Structure et propriétés du verre de silice densifié en compression à froid et en compression à chaud
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Vous êtes-vous déjà demandé quelles sont les propriétés du verre de silice ? Considère ceci.
Selon Nautre.com :
« Il a été démontré dans de nombreuses études que le verre de silice possède une capacité significative de densification permanente sous pression à différentes températures pour former de la silice amorphe à haute densité (HDA). Cependant, on ne sait pas dans quelle mesure les processus conduisant à la densification irréversible du verre de silice en compression à froid à température ambiante et en compression à chaud (par exemple, près de la température de transition vitreuse) sont courants dans la nature. Dans ce travail, une technique de compression à chaud a été utilisée pour tremper le verre de silice à partir de conditions de haute température (1100 ° C) et de haute pression (jusqu’à 8 GPa), ce qui entraîne une augmentation de la densité d’environ 25% et une augmentation du module de Young d’environ 71 % par rapport à celui du verre de silice vierge aux conditions ambiantes. Nos expériences et nos simulations de dynamique moléculaire (MD) fournissent des preuves solides que l’ordre intermédiaire de la silice HDA comprimée à chaud est distinct de celui de la contrepartie comprimée à froid à température ambiante. Cela explique la stabilité thermique et mécanique beaucoup plus élevée du premier que du second lors du chauffage et de la compression, comme l’ont révélé nos expériences in situ de diffusion de la lumière Brillouin (BLS). Nos études démontrent la limitation de la densité résultante en tant qu’indicateur structurel du polyamorphisme et soulignent l’importance de la température lors de la compression afin de comprendre fondamentalement la silice HDA.
« En tant qu’oxyde formant un réseau archétypal avec des blocs de construction tétraédriques rigides, le verre de silice (et la fonte) ont été la cible de nombreuses études à haute pression en physique de la matière condensée, en science des matériaux et en sciences de la terre, etc.1,2,3, 4 Le verre de silice peut subir des transitions réversibles et irréversibles amorphe-amorphe (polyamorphe) sous pression, entraînant un ramollissement élastique lors de la compression initiale5,6,7,8,9 et une densification permanente sous haute pression9,10,11,12,13,14 ,15. À température ambiante (compression à froid), à des pressions supérieures à 8–9 GPa, une transition polyamorphe irréversible se produit et le verre récupéré a une densité accrue, atteignant une densification maximale d’environ 21 % après compression à 18–20 GPa6,9,15 ,16. La même quantité de densification, voire plus, peut être obtenue sous des pressions beaucoup plus faibles (4 à 8 GPa) à des températures élevées (compression à chaud)13,17,18,19,20,21,22,23,24. Jusqu’à présent, il reste difficile de savoir si la même transformation structurelle a lieu lors de la compression à froid et de la compression à chaud du verre de silice et si la structure et les propriétés de la silice HDA peuvent être comprises uniquement sur la base de la densité résultante.
« Dans cette étude, nous avons comprimé des échantillons de verre de silice à des pressions allant jusqu’à 8 GPa, les avons maintenus à 1100 °C (Tg ≈ 1200 °C) pendant 30 minutes et les avons rapidement trempés à température ambiante avant de relâcher la pression. Dans des conditions ambiantes, la structure et les propriétés de la silice HDA obtenue dans la compression à chaud ici se sont avérées distinctes de celles de la silice comprimée à froid dans les deux caractérisations expérimentales telles que la diffraction des rayons X, Raman et BLS et dans les simulations MD. Les études BLS in situ à haute température et haute pression fournissent des preuves solides que les stabilités thermique et mécanique de la silice HDA comprimée à chaud et à froid sont très différentes. Nos simulations MD révèlent les différents processus atomiques impliqués dans la compression à froid et la compression à chaud du verre de silice et les différences structurelles de la silice HDA obtenue à partir de différentes voies. Notre étude montre la limitation de la densité résultante comme indicateur structural du polyamorphisme et l’importance de la température lors de la compression afin de comprendre fondamentalement les transitions polyamorphes dans le verre de silice.
