Nieoczekiwane tarcie zależne od prędkości w grafenie

Streszczenie

W tym badaniu badano zachowanie tarcia krawędzi grafenu o grubości mono warstwy przy użyciu mikroskopii siły atomowej (AFM). Stwierdzono, że kiedy końcówka przesuwa się po zakopanej krawędzi grafenu, podczas ruchu w górę występuje siła rezystancyjna i siła wspomagająca podczas ruchu. Siły te są przypisywane zmianom wysokości topograficznej. Tarcie przy odsłoniętym krawędzi grafenu zwiększa wielkość i wykazuje bardziej złożone zachowania. Interakcje chemiczne między grupami funkcjonalnymi na powierzchniach końcówki i krawędzi krokowych przyczyniają się do siły rezystancyjnej, podczas gdy siła wspomagająca jest wynikiem efektów topograficznych. Pomiar zachowań tarcia w wysokiej rozdzielczości na krawędziach grafenu zwiększa nasze zrozumienie tarcia międzyfazowego na powierzchniach pokrytych grafenem.

Kluczowe punkty

1. Tarcie na zakopanych krawędziach grafenowych wykazuje siły rezystancyjne i wspomagające podczas ruchów i ruchów.

2. Ekspozycja krawędzi grafenu zwiększa wielkość tarcia i prowadzi do bardziej złożonych zachowań tarcia.

3. Interakcje chemiczne między powierzchniami końcowymi i krokowymi przyczyniają się do siły rezystancyjnej na odsłoniętych krawędziach.

4. Siła wspomagająca na odsłoniętych krawędziach jest przypisywana efektom topograficznym.

5. Tępa końcówka zwiększa wyraźne skutki sił rezystancyjnych i wspomagających na krawędziach grafenu.

6. W kierunku skanowania podwyższonego, tępa końcówka wykazuje zarówno efekty topograficzne, jak i przechylenie.

7. Pomiar zachowań tarcia w wysokiej rozdzielczości na krawędziach grafenu wzbogaca nasze rozumienie tarcia międzyfazowego na powierzchniach pokrytych grafenem.

Pytania i odpowiedzi

  1. Q: Jakie są zachowania tarcia zaobserwowane na zakopanych krawędziach grafenu?

    A: Na zakopanych krawędziach grafenowych siły rezystancyjne i wspomagające są wykrywane odpowiednio podczas ruchów krokowych i spadku. Siły te wynikają ze zmian wysokości topograficznej.
  2. Q: Co dzieje się z tarciem na odsłoniętych krawędziach grafenu?

    A: Tarcie przy odsłoniętej krawędzi kroku grafenu wzrasta i wykazuje bardziej złożone zachowania w porównaniu z zakopanymi krawędziami krokowymi.
  3. Q: Co powoduje element rezystancyjny na odsłoniętych krawędzi kroków?

    A: Składnik rezystancyjny na odsłoniętych krawędzi krokowych przypisuje się interakcjom chemicznym między grupami funkcjonalnymi na powierzchni końcówki i krawędzi krokowych.
  4. Q: Jaki jest powód komponentu wspomagającego na odsłoniętych krawędzi krokowych?

    A: Komponent wspomagający na odsłoniętych krawędzi krokowych wynika z efektów topograficznych, podobnie jak w przypadku zakopanych krawędzi krokowych.
  5. Q: Jak tępa wskazówka wpływa na zachowanie tarcia na krawędziach grafenu?

    A: Tępa końcówka zwiększa wyraźne skutki sił rezystancyjnych i wspomagających na krawędziach grafenu.
  6. Q: Jakie są różne efekty topograficzne wykazywane przez tępą wskazówkę w kierunku skanowania stopnia?

    A: W kierunku skanowania podwyższania tępy końcówka pokazuje dwa oddzielne efekty topograficzne: elastyczne odkształcenie obszaru kontaktowego na dole końcówki z powodu zmiany wysokości podłoża i przechylenie końcówki, gdy pionowa pozycja wspornika wznosi się z dolnego tarasu na górny taras.
  7. Q: W jaki sposób pomiar zachowań tarcia w wysokiej rozdzielczości na krawędziach grafenu przyczynia się do zrozumienia tarcie międzyfazowego?

    A: Pomiar zachowań tarcia w wysokiej rozdzielczości na krawędziach grafenowych zapewnia cenne wgląd w tarcie międzyfazowe na powierzchniach pokrytych grafenem.

Bibliografia

  1. Berman D, Erdemir A, Sumant A V. Grafen: nowy pojawiający się smar. Mater Today 17 (1): 31–42 (2014) Google Scholar
  2. Penkov O, Kim H J, Kim H J, Kim D E. Trybologia grafenu: recenzja. Int J PRECIS ENG Manuf 15 (3): 577–585 (2014) Google Scholar
  3. Kim K S, Lee H J, Lee C, Lee S K, Jang H, Ahn J H, Kim J H, Lee H J. Grafen uprawiany przez chemiczne osadzanie pary: najcieńszy stały smar. ACS Nano 5 (6): 5107–5114 (2011) Google Scholar
  4. Berman D, Erdemir A, Sumant A V. Zmniejszone zużycie i tarcie włączone przez warstwy grafenowe na ślizgających się stalowych powierzchniach w suchym azotie. Carbon 59: 167–175 (2013) Google Scholar
  5. Berman D, Erdemir A, Sumant A V. Grafen jako powłoka ochronna i lepszy smar do styków elektrycznych. Appl Phys Lett 105 (23): 231907 (2014) Google Scholar
  6. Wu P, Li X M, Zhang C H, Chen X C, Lin S Y, Sun H Y, Lin C T, Zhu H W, Luo J B. Samoorganizująca się folia grafenowa jako niski tarcie stały smar w kontakcie makroskali. ACS Appl Mater Interfaces 9 (25): 21554–21562 (2017) Google Scholar
  7. Berman D, Deshmukh S A, Sankaranarayanan S K R S, Erdemir A, Sumant A V. Macroscale Superlubrycity włączona przez formację grafenu Nanoscroll. Science 348 (6239): 1118–1122 (2015) Google Scholar
  8. Liu S W, Wang H P, Xu Q, Ma T B, Yu G, Zhang C H, Geng D C, Yu Z W, Zhang S G, Wang W Z, i in. Solidna superbrycjalność mikroskali pod ciśnieniem wysokiego kontaktu włączona przez mikrosferę powlekaną grafen. Nat Commun 8: 14029 (2017) Google Scholar
  9. Filleter T, McChesney J L, Bostwick A, Rotenberg E, Emtsev K V, Seyller T, Horn K, Bennewitz R. Tarcie i rozpraszanie w epitaksjalnych filmach grafenowych. Phys Rev Lett 102 (8): 086102 (2009) Google Scholar
  10. Filleter T, Bennewitz R. Właściwości strukturalne i tarcia folii grafenowych na SIC (0001) badane za pomocą mikroskopii siły atomowej. Phys Rev B 81 (15): 155412 (2010) Google Scholar
  11. Lee C, Li Q Y, Kalb W, Liu X Z, Berger H, Carpick R W, Hone J. Charakterystyka tarcia cienkich arkuszy. Science 328 (5974): 76–80 (2010) Google Scholar
  12. Lee H, Lee N, Seo Y, Eom J, Lee S. Porównanie sił tarcia na grafenie i graficie. Nanotechnology 20 (32): 325701 (2009) Google Scholar
  13. Lee C, Wei X D, Li Q Y, Carpick R, Kysar J W, Hone J. Elastyczne i tarcia właściwości grafenu. Phys Status Solidi B 246 (11–12): 2562–2567 (2009) Google Scholar
  14. Li Q Y, Lee C, Carpick R W, Hone J. Wpływ substratu na tarcie zależne od grubości na grafen. STATUS STATUS SOLIDA 247 (112–12): 2909–2914 (2010) Google Scholar
  15. Cho D H, Wang L, Kim J S, Lee G H, Kim E S, Lee S, Lee S Y, Hone J, Lee C. Wpływ morfologii powierzchni na tarcie grafenu na różne podłoża. Nanoscale 5 (7): 3063–3069 (2013) Google Scholar
  16. Paolilli G, Tripathi M, Corradini V, Candini A, Valeri S. Nanoskalowe zachowanie grafenu na SIO2 i substraty NI (111). Nanotechnology 26 (5): 055703 (2015) Google Scholar
  17. Chen Z, Khajeh A, Martini A, Kim S H. Chemiczne i fizyczne pochodzenie tarcia na powierzchniach ze krokami atomowymi. SCI Adv 5 (8): Eaaw0513 (2019) Google Scholar


Nieoczekiwane tarcie zależne od prędkości w grafenie

Zhe Chen. dr. Chen zdobył B.S. stopień inżynierii mechanicznej na Northwestern Polytechnical University i PH.D. dyplom inżynierii mechanicznej na Uniwersytecie Tsinghua w Chinach. Jest teraz badaczem podoktoranckim. Jego zainteresowania badawcze to międzyfazowe właściwości ślizgowe i zastosowanie dwuwymiarowych materiałów warstwowych jako stałych smarów i dodatków do smarowania.

Pomiar tarcia w nanoskali na krawędziach grafenowych

Chociaż grafen jest dobrze znany z super-ludbryczności na płaszczyźnie podstawowej, tarcie na krawędzi kroku nie jest dobrze poznane i zgłoszono sprzeczne zachowania tarcia. W tym badaniu badano tarcie krawędzi grafenu o grubości mono warstwy przy użyciu mikroskopii siły atomowej (AFM) z końcówką SI w suchej atmosferze azotu. Stwierdzono, że gdy końcówka przesuwa się nad ‘pochowany’ Grafen Step Edge, podczas ruchu w górę jest siła rezystancyjna i siła wspomagająca podczas ruchu z powodu zmiany wysokości topograficznej. Wielkość tych dwóch sił jest niewielka i taka sama w ruchu w ruchu, jak i w ruchu. Co do ‘narażony’ Krawędź grafenu, tarcie wzrasta wielkość i wykazuje bardziej skomplikowane zachowania. Podczas ruchu końcówki nad odsłoniętą krawędzią krokową zarówno elementy rezystancyjne, jak i wspomagające można wykryć w sygnale siły bocznej AFM, jeśli rozdzielczość skanowania jest wystarczająco wysoka. Składnik rezystancyjny przypisuje się interakcjom chemicznym między grupami funkcjonalnymi na powierzchniach końcówki i krawędzi krokowych, a komponent wspomagający jest spowodowany efektem topograficznym, tak samo jak przypadek zakopanej krawędzi kroku. Jeśli zastosowano tępą końcówkę, wyraźniejsze skutki tych dwóch elementów stają się bardziej widoczne. W kierunku skanowania podwyższania stępi końcówki wydaje się mieć dwa oddzielne efekty topograficzne elastyczne odkształcenie obszaru styku na dole końcówki ze względu na zmianę wysokości podłoża na krawędzi kroku i przechyleniu końcówki, podczas gdy pozycja pionowa wspornika (koniec końcówki) wznosi się z dolnego tarasu na górny taras. Pomiar zachowań tarcia o wysokiej rozdzielczości na krawędziach grafenu będzie jeszcze bardziej wzbogacić zrozumienie zachowań tarcia międzyfazowego na powierzchniach pokrytych grafenem.

