‌های تنش نابجایی‌ها برهمکنش داشته باشند. وجود اتم‌های حل‌شونده، بسته به اندازه حل‌شونده، تنش‌های فشاری یا کششی به شبکه وارد می‌کند که با نابجایی‌های مجاور تداخل می‌کند و باعث می‌شود اتم‌های حل‌شونده به عنوان موانع بالقوه عمل کنند.

تنش برشی مورد نیاز برای جابجایی نابجایی‌ها در یک ماده عبارت است از:

شماتیکی که نشان می‌دهد نابجایی‌ها چگونه می‌توانند با یک ذره برهمکنش داشته باشند. نابجایی‌ها می‌توانند یا ذره را برش دهند یا در اطراف ذره خم شوند و هنگام حرکت روی ذره، یک حلقه نابجایی ایجاد کنند.

$\Delta \tau =Gb{\sqrt {c}}\epsilon ^{3/2}$

که در آن $c$ غلظت املاح است و $\epsilon$ فشاری است که توسط حل‌شونده بر ماده وارد می‌شود.

افزایش غلظت اتم‌های حل‌شونده، استحکام تسلیم ماده را افزایش می‌دهد، اما محدودیتی برای مقدار حل‌شونده‌ای که می‌توان اضافه کرد وجود دارد و باید به نمودار فازی ماده و آلیاژ نگاه کرد تا مطمئن شد که فاز دومی ایجاد نشده است.

به طور کلی، تقویت محلول جامد به غلظت اتم‌های حل‌شونده، مدول برشی اتم‌های حل‌شونده، اندازه اتم‌های حل‌شونده، ظرفیت اتم‌های حل‌شونده (برای مواد یونی) و تقارن میدان تنش حل‌شونده بستگی دارد. میزان تقویت برای میدان‌های تنش غیرمتقارن بیشتر است زیرا این حل‌شونده‌ها می‌توانند با هر دو نابجایی‌های لبه‌ای و پیچی برهمکنش داشته باشند، در حالی که میدان‌های تنش متقارن، که فقط باعث تغییر حجم می‌شوند و نه تغییر شکل، فقط می‌توانند با نابجایی‌های لبه‌ای برهمکنش داشته باشند.

سخت شدن رسوبی

یک طرح کلی که تقریباً مفهوم انباشتگی نابجایی‌ها و چگونگی تأثیر آن بر استحکام ماده را نشان می‌دهد. ماده‌ای با اندازه دانه بزرگتر، می‌تواند نابجایی‌های بیشتری برای انباشتگی داشته باشد که منجر به نیروی محرکه بزرگتری برای حرکت نابجایی‌ها از یک دانه به دانه دیگر می‌شود. بنابراین، برای حرکت دادن یک نابجایی از یک دانه بزرگتر، نسبت به یک دانه کوچکتر، به نیروی کمتری نیاز است، که منجر به این می‌شود که مواد با دانه‌های کوچکتر، تنش تسلیم بالاتری را نشان دهند.

در بیشتر سیستم‌های دوتایی، آلیاژسازی بالاتر از غلظت داده شده توسط نمودار فازی باعث تشکیل فاز دوم می‌شود. فاز دوم همچنین می‌تواند توسط عملیات مکانیکی یا حرارتی ایجاد شود. ذراتی که رسوبات فاز دوم را تشکیل می‌دهند، به عنوان نقاط اتصال به روشی مشابه با مواد حل‌شده عمل می‌کنند، اگرچه این ذرات لزوماً اتم‌های منفرد نیستند.

نابجایی‌ها در یک ماده می‌توانند به یکی از دو روش با اتم‌های رسوب تعامل داشته باشند. اگر اتم‌های رسوب کوچک باشند، نابجایی‌ها از میان آنها عبور می‌کنند. در نتیجه، سطوح جدیدی از ذره در معرض ماتریس قرار می‌گیرند و انرژی سطح مشترک ذره-ماتریس افزایش می‌یابد. برای ذرات رسوب بزرگتر، حلقه یا خمیدگی نابجایی‌ها رخ می‌دهد و منجر به طولانی‌تر شدن نابجایی‌ها می‌شود. از این رو، در شعاع بحرانی حدود 5 نانومتر، نابجایی‌ها ترجیحاً از مانع عبور می‌کنند، در حالی که برای شعاع 30 نانومتر، نابجایی‌ها به راحتی خم می‌شوند یا حلقه می‌زنند تا بر مانع غلبه کنند.

توصیفات ریاضی به شرح زیر است:

برای خم شدن ذرات- $\Delta \tau ={Gb \over L-2r}$

برای برش ذرات- $\Delta \tau ={\gamma \pi r \over bL}$

تقویت پراکندگی

تقویت پراکندگی نوعی تقویت ذرات است که در آن رسوبات ناهمدوس، نابجایی‌ها را جذب و میخکوب می‌کنند. این ذرات معمولاً بزرگتر از ذرات موجود در سخت‌کاری رسوبی اوروون هستند که در بالا مورد بحث قرار گرفت. تأثیر تقویت پراکندگی در دماهای بالا مؤثر است، در حالی که تقویت رسوبی حاصل از عملیات حرارتی معمولاً به دماهای بسیار پایین‌تر از دمای ذوب ماده محدود می‌شود. ^[۷] یکی از انواع رایج تقویت پراکندگی، تقویت پراکندگی اکسید است.

تقویت مرز دانه

در یک فلز پلی کریستالی، اندازه دانه تأثیر زیادی بر خواص مکانیکی دارد. از آنجا که دانه‌ها معمولاً جهت‌گیری‌های کریستالوگرافی متفاوتی دارند، مرزهای دانه ایجاد می‌شوند. در حین تغییر شکل، حرکت لغزشی رخ می‌دهد. مرزهای دانه به دو دلیل زیر به عنوان مانعی برای حرکت نابجایی‌ها عمل می‌کنند:

۱. نابجایی باید به دلیل جهت‌گیری متفاوت دانه‌ها، جهت حرکت خود را تغییر دهد. ^[۸]

۲. ناپیوستگی صفحات لغزش از دانه اول به دانه دوم. ^[۹]

تنش مورد نیاز برای جابجایی یک نابجایی از یک دانه به دانه دیگر به منظور تغییر شکل پلاستیک یک ماده به اندازه دانه بستگی دارد. تعداد متوسط نابجایی‌ها در هر دانه با اندازه متوسط دانه کاهش می‌یابد. تعداد کمتر نابجایی‌ها در هر دانه منجر به ایجاد «فشار» کمتر نابجایی در مرزهای دانه می‌شود. این امر حرکت نابجایی‌ها به دانه‌های مجاور را دشوارتر می‌کند. این رابطه، رابطه هال-پچ است و می‌توان آن را به صورت ریاضی به صورت زیر توصیف کرد:

$\sigma _{y}=\sigma _{y,0}+{k \over {d^{x}}}$ ,

که در آن $k$ یک مقدار ثابت است، $d$ قطر متوسط دانه است و $\sigma _{y,0}$ تنش تسلیم اولیه است.

این واقعیت که استحکام تسلیم با کاهش اندازه دانه افزایش می‌یابد، با این هشدار همراه است که اندازه دانه را نمی‌توان بی‌نهایت کاهش داد. با کاهش اندازه دانه، حجم آزاد بیشتری ایجاد می‌شود که منجر به عدم تطابق شبکه می‌شود. در کمتر از تقریباً 10 نانومتر، مرزهای دانه تمایل به لغزش خواهند داشت؛ پدیده‌ای که به عنوان لغزش مرز دانه شناخته می‌شود. اگر اندازه دانه خیلی کوچک شود، جا دادن نابجایی‌ها در دانه دشوارتر می‌شود و تنش مورد نیاز برای حرکت آنها کمتر می‌شود. تولید موادی با اندازه دانه کمتر از 10 نانومتر تا همین اواخر امکان‌پذیر نبود، بنابراین کشف اینکه استحکام در زیر یک اندازه دانه بحرانی کاهش می‌یابد، هنوز کاربردهای جدیدی پیدا می‌کند.

سخت شدن استحاله ای

فولادهای با استحکام بالا عموماً بر اساس مکانیزم استحکام‌دهی به کار رفته در سه دسته اساسی قرار می‌گیرند. ۱- فولادهای استحکام‌دهی شده با محلول جامد (فولادهای رفوس) ۲- فولادهای تصفیه شده دانه‌ای یا فولادهای کم آلیاژ استحکام بالا (HSLA) ۳- فولادهای سخت‌کاری شده با استحاله

فولادهای سخت‌شده با استحاله، سومین نوع فولادهای با استحکام بالا هستند. این فولادها عمدتاً از سطوح بالاتری از کربن و منگنز به همراه عملیات حرارتی برای افزایش استحکام استفاده می‌کنند. محصول نهایی دارای ریزساختار دوپلکس فریت با سطوح مختلف مارتنزیت دژنره خواهد بود. این امر امکان سطوح مختلف استحکام را فراهم می‌کند. سه نوع اساسی از فولادهای سخت‌شده با استحاله وجود دارد. این فولادها عبارتند از فولادهای دوفازی (DP)، پلاستیسیته القایی با استحاله (TRIP) و مارتنزیتی.

فرآیند آنیل برای فولادهای دوفازی شامل نگه داشتن فولاد در ناحیه دمایی آلفا + گاما برای مدت زمان مشخصی است. در طول این مدت، کربن و منگنز به داخل آستنیت نفوذ می‌کنند و فریت با خلوص بیشتر باقی می‌ماند. سپس فولاد کوئنچ می‌شود تا آستنیت به مارتنزیت تبدیل شود و فریت در حال خنک شدن باقی می‌ماند. سپس فولاد تحت یک چرخه تمپر قرار می‌گیرد تا مقداری از تجزیه مارتنزیت انجام شود. با کنترل مقدار مارتنزیت در فولاد و همچنین درجه تمپر، می‌توان سطح استحکام را کنترل کرد. بسته به فرآیند و شیمی، سطح استحکام می‌تواند از 350 تا 960 مگاپاسکال متغیر باشد.

فولادهای TRIP همچنین از کربن و منگنز به همراه عملیات حرارتی استفاده می‌کنند تا مقادیر کمی آستنیت و بینیت را در ماتریس فریت حفظ کنند. عملیات حرارتی برای فولادهای TRIP نیز شامل آنیل کردن فولاد در ناحیه a + g برای مدت زمان کافی است تا کربن و منگنز به آستنیت نفوذ کنند. سپس فولاد تا نقطه‌ای بالاتر از دمای شروع مارتنزیت کوئنچ شده و در آنجا نگه داشته می‌شود. این امر امکان تشکیل بینیت، یک محصول تجزیه آستنیت، را فراهم می‌کند. در این دما، کربن بیشتری برای غنی‌سازی آستنیت باقیمانده مجاز است. این به نوبه خود، دمای شروع مارتنزیت را به زیر دمای اتاق کاهش می‌دهد. پس از کوئنچ نهایی، یک آستنیت نیمه پایدار در ماتریس عمدتاً فریت به همراه مقادیر کمی بینیت (و سایر اشکال آستنیت تجزیه شده) حفظ می‌شود. این ترکیب ریزساختارها مزایای دیگری از جمله استحکام بالاتر و مقاومت در برابر گلویی شدن در حین شکل‌دهی را نیز دارد. این امر پیشرفت‌های زیادی در شکل‌پذیری نسبت به سایر فولادهای با استحکام بالا ارائه می‌دهد. اساساً، با شکل‌دهی فولاد TRIP، استحکام آن بسیار افزایش می‌یابد. استحکام کششی فولادهای TRIP در محدوده 600 تا 960 مگاپاسکال است.

فولادهای مارتنزیتی همچنین سرشار از کربن و منگنز هستند. این فولادها در طول فرآیند کاملاً کوئنچ می‌شوند تا به مارتنزیت برسند. سپس ساختار مارتنزیت به سطح استحکام مناسب بازپخت می‌شود و به فولاد چقرمگی می‌بخشد. استحکام کششی این فولادها تا 1500 مگاپاسکال می‌رسد.

مکانیسم‌های استحکام‌بخشی در مواد آمورف

پلیمر

پلیمرها از طریق شکستن پیوندهای بین مولکولی و درون مولکولی می‌شکنند ؛ از این رو، ساختار شیمیایی این مواد نقش بزرگی در افزایش استحکام ایفا می‌کند. برای پلیمرهایی که از زنجیره‌هایی تشکیل شده‌اند که به راحتی از کنار یکدیگر می‌لغزند، می‌توان از پیوندهای عرضی شیمیایی و فیزیکی برای افزایش استحکام و مقاومت تسلیم استفاده کرد. در پلیمرهای ترموست ( پلاستیک ترموست )، پل‌های دی‌سولفیدی و سایر پیوندهای عرضی کووالانسی، ساختاری سخت ایجاد می‌کنند که می‌تواند در برابر دماهای بسیار بالا مقاومت کند. این پیوندهای عرضی به ویژه در بهبود استحکام کششی موادی که حاوی حجم آزاد زیادی هستند که مستعد ترک خوردن هستند، معمولاً پلیمرهای شکننده شیشه‌ای، مفید هستند. ^[۱۰] در الاستومر ترموپلاستیک ، جداسازی فاز اجزای مونومر غیرمشابه منجر به اتصال دامنه‌های سخت در دریایی از فاز نرم می‌شود و ساختار فیزیکی با استحکام و سختی افزایش یافته را ایجاد می‌کند. اگر تسلیم شدن توسط زنجیره‌هایی که از کنار یکدیگر می‌لغزند (باندهای برشی) رخ دهد، می‌توان با ایجاد پیچ و خم در زنجیره‌های پلیمری از طریق پیوندهای کربن-کربن غیراشباع، استحکام را نیز افزایش داد. ^[۱۰]

افزودن مواد پرکننده مانند الیاف، پلاکت‌ها و ذرات، روشی رایج برای تقویت مواد پلیمری است. پرکننده‌هایی مانند خاک رس، سیلیس و مواد شبکه‌ای کربنی به دلیل تأثیرشان بر خواص مکانیکی، به طور گسترده مورد تحقیق و استفاده در کامپوزیت‌های پلیمری قرار گرفته‌اند. اثرات سفتی-محدودیت در نزدیکی سطوح صلب، مانند سطوح بین ماتریس پلیمری و مواد پرکننده سفت‌تر، با محدود کردن حرکت زنجیره‌های پلیمری، سفتی کامپوزیت‌ها را افزایش می‌دهند. ^[۱۱] این امر به ویژه در جایی که پرکننده‌ها به صورت شیمیایی برای برهمکنش قوی با زنجیره‌های پلیمری عمل می‌کنند، وجود دارد و باعث افزایش اتصال زنجیره‌های پلیمری به سطوح پرکننده و در نتیجه محدود کردن بیشتر حرکت زنجیره‌ها به دور از سطح مشترک می‌شود. ^[۱۲] اثرات سفتی-محدودیت در نانوکامپوزیت‌های مدل مشخص شده است و نشان می‌دهد که کامپوزیت‌هایی با مقیاس طولی در مرتبه نانومتر، تأثیر پرکننده‌ها بر سفتی پلیمر را به طور چشمگیری افزایش می‌دهند. ^[۱۳]

افزایش حجم واحد مونومر از طریق ادغام حلقه‌های آریل، یکی دیگر از مکانیسم‌های تقویت است. ناهمسانگردی ساختار مولکولی به این معنی است که این مکانیسم‌ها به شدت به جهت تنش اعمال شده وابسته هستند. در حالی که حلقه‌های آریل به طور چشمگیری استحکام را در امتداد جهت زنجیره افزایش می‌دهند، این مواد ممکن است همچنان در جهت‌های عمود شکننده باشند. ساختار ماکروسکوپی را می‌توان برای جبران این ناهمسانگردی تنظیم کرد. به عنوان مثال، استحکام بالای کولار از یک ساختار چند لایه‌ای انباشته شده ناشی می‌شود که در آن لایه‌های پلیمر آروماتیک نسبت به همسایگان خود چرخیده‌اند. پلیمرهای شکل‌پذیر با پیوندهای انعطاف‌پذیر، مانند پلی‌اتیلن جهت‌دار، هنگامی که به صورت مورب در جهت زنجیره بارگذاری می‌شوند، به شدت مستعد تشکیل باند برشی هستند، بنابراین ساختارهای ماکروسکوپی که بار را موازی با جهت کشش قرار می‌دهند، استحکام را افزایش می‌دهند. ^[۱۴]