Pobierz, aby przeczytać cały tekst artykułów

Praca nad manuskryptem?

Bibliografia

  1. Berman D, Erdemir A, Sumant A V. Grafen: nowy pojawiający się smar. Mater dzisiaj17(1): 31–42 (2014) Google Scholar
  2. Penkov O, Kim H J, Kim H J, Kim D E. Trybologia grafenu: recenzja. Int J Preci Eng Manuf15(3): 577–585 (2014) Google Scholar
  3. Kim K S, Lee H J, Lee C, Lee S K, Jang H, Ahn J H, Kim J H, Lee H J. Grafen uprawiany przez chemiczne osadzanie pary: najcieńszy stały smar. ACS Nano5(6): 5107–5114 (2011) Google Scholar
  4. Berman D, Erdemir A, Sumant A V. Zmniejszone zużycie i tarcie włączone przez warstwy grafenowe na ślizgających się stalowych powierzchniach w suchym azotie. Węgiel59: 167–175 (2013) Google Scholar
  5. Berman D, Erdemir A, Sumant A V. Grafen jako powłoka ochronna i lepszy smar do styków elektrycznych. Appl Phys Lett105(23): 231907 (2014) Google Scholar
  6. Wu P, Li X M, Zhang C H, Chen X C, Lin S Y, Sun H Y, Lin C T, Zhu H W, Luo J B. Samoorganizująca się folia grafenowa jako niski tarcie stały smar w kontakcie makroskali. ACS Appl Mater Interfaces9(25): 21554–21562 (2017) Google Scholar
  7. Berman D, Deshmukh S A, Sankaranarayanan S K R S, Erdemir A, Sumant A V. Macroscale Superlubrycity włączona przez formację grafenu Nanoscroll. Nauka348(6239): 1118–1122 (2015) Google Scholar
  8. Liu S W, Wang H P, Xu Q, Ma T B, Yu G, Zhang C H, Geng D C, Yu Z W, Zhang S G, Wang W Z, i in. Solidna superbrycjalność mikroskali pod ciśnieniem wysokiego kontaktu włączona przez mikrosferę powlekaną grafen. Nat Commun8: 14029 (2017) Google Scholar
  9. Filleter T, McChesney J L, Bostwick A, Rotenberg E, Emtsev K V, Seyller T, Horn K, Bennewitz R. Tarcie i rozpraszanie w epitaksjalnych filmach grafenowych. Phys Rev Lett102(8): 086102 (2009) Google Scholar
  10. Filleter T, Bennewitz R. Właściwości strukturalne i tarcia folii grafenowych na SIC (0001) badane za pomocą mikroskopii siły atomowej. Phys Rev B81(15): 155412 (2010) Google Scholar
  11. Lee C, Li Q Y, Kalb W, Liu X Z, Berger H, Carpick R W, Hone J. Charakterystyka tarcia cienkich arkuszy. Nauka328(5974): 76–80 (2010) Google Scholar
  12. Lee H, Lee N, Seo Y, Eom J, Lee S. Porównanie sił tarcia na grafenie i graficie. Nanotechnologia20(32): 325701 (2009) Google Scholar
  13. Lee C, Wei X D, Li Q Y, Carpick R, Kysar J W, Hone J. Elastyczne i tarcia właściwości grafenu. Phys Status Solidi B246(11–12): 2562–2567 (2009) Google Scholar
  14. Li Q Y, Lee C, Carpick R W, Hone J. Wpływ substratu na tarcie zależne od grubości na grafen. Status fizjoty247 (112–12): 2909–2914 (2010) Google Scholar
  15. Cho D H, Wang L, Kim J S, Lee G H, Kim E S, Lee S, Lee S Y, Hone J, Lee C. Wpływ morfologii powierzchni na tarcie grafenu na różne podłoża. Nanoskal5(7): 3063–3069 (2013) Google Scholar
  16. Paolilli G, Tripathi M, Corradini V, Candini A, Valeri S. Nanoskalowe zachowanie grafenu na SIO2 i substraty NI (111). Nanotechnologia26(5): 055703 (2015) Google Scholar
  17. Chen Z, Khajeh A, Martini A, Kim S H. Chemiczne i fizyczne pochodzenie tarcia na powierzchniach ze krokami atomowymi. Sci adv5(8): Eaaw0513 (2019) Google Scholar
  18. Chen L, Chen Z, Tang X Y, Yan W M, Zhou Z R, Qian L M, Kim S H. Tarcie na krawędziach grafenu jednarstwowego z powodu interakcji chemicznych i topograficznych. Węgiel154: 67–73 (2019) Google Scholar
  19. Lang H J, Peng Y T, Zeng X Z, Cao X A, Liu L, Zou K. Wpływ wilgotności względnej na właściwości tarcia grafenu na etapach w skali atomowej. Węgiel137: 519–526 (2018) Google Scholar
  20. Lang H J, Peng Y T, Zeng X Z. Wpływ siły wiązania międzywarstwowego i sztywności zginania na 2-wymiarowe właściwości tarcia materiałów na etapach w skali atomowej. Appl Surf Sci411: 261–270 (2017) Google Scholar
  21. Ye Z J, Martini A. Tarcie atomowe na odsłoniętej i zakopanej grafitowej krawędzie kroków: Eksperymenty i symulacje. Appl Phys Lett106(23): 231603 (2015) Google Scholar
  22. Lee H, Lee H B R, Kwon S, Salmeron M, Park J Y. Wewnętrzne i zewnętrzne etapy atomowe w graficie wykazują radykalnie różne właściwości fizyczne i chemiczne. ACS Nano9(4): 3814–3819 (2015) Google Scholar
  23. Hunley D P, Flynn T J, Dodson T, Sundararajan A, Boland M J, Strachan D R. Tarcie, przyczepność i elastyczność krawędzi grafenu. Phys Rev B87(3): 035417 (2013) Google Scholar
  24. Egberts P, Ye Z J, Liu X Z, Dong Y L, Martini A, Carpick R W. Zależność środowiskowa tarcia w skali atomowej na grafitowej powierzchni. Phys Rev B88(3): 035409 (2013) Google Scholar
  25. Dong Y L, Liu X Z, Egberts P, Ye Z J, Carpick R W, Martini A. Korelacja między kształtem sondy a pikami tarcia atomowego na grafitowych krawędziach. Tribol Lett50(1): 49–57 (2013) Google Scholar
  26. Panigrahi S, Bhattacharya A, Bandyopadhyay D, Grabowski S J, Bhattacharyya D, Banerjee S. Właska właściwości krawędzi monoatomicznego kroku na graficie: mikroskopia z formy tarcia i Kwantowe badania chemiczne. J Phys Chem C115(30): 14819–14826 (2011) Google Scholar
  27. Hölscher H, Ebeling D, Schwarz U D. Tarcie w skali atomowej kroki powierzchniowe: eksperyment i teoria. Phys Rev Lett101(24): 246105 (2008) Google Scholar
  28. Müller T, Lohrmann M, Kässer T, Marti O, Mlyek J, Krausch G. Siła tarcia między ostrym pozbawieniem a krokiem powierzchniowym. Phys Rev Lett79(25): 5066–5069 (1997) Google Scholar
  29. Weilandt E, Menck A, Marti O. Badania tarcia przy schodach z mikroskopią siły tarcia. Anal interfejsu surfowania23(6): 428–430 (1995) Google Scholar
  30. Ruan J A, Bhushan B. Zachowanie cierne wysoce zorientowanego pirolitycznego grafitu. J Appl Phys76(12): 8117–8120 (1994) Google Scholar
  31. Schwoebel R L, Shipsey E J. STEP Ruch na powierzchniach kryształowych. J Appl Phys37(10): 3682–3686 (1966) Google Scholar
  32. Ye Z J, Otero-de-la-Roza A, Johnson E R, Martini A. Wpływ kształtu końcówki na program atomowy na grafitowych krawędziach. Appl Phys Lett103(8): 081601 (2013) Google Scholar
  33. Barthel A J, Luo J W, Hwang K S, Lee J Y, Kim S H. Wpływ smarowania granicznego pozostałości organicznej pozostawionej na powierzchni po odparowaniu organicznego rozpuszczalnika czyszczącego. Nosić 350 351: 21–26 (2016) Google Scholar
  34. Sader J E, Larson I, Mulvaney P, White L R. Metoda kalibracji wsporników mikroskopu siły atomowej. Rev Sci Instrum66(7): 3789–3798 (1995) Google Scholar
  35. Barnette A L, Asay D B, Janik M J, Kim S H. Izoterma adsorpcji i orientacja alkoholi na hydrofilowym SIO2 w warunkach otoczenia. J Phys Chem C113(24): 10632–10641 (2009) Google Scholar
  36. Yu J X, Kim S H, Yu B J, Qian L M, Zhou Z R. Rola trybochemii w nanowearu jedno-krystalicznego krzemu. ACS Appl Mater Interfaces4(3): 1585–1593 (2012) Google Scholar
  37. Qi y Z, Liu J, Dong Y L, Feng X Q, Li Q Y. Wpływ środowisk na zużycie nanoskali Zachowanie grafenu: pasywacja krawędzi vs. Przypięcie podłoża. Węgiel139: 59–66 (2018) Google Scholar
  38. Ogletree D F, Carpick R W, Salmeron M. Kalibracja sił tarcia w mikroskopii siły atomowej. Rev Sci Instrum67(9): 3298–3306 (1996) Google Scholar
  39. Varenberg M, Etsion I, Halperin G. Ulepszona metoda kalibracji klina dla siły bocznej w mikroskopii siły atomowej. Rev Sci Instrum74(7): 3362–3367 (2003) Google Scholar
  40. Noy A, Frisbie C D, Rozsnyai L F, Wrighton M S, Lieber C M. Mikroskopia siły chemicznej: Wykorzystanie zmodyfikowanych chemicznie końcówek w celu kwantyfikacji adhezji, tarcia i rozkładów grup funkcjonalnych w zespołach molekularnych. J Am Chem Soc117(30): 7943–7951 (1995) Google Scholar
  41. Dufrêne y F, Ando T, Garcia R, Alsteens D, Martinez-Martin D, Engel A, Gerber C, Müller D J. Tryby obrazowania mikroskopii siły atomowej do zastosowania w biologii molekularnej i komórkowej. Nat Nanotechnol12(4): 295–307 (2017) Google Scholar
  42. Levita G, Restuccia P, Righi M C. Grafen i MOS2 interakcja z wodą: porównanie przez ab initio obliczenia. Węgiel107: 878–884 (2016) Google Scholar
  43. Mo Y, Turner K T, Szlufarska I. Przepisy dotyczące tarcia w nanoskali. Natura457: 1116–1119 (2009) Google Scholar
  44. Chen Z, VaziRisereshk M R, Khajeh A, Martini A, Kim S H. Wpływ teorii atomowej na adhezję i tarcie: badanie modelu z krawędziami grafenu. J Phys Chem Lett10(21): 6455–6461 (2019) Google Scholar

Podziękowanie

Prace te były wspierane przez National Science Foundation (Grant no. CMMI-1727571).

Informacje o autorze

Autorzy i przynależności

  1. Department of Chemical Engineering and Materials Institute, Pennsylvania State University, University Park, PA, 16802, USA Zhe Chen & Seong H. Kim
  1. Zhe Chen

Możesz także wyszukać tego autora w PubMed Google Scholar

Możesz także wyszukać tego autora w PubMed Google Scholar

Autor korespondent

Dodatkowe informacje

Zhe Chen. dr. Chen zdobył B.S. stopień inżynierii mechanicznej na Northwestern Polytechnical University i PH.D. dyplom inżynierii mechanicznej na Uniwersytecie Tsinghua w Chinach. Jest teraz badaczem podoktoranckim. Jego zainteresowania badawcze to międzyfazowe właściwości ślizgowe i zastosowanie dwuwymiarowych materiałów warstwowych jako stałych smarów i dodatków do smarowania.

Seong godz. Kim. Prof. Kim dołączyła do wydziału inżynierii chemicznej w 2001 roku po ukończeniu pH.D. Studia w chemii z Northwestern University oraz badań doktorantów na University of California, Berkeley, USA. Zarobił B.S. oraz m.S. stopnie chemii na Uniwersytecie Yonsei w Korei. Głównym tematem jego badań jest nauka o powierzchni i nano-inżynierii, zwłaszcza stosowanie podstaw nauk powierzchniowych do ważnych problemów międzyfazowych zaangażowanych w trybologię i smarowanie, produkcję nanomanu i inżynierię powierzchniową.

Prawa i uprawnienia

Otwarty dostęp: Ten artykuł jest licencjonowany w ramach Creative Commons Actiftation 4.0 Międzynarodowa licencja, która pozwala na używanie, udostępnianie, adaptację, dystrybucję i reprodukcję w dowolnym medium lub w formacie, o ile przyznasz odpowiednie uznanie oryginalnej i źródłowi, podaj link do licencji Creative Commons i wskazuj, czy wprowadzono zmiany.

Obrazy lub inne materiały stron trzecich w tym artykule są zawarte w artykule’S Creative Commons licencja, o ile nie wskazano inaczej w linii kredytowej dla materiału. Jeśli materiał nie jest zawarty w artykule’licencja S Creative Commons i zamierzone użycie nie jest dozwolone przez ustawowe rozporządzenie lub przekracza dozwolone użycie, musisz uzyskać pozwolenie bezpośrednio od posiadacza praw autorskich.

O tym artykule

Cytować ten artykuł

Chen, z., Kim, s.H. . Tarcie 8, 802–811 (2020). https: // doi.Org/10.1007/S40544-019-0334-Y

  • Otrzymane: 02 maja 2019
  • Poprawione: 20 sierpnia 2019
  • Zaakceptowane: 09 października 2019
  • Opublikowano: 10 grudnia 2019
  • Data wydania: sierpień 2020
  • Doi: https: // doi.Org/10.1007/S40544-019-0334-Y

Udostępnij ten artykuł

Każdy, z kim udostępniasz następujący link, będzie mógł przeczytać tę treść:

Uzyskaj link do udostępniania

Przepraszam, link do udostępniania nie jest obecnie dostępny dla tego artykułu.

Skopiuj do schowka

Dostarczone przez Springer Nature Sharedit Initiative Content Contentaring

Słowa kluczowe

  • tarcie
  • grafen
  • Krawędź kroku
  • Mikroskopia siły atomowej
  • Wskazówka tępa

Nieoczekiwane tarcie zależne od prędkości w grafenie

Nieoczekiwane tarcie zależne od prędkości w grafenie

Ze względu na ich właściwości o niskiej zawartości frykcji materiały składające się z pojedynczych warstw atomowych są bardzo interesujące dla zastosowań, w których celem jest zmniejszenie tarcia-takie jak dyski twarde lub ruchome komponenty dla satelitów lub teleskopów kosmicznych.

Jednym z takich przykładów jest grafen, który składa się z pojedynczej warstwy atomów węgla w układzie plastra miodu i jest badany z widokiem do potencjalnego zastosowania jako warstwa smarowania. Rzeczywiście, poprzednie badania wykazały, że wstążka grafenu można przesuwać na złotej powierzchni prawie bez tarcia.

Zaskakujące wyniki z szorstką powierzchnią

Jeśli grafen jest przyłożony na powierzchnię platynową, ma znaczący wpływ na mierzalne siły tarcia. Teraz fizycy z University of Basel i Tel Aviv University zgłosili się w czasopiśmieListy nanoże w tym przypadku tarcie zależy od prędkości, z jaką końcówka mikroskopu siły atomowej jest przesuwa.

To odkrycie jest zaskakujące, ponieważ tarcie nie zależy od prędkości zgodnie z prawem Coulomba, które ma zastosowanie w świecie makro.

W połączeniu z podłożem platynowym grafen nie tworzy już tylko sześciokątnego wzoru plastra miodu atomów węgla i zamiast tego tworzy nadbudówki znane jako Superlattices Moiré. Powierzchnia nie jest już całkowicie płaska i wykazuje pewien stopień chropowatości.

„Jeśli przesuniemy końcówkę AFM po tej lekko falistej powierzchni z niską prędkością, mierzymy słabą i prawie stałą siłę tarcia”, wyjaśnia profesor Ernst Meyer ze szwajcarskiego Instytutu Nanoscience i Departament Fizyki na Uniwersytecie Basel.

„Jednak powyżej pewnego progu tarcia wzrasta wraz z prędkością końcówki AFM”, dodaje pierwszy autor Dr. Pieśń Yiming. „Im większa nadbudowa moiré, tym niższy próg, przy którym tarcie staje się zależne od prędkości.”

Naukowcy odkryli, że na grzbietach nadbudowy Moiré jest większy opór podczas ruchu końcówki. Te grzbiety ulegają elastycznej deformacji z powodu końcówki pchania przed ponownym rozluźnieniem, gdy ciśnienie jest wystarczająco wysokie. Efekt ten powoduje większe siły tarcia, które rosną wraz z prędkością końcówki. Symulacje i model analityczny potwierdzają wyniki eksperymentalne uzyskane przez ten międzynarodowy zespół naukowców.

Więcej informacji: Yiming Song i in., Zależność prędkości tarcia Moiré, Listy nano (2022). Doi: 10.1021/ACS.Nanolett.2C03667

Informacje o dzienniku: Listy nano

Dostarczone przez Swiss Nanoscience Institute, University of Basel

Cytat: Nieoczekiwane tarcie zależne od prędkości w grafenie (2022, 7 grudnia) odzyskane 18 maja 2023 r. Z https: // phys.org/news/2022-12-unnexped-Speed-Speed ​​zależny od grafenu.html

Niniejszy dokument podlega prawu autorskiemu. Oprócz żadnych uczciwych transakcji w celu prywatnego badania lub badań, żadna część nie może być powielana bez pisemnej zgody. Ta zawartość jest w jedynie w celach informacyjnych.

Środowisko molekularne działanie na zachowania tarcia macroscale grafenu

Panpan li 1,2,3 , www.frontiersin.orgBo Wang 3 , www.frontiersin.orgLi Ji 1,2 *, Hongxuan Li 1,2 *, www.frontiersin.orgLei Chen 1,2 , www.frontiersin.orgXiaohong Liu 1,2 , www.frontiersin.orgHuidi Zhou 1,2 i www.frontiersin.orgJianmin Chen 1,2

  • 1 Kluczowe laboratorium nauki i technologii na temat zużycia i ochrony materiałów, Lanzhou Institute of Chemical Physics, Chinese Academy of Sciences, Lanzhou, Chiny
  • 2 Center of Material Science and Optoelectronics Engineering, University of Chinese Academy of Sciences, Pekin, Chiny
  • 3 Kluczowe laboratorium solidności, Lanzhou Institute of Chemical Physics, Chinese Academy of Sciences, Lanzhou, Chiny

W tym badaniu zbadano zachowanie tarcia grafenu w środowiskach atmosfery powietrznej i azotowej. Ewolucja mikrostrukturalna spowodowana zmiennością środowisk atmosfery i jej wpływ na współczynnik tarcia grafenu. Wykazano, że grafen może wykazywać doskonałe właściwości smarowania zarówno w środowiskach atmosfery powietrznej, jak i azotu. W powietrzu na przesuwnym interfejsie można uformować wysoce uporządkowaną strukturę poślizgu warstwową po warstwie. Tlen i h2O Cząsteczki mogą sprawić, że krawędź zwisające wiązania i wady pasywne. Zatem interakcja między nanosheetami a warstwami nanoskuszy jest słaba, a współczynnik tarcia jest niski (0.06–0.07). Podczas gdy współczynnik tarcia wzrasta do 0.14–0.15 W atmosferze azotu z powodu interakcji wad wygenerowanych w procesie poślizgu, cząsteczki azotu z samotnymi elektronami pary mogą sprawić, że nanosektyki pasywne do pewnego stopnia w pewnym stopniu, w ten sposób uporządkowana struktura poślizgu jest zniszczona, a tarcie jest wyższe. Ta praca ujawnia wpływ cząsteczek środowiskowych na makroskalowe tribologiczne występy grafenu i jego wpływ na mikrostrukturę na interfejsie przesuwanym, co może rzucić światło na smarowanie grafenu w atmosferze środowiskowej i pomóc nam zrozumieć tribologiczne zachowania grafitu w Macroscale.

Wstęp

Zmniejszenie tarcia i straty zużycia ma wielką wartość dla ruchomych elementów warunków przesuwnych (Holmberg i Erdemir, 2017). Jako typowy materiał warstwowy, grafit jest szeroko stosowany jako stały smar z powodu słabej interakcji siły van der Waalsa między warstwami (Geim i Novoselov, 2007). Wskazuje się, że na zachowania trybologiczne grafitu są łatwo wpływane środowiska atmosferyczne i wykazują niskie tarcia w atmosferze powietrznej i wysokie tarcie w atmosferze próżniowej lub obojętnej (Savage, 1948; Savage and Schaefer, 1956). W ciągu ostatnich kilku dziesięcioleci większość badań i praktycznych zastosowań dotyczyła tribologicznej wydajności grafitu (Lancaster i Pritchard, 1981), a niewiele badań koncentrowało się na wewnętrznej mikrostrukturze, która określa właściwości trybologiczne grafitu. Z jednej strony zmiana strukturalna trójwymiarowego (3D) grafitu jest trudna do zaobserwowania. Z drugiej strony system praktycznych zastosowań jest zwykle skomplikowany. Dlatego badanie wpływu środowiska atmosferycznego na wewnętrzną strukturę podstawowego pochodzenia makroskalowego wyników trybologicznych jest trudne i wymaga dalszych badań. Tymczasem zaproponowano pewne mechanizmy smarowania grafitu w celu wyjaśnienia wydajności grafitu w różnych warunkach (Bollmann i Spreadborough, 1960; Bryant i in., 1964) Ale nadal istnieją spory dotyczące dokładnego charakteru tych mechanizmów.