مخلوط کردن پلیمرها روش دیگری برای افزایش استحکام است، به ویژه در مورد موادی که قبل از شکست ترد، ترک خوردگی نشان می‌دهند، مانند پلی استایرن اتاکتیک (APS). به عنوان مثال، با تشکیل مخلوطی 50/50 از APS با اکسید پلی فنیلن (PPO)، این تمایل به تردی می‌تواند تقریباً به طور کامل سرکوب شود و استحکام شکست را به میزان قابل توجهی افزایش دهد. ^[۱۵]

شبکه‌های پلیمری درهم‌تنیده (IPN)، متشکل از شبکه‌های پلیمری متقاطع درهم‌تنیده که به صورت کووالانسی به یکدیگر پیوند ندارند، می‌توانند منجر به افزایش استحکام در مواد پلیمری شوند. استفاده از رویکرد IPN، سازگاری (و در نتیجه همگنی در مقیاس ماکرو) را بر روی مخلوط‌های غیر قابل امتزاج تحمیل می‌کند و امکان ترکیب خواص مکانیکی را فراهم می‌کند. به عنوان مثال، IPN های سیلیکون-پلی اورتان، مقاومت پارگی و خمشی بیشتری نسبت به شبکه‌های سیلیکون پایه نشان می‌دهند، در حالی که بازیابی الاستیک بالای شبکه سیلیکونی را در کرنش‌های بالا حفظ می‌کنند. ^[۱۶] افزایش سختی همچنین می‌تواند با پیش‌کرنش شبکه‌های پلیمری و سپس تشکیل متوالی یک شبکه ثانویه در داخل ماده کرنش یافته حاصل شود. این امر از سخت‌شوندگی کرنش ناهمسانگرد شبکه اصلی (هم‌ترازی زنجیره‌ها از کشش زنجیره‌های پلیمری) بهره می‌برد و مکانیسمی را فراهم می‌کند که در آن دو شبکه به دلیل کرنش اعمال شده بر شبکه پیش‌کرنش شده، تنش را به یکدیگر منتقل می‌کنند. ^[۱۷]

شیشه

بسیاری از شیشه‌های سیلیکاتی در برابر فشار قوی اما در برابر کشش ضعیف هستند. با وارد کردن تنش فشاری به ساختار، می‌توان استحکام کششی ماده را افزایش داد. این کار معمولاً از طریق دو مکانیسم انجام می‌شود: عملیات حرارتی (تمپر کردن) یا حمام شیمیایی (از طریق تبادل یونی).

در شیشه‌های سکوریت شده، از جت‌های هوا برای خنک کردن سریع سطوح بالا و پایین یک تکه شیشه نرم شده (داغ) استفاده می‌شود. از آنجایی که سطح سریع‌تر خنک می‌شود، حجم آزاد بیشتری در سطح نسبت به مذاب فله وجود دارد. سپس هسته تکه، سطح را به سمت داخل می‌کشد و در نتیجه یک تنش فشاری داخلی در سطح ایجاد می‌شود. این امر به طور قابل توجهی مقاومت کششی ماده را افزایش می‌دهد زیرا تنش‌های کششی اعمال شده بر شیشه اکنون باید تنش‌های فشاری را قبل از تسلیم شدن حل کنند.

$\sigma _{y=modified}=\sigma _{y,0}+\sigma _{compressive}$

به طور جایگزین، در عملیات شیمیایی، یک تخته شیشه‌ای که حاوی تشکیل‌دهنده‌های شبکه و اصلاح‌کننده‌ها است، در یک حمام نمک مذاب حاوی یون‌های بزرگتر از یون‌های موجود در اصلاح‌کننده غوطه‌ور می‌شود. به دلیل گرادیان غلظت یون‌ها، انتقال جرم باید انجام شود. همانطور که کاتیون بزرگتر از نمک مذاب به سطح نفوذ می‌کند، جایگزین یون کوچکتر از اصلاح‌کننده می‌شود. یون بزرگتر که به سطح فشرده می‌شود، تنش فشاری را در سطح شیشه ایجاد می‌کند. یک مثال رایج، عملیات شیشه سیلیکات اصلاح‌شده با اکسید سدیم در کلرید پتاسیم مذاب است. نمونه‌هایی از شیشه‌های تقویت‌شده شیمیایی عبارتند از Gorilla Glass که توسط Corning ، Dragontrail شرکت AGC و شرکت Schott AG توسعه و تولید شده‌اند.

تقویت کامپوزیت

بسیاری از مکانیسم‌های تقویت اساسی را می‌توان بر اساس ابعادشان طبقه‌بندی کرد. در حالت صفر بعدی، تقویت رسوب و محلول جامد با ساختار تقویت‌شده با ذرات وجود دارد، در حالت یک بعدی، سخت‌کاری ناشی از کار یا جنگل نابجایی‌های خطی به عنوان مکانیسم سخت‌کاری وجود دارد و در حالت دو بعدی، تقویت مرز دانه با انرژی سطحی رابط‌های دانه‌ای وجود دارد که باعث بهبود مقاومت می‌شود. دو نوع اصلی تقویت کامپوزیت، تقویت الیاف و تقویت لایه‌ای، به ترتیب در دسته‌های یک بعدی و دو بعدی قرار می‌گیرند. ناهمسانگردی مقاومت کامپوزیت الیاف و لایه‌ای، این ابعاد را منعکس می‌کند. ایده اصلی تقویت کامپوزیت، ترکیب مواد با نقاط قوت و ضعف متضاد برای ایجاد ماده‌ای است که بار را به ماده سخت‌تر منتقل می‌کند اما از شکل‌پذیری و چقرمگی ماده نرم‌تر بهره‌مند می‌شود. ^[۱۸]

تقویت الیاف

کامپوزیت‌های تقویت‌شده با الیاف (FRC) از ماتریسی از یک ماده حاوی الیاف موازی تعبیه‌شده تشکیل شده‌اند. دو نوع کامپوزیت تقویت‌شده با الیاف وجود دارد، یکی با الیاف سفت و ماتریس شکل‌پذیر و دیگری با الیاف شکل‌پذیر و ماتریس سفت. نمونه‌ی نوع اول، فایبرگلاس است که حاوی الیاف شیشه‌ای بسیار قوی اما ظریف تعبیه‌شده در یک ماتریس پلاستیکی نرم‌تر و مقاوم در برابر شکستگی است. نوع دوم تقریباً در تمام ساختمان‌ها به عنوان بتن مسلح با میله‌های فولادی شکل‌پذیر با مقاومت کششی بالا که در بتن شکننده و با مقاومت فشاری بالا تعبیه شده‌اند، یافت می‌شود. در هر دو مورد، ماتریس و الیاف خواص مکانیکی مکمل دارند و بنابراین ماده کامپوزیت حاصل برای کاربرد در دنیای واقعی کاربردی‌تر است. برای یک کامپوزیت حاوی الیاف هم‌تراز و سفت که در طول ماده قرار دارند و یک ماتریس نرم و انعطاف‌پذیر، توضیحات زیر یک مدل تقریبی ارائه می‌دهند.

چهار مرحله تغییر شکل

وضعیت یک کامپوزیت تقویت‌شده با الیاف تحت تنش کششی اعمال‌شده در امتداد الیاف را می‌توان به چهار مرحله از کرنش کوچک تا کرنش بزرگ تجزیه کرد. از آنجایی که تنش موازی با الیاف است، تغییر شکل با شرایط ایزوکرین توصیف می‌شود، یعنی الیاف و ماتریس کرنش یکسانی را تجربه می‌کنند. در هر مرحله، تنش کامپوزیت ( $\sigma _{c}$ ) بر حسب کسر حجمی الیاف و ماتریس ( $V_{f},V_{m}$ ) داده شده است.مدول یانگ فیبر و ماتریس ( $E_{f},E_{m}$ )، کرنش کامپوزیت ( $\epsilon _{c}$ ) و تنش الیاف و ماتریس که از منحنی تنش-کرنش خوانده می‌شود ( $\sigma _{f}(\epsilon _{c}),\sigma _{m}(\epsilon _{c})$ ).

هم الیاف و هم کامپوزیت در محدوده کرنش الاستیک باقی می‌مانند. در این مرحله، همچنین توجه داریم که مدول یانگ کامپوزیت، مجموع وزنی ساده‌ای از مدول‌های دو جزء است.
$\sigma _{c}=V_{f}\epsilon _{c}E_{f}+V_{m}\epsilon _{c}E_{m}$ ^[۱۹]

$E_{c}=V_{f}E_{f}+V_{m}E_{m}$ ^[۱۹]
الیاف در ناحیه الاستیک باقی می‌مانند اما ماتریس تسلیم شده و تغییر شکل پلاستیک می‌دهد.
$\sigma _{c}=V_{f}\epsilon _{c}E_{f}+V_{m}\sigma _{m}(\epsilon _{c})$ ^[۱۹]
هم الیاف و هم کامپوزیت تسلیم می‌شوند و تغییر شکل پلاستیک می‌دهند. این مرحله اغلب کرنش پواسون قابل توجهی را نشان می‌دهد که در مدل زیر لحاظ نشده است.
$\sigma _{c}=V_{f}\sigma _{f}(\epsilon _{c})+V_{m}\sigma _{m}(\epsilon _{c})$ ^[۱۹]
الیاف می‌شکنند در حالی که ماتریس همچنان به تغییر شکل پلاستیک خود ادامه می‌دهد. اگرچه در واقعیت، قطعات شکسته الیاف هنوز مقداری استحکام ایجاد می‌کنند، اما در این مدل ساده لحاظ نشده‌اند.
$\sigma _{c}\approx V_{m}\sigma _{m}(\epsilon _{c})$ ^[۱۹]

استحکام کششی

با توجه به ماهیت ناهمگن FRCها، آنها همچنین دارای چندین مقاومت کششی (TS) هستند که هر کدام مربوط به یک جزء است. با توجه به فرضیات ذکر شده در بالا، اولین مقاومت کششی مربوط به شکست الیاف، با مقداری پشتیبانی از مقاومت تغییر شکل پلاستیک ماتریس، و دومین مقاومت مربوط به شکست ماتریس خواهد بود.

$TS_{1}=V_{f}TS_{f}+V_{m}\sigma _{m}(\epsilon _{c})$ ^[۲۰]

$TS_{2}=V_{m}TS_{m}$ ^[۲۱]

ناهمسانگردی (اثرات جهت‌گیری)

در نتیجه ابعاد (یک بعدی) فوق الذکر تقویت کننده الیاف، ناهمسانگردی قابل توجهی در خواص مکانیکی آن مشاهده می‌شود. معادلات زیر مقاومت کششی یک FRC را به عنوان تابعی از زاویه ناهمراستایی مدل می‌کنند ( $\theta$ ) بین الیاف و نیروی اعمال شده، تنش‌ها در راستای موازی و عمود، یا $\theta =0$ و $90$ ^o ، موارد ( $\ \sigma _{||},\sigma _{\perp }$ ) و مقاومت برشی ماتریس ( $\tau _{my}$ ).

زاویه ناهم‌ترازی کوچک (شکستگی طولی)

این زاویه به اندازه کافی کوچک است تا انتقال بار روی الیاف را حفظ کند و از لایه لایه شدن الیاف جلوگیری کند و تنش ناهمراستا، سطح مقطع کمی بزرگتری از الیاف را نمونه برداری می‌کند، بنابراین استحکام الیاف نه تنها حفظ می‌شود، بلکه در مقایسه با حالت موازی افزایش می‌یابد.

$TS(\theta )={\frac {\sigma _{||}}{\cos ^{2}(\theta )}}$ ^[۲۲]

زاویه ناهم‌ترازی قابل توجه (شکست برشی)

این زاویه به اندازه کافی بزرگ است که بار به طور مؤثر به الیاف منتقل نمی‌شود و ماتریس کرنش کافی برای شکستگی را تجربه می‌کند.

$TS(\theta )={\frac {\tau _{my}}{\sin(\theta )\cos(\theta )}}$ ^[۲۳]

زاویه ناهمترازی نزدیک به عمود (شکستگی عرضی)

زاویه نزدیک به ۹۰ ^o است، بنابراین بیشتر بار در ماتریس باقی می‌ماند و بنابراین شکست ماتریس عرضی کششی، شرط شکست غالب است. این حالت را می‌توان مکمل حالت زاویه کوچک، با شکل مشابه اما با زاویه، در نظر گرفت. $90-\theta$ .

$TS(\theta )={\frac {\sigma _{\perp }}{\sin ^{2}(\theta )}}$ ^[۲۴]

کاربردها

تقویت مصالح در بسیاری از کاربردها مفید است. یکی از کاربردهای اصلی مصالح تقویت‌شده در ساخت‌وساز است. برای داشتن ساختمان‌ها و پل‌های قوی‌تر، باید یک قاب قوی داشت که بتواند بارهای کششی یا فشاری بالا را تحمل کند و در برابر تغییر شکل پلاستیک مقاومت کند. قاب فولادی مورد استفاده برای ساخت ساختمان باید تا حد امکان قوی باشد تا زیر وزن کل ساختمان خم نشود. مصالح سقف پلیمری نیز باید قوی باشند تا در هنگام تجمع برف روی پشت بام، سقف فرو نریزد.

در حال حاضر تحقیقاتی نیز برای افزایش استحکام مواد فلزی از طریق افزودن مواد پلیمری مانند پلیمر تقویت‌شده با الیاف کربن پیوندی به (CFRP) در حال انجام است .

تحقیقات فعلی

مطالعات به کمک شبیه‌سازی دینامیک مولکولی

روش دینامیک مولکولی (MD) به طور گسترده در علم مواد به کار گرفته شده است، زیرا می‌تواند اطلاعاتی در مورد ساختار، خواص و دینامیک در مقیاس اتمی ارائه دهد که به راحتی با آزمایش قابل حل نیستند. مکانیسم اساسی شبیه‌سازی دینامیک مولکولی مبتنی بر مکانیک کلاسیک است که از آن می‌دانیم نیروی اعمال شده بر یک ذره ناشی از گرادیان منفی انرژی پتانسیل نسبت به موقعیت ذره است. بنابراین، یک روش استاندارد برای انجام شبیه‌سازی دینامیک مولکولی، تقسیم زمان به گام‌های زمانی گسسته و حل مکرر معادلات حرکت در این فواصل برای به‌روزرسانی موقعیت‌ها و انرژی‌های ذرات است. ^[۲۵] مشاهده مستقیم آرایش‌های اتمی و انرژی ذرات در مقیاس اتمی، آن را به ابزاری قدرتمند برای مطالعه تکامل ریزساختاری و مکانیسم‌های تقویت تبدیل می‌کند.