Mikrosklale Tribologiczne badania materiałów smarujących, zwłaszcza badania struktury, mogą pokonać zrozumienie pochodzenia właściwości trybologicznych i mechanizmu smarowania makroskali (Zheng i Liu, 2014; Zhang i in., 2019). Jako podstawowa jednostka grafitu, grafen ma typową dwuwymiarową (2D) strukturę nanocząsteczkową, która wypowiada grafen o doskonałych właściwościach, w tym fascynujące właściwości fizyczne, elektroniczne i chemiczne (Zhu i in., 2010; Avouris i Dimitrakopoulos, 2012; Badhulika i in., 2015). ., 2014; Berman i in., 2015) i przyciągnął znaczną uwagę w dziedzinie trybologii. Macroscale Tribologiczne badania grafenu rozpoczęły się w ostatnich latach i stopniowo rosną. Powłoki grafenowe opadane na podłoże stalowe mają możliwość zmniejszenia tarcia i zużycia w powietrzu i wysuszenia atmosfery azotowej (Berman i in., 2013a; Berman i in., 2013b), ale nadal wymagany jest niższy współczynnik tarcia. Podobnie jak inne materiały węglowe, wilgotność lub atmosfera ma również oczywisty wpływ na wydajność tarcia grafenu (Erdemir, 2001; Yen i in., 2004; Bhowmick i in., 2014). Jako nowy wychodzący stały smar, grafen cienkopłatny ma wiele odsłoniętych powierzchni, które mogą zapewnić wygodę do charakterystyki mikrostruktury grafitu, która może być dostępna do eksploracji wewnętrznej struktury przesuwnego interfejsu kontaktu grafenu (Maciel i in., 2020). Współczynnik tarcia Macroscale grafenu zależy również od jego mikrostruktury, więc można go zakładać, że grafen z nienaruszonymi nanoskuszami może wykazywać doskonałą wydajność smarowania. W szczególności wysoce uporządkowana struktura poślizgu na interfejsie przesuwnym pozwala grafenowi uzyskać tarcie Macroscale Superlow (Song i in., 2017), a idealna mikrostruktura warstwowa jest warunkiem wstępnym wykazywania wybitnych zachowań trybologicznych Macroscale (Li i in., 2020; Gao i in., 2020). W ostatnich latach badania nad właściwościami trybologicznymi grafenu koncentrują się głównie na mikroskopie i teorii (Hirano i Shinjo, 1990) (Dienwiiebel i in., 2004; Song i in., 2018) i może zapewnić wskazówki dotyczące badań Macroscale. Tarcie mikroskopowe występuje na idealnym małym interfejsie kontaktowym, a nienaruszony nanosheet grafenu może uzyskać niskie tarcia (Hod i in., 2018; Chen i Li, 2020). Jednak w Macroscale interfejs kontaktowy ma duże i obfite czynniki, które wpływają na wydajność tarcia (Cooper i in., 2019; Yu i in., 2020). W szczególności nanosekty grafenowe mają wysoką powierzchnię właściwą i łatwiej wchłaniają otaczające cząsteczki gazu po wystawieniu na atmosferę, co z łatwością wpłynęłoby na właściwości trybologiczne makroskali. Poprzednie badania Macroscale wskazują, że grafen wykazuje niskie tarcia w środowiskach wilgoci, wodoru lub powietrza z aktywnymi cząsteczkami gazu i wykazują odpowiedź na otaczające środowiska atmosfery (Berman i in., 2015; Li i in., 2017; Gao i in., 2018). Aby zrozumieć podstawowe pochodzenie trybologicznej wydajności grafenu, związek między zmianami mikrostruktury a właściwościami trybologicznymi musi być nadal zbadany i może rzucić światło na mechanizm smarowania makroskalowego grafenu (mechanicznie złuszczony grafen), aby pomóc zrozumieć makroscale mechanizmu graficu.

Na tej podstawie badano makroskalowe właściwości trybologiczne grafenu w atmosferze powietrza i azotu, a badano zachowania reagowania na otaczającą atmosferę. Następnie odpowiadająca mikrostruktura interfejsu przesuwnego i morfologii pary tarcia scharakteryzowano przez transmisyjną mikroskop elektronowy (TEM) i widmami Ramana, a także obraz optyczny w celu zbadania wpływu środowisk atmosfery na mikrostrukturę i wpływem na makroskal. Badania ewolucji strukturalnej indukowanej przez otaczającą atmosferę i ich wpływ na współczynnik tarcia podczas zmiany atmosfery pomagają ujawnić makroskalowe działanie trybologiczne grafenu, a tym samym przekonanie zrozumienia mechanizmu smarowania grafitu w Macroscale, co może być znaczące dla dostarczania wskazówek dla grafenu (Graphit).

Metody

Materiały i przygotowanie próbki

Grafen Powder został zakupiony od Nanjing Jicang Nano Technology Company Limited (Nanjing, Chiny), a nanosektowanie grafenowe są przygotowywane przez mechaniczne złuszczanie. Alkohol analityczny (Tianjin, Chiny) uzyskano w handlu. Zakupiony grafen proszek i lotny alkohol bez żadnego obróbki chemicznej wybrano w celu zbadania nieodłącznych właściwości czystego grafenu. Oryginalna struktura grafenu pokazano na rycinie 1. Powyżej grafenu proszek rozproszono w 100 ml lotnego alkoholu przy stężeniu masowym 2 g/l, a następnie rozpylono podłoże stalowe M2 natychmiast po 30 -minutowym ultradźwięku (ryc. 2A pokazuje proces przygotowania próbki). Przed procesem rozpylania podłoże stalowe M2 szlipowano 1000 piaskowym papieru ściernym. Podczas procesu opryskiwania suchy azot o wysokiej ostrości zastosowano jako gaz nośnika pod ciśnieniem 0.2 MPa (schemat pokazano na ryc. 2B), a uzyskane próbki wysuszono w próżni w 80 ° C przez 1 godzinę, aby zapewnić powłoki grafenowe.

www.frontiersin.org

Rysunek 1. Oryginalna mikrostruktura grafenu: Wzory XRD, (B) Spektroskopia Ramana, (C) HRTEM Morfologia grafenu, (D) Boczny rozmiar nanoskuszy grafenowych.

Atrakcyjne krzywe: rola deformacji w adhezji i tarcia na grafenie †

P. V. Antonov ‡ a, p. Restuccia B, M. C. Righi * B i J. W. M. Frenken§ * ac
Advanced Research Center for Nanoolitography, Science Park 106, 1098 XG Amsterdam, Holandia. E-mail: [email protected]
B Department of Physics and Astronomy, University of Bolonia, Viale Berti Pichat 6/2, 40127, Bolonia, Włochy. E-mail: [email protected]
C Institute of Physics, University of Amsterdam, Science Park 904, 1098 XH Amsterdam, Holandia

Otrzymano 5 maja 2022 r., Przyjęty 7 września 2022 r

Po raz pierwszy opublikowane 14 września 2022

Abstrakcyjny

Pomiary mikroskopii siły tarcia ujawniają dramatyczną różnicę współczynnika 3 między siłami tarcia doświadczonymi na grafenu jednoparstowym na utlenionym i nietlenionym substratom miedzianym. Łączymy tę różnicę z silną i słabą przyczepnością, której doświadcza grafen na tych dwóch podłożach, ale argumentuje, że jest zbyt duży, aby przypisać różnicę w obszarze kontaktowym lub różnicy w komunikowaniu kontaktu, a nawet kombinacji tych dwóch efektów. Używamy teorii funkcjonalnej gęstości, aby wykazać znaczny wzrost reaktywności chemicznej grafenu, gdy jest on zakrzywiony.

1. Wstęp

Grafen jest pojedynczym monowarstwem SP 2 połączony węgiel. Jest to najlżejszy, najcieńszy i najsilniejszy materiał znany do tej pory 1, a nowe, ekstremalne właściwości są nadal dodawane do rosnącej listy tego specjalnego, dwuwymiarowego materiału. Ponieważ grafen tworzy naturalny składnik grafitu, a grafitu jest powszechnie stosowany jako stały smar, właściwości tarcia grafenu również przyciągnęły uwagę, a nawet jedna warstwa grafenu zmniejsza tarcie na sucho i zużycie w kontakcie przesuwanym. 2–11 w nanoskali eksperymenty tarcia z mikroskopią siły tarcia (FFM) wykazały, że tarcie na grafenie może czule zależeć od liczby warstw grafenu 12–14 i w przybliżeniu osiąga wartość masowego grafitu tylko o grubości czterech warstw. 15

Ponieważ grafen ma stosunkowo niską sztywność zginania poza płaszczyzną, może łatwo wybrzuszać (Pucker) przed przesuwaną końcówką AFM. 15 Efekt ten zaobserwowano specjalnie na podłożach tlenku krzemu i miedzi, z których oba mają słabą przyczepność do grafenu. Stwierdzono, że Puckering jest wrażliwy na liczbę warstw grafenu i staje się mniej wyraźny, wraz ze wzrostem liczby warstw. Ten ostatni efekt wiąże się z silniejszą przyczepnością górnej warstwy grafenu do leżących u podstaw warstw grafenu, która zmniejsza Puckering i towarzyszy jej zmniejszenie siły tarcia. Odpowiednio, Puckering jest stłumiony na podłożach, na które grafen doświadcza silnej przyczepności, takiej jak mika, 15, na której obserwuje się siłę tarcia, aby nie zależeć od liczby warstw grafenu.

Wzrost tarcia związany z efektem Pucksering został pierwotnie przypisany wzrostowi obszaru kontaktowego między końcówką AFM a fałdem wprowadzonym do grafenu przed sobą. 15–17 później ci sami autorzy wykazali, że wzrost tarcia był znacznie większy niż zmiana obszaru kontaktowego, którą oszacowali z powodu zastępowania grafenu. Dlatego zaproponowali alternatywne wyjaśnienie, w którym kluczową rolę udzielił swobody grafenu w celu odkształcenia lokalnego w celu optymalizacji jego komunikowania z tymi regionami na końcówce, z którymi nawiązał intymny kontakt. Ten efekt łączności kontaktowej można rzeczywiście rozpoznać w klasycznych symulacjach MD. 18 Ostatnie eksperymenty z mikroskopią siły tarcia na wolnostojącym grafenie dostarczyły dalszych dowodów na ten scenariusz. 19

Ostatnie obliczenia teorii funkcjonalnej gęstości (DFT) wykazały, że adhezja pojedynczej warstwy grafenu do metalicznego substratu jest wysoce wrażliwa na strukturę elektroniczną tego substratu. Na przykład grafen wiąże się silniej na żelazie niż na miedzi, ponieważ stany D żelaza, które są częściowo zajęte, uwodniania z orbitalem grafenu π, promując w ten sposób chemisorpcję zamiast fizjisorpcji. 20 Różnice te mają bezpośredni wpływ na tribologiczne zachowanie grafenu na dwóch różnych podłożach. 21,22

W tym artykule przedstawiamy połączone eksperymentalne i teoretyczne badanie interakcji między monowarstwą grafenową a jej wsparciem i wpływem tej interakcji na tarcia. Jako podpory grafenu, użyliśmy czystej miedzi i utlenionej miedzi i stwierdzamy, że siły tarcia doświadczone na grafenie na tych podporach różnią się czynnikiem 3 – zdecydowanie największy kontrast tarcia występujący na grafene. Różnica ta przekracza łączny efekt wzrostu obszarze kontaktowego wywołanego przez PucKering i poprawę komunikowania kontaktu, wspomnianego powyżej, i sugeruje wkład jeszcze silniejszego źródła wpływu na siłę tarcia. Zastosowaliśmy obliczenia teorii funkcjonalnej gęstości (DFT), aby ujawnić, że Puckering indukuje ponownie hybrydyzację wiązań węglowych w obrębie grafenu, co przekształca je z obojętnego do ‘reaktywny’. Wskazówka przesuwa się po takim regionie, dlatego doświadcza wyższej przyczepności i tarcia.

Nasze badanie może być istotne w kontekście potencjalnych zastosowań grafenu jednowarstwowego w stykach przesuwanych suchych, szczególnie w przypadkach, w których może być wymagane lokalne dostrajanie sił tarcia, e.G. , w urządzeniach MEMS lub NEMS. 23,24

2. Wyniki i dyskusja

2.1. Wyniki eksperymentalne

Zaczynamy od scharakteryzowania świeżo zdeponowanego systemu grafen-na-copper, przygotowanego jak opisano w sekcji 3. Figa. 1 przedstawia typowe widmo Ramana, uzyskane 10 dni po osadzeniu grafenu. Symetryczny i ostry szczyt 2D przy 2727 cm −1 potwierdza, że ​​jest to pojedyncza warstwa grafenu, podczas gdy brak d-szczytu przy 1350 cm −1 pokazuje brak defektów kryształów w ziaren grafenu i powinien być traktowany jako podpis dobrej jakości materiału. 25,26 Również współczynnik intensywności między szczytami 2D-g, i 2d/ I G, który jest nieco większy niż jedność, wskazuje na obecność tylko monowarstwy grafenu. Zauważ, że stosunek ten silnie zależy od energii wzbudzenia lasera i że jest on wrażliwy na szczegóły wiązania między warstwą grafenu a podłożem. 27 wykazano, że w zielonym zakresie laserowym (energia wzbudzenia 2.2 ÷ 2.4 eV) intensywność profilu rezonansu Ramana staje się silniejsza niż przy wyższych energiach (powyżej 2.8 eV). Efekt ten jest związany z pasmem fotoluminescencyjnym substratu Cu. W naszych eksperymentach zastosowaliśmy długość fali laserowej 514 nm, co odpowiada energii wzbudzenia 2.41 eV. Nabyte spektrum jest w dobrym zgodzie z literaturą. 25–27 dla kompletności wspominamy, że tło luminescencji z substratu miedziowego odjęto od widma na ryc. 1.

Figa. 1 Widmo Ramana AS-Hold Grafen próbka, 10 dni po wzroście CVD grafenu na folii miedzianej (111) na powierzchni szafiru (111). Piczki G i 2D są oznaczone, podobnie jak lokalizacja, w której należy oczekiwać dupka D, z powodu defektów strukturalnych. Widmo wskazuje, że jest to pojedyncza warstwa grafenu o stosunkowo wysokiej jakości strukturalnej, i.mi. , Niska gęstość defektów.

Oprócz widm Ramana, szczegółowo sprawdziliśmy próbki grafen-na-coppera z AFM, jak pokazano FIG. 2a. Wady, w których lokalnie brakowało grafenu, były czasami znalezione. W tych lokalizacjach można było zmierzyć wysokość nakładki, a także te pomiary niezmiennie zweryfikowały charakter jednoparownika naszego materiału. Obrazy kontroli optycznej i AFM wskazują, że monowarstra grafenu obejmowała jednolicie cały podłoże i że substrat (plus grafen) był stosunkowo płaski (± 10 nm).

Figa. 2 Obrazy AFM i mikrografia optyczna o pokrytej grafenu powierzchni miedzi. (a) Obraz AFM kilka dni po odkładaniu grafenu i późniejszej ekspozycji na powietrze. (b) Obraz AFM prawie tego samego obszaru powierzchni po 2 miesiącach dodatkowej ekspozycji na powietrze. Zwróć uwagę na sieć wystających linii i wysp, związanych z utlenianiem leżącego podłoża miedzianego za pomocą GGBS. (c) Mikrografia optyczna o innej powierzchni tej samej powierzchni po 2 miesiącach ekspozycji na powietrze, pokazując również sieć GGB zdobionych tlenkiem. Obraz pokazuje również CU GB. Zauważ, że na orientacje GGB nie wydają się mieć wpływu orientacja Cu GB.

Po osadzeniu i początkowej charakterystyce próbki grafen-na-coppera przechowywano w temperaturze pokojowej w powietrzu o wilgotności względnej wynoszącej około 50%, przez łączny czas trwania dwóch miesięcy. Stwierdziliśmy, że nie tylko gołe powierzchnie miedzi zmieniły się pod wpływem atmosfery, ale także topografia powierzchni naszych próbek grafen-na-coppera powoli ewoluowała. Można to rozpoznać, porównując obraz AFM na ryc. 2b, pobrane na próbce pokrytej grafenu po dwóch miesiącach ekspozycji na powietrze, z ‘świeży’ jeden na ryc. 2A i C pokazują mikrograf optyczny tej samej, dwu miesięcznej eksponowanej próbce o pokryciu grafenu. Jak wspomniano powyżej, obraz AFM na ryc. 2A jest charakterystyczne dla wysokiej jakości grafenu na stosunkowo płaskiej i gładkiej miedzi. Pokazuje niewielką zmianę wysokości i indywidualne, atomowe etapy substratu miedzi można rozróżnić. Oprócz tych funkcji, ryc. 2b, który pokazuje prawie ten sam obszar, ujawnia dobrą sieć wystających linii i wysp. Zazwyczaj wysokości tych występów nie przekraczają 5 nm. Obraz optyczny z FIG. 2c pokazuje podobną sieć, linii i wysp, w których zmienił się kontrast optyczny. Powiatamy te powolne zmiany z utlenianiem substratu miedzi, co będzie dalej uzasadnione pomiarami spektroskopii AFM i Ramana, omówione poniżej. Strukturalnie idealny grafen jest nieprzenikniony dla tlenu i defektów strukturalnych w grafenie, takich jak granice ziarna grafenu (GGB), tworzą jedyne lokalizacje, w których tlen może przechodzić i dotrzeć do miedzi. 28 powoduje to powolne, ograniczone przez dyfuzyjne utlenianie substratu miedzi, które ustawia się na GGB i rozprzestrzenia się na boki, aby utlenić miedź pod grafenem.

W celu kompletności wspominamy, że obraz optyczny zawiera również rozszerzoną wadę, która jest wyraźnie różna w kształcie i kontrastu od GGB zdobionych tlenkiem. Kojarzymy go z filmem miedzianym i interpretujemy go jako granicę ziaren miedzi (GB). Orientacje GGB wydają się nie zależeć od orientacji kroków miedzi i miedzi GB (ryc. 2c). Czarne kropki, widoczne głównie na miedzianym GB w mikrografie optycznym (ryc. 2c), są regionami masowego tlenku miedzi, które wyrosły na wysokości nad powierzchnią próbki i nie są już ubrane w grafen. Stwierdzamy to na podstawie pomiarów Ramana przeprowadzonych w tych lokalizacjach. Przypuszczalnie regiony te powstają w miejscach, w których najwyższa gęstość defektów, zarówno w grafenie, jak i w bazowej miedzi, umożliwia stosunkowo wysoką szybkość utleniania. 28

Aby uzyskać bezpośrednie dowody na lokalne utlenianie substratu miedzi, zmierzyliśmy widma ramanowskie na zmodyfikowanych obszarach, zbliżone do GGB, i porównaliśmy je z widmami pobranymi na niezmodyfikowanych obszarach, w odległości od najbliższych GGB wynoszących co najmniej 20 μm. Przykład spektrum Ramana w wystającym regionie, który ozdobił GGB, jest przedstawiony jako górny wykres na FIG. 3. To spektrum należy porównać z niższym wykresem, pobranym na tej samej próbce, w regionie daleko od GGB, który wydaje się nienaruszony przez dwa miesiące ekspozycji na powietrze. Trzy piki w górnym widmie przy 149, 218 i 653 cm −1 są podpisem Cu2O, 29 i popieraj naszą interpretację, że substrat miedzi jest utleniony w miejscu występu. Te piki są nieobecne w niższym spektrum, zgodnie z ideą, że grafen chroni większość substratu miedzi przed utlenianiem. Stwierdzamy, że na utlenionej miedzi, wysokie G- i 2D grafenu są obecne, co wskazuje, że grafen jest nadal tam i nie jest utleniony. Piczki G i 2D są oba ‘na czerwono’ w odniesieniu do odpowiednich pików dla ‘regularny’ grafen na niezmodyfikowanej miedzi (ryc. 1 i niższy wykres na rys. 3), od 1592 do 1585 cm −1 dla G-szczytu i od 2727 do 2680 cm −1 na szczyt 2D. Wcześniej podobne przesunięcie na czerwono charakterystycznych pików Ramana zgłoszono dla próbek miedzi pokrytych grafenem, które zostały celowo utlenione za pomocą promieniowania ultrafioletowego (UV) w atmosferze tlenu. 28,30 Co ciekawe, znane jest przesunięcie na czerwono charakterystycznych pików. W naszym przypadku istnieje naturalny powód takiego odkształcenia ze względu na zwiększoną objętość poniżej grafenu z powodu utleniania miedzi. 30 Korzystając z obserwacji Ref. 31 Jako nasza ramy odniesienia kojarzymy czerwone przesunięcia na ryc. 3 do zmiany rozciągania szczepu grafenu między 0.5 i 1.5%. Istnieje również zmiana współczynnika intensywności wysokości 2D i G, co równa się I 2d/ I G = 2.3 na utlenionej miedzi (górny wykres na ryc. 3), który jest znacznie wyższy niż stosunek w przybliżeniu jedności dla obszarów nieutlenionych (CF. Figa. 1 i niższy wykres na rys. 3).

Figa. 3 Widma Ramana pobrane z długością fali wzbudzającej 514 nm na próbce grafen-na-spera. (Górne spektrum, czerwony) Pomiar na wystającym regionie GGB. (Niższe spektrum, czarny) pomiar odniesienia daleko od GGBS. Zwróć uwagę na dodatkowe piki w górnym spektrum, przy 149, 218 i 653 cm -1, związane z Cu2O. Zwróć również uwagę na ‘Czerwone zmiany’ z wysokości G- i 2D na utlenionym podłożu i braku d-szczytu przy 1350 cm −1 .