تقویت مرز دانه

مطالعات گسترده‌ای در مورد مکانیسم‌های مختلف تقویت با استفاده از شبیه‌سازی دینامیک مولکولی انجام شده است. این مطالعات، تکامل ریزساختاری را نشان می‌دهند که نمی‌توان به راحتی از یک آزمایش مشاهده کرد یا توسط یک مدل ساده شده پیش‌بینی کرد. هان و همکارانش مکانیسم تقویت مرز دانه و اثرات اندازه دانه در گرافن نانوبلوری را از طریق یک سری شبیه‌سازی‌های دینامیک مولکولی بررسی کردند. ^[۲۶] مطالعات قبلی وابستگی متناقضی به اندازه دانه از استحکام گرافن در مقیاس طول نانومتر مشاهده کردند و نتایج نامشخص باقی ماند. بنابراین، هان و همکارانش از شبیه‌سازی دینامیک مولکولی برای مشاهده مستقیم تکامل ساختاری گرافن با دانه‌های نانومقیاس استفاده کردند. نمونه‌های گرافن نانوبلوری با اشکال و توزیع تصادفی تولید شدند تا نمونه‌های پلی کریستالی خوب آنیل شده را شبیه‌سازی کنند. سپس نمونه‌ها با تنش کششی تک محوری بارگذاری شدند و شبیه‌سازی‌ها در دمای اتاق انجام شد. با کاهش اندازه دانه گرافن، هان و همکارانش گذار از رفتار شبه هال-پچ معکوس به رفتار شبه هال-پچ را مشاهده کردند و اندازه دانه بحرانی 3.1 نانومتر گزارش شد. بر اساس چیدمان و انرژی ذرات شبیه‌سازی شده، رفتار معکوس شبه هال-پچ را می‌توان به ایجاد مکان‌های تمرکز تنش به دلیل افزایش چگالی اتصالات مرز دانه نسبت داد. سپس ترک‌ها ترجیحاً در این مکان‌ها جوانه می‌زنند و استحکام کاهش می‌یابد. با این حال، هنگامی که اندازه دانه کمتر از مقدار بحرانی باشد، تمرکز تنش در اتصالات مرز دانه به دلیل حذف تنش بین 5 تا 7 نقص کاهش می‌یابد. این حذف به گرافن کمک می‌کند تا بار کششی را تحمل کند و رفتار شبه هال-پچ را نشان دهد. این مطالعه مشاهدات تجربی متناقض قبلی را توضیح می‌دهد و درک عمیقی از مکانیسم تقویت مرز دانه گرافن نانوکریستالی ارائه می‌دهد، که نمی‌توان آن را به راحتی از آزمایش‌های درجا یا خارج از محل به دست آورد.

تقویت رسوب

همچنین مطالعات دینامیک مولکولی (MD) بر روی مکانیسم‌های تقویت رسوب انجام شده است. شیم و همکارانش از شبیه‌سازی‌های دینامیک مولکولی برای مطالعه اثرات تقویت رسوب مس مکعبی با اندازه نانو (bcc) بر روی آهن مکعبی با اندازه صفحه‌ای (fcc) استفاده کردند. ^[۲۷] همانطور که در بخش قبلی بحث شد، اثرات تقویت رسوب ناشی از برهمکنش بین نابجایی‌ها و رسوبات است. بنابراین، ویژگی‌های نابجایی نقش مهمی در اثرات تقویت ایفا می‌کند. مشخص است که نابجایی پیچی در فلزات bcc دارای ویژگی‌های بسیار پیچیده‌ای از جمله هسته غیر مسطح و عدم تقارن دوقلویی-ضد دوقلویی است. این امر تجزیه و تحلیل و مدل‌سازی مکانیسم تقویت را پیچیده می‌کند و نمی‌توان آن را به راحتی با میکروسکوپ الکترونی با وضوح بالا آشکار کرد. بنابراین، شیم و همکارانش رسوبات مس bcc منسجم با قطرهای مختلف از 1 تا 4 نانومتر در ماتریس آهن fcc شبیه‌سازی کردند. سپس یک نابجایی پیچی وارد شده و توسط تنش برشی فزاینده‌ای به سمت صفحه {112} حرکت می‌کند تا از رسوبات جدا شود. تنش برشی که باعث جدا شدن می‌شود، تنش برشی بحرانی تفکیک‌شده (CRSS) در نظر گرفته می‌شود. شیم و همکارانش مشاهده کردند که سرعت نابجایی پیچی در جهت دوقلویی 2 تا 4 برابر بزرگتر از سرعت آن در جهت ضد دوقلویی است. سرعت کاهش یافته در جهت ضد دوقلویی عمدتاً ناشی از گذار در لغزش نابجایی پیچی از جفت پیچ‌خوردگی به مکانیسم پیچ‌خوردگی متقاطع است. در مقابل، نابجایی پیچی بر رسوبات 1 تا 3.5 نانومتر با برش در جهت دوقلویی غلبه می‌کند. علاوه بر این، مشاهده شده است که مکانیسم جدا شدن نابجایی پیچی با رسوبات بزرگتر و دگرگون شده شامل نابودی و هسته‌زایی و حلقه اورووان به ترتیب در جهت دوقلویی و ضد دوقلویی است. برای توصیف کامل مکانیسم‌های درگیر، نیاز به تجزیه و تحلیل میکروسکوپ الکترونی عبوری فشرده است و معمولاً ارائه یک توصیف جامع دشوار است.

استحکام‌بخشی و آلیاژسازی با محلول جامد

مطالعه مشابهی توسط ژانگ و همکارانش در مورد بررسی تقویت محلول جامد Co، Ru و Re با غلظت‌های مختلف در Ni با ساختار fcc انجام شده است. ^[۲۸] نابجایی لبه‌ای در مرکز Ni قرار داده شد و سیستم لغزش آن روی <110> {111} تنظیم شد. سپس تنش برشی به سطوح بالا و پایین Ni با یک اتم حل‌شونده (Co، Ru یا Re) که در مرکز در دمای 300 کلوین قرار گرفته بود، اعمال شد. مطالعات قبلی نشان داده‌اند که دیدگاه کلی در مورد اثرات اندازه و مدول نمی‌تواند به دلیل مقادیر کوچک آنها، تقویت محلول جامد ناشی از Re در این سیستم را به طور کامل توضیح دهد. ^[۲۹] ژانگ و همکارانش یک گام فراتر رفتند و محاسبات DFT اصل اول را با MD ترکیب کردند تا تأثیر انرژی خطای انباشت (SFE) بر تقویت را بررسی کنند، زیرا نابجایی‌های جزئی می‌توانند به راحتی در این ساختار ماده تشکیل شوند. نتایج شبیه‌سازی MD نشان می‌دهد که اتم‌های Re به شدت به سمت حرکت نابجایی لبه کشیده می‌شوند و محاسبه DFT افزایش چشمگیری در SFE را نشان می‌دهد که به دلیل برهمکنش بین اتم‌های میزبان و اتم‌های حل‌شونده واقع در صفحه لغزش است. علاوه بر این، روابط مشابهی نیز در Ni با ساختار fcc که با Ru و Co احاطه شده است، یافت شده است.

محدودیت مطالعات MD در مورد مکانیسم‌های تقویت

این مطالعات نمونه‌های بسیار خوبی از چگونگی کمک روش دینامیک مولکولی به مطالعات مکانیسم‌های استحکام‌بخشی را نشان می‌دهند و بینش‌های بیشتری در مقیاس اتمی ارائه می‌دهند. با این حال، توجه به محدودیت‌های این روش مهم است.

برای به دست آوردن نتایج دقیق شبیه‌سازی دینامیک مولکولی، ساخت مدلی که پتانسیل بین اتمی را بر اساس پیوند به درستی توصیف کند، ضروری است. پتانسیل‌های بین اتمی به جای توصیف دقیق برهمکنش‌ها، تقریبی هستند. دقت توصیف به طور قابل توجهی با سیستم و پیچیدگی شکل پتانسیل متفاوت است. به عنوان مثال، اگر پیوند پویا باشد، به این معنی که بسته به موقعیت‌های اتمی، تغییری در پیوند وجود دارد، پتانسیل بین اتمی اختصاصی برای دستیابی به نتایج دقیق در شبیه‌سازی دینامیک مولکولی مورد نیاز است. بنابراین، پتانسیل‌های بین اتمی باید بر اساس پیوند تنظیم شوند. مدل‌های پتانسیل بین اتمی زیر معمولاً در علم مواد استفاده می‌شوند: پتانسیل بورن-مایر، پتانسیل مورس، پتانسیل لنارد جونز و پتانسیل می. ^[۳۰] اگرچه آنها نتایج بسیار مشابهی برای تغییر انرژی پتانسیل نسبت به موقعیت ذرات ارائه می‌دهند، اما تفاوت غیرقابل چشم‌پوشی در دنباله‌های دافعه آنها وجود دارد. این ویژگی‌ها باعث می‌شود که آنها به ترتیب سیستم‌های مواد با پیوندهای شیمیایی خاص را بهتر توصیف کنند.

علاوه بر خطاهای ذاتی در پتانسیل‌های بین اتمی، تعداد اتم‌ها و گام‌های زمانی در دینامیک مولکولی توسط قدرت محاسباتی محدود می‌شود. امروزه، شبیه‌سازی یک سیستم دینامیک مولکولی با چند میلیون اتم رایج است و حتی می‌توان شبیه‌سازی‌هایی با چند میلیون اتم انجام داد. ^[۳۱] با این حال، این امر هنوز مقیاس طول شبیه‌سازی را به تقریباً یک میکرون محدود می‌کند. گام‌های زمانی در دینامیک مولکولی نیز بسیار کوچک هستند و یک شبیه‌سازی طولانی فقط نتایجی در مقیاس زمانی چند نانوثانیه ارائه می‌دهد. برای گسترش بیشتر مقیاس زمان شبیه‌سازی، معمولاً از یک پتانسیل بایاس استفاده می‌شود که ارتفاع مانع را تغییر می‌دهد و بنابراین دینامیک را تسریع می‌کند. این روش هایپردینامیک نامیده می‌شود. ^[۳۲] کاربرد صحیح این روش معمولاً می‌تواند زمان شبیه‌سازی را به میکروثانیه افزایش دهد.

ساخت نانوساختار برای تقویت مواد

بر اساس مکانیسم تقویت مورد بحث در مطالب قبلی، امروزه افراد با ساخت هدفمند نانوساختارها در مواد، روی افزایش استحکام نیز کار می‌کنند. در اینجا چندین روش نمونه، از جمله ساختارهای نانوتنیده سلسله مراتبی، که محدودیت اندازه دانه را برای تقویت و مهندسی نابجایی جابجا می‌کنند، معرفی می‌کنیم.

ساختارهای نانودوقلو سلسله مراتبی

همانطور که در مطالب قبلی ذکر شد، جلوگیری از حرکت نابجایی‌ها، استحکام زیادی به مواد می‌بخشد. دوقلوهای نانومقیاس - نواحی کریستالی مرتبط با تقارن - به دلیل تغییر ریزساختار در فصل مشترک، توانایی مسدود کردن مؤثر حرکت نابجایی‌ها را دارند. ^[۳۳] تشکیل ساختارهای نانودوقلوی سلسله مراتبی، به دلیل ساخت یک شبکه نانودوقلوی سه‌بعدی پیچیده، اثر ممانعت را به شدت افزایش می‌دهد. بنابراین، طراحی ظریف ساختارهای نانودوقلوی سلسله مراتبی برای اختراع موادی با استحکام فوق‌العاده از اهمیت بالایی برخوردار است. به عنوان مثال، یو و همکارانش با دستکاری فشار سنتز، یک کامپوزیت الماس با ساختار نانودوقلوی سلسله مراتبی ساختند. کامپوزیت به دست آمده استحکام بالاتری نسبت به فلزات و سرامیک‌های مهندسی معمولی نشان داد.

افزایش محدودیت اندازه دانه برای استحکام‌بخشی

اثر هال-پچ نشان می‌دهد که استحکام تسلیم مواد با کاهش اندازه دانه افزایش می‌یابد. با این حال، بسیاری از محققان دریافته‌اند که مواد نانوکریستالی هنگامی که اندازه دانه به نقطه بحرانی کاهش می‌یابد، نرم می‌شوند که به آن اثر هال-پچ معکوس می‌گویند. تفسیر این پدیده این است که دانه‌های بسیار کوچک قادر به تحمل انباشتگی نابجایی‌ها نیستند که باعث تمرکز تنش اضافی در دانه‌های بزرگ می‌شود. ^[۳۴] در این نقطه، مکانیسم تقویت از سخت‌شوندگی کرنشی تحت سلطه نابجایی‌ها به نرم‌شوندگی رشدی و چرخش دانه تغییر می‌کند. به طور معمول، اثر هال-پچ معکوس در اندازه دانه از 10 تا 30 نانومتر اتفاق می‌افتد و دستیابی به استحکام بالا را برای مواد نانوکریستالی دشوار می‌کند. برای افزایش حد اندازه دانه برای تقویت، می‌توان با تثبیت مرز دانه، مانع چرخش و رشد دانه را از بین برد. ساخت ساختار نانولایه با مرزهای دانه‌ای با زاویه کم، روشی برای به دست آوردن مواد دانه‌ای فوق ریز با استحکام فوق‌العاده است. لو و همکارانش ^[۳۵] تغییر شکل برشی با نرخ بسیار بالا با گرادیان‌های کرنش بالا را بر روی لایه سطحی بالای نمونه نیکل توده‌ای اعمال کردند و ساختارهای نانولایه شده را معرفی کردند. این ماده سختی فوق‌العاده بالایی را نشان می‌دهد، بالاتر از هر نیکل دانه‌ای فوق ریز گزارش شده. استحکام استثنایی ناشی از ظهور مرزهای دانه‌ای با زاویه کم است که حالت‌های انرژی پایینی دارند و برای افزایش پایداری ساختار کارآمد هستند. روش دیگر برای تثبیت مرزهای دانه، افزودن ناخالصی‌های غیرفلزی است. ناخالصی‌های غیرفلزی اغلب در مرزهای دانه جمع می‌شوند و با تغییر انرژی مرز دانه، توانایی تأثیرگذاری بر استحکام مواد را دارند. روپرت و همکارانش ^[۳۶] شبیه‌سازی‌های اصول اولیه را برای مطالعه تأثیر افزودن ناخالصی‌های غیرفلزی رایج بر انرژی مرز دانه Σ5 (310) در مس انجام دادند. آنها ادعا کردند که کاهش شعاع کووالانسی ناخالصی و افزایش الکترونگاتیوی ناخالصی منجر به افزایش انرژی مرز دانه و تقویت بیشتر مواد می‌شود. به عنوان مثال، بور با افزایش چگالی بار در بین اتم‌های مس مجاور، مرزهای دانه را تثبیت می‌کند تا اتصال بین دو مرز دانه را بهبود بخشد.

مهندسی جابجایی

مطالعات قبلی در مورد تأثیر حرکت نابجایی بر تقویت مواد، عمدتاً بر نابجایی با چگالی بالا متمرکز بود که برای افزایش استحکام با هزینه کاهش شکل‌پذیری مؤثر است. مهندسی ساختارها و توزیع نابجایی‌ها نویدبخش بهبود جامع عملکرد مواد است. مواد حل‌شده تمایل به تجمع در نابجایی‌ها دارند و برای مهندسی نابجایی‌ها امیدوارکننده هستند. کیمورا و همکارانش ^[۳۷] توموگرافی پروب اتمی انجام دادند و تجمع اتم‌های نیوبیوم به نابجایی‌ها را مشاهده کردند. انرژی جداسازی تقریباً مشابه انرژی جداسازی مرز دانه محاسبه شد. به عبارت دیگر، برهمکنش بین اتم‌های نیوبیوم و نابجایی‌ها مانع بازیابی نابجایی‌ها شده و در نتیجه مواد را تقویت می‌کند. همچنین می‌توان از نابجایی‌هایی با ویژگی‌های ناهمگن برای تقویت مواد استفاده کرد. لو و همکارانش ^[۳۸] کمپلکس‌های اکسیژن منظم را به آلیاژ TiZrHfNb وارد کردند. برخلاف تقویت بین‌نشینی سنتی، معرفی کمپلکس‌های اکسیژن منظم، استحکام آلیاژ را بدون از دست دادن شکل‌پذیری افزایش داد. مکانیسم این بود که کمپلکس‌های اکسیژن منظم، حالت حرکت نابجایی را از لغزش صفحه‌ای به لغزش موجی تغییر دادند و لغزش متقاطع دوگانه را ارتقا دادند.