Pomimo zmiany odkształceń, widmo Ramana w obszarze utlenionym nie zawierało wykrywalnego d-szczytu, co pokazuje, że utlenianie substratu i odkształcenie wewnętrzne w nakładce grafenu nie towarzyszyły defekty strukturalne w grafenie.

Korzystając z AFM, zmierzyliśmy lokalną topografię i cierne zachowanie próbek grafenu-na-spera. Figa. 4a i B stanowią kombinację pomiarów wysokości i siły bocznej na 1.5 × 0.5 μm 2 obszar odsłoniętej próbki, skoncentrowany wokół obszaru tlenku z GGB pośrodku; GGB działa w przybliżeniu pionowo na środku obrazu i najwyraźniej wyróżnia się na bocznej mapie siły panelu (c). Pomiary AFM przeprowadzono w otoczeniu przy normalnej sile F N w zakresie od 23.7 do 33.0 nn, używając wspornika o normalnym współczynniku sprężyny 0.09 n m −1 oraz boczny współczynnik sprężyny wynoszący 38 n m −1 . Wykresy na rycinie. 4a i B wykazują typowe krzywe wysokości i siły bocznej; Zostały zrobione wzdłuż białych przerywanych linii na dwóch odpowiednich zdjęciach. Pomiary wysokości pokazują, że obszar tlenku jest wyższy niż otaczający, nieutleniona powierzchnia o 2 do 4 nm. Co ciekawe, pomiary siły bocznej f L W panelu (b) wskazują, że siła tarcia doświadczana przez końcówkę AFM na grafenie na utlenionej miedzi jest znacznie niższa niż na nietlenionej miedzi. Można to rozpoznać na podstawie kontrastu na obrazie siły tarcia, jaśniejszy kolor odpowiadający niższej wartości bezwzględnej siły bocznej, a od zmian zarówno krzywych śladowych, jak i retrace na odpowiednim wykresie siły bocznej, wartość bezwzględna dla siły bocznej dla obu krzywych jest minimalna w obszarze utlenionym. Należy zauważyć, że lokalne maksimum obserwuje się w sile bocznej przez GGB (ryc. 4b).

Figa. 4 Ilościowe porównanie właściwości tarcia grafenu na miedzi i grafenie na Cu2O. (a) zwykły obraz wysokości AFM, powiększony na 1.5 × 0.5 μm 2 region pokrytej grafenu próbki miedzi z utlenionym regionem w środku, w połączeniu z profilem pojedynczego wysokości wykonanego wzdłuż linii przerywanej na obrazie. (b) Obraz siły bocznej tego samego obszaru, wykonany w retrakie (od prawej do lewej) w kierunku normalnej siły FN = 23.7 nn, w połączeniu z dwoma profilem siły bocznej, wzięte w kierunku śladu i retreatu wzdłuż linii przerywanej na obrazie (to samo miejsce co linia przerywana w (a)). (c) Zależność (wartość bezwzględna) siły bocznej od siły normalnej dla grafenu na miedzi i grafenu na Cu2O, mierzone wzdłuż tej samej linii przerywanej w (a) i (b); zbocza wskazują na współczynnik tarcia.

Dodatkowe dowody na różnice w zachowaniu tarcia między obszarami utlenionymi i nietlenionymi pochodzą z pomiarów siły bocznej w funkcji siły normalnej, pokazanej na ryc. 4C. Zarówno w regionach utlenionych, jak i nieutlenionych, siły boczne, wykreślone na rycinie. 4c, obliczono jako średnią siłę boczną w pomiarach, takich jak te na ryc. 4b, nad regionami, które nie były w pobliżu przejść między miedzią a tlenkiem, ani w pobliżu innych, znaczących cech topograficznych, które mogłyby prowadzić do artefaktów w zmierzonej sile bocznej. Margines błędu na ryc. 4C Wskazuje standardowe odchylenia na mierzone średnie, margines błędu danych dla obszarów utlenionych (czerwone kwadraty) znajdują się tuż w rozmiarze symbolu.

Z FIG. 4c, zdajemy sobie sprawę, że nie tylko siła tarcia jest niższa w regionach utlenionych, ale także współczynnik tarcia, i.mi. , nachylenie μ = df L/ df N. Można to zobaczyć bezpośrednio z dwóch liniowych dopasowania na ryc. 4C. Znajdujemy μ wół = 0.034 ± 0.02 dla tarcia na grafenie na utlenionej miedzi i μ niet = 0.093 ± 0.02 dla tarcia na grafene na gołej miedzi.

2.2. Packering jako interpretacja jakościowa

. Systematyczne badania AFM dla różnych materiałów warstwowych wykazały, że to Puckering jest uniwersalnym zjawiskiem dla słabo przylegających lub swobodnie zawieszonych materiałów. 3,8,15,32,33 z kolei jest stłumiony dla silnie przylegających substratom. 15

Interpretujemy nasze eksperymentalne odkrycie, że tarcie jest niskie na utlenionej miedzi jako konsekwencja zmniejszenia wpływu Puckering na Cu2O W odniesieniu do nietlenionej miedzi. Wykazano, że grafen wykazuje silną przyczepność na innych tlenkach, Al2O3 i Si2O, prawie równie silne jak to na Fe. 21, ponieważ wiadomo, że adhezja rośnie wraz ze wzrostem stałej dielektrycznej podłoża i wartości ε Cu2O = 18.1 dla Cu2O jest znacznie wyższe niż dla SI2O ε Si2O = 3.5, 34 Moglibyśmy oczekiwać, że przyczepność grafenu będzie jeszcze silniejsza na Cu2O niż na SI2O.

W następnej sekcji używamy obliczeń DFT do zbadania, czy przyczepność między grafenem a Cu2O różni się wystarczająco od tego między grafenem a gołą miedzią, aby potwierdzić ideę, że Puckering jest tłumiony przez utlenianie podłoża. A po drugie, dążymy do wyjaśnienia, dlaczego tym tłumieniu tłoczenia towarzyszy tak spójne zmniejszenie tarcia.

Oprócz wzrostu adhezji grafen-substran, możemy sobie wyobrazić dwa dalsze wkłady w zmniejszone punicowanie grafenu na tlenku. Po pierwsze, wyższa chropowatość podłoża może zmniejszyć przyczepność między końcówką a grafen. 35 Zmierzyliśmy szorstkość RMS dla grafenu na Cu2O 0.7 nm, rzeczywiście wyższa niż chropowatość 0.4 nm dla grafenu na gołej miedzi. Warstwa grafenu na gołej miedzi przedstawia wyższe tłoczenie niż na utlenionej miedzi, nawet jeśli ten drugi podłoże jest nieco szorstszy. Ten efekt sprzeczny z intuicją jest wyjaśniany różnym poziomem adhezji oszacowanym przez obliczenia DFT, co znacznie ułatwia grafenowi deformowanie odkształcenia poza płaszczyzną znacznie łatwiejsze dla słabo przylegającego podłoża. Po drugie, wzrost objętości z powodu lokalnego utleniania substratu wprowadza odkształcenie rozciągające w nakładce grafenu, rozciągając zmarszczki i sprawia, że ​​grafen jest mniej podatny na opakowanie wokół wierzchołka wierzchołka. Oczekuje się, że żaden z tych dodatkowych wkładów nie będzie wystarczający do wyjaśnienia dramatycznego spadku tarcia.

2.3. Obliczenia DFT

Zoptymalizowane struktury grafenu adsorbowane na czterech rozważanych podłożach pokazano na ryc. 5, wraz z obliczonymi energią wiązania, e B i odległości, D . Wynik grafenu na gołej miedzi, który należy do typowego zakresu interakcji fizycznych, jest zgodny z poprzednimi obliczeniami teoretycznymi. 36–38 Nie jesteśmy świadomi żadnych wcześniejszych teoretycznych obliczeń adsorpcji grafenu na tlenku miedzi. Nasze obliczenia pokazują, że utlenianie miedzi prowadzi do wzrostu przyczepności grafenu do podłoża. Wynik ten, który jest niezależny od orientacji powierzchniowej tlenku, można wyjaśnić, uwzględniając różną reaktywność atomów Cu w próbkach czystych i utlenionych: atomy Cu substratów pierwiastkowych, w których re-hidydyzacyjna jest mniej reaktywna z wskaźnikami w obrębie, wynika z wyników, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki, wyniki w obszarze, w w obrębie miejsca na powierzchni, które są bardziej reaktywne. 39 w Cu2W szczególności podłoże O (111), niedostatecznie koordynowane atomy miedź.

Figa. 5 Wyniki DFT dla geometrii, energii wiązania, E B i odległości wiązania, D dla grafenu na (a) cu (111), (b) cu2O (100): Cu, (c) cu2O (100): o i (d) cu2O (111).

Wyniki zgłoszone na ryc. 5 obliczono w przybliżeniu LDA. Osoby uzyskane przy użyciu innych funkcji wymiany, w tym również interakcje van der Waals, są opisane w ESI.† Co ważne, trend obserwowany dla wiązania grafenu na różnych podłożach jest wspólny dla wszystkich rozważanych funkcjonałów.

Różnica w energiach wiązania, które nasze obliczenia ujawniły dla grafenu na elementarnym i utlenionym Cu, może być związana z różnicą właściwości tarcia obserwowaną w naszych eksperymentach. W szczególności powinniśmy oczekiwać, że wzrost energii wiązania występującej po utlenianiu substratu Cu tłumi efekt zastępujący. Rzeczywiście, jak sugerowano, aby wyjaśnić różne zachowanie tarcia wielowarstwowych filmów grafenowych na różnych podłożach, 15 zmniejszenie grafenu powoduje zmniejszenie tarcia. Tutaj szczegółowo sprawdzimy relację między tłoczeniem a tarciem. Jak wspomniano we wstępie, w tym kontekście zaproponowano dwie główne hipotezy, a mianowicie wzrost obszaru kontaktowego spowodowanego utworzeniem wybrzuszenia przed końcówką oraz wzrostu tomensurowania między końcówką a grafen. Wydaje się nierealne, że jedno z tych efektów, a nawet kombinacja tych dwóch może prowadzić do zaobserwowanego zmniejszenia tarcia o prawie trzeci czynnik.