جستارهای وابسته

منابع

↑ Davidge, R.W., Mechanical Behavior of Ceramics, Cambridge Solid State Science Series, (1979)
↑ Lawn, B.R., Fracture of Brittle Solids, Cambridge Solid State Science Series, 2nd Edn. (1993)
↑ Green, D., An Introduction to the Mechanical Properties of Ceramics, Cambridge Solid State Science Series, Eds. Clarke, D.R., Suresh, S., Ward, I.M. (1998)
↑ Callister, William Jr, Materials Science and Engineering, An Introduction. John Wiley & Sons, NY, NY (1985)
↑ Kuhlmann-Wilsdorf, D., "Theory of Plastic Deformation," Materials Science and Engineering A, vol 113, pp 1-42, July 1989
↑ Soboyejo, Wole O. (2003). "8.4 Dislocation Strengthening". Mechanical properties of engineered materials. Marcel Dekker. ISBN 0-8247-8900-8. OCLC 300921090.
↑ Soboyejo, Wole O. (2003). "8.7 Dispersion Strengthening". Mechanical properties of engineered materials. Marcel Dekker. ISBN 0-203-91039-7. OCLC 54091550.
↑ Meyers, Chawla. Mechanical Behavior of Materials. Cambridge University Press. pg 420-425. 1999
↑ Krutyeva, M.; Wischnewski, A.; Monkenbusch, M.; Willner, L.; Maiz, J.; Mijangos, C.; Arbe, A.; Colmenero, J.; Radulescu, A.; Holderer, O.; Ohl, M.; Richter, D. (2013). "Effect of Nanoconfinement on Polymer Dynamics: Surface Layers and Interphases". Physical Review Letters. 110 (10) 108303.
1 2 Ligon-Auer, Samuel Clark; Schwentenwein, Martin; Gorsche, Christian; Stampfl, Jürgen; Liska, Robert (2016). "Toughening of photo-curable polymer networks: A review". Polymer Chemistry. 7 (2): 257–286. doi:10.1039/C5PY01631B.
↑ Zhang, Min; Askar, Shadid; Torkelson, John M.; Brinson, L. Catherine (2017). "Stiffness Gradients in Glassy Polymer Model Nanocomposites: Comparisons of Quantitative Characterization by Fluorescence Spectroscopy and Atomic Force Microscopy". Macromolecules. 50 (14): 5447–5458. Bibcode:2017MaMol..50.5447Z. doi:10.1021/acs.macromol.7b00917.
↑ Arkles, Barry; Crosby, Jane (1989). "Polysiloxane—Thermoplastic Interpenetrating Polymer Networks". Silicon-Based Polymer Science. Advances in Chemistry. Vol. 224. pp. 181–199. doi:10.1021/ba-1990-0224.ch010. ISBN 0-8412-1546-4.
↑ Singh, Naveen K.; Lesser, Alan J. (2010). "Mechanical and thermo-mechanical studies of double networks based on thermoplastic elastomers". Journal of Polymer Science Part B: Polymer Physics. 48 (7): 778–789. Bibcode:2010JPoSB..48..778S. doi:10.1002/polb.21943.
↑ Courtney, Thomas H (1990). Mechanical Behavior of Materials (2nd ed.). Long Grove, IL: Waveland Press Inc.
↑ Haile, J.M. (1997). Molecular Dynamics Simulation: Elementary Methods. John Wiley & Sons, Inc. pp. 38–42. ISBN 978-0-471-18439-3.
↑ Han, Jihoon (2020). "The transition from an inverse pseudo Hall-Petch to a pseudo Hall-Petch behavior in nanocrystalline graphene". Carbon. 161: 542–549. Bibcode:2020Carbo.161..542H. doi:10.1016/j.carbon.2020.01.107. S2CID 214416430.
↑ Shim, Jae-Hyeok (2009). "Strengthening of Nanosized bcc Cu Precipitate in bcc Fe: A Molecular Dynamics Study". Materials Transactions. 50 (9): 2229–2234. doi:10.2320/matertrans.M2009040.
↑ Zhang, Xingming (2013). "Atomistic simulations of solid solution strengthening in Ni-based superalloy". Computational Materials Science. 68: 132–137. doi:10.1016/j.commatsci.2012.10.002.
1 2 3 4 5 {{cite book}}: Empty citation (help)
↑ Yue, Yonghai, et al. "Hierarchically structured diamond composite with exceptional toughness." Nature 582.7812 (2020): 370-374.
↑ Carlton, C. E., and P. J. Ferreira. "What is behind the inverse Hall–Petch effect in nanocrystalline materials?." Acta Materialia 55.11 (2007): 3749-3756.
↑ Liu, X. C., H. W. Zhang, and K. Lu. "Strain-induced ultrahard and ultrastable nanolaminated structure in nickel." Science 342.6156 (2013): 337-340.
↑ Huang, Zhifeng, et al. "Uncovering the influence of common nonmetallic impurities on the stability and strength of a Σ5 (310) grain boundary in Cu." Acta Materialia 148 (2018): 110-122.
↑ Takahashi, Jun, et al. "Direct observation of niobium segregation to dislocations in steel." Acta Materialia 107 (2016): 415-422.
↑ Lei, Zhifeng, et al. "Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes." Nature 563.7732 (2018): 546-550.
↑ Han, Jihoon (2020). "The transition from an inverse pseudo Hall-Petch to a pseudo Hall-Petch behavior in nanocrystalline graphene". Carbon. 161: 542–549. Bibcode:2020Carbo.161..542H. doi:10.1016/j.carbon.2020.01.107.
↑ Shim, Jae-Hyeok (2009). "Strengthening of Nanosized bcc Cu Precipitate in bcc Fe: A Molecular Dynamics Study". Materials Transactions. 50 (9): 2229–2234. doi:10.2320/matertrans.M2009040.
↑ Zhang, Xingming (2013). "Atomistic simulations of solid solution strengthening in Ni-based superalloy". Computational Materials Science. 68: 132–137. doi:10.1016/j.commatsci.2012.10.002.
↑ Koteski, V. (2008). "Experimental and theoretical study of lattice relaxation around refractory atoms in nickel" (PDF). Acta Materialia. 56 (17): 4601–4607. Bibcode:2008AcMat..56.4601K. doi:10.1016/j.actamat.2008.05.015.
↑ Lesar, Richard (2013). Introduction to Computational Materials Science. Cambridge University Press. pp. 82–89. ISBN 978-0-521-84587-8.
↑ Rountree, Cindy (2002). "Atomistic Aspects of Crack Propagation in Brittle Materials: Multimillion Atom Molecular Dynamics Simulations". Annual Review of Materials Research. 32: 377–400. doi:10.1146/annurev.matsci.32.111201.142017.
↑ Voter, Arthur (1997). "Hyperdynamics: Accelerated Molecular Dynamics of Infrequent Events". Phys. Rev. Lett. 78 (20): 3908. Bibcode:1997PhRvL..78.3908V. doi:10.1103/PhysRevLett.78.3908.
↑ Yue, Yonghai, et al. "Hierarchically structured diamond composite with exceptional toughness." Nature 582.7812 (2020): 370-374.
↑ Carlton, C. E., and P. J. Ferreira. "What is behind the inverse Hall–Petch effect in nanocrystalline materials?." Acta Materialia 55.11 (2007): 3749-3756.
↑ Liu, X. C., H. W. Zhang, and K. Lu. "Strain-induced ultrahard and ultrastable nanolaminated structure in nickel." Science 342.6156 (2013): 337-340.
↑ Huang, Zhifeng, et al. "Uncovering the influence of common nonmetallic impurities on the stability and strength of a Σ5 (310) grain boundary in Cu." Acta Materialia 148 (2018): 110-122.
↑ Takahashi, Jun, et al. "Direct observation of niobium segregation to dislocations in steel." Acta Materialia 107 (2016): 415-422.
↑ Lei, Zhifeng, et al. "Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes." Nature 563.7732 (2018): 546-550.

[1] Davidge, R.W., Mechanical Behavior of Ceramics, Cambridge Solid State Science Series, (1979)

[2] Lawn, B.R., Fracture of Brittle Solids, Cambridge Solid State Science Series, 2nd Edn. (1993)

[3] Green, D., An Introduction to the Mechanical Properties of Ceramics, Cambridge Solid State Science Series, Eds. Clarke, D.R., Suresh, S., Ward, I.M. (1998)

[ReferenceA-4] Callister, William Jr, Materials Science and Engineering, An Introduction. John Wiley & Sons, NY, NY (1985)

[5] Kuhlmann-Wilsdorf, D., "Theory of Plastic Deformation," Materials Science and Engineering A, vol 113, pp 1-42, July 1989

[:0-6] Soboyejo, Wole O. (2003). "8.4 Dislocation Strengthening". Mechanical properties of engineered materials. Marcel Dekker. ISBN 0-8247-8900-8. OCLC 300921090.