W tym miejscu wprowadzamy nowe wyjaśnienie oparte na analizie chemicznej reaktywności grafenu jako funkcji jego krzywizny. W szczególności proponujemy, aby grafenowi tłoczeniem towarzyszy zmiana hybrydyzacji atomów węgla z SP 2 do sp 3 -Na przykład z odpowiednim wzrostem reaktywności z powodu pojawienia się wiszących wiązań. Hipoteza ta jest zgodna z obserwacją, że cząsteczki wody dysocjacyjnie chemisorb na zakrzywionych regionach grafenu, podczas gdy słabo fizjotowe na płaskim grafenie, jak ujawniono w symulacjach dynamicznych QM/mm wykonywanych przez naszą grupę. 40

Aby zweryfikować tę hipotezę, obliczamy wpływ różnych krzywizn na energię powierzchniową grafenu wolnostojącego. Jak pokazano na FIG. 6b, gdzie rozważana krzywizna jest taka sama jak z fig. 5D, małe odkształcenie poza płaszczyzną, indukowane przez interakcję z Cu2O (111) substrat, nie powoduje znacznego wzrostu energii powierzchniowej w odniesieniu do płaskiego grafenu (ryc. 6a). Natomiast wymuszony 0.3 nm Puckering na figie. 6c towarzyszy ogromny wzrost energii powierzchniowej o 4 j m −2 . Zakrzywiona struktura grafenu z ryc. 6c uzyskano przez strukturalną optymalizację wolnostojącego układu grafenu złożonego z 50 atomów węgla w superkomórce, z której obszar w płaszczyźnie celowo wykonano 19% mniejszy niż rozmiar równowagi. Mimo że tę wysoce napiętą sytuację należy traktować jako przesadę w odniesieniu do typowych konfiguracji, których należy się spodziewać w przypadku pomarszczenia indukowanego czubkiem, przykład figu. 6C jest przydatne do podkreślenia ogromnego wzrostu energii wprowadzonej do grafenu przez zniekształcenie.

Figa. 6 Wyniki DFT dla geometrii, energii powierzchniowych i odkształceniach grafenu z trzema różnymi krzyczych. (a) płaski, wolnostojący grafen, (b) lekko zakrzywiony grafen na cu2O (111) i (c) wolnostojący grafen z silną krzywizną, narzuconą przez 19% kompresji bocznej. Energie powierzchniowe są wyrażane jako różnica w odniesieniu do wartości dla wolnostojącej warstwy grafenu.

Wzrost energii, a zatem w reaktywności grafenu wynika z redystrybucji ładunku elektronicznego w sieci węglowej. Aby wizualizować ten efekt, obliczyliśmy przegrupowania ładunku występujące dla płaskich i zastępanych warstw grafenowych, gdy powstają one z hipotetycznego układu początkowo nie interaktywnych atomów C, znajdujących się w tych samych pozycjach. Jak pokazano na FIG. 7, interakcja węglowo -węglowa powoduje akumulację ładunku (na czerwono) wzdłuż wiązań grafenu i odpowiadające wyczerpanie (w kolorze niebieskim) z innych regionów między atomami, E.G. , z środka pierścienia grafenu, w którym rozkłady gęstości elektronów początkowo nie interaktywnych atomów nakładają się. Porównując widoki górne i boku na ryc. 7b i d dla krążącej struktury z odpowiednimi widokami na ryc. 7a i c dla rozmieszczenia płaskiego, zdajemy sobie sprawę, że wiązania wzdłuż zboczy zakrzywionego grafenu zawierają większą ilość ładunku niż w płaskim grafenie i że większe wyczerpanie ładunku występuje powyżej i poniżej tych atomów, co wskazuje, że orbitale P zniknęły, a hybrydyzację nie można już traktować 2 . Ta zmiana w gęstości elektronicznej jest również odzwierciedlona na ryc. 8 W strukturze pasmowej zakrzywionego grafenu, w którym szczelina jest otwierana w punkcie K, który zniekształca stożki Dirac i usuwa punkt Dirac, dwie cechy definiujące w strukturze pasmowej płaskiej grafenu.

Figa. 7 Wyniki DFT dla redystrybucji ładunku elektronicznego, gdy są interakcje ‘przełączony’ na atomach węgla w płaskim grafenie (panele A i C) oraz w grafenu Puckered (panele B i D). Czerwone i niebieskie kolory wskazują odpowiednio na akumulację i wyczerpanie gęstości elektronów. Podczas gdy redystrybucja płaskiej warstwy jest ilustra 2 Wiązanie w sieci grafenowej wyczerpanie ładunku w ośrodkach sześciokątnych pierścieni wskazuje na utratę orbitali P i lokalnego przejścia z SP 2 do sp 3 konfiguracja.
Figa. 8 Struktura opaski elektronicznej do grafenu płaskiego (czarnego) i puckered (czerwonego), wzdłuż trzech kierunków wysokiej symetrii w pierwszej strefie Brillouin grafenu. Oprócz zmian indukowanych przez zniekształcenie w precyzyjnych energii własnej, wykres pokazuje, że pucking grafenu prowadzi do ciężkiego zniekształcenia charakterystycznych stożków Dirac wokół punktu k i towarzyszącego otworu znacznej szczelin energetycznych zamiast punktów DIRAC płaskiego grafenu. Te zmiany struktury pasma znajdują odzwierciedlenie w zmianach rozkładu gęstości ładunku FIG. 7 i zwiększona reaktywność zakrzywionego grafenu.

Wyższa reaktywność zakrzywionego grafenu nie jest nową koncepcją w literaturze: ten system został już zaproponowany jako wydajna konfiguracja magazynowania wodoru. 41,42 Jako dalszy dowód jego zwiększonej reaktywności pokazujemy w ESI †, że energia adsorpcji cząsteczek wodoru na płaskim grafenie (+0.91 eV na h2 cząsteczka) różni się od tego na zakrzywionym grafenie (-0.36 eV na h2 cząsteczka) i na pewno bardziej na korzyść tego drugiego. Dlatego nasze obliczenia i dane eksperymentalne sugerują nową hipotezę dotyczącą efektu Puckering występującego w eksperymentach nanotribologii. Zamiast zwiększyć powierzchnię kontaktu między końcówką a podłożem, proponujemy, że to zwiększone przeniesienie krzywdzonego wykres.

3. Wnioski

Na podstawie naszego połączonego badania eksperymentalnego i teoretycznego dochodzimy do wniosku, że lokalne utlenianie substratu Cu pod monowarstwą grafenu prowadzi do znacznego wzrostu przyczepności grafenu do podłoża i zgodnie z redukcją efektu pieprzenia. Towarzyszący spadek zmierzonej siły tarcia jest tak duży, że nie można jej przypisać wyłącznie zmianom w obszarze kontaktowym lub lokalnej komensusu. Jako dominujący wkład w dużą różnicę tarcia identyfikujemy zmianę struktury elektronicznej, którą krzywe lokalnie wprowadzają w grafenu Puckered i odpowiadające zmiany w reaktywności, a tym samym przyczepność i tarcia między grafenem a końcem mikroskopu siły tarcia. Ponieważ geometria w tych eksperymentach jednoosobowych może być podobna do lokalnych konfiguracji w rozszerzonych, suchych stykach, które są smarowane przez pojedynczą monowarstwę grafenu, powinniśmy oczekiwać podobnie silnej zależności właściwości smarowania takich kontaktów od stanu utleniania podłoża, na którym znajduje się grafen. Powinno to mieć znaczenie w kontekście zaawansowanych urządzeń MEMS i NEMS, w których zastosowano lub rozważane jest smarowanie grafenu.

4. Materiały i metody

4.1. Eksperymentalny

W naszych eksperymentach zastosowaliśmy wysokiej jakości, jednocześnie próbki grafenu uzyskane z zastosowanych nanowarstw B.V. (Anl). 43 Grafen został uprawiany przez chemiczne osadzanie pary (CVD) na cienkich poliokrystalicznych warstwach miedzianych. Te folii miedzi zostały utworzone przez osadzanie się napylania miedzi na szafirach (111) Wafle (średnica 51 mm, grubość 750 μm). Grubość filmu miedzianego wynosiła 1 μm. Ziarna miedzi w filmie wykazywały silną preferencję dla orientacji powierzchniowej (111). Próbki grafen-na-copper sprawdzono na różnych etapach w eksperymencie z mikroskopią optyczną i ze spektroskopią Renishaw Ramana z długością fali wzbudzenia 514 nm. Te pomiary spektroskopii ramanowskiej przeprowadzono o wielkości plamki około 1 μm, które mogłyby być zlokalizowane w odniesieniu do cech w obrazach mikroskopu optycznego z precyzją kilku mikrometrów. Bardziej precyzyjne pomiary topograficzne i pomiary siły bocznej wykonano za pomocą ikony Brukera AFM, stosując sondy SI3N4 w kształcie litery V (DNP-10). Kalibracja siły normalnej i bocznej przeprowadzono zgodnie z metodą omówioną w Ref. 44 i 45.

4.2. Teoretyczny

Przeprowadziliśmy obliczenia teorii funkcjonalnej gęstości (DFT) w ramach fal płaskich/schematu pseudopotencjalnego, 46, biorąc pod uwagę różne aproksymacje dla funkcjonalnej korelacji wymiany, a mianowicie przybliżenia gęstości (LDA), uogólnionego przybliżenia gradientu z powodu perdew, Burke i Ernzerhof (PBE), 47 i PBE-Schemat. To ostatnie zawiera interakcje Van-Der-Waals w ramach półempirycznego podejścia zaproponowanego przez Grimme. 48

Badaliśmy adsorpcję grafenową zarówno na miedzi, jak i na tlenku miedzi. W przypadku miedzi rozważaliśmy powierzchnię (111) za najbardziej stabilną powierzchnię tego materiału i preferowaną, jak stwierdzono w eksperymentach, podczas gdy dla Cu2O Rozważaliśmy trzy różne orientacje powierzchniowe, w celu analizy wpływu różnych stechiometrii powierzchniowych. W szczególności rozważaliśmy Cu22O (100): o Powierzchnia, kończąca się warstwą tlenu i Cu2O (111) powierzchnia, kończąca się warstwą zawierającą zarówno miedź, jak i tlen w stosunku stechiometrycznym 2: 1. Względna stabilność tych powierzchni zmienia się w zależności od potencjału chemicznego tlenu. 39

Adsorpcję grafenową na tych substratach miedzi i miedzi badano przy użyciu okresowych superkomórków zawierających płytę substratu i obszarze próżniowe 1 nm i 1.Odpowiednio grubość 5 nm. Rozmiar w płaszczyźnie superkomórków wybrano zgodnie z niedopasowaniem sieci między warstwą grafenu a podłożem: komórka (1 × 1) zastosowano do komórki Cu (111), A (3 × 3) dla Cu2O (100) i komórka (2 × 2) dla Cu2O (111) powierzchnia. Dla wszystkich rozważanych systemów niedopasowanie resztek sieci między grafenem a podłożami wynosiło około 2.5%. Obliczamy energię wiązania grafenu na podłożu jako E B = (Esubstrat + mi winog – e brzdąc)/ A, gdzie a jest obszarem w płaszczyźnie rozważanej superkomórki, e substrat (E winog) jest całkowitą energią superkomórki zawierającej izolowane podłoże (grafen) i E brzdąc jest całkowitą energią tej samej superkomórki zawierającej zaadsorbowany grafen na rozważanym podłożu. Dalsze szczegóły obliczeniowe są opisane w ESI, † wraz z wynikami dotyczącymi struktur masowych.

Autorskie Wkłady

P. V. Antonov: Badanie, prowadzenie prac eksperymentalnych, projekt pisania-oryginalny. P. Restuccia: Badanie, wykonywanie obliczeń teoretycznych, recenzja pisania i edycja. M. C. Righi: Konceptualizacja pracy teoretycznej, nadzoru, recenzji i edycji. J. W. M. Frenken: Konceptualizacja pracy eksperymentalnej, nadzoru, recenzji i edycji.