[7] Soboyejo, Wole O. (2003). "8.7 Dispersion Strengthening". Mechanical properties of engineered materials. Marcel Dekker. ISBN 0-203-91039-7. OCLC 54091550.

[ReferenceA2-8] Meyers, Chawla. Mechanical Behavior of Materials. Cambridge University Press. pg 420-425. 1999

[ReferenceA3-9] Krutyeva, M.; Wischnewski, A.; Monkenbusch, M.; Willner, L.; Maiz, J.; Mijangos, C.; Arbe, A.; Colmenero, J.; Radulescu, A.; Holderer, O.; Ohl, M.; Richter, D. (2013). "Effect of Nanoconfinement on Polymer Dynamics: Surface Layers and Interphases". Physical Review Letters. 110 (10) 108303.

[Meyers-10] 1 2 Ligon-Auer, Samuel Clark; Schwentenwein, Martin; Gorsche, Christian; Stampfl, Jürgen; Liska, Robert (2016). "Toughening of photo-curable polymer networks: A review". Polymer Chemistry. 7 (2): 257–286. doi:10.1039/C5PY01631B.

[11] Zhang, Min; Askar, Shadid; Torkelson, John M.; Brinson, L. Catherine (2017). "Stiffness Gradients in Glassy Polymer Model Nanocomposites: Comparisons of Quantitative Characterization by Fluorescence Spectroscopy and Atomic Force Microscopy". Macromolecules. 50 (14): 5447–5458. Bibcode:2017MaMol..50.5447Z. doi:10.1021/acs.macromol.7b00917.

[12] Arkles, Barry; Crosby, Jane (1989). "Polysiloxane—Thermoplastic Interpenetrating Polymer Networks". Silicon-Based Polymer Science. Advances in Chemistry. Vol. 224. pp. 181–199. doi:10.1021/ba-1990-0224.ch010. ISBN 0-8412-1546-4.

[13] Singh, Naveen K.; Lesser, Alan J. (2010). "Mechanical and thermo-mechanical studies of double networks based on thermoplastic elastomers". Journal of Polymer Science Part B: Polymer Physics. 48 (7): 778–789. Bibcode:2010JPoSB..48..778S. doi:10.1002/polb.21943.

[Meyers2-14] Courtney, Thomas H (1990). Mechanical Behavior of Materials (2nd ed.). Long Grove, IL: Waveland Press Inc.

[Meyers3-15] Haile, J.M. (1997). Molecular Dynamics Simulation: Elementary Methods. John Wiley & Sons, Inc. pp. 38–42. ISBN 978-0-471-18439-3.

[16] Han, Jihoon (2020). "The transition from an inverse pseudo Hall-Petch to a pseudo Hall-Petch behavior in nanocrystalline graphene". Carbon. 161: 542–549. Bibcode:2020Carbo.161..542H. doi:10.1016/j.carbon.2020.01.107. S2CID 214416430.

[17] Shim, Jae-Hyeok (2009). "Strengthening of Nanosized bcc Cu Precipitate in bcc Fe: A Molecular Dynamics Study". Materials Transactions. 50 (9): 2229–2234. doi:10.2320/matertrans.M2009040.

[courtney-18] Zhang, Xingming (2013). "Atomistic simulations of solid solution strengthening in Ni-based superalloy". Computational Materials Science. 68: 132–137. doi:10.1016/j.commatsci.2012.10.002.

[courtney15-19] 1 2 3 4 5 {{cite book}}: Empty citation (help)

[courtney6-20] Yue, Yonghai, et al. "Hierarchically structured diamond composite with exceptional toughness." Nature 582.7812 (2020): 370-374.

[courtney7-21] Carlton, C. E., and P. J. Ferreira. "What is behind the inverse Hall–Petch effect in nanocrystalline materials?." Acta Materialia 55.11 (2007): 3749-3756.

[courtney8-22] Liu, X. C., H. W. Zhang, and K. Lu. "Strain-induced ultrahard and ultrastable nanolaminated structure in nickel." Science 342.6156 (2013): 337-340.

[courtney9-23] Huang, Zhifeng, et al. "Uncovering the influence of common nonmetallic impurities on the stability and strength of a Σ5 (310) grain boundary in Cu." Acta Materialia 148 (2018): 110-122.

[courtney10-24] Takahashi, Jun, et al. "Direct observation of niobium segregation to dislocations in steel." Acta Materialia 107 (2016): 415-422.

[25] Lei, Zhifeng, et al. "Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes." Nature 563.7732 (2018): 546-550.

[26] Han, Jihoon (2020). "The transition from an inverse pseudo Hall-Petch to a pseudo Hall-Petch behavior in nanocrystalline graphene". Carbon. 161: 542–549. Bibcode:2020Carbo.161..542H. doi:10.1016/j.carbon.2020.01.107.

[27] Shim, Jae-Hyeok (2009). "Strengthening of Nanosized bcc Cu Precipitate in bcc Fe: A Molecular Dynamics Study". Materials Transactions. 50 (9): 2229–2234. doi:10.2320/matertrans.M2009040.

[28] Zhang, Xingming (2013). "Atomistic simulations of solid solution strengthening in Ni-based superalloy". Computational Materials Science. 68: 132–137. doi:10.1016/j.commatsci.2012.10.002.

[29] Koteski, V. (2008). "Experimental and theoretical study of lattice relaxation around refractory atoms in nickel" (PDF). Acta Materialia. 56 (17): 4601–4607. Bibcode:2008AcMat..56.4601K. doi:10.1016/j.actamat.2008.05.015.

[30] Lesar, Richard (2013). Introduction to Computational Materials Science. Cambridge University Press. pp. 82–89. ISBN 978-0-521-84587-8.

[31] Rountree, Cindy (2002). "Atomistic Aspects of Crack Propagation in Brittle Materials: Multimillion Atom Molecular Dynamics Simulations". Annual Review of Materials Research. 32: 377–400. doi:10.1146/annurev.matsci.32.111201.142017.

[32] Voter, Arthur (1997). "Hyperdynamics: Accelerated Molecular Dynamics of Infrequent Events". Phys. Rev. Lett. 78 (20): 3908. Bibcode:1997PhRvL..78.3908V. doi:10.1103/PhysRevLett.78.3908.

[33] Yue, Yonghai, et al. "Hierarchically structured diamond composite with exceptional toughness." Nature 582.7812 (2020): 370-374.

[34] Carlton, C. E., and P. J. Ferreira. "What is behind the inverse Hall–Petch effect in nanocrystalline materials?." Acta Materialia 55.11 (2007): 3749-3756.

[35] Liu, X. C., H. W. Zhang, and K. Lu. "Strain-induced ultrahard and ultrastable nanolaminated structure in nickel." Science 342.6156 (2013): 337-340.

[36] Huang, Zhifeng, et al. "Uncovering the influence of common nonmetallic impurities on the stability and strength of a Σ5 (310) grain boundary in Cu." Acta Materialia 148 (2018): 110-122.

[37] Takahashi, Jun, et al. "Direct observation of niobium segregation to dislocations in steel." Acta Materialia 107 (2016): 415-422.

[38] Lei, Zhifeng, et al. "Enhanced strength and ductility in a high-entropy alloy via ordered oxygen complexes." Nature 563.7732 (2018): 546-550.

[۱]

[۲]

[۳]

[۴]

[۵]

[۶]

[۷]

[۸]

[۹]

[۱۰]

[۱۱]

[۱۲]

[۱۳]

[۱۴]

[۱۵]

[۱۶]

[۱۷]

[۱۸]

[۱۹]

[۲۰]

[۲۱]

[۲۲]

[۲۳]

[۲۴]

[۲۵]

[۲۶]

[۲۷]

[۲۸]

[۲۹]

[۳۰]

[۳۱]

[۳۲]

[۳۳]

[۳۴]

[۳۵]

[۳۶]

[۳۷]

[۳۸]