Konflikt interesów

Autorzy oświadczają, że nie mają znanych konkurencyjnych interesów finansowych ani osobistych relacji, które mogłyby wydawać się wpływać na pracę zgłoszoną w tym artykule.

Podziękowanie

Eksperymenty przeprowadzono w Arcnl, partnerstwie publiczno-prywatnym University of Amsterdam (UVA), VU University Amsterdam, holenderskiej Radzie ds. Badań (NWO) i producenta sprzętu półprzewodnikowego ASML. Wyniki teoretyczne są częścią projektu slajdów, który otrzymał fundusze od Europejskiej Rady Badań (ERC) w ramach programu badań i innowacji w Horizon 2020 Unii Europejskiej. (Umowa o przyznanie nie. 865633).

Bibliografia

  1. C. Lee, x. Wei, J. W. Kysar i J. Hone, Science, 2008, 321, 385 Crossrefcaspubmed.
  2. O. Penkov, godz.-J. Kim, h.-J. Kim i d.-mi. Kim, int. J. Streszczać. Eng. Producent. , 2014, 15, 577–585 CrossRef.
  3. P. Egberts, g. H. Han, x. Z. Liu, a. T. C. Johnson i R. W. Carpick, ACS Nano, 2014, 8, 5010 Crossrefcaspubmed.
  4. A. J. Marsden, m. Phillips i n. R. Wilson, Nanotechnology, 2013, 24, 255704 Crossrefcaspubmed.
  5. J. S. Choi, J.-S. Kim, ja.-S. Byun, d. H. Lee, m. J. Lee, ur. H. Park, c. Lee, d. Yoon, h. Cheong, k. H. Lee, y.-W. Syn, J. Y. Park i m. Salmeron, Science, 2011, 333, 607 Crossrefcaspubmed.
  6. T. Demirbaş i m. Z. Baykara, J. Mater. Res. , 2016, 31, 1914 Crossref.
  7. H. Lee, n. Lee, y. . Eom i s. Lee, Nanotechnology, 2009, 20, 325701 Crossrefpubmed.
  8. T. Filleter, J. L. McChesney, a. Bostwick, e. Rotenberg, k. V. Emtsev, t. Seyller, k. Róg i r. Bennewitz, Phys. Obrót silnika. Łotysz. , 2009, 102, 086102 Crossrefcaspubmed.
  9. Z. Deng, a. Smolyanitsky, q. Li, f. Xi-qiao i r. J. Cannara, Nat. Mater. , 2012, 11, 1032 Crossrefcaspubmed.
  10. D. Marchetto, t. Feser i m. Dienwiebel, Friction, 2015, 3, 161 Crossrefcas.
  11. D. Marchetto, c. Held, f. Hausen, f. Wählisch, m. Dienwiebel i r. Bennewitz, Tribol. Łotysz. , 2012, 48, 77 crossrefcas.
  12. K.-S. Kim, h.-J. Lee, c. Lee, s.-K. Lee, h. Jang, J.-H. Ahn, J.-H. Kim i h.-J. Lee, ACS Nano, 2011, 5, 5107 Crossrefcaspubmed.
  13. D. Berman, a. Erdemir i a. V. Sumant, ACS Nano, 2018, 12, 2122–2137 Crossrefcaspubmed.
  14. M. Schulzendorf, a. Hinaut, m. Kisiel, r. Jöhr, r. Pawlak, str. Restuccia, e. Meyer, m. C. Righi i T. Glatzel, ACS Nano, 2019, 13, 5485 Crossrefcaspubmed.
  15. C. Lee, q. Li, w. Kalb, x.-Z. Liu, h. Berger, r. W. Carpick i J. Hone, Science, 2010, 328, 76 Crossrefcaspubmed.
  16. Z. Ye, c. Tang, y. Dong i. Martini, J. Appl. Physiol. , 2012, 112, 116102 Crossref.
  17. Q. Li, c. Lee, r. W. Carpick i J. Hone, Phys. Status Solidi B, 2010, 247, 2909 Crossrefcas.
  18. S. Li, q. Li, r. W. Carpick, str. Gumbsch, x. Z. Liu, x. Ding, J. Słońce i J. Li, Nature, 2016, 539, 541 Crossrefcaspubmed.
  19. S. Zhang, y. Hou, s. Li, L. Liu, z. Zhang, x.-Q. Feng i Q. Li, Proc. Natl. Acad. Sci. U. S. A. , 2019, 116, 24452 Crossrefcaspubmed.
  20. N. A. Vinogradov, a. A. Zakharov, v. Kocevski, J. Rusz, k. A. Simonov, o. Eriksson, a. Mikkelsen, e. Lundgren, a. S. Vinogradov, n. Mårtensson i a. B. Preobrajenski, Phys. Obrót silnika. Łotysz. , 2012, 109, 026101 Crossrefcas.
  21. P. Restuccia i m. C. Righi, Carbon, 2016, 106, 118 Crossrefcas.
  22. D. Marchetto, s. 1. Restuccia, a. Ballestrazi, m. C. Righi, a. Rota i s. Valeri, Carbon, 2017, 116, 375 crossrefcas.
  23. X. Zang, q. Zhou, J. Chang, y. Liu i L. Lin, mikroelektron. Eng. , 2015, 132, 192 Crossrefcas.
  24. X. Fan, a. . Smith, f. Forsberg, s. Wagner, s. Schröder, s. Sayedeh, a. Akbari, a. C. Fischer, L. Guillermo Villanueva, m. Östling, m. C. Lemme i f. Niklaus, Microsyst. Nanoeng. , 2020, 6, 17 Crossrefcaspubmed.
  25. Y. y. Wang, z. H. Ni, t. Yu, z. X. Shen, h. M. Wang, y. H. Wu, w. Chen i. T. S. Wee, J. Phys. Chem. C, 2008, 112, 10637 Crossrefcas.
  26. L. M. Malard, m. A. Pimenta, g. Dresselhaus i m. S. Dresselhaus, Phys. reprezentant. , 2009, 473, 51 crossrefcas.
  27. S. D. Costa, a. Righi, c. Fantini, y. Hao, c. Magnuson, L. Colombo, r. S. Ruoff i m. A. Pimentana, solidna społeczność. , 2012, 152, 1317 crossrefcas.
  28. D. L. Duong, G. H. Han, s. M. Lee, f. Gunes, e. S. Kim, s. T. Kim, h. Kim, q. H. Ta, k. P. Więc, s. J. Yoon, s. J. Chae, y. W. Jo, m. H. Park, s. H. Chae, s. C. Lim, J. Y. Choi i y. H. Lee, Nature, 2012, 490, 235 Crossrefcaspubmed.
  29. B. K. Meyer, a. Polity, d. Reppin, m. Becker, s. Hering, ur. Kramm, s. 1. J. Klar, t. Sander, c. Reindl, c. Heiliger, m. Heinemann, c. Müller i c. Ronning, w półprzewodnikach i semimetalach ed. B. G. Svensson, s. J. Pearton i c. Jagadish, Elsevier, 2013, t. 88, rozdz. 6 Wyszukaj PubMed.
  30. X. Yin, y. Li, f. Ke, c. Lin, h. Zhao, L. Gan, z. Luo, r. Zhao, t. F. Heinz i Z. HU, Nano Res. , 2014, 7, 1613 Crossrefcas.
  31. M. Huang, h. Yan, c. Chen, d. Piosenka, t. F. Heinz i J. Hone, Proc. Natl. Acad. Sci. U. S. A. , 2009, 106, 7304 crossrefcas.
  32. C. Lee, x. Wei, Q. Li, r. Carpick, J. W. Kysar i J. Hone, Phys. Status Solidi B, 2009, 246, 2562 Crossrefcas.
  33. T. Filleter i r. Bennewitz, Proc. Natl. Acad. Sci. U. S. A. , 2010, 81, 155412 Wyszukaj PubMed.
  34. S. M. Piosenka i b. J. Cho, Nanotechnology, 2010, 21, 335706 Crossrefpubmed.
  35. J. C. Spear, J. P. . D. Batteas, Nanoscale, 2015, 7, 10021 RSC.
  36. P. A. Khomyakov, g. Giovannetti, s. 1. C. Rusu, g. Brocks, J. Van den Brink i P. J. Kelly, Proc. Natl. Acad. Sci. U. S. A. , 2009, 79, 195425 Wyszukaj PubMed.
  37. Z. Xu i m. J. Buehler, J. Phys.: Kondens. Matter, 2010, 22, 485301 Crossrefpubmed.
  38. C. Gong, g. Lee, ur. Shan, e. M. Vogel, r. M. Wallace i K. Cho, J. Appl. Phys. , 2010, 108, 123711 Crossref.
  39. A. Wkrótce m. Todorova, ur. Delley i c. Stampfl, Proc. Natl. Acad. Sci. U. S. A. , 2007, 75, 125420 Wyszukaj PubMed.
  40. P. Restuccia, m. Ferrario i m. C. Righi, Carbon, 2020, 156, 93 Crossrefcas.
  41. S. Gle, c. Coletti, v. Tazzini, v. Piazza, t. Mashoff, f. Beltram, v. Pellegrini i s. Heun, J. Phys. Chem. C, 2013, 117, 11506 Crossrefcas.
  42. V. Jain i b. Kandasubramanian, J. Mater. Sci. , 2020, 55, 1865 Crossrefcas.
  43. Nanocząsterzy stosowane b.V., Materiały dwuwymiarowe, Delft, Holandia, 2021, odzyskane 13 września 2022 r. Z https: // www.AppliedNanoLayers.com/ Products/ Search PubMed.
  44. R. J. Cannara, m. Eglin i r. W. Carpick, Rev. Sci. Instrum. , 2006, 77, 053701 CrossRef.
  45. M. L. B. Palacio i b. Bhushan, Crit. Obrót silnika. Solid State, 2010, 35, 73 Crossrefcas.
  46. P. Giannozzi, s. Baroni, n. Bonini, m. Calandra, r. Samochód, c. Cavazzoni, zm. Ceresoli, g. L. Chiarotti, m. Cococcioni, i. Dabo, a. Dal Corso, s. de Gironcoli, s. Fabris, g. Fratesi, r. Gebauer, u. Gerstmann, c. Gougoussis, a. Kokalj, m. Lazzeri, L. Martin-samos, n. Marzari, f. Mauri, r. Mazzarello, L. Paulatto, c. Sbraccia, s. Scandolo, g. Sclauzero, a. P. Seitsonen, a. Smogunov, s. 1. Umari i R. M. Wentzcovitch, J. Phys.: Kondens. Matter, 2009, 21, 395502 Crossrefpubmed.
  47. J. P. Perdew, k. Burke i m. Ernzerhof, Phys. Obrót silnika. Łotysz. , 1996, 77, 3865 Crossrefcaspubmed.
  48. S. Grimme, J. Oblicz. Chem. , 2006, 27, 1787 Crossrefcaspubmed.