Résultats
« La densification du verre de silice en fonction de la pression de trempe de la compression à chaud dans cette étude est illustrée à la Fig. 1, ainsi que les données de la compression à froid à température ambiante réalisée par Rouxel et al.15 et Deschamps et al.12, à 400 °C par Mackenzie13 et Arndt et Stöffler17, à 700 °C par Poe et al.18, à 900 °C par Hofler et Seifert19. La figure 1 montre clairement que le degré de densification permanente dépend de la température à laquelle la compression a été effectuée. La différence diminue à mesure que la température se rapproche de la Tg du verre de silice vierge. Par exemple, la compression à chaud à 900 °C dans l’étude de Hofler et Seifert19 et à 1100 °C dans ce travail donne presque la même quantité de densification. La figure 1 montre également que la compression à chaud à l’état non rigide (près de Tg du verre de silice vierge) est beaucoup plus efficace que la compression à froid à l’état rigide à température ambiante pour augmenter la densité du verre de silice. Sous une pression de trempe de 8 GPa, la densité du verre de silice augmente de près de 25 % dans notre étude, contre une augmentation maximale d’environ 21 % obtenue par la compression à froid sous des pressions beaucoup plus élevées à 18-20 GPa6,9,15,16. Les observations ci-dessus montrent que la température facilite la densification du verre de silice sous pression, probablement en permettant différentes transformations structurelles autrement impossibles à température ambiante.
«Le facteur de structure total des rayons X S (q) des échantillons comprimés à chaud dans des conditions ambiantes est illustré à la Fig. 2A. La position du premier pic de diffraction net (FSDP) et sa pleine largeur à mi-hauteur (FWHM) sont visibles sur la figure S4. Le FSDP est lié à l’ordre intermédiaire du réseau de silice avec une longueur de corrélation (R): , où est la position du FSDP. La longueur de cohérence (L) estime la plage sur laquelle la périodicité survit et peut être calculée comme suit : , où est le FWHM du FSDP25. Comme dans le cas du verre de silice densifié en compression à froid, la position du FSDP de la silice comprimée à chaud se déplace vers des valeurs q plus élevées avec l’augmentation de la pression de trempe, résultant d’une structure compactée. Cependant, contrairement à la compression à froid26, le FSDP de la silice comprimée à chaud se rétrécit (Fig. S4B) et son intensité ne diminue pas sensiblement avec la pression comme on le voit sur la Fig. 2A, similaire aux observations de nos simulations MD sur la Fig. S5. Ces comportements ont également été observés par des mesures in situ de verre de silice comprimé chauffé simultanément dans l’étude d’Inamura et al.21 ou dans de la silice HDA densifiée à 500 °C27. Cela indique que l’ordre intermédiaire de la silice comprimée à froid est sensiblement modifié sous pression. L’élargissement du FSDP indique que la longueur de cohérence diminue considérablement, ou que l’ordre intermédiaire du verre de silice comprimé à froid devient hétérogène. Au contraire, le rétrécissement du FSDP dans la silice HDA comprimée à chaud vu sur la figure S4B montre que les caractéristiques structurelles responsables dans la plage intermédiaire varient moins avec l’augmentation de la pression de trempe. La longueur de cohérence est de 10,12 Å pour le verre de silice vierge et de 11,55 Å pour l’échantillon HC-8 GPa (trempé à partir de 8 GPa à 1100 °C), soit une augmentation de 12,4 %. Une discussion sur la fonction de corrélation dans l’espace réel G(r) peut être trouvée dans les informations de support Sec. 5.
« L’effet de la pression de trempe sur la structure du verre de silice peut également être observé à partir des spectres Raman dans les conditions ambiantes de la Fig. 2B. La bande principale Raman (~ 440 cm-1) se rétrécit progressivement et passe à 495 cm-1 avec l’augmentation de la pression de trempe de 0 à 8 GPa (Fig. S7A). Cela indique une valeur moyenne plus petite et une distribution plus étroite des angles Si-O-Si dans le verre de silice comprimé à chaud. À titre de comparaison, il a été démontré que la bande principale Raman passe de 440 cm−1 à 530 cm−1 dans le verre de silice comprimé à froid dans le régime de récupération élastique de P
« Les changements dans la structure du verre de silice en fonction de la pression de trempe dans la compression à chaud conduisent à une augmentation substantielle des modules élastiques, comme le montre la Fig. 3A (des détails sur les mesures des modules élastiques peuvent être trouvés dans les informations complémentaires Sec. 7). Lorsque la pression de trempe est augmentée de 0 à 8 GPa, le module de Young augmente de 72 à 123 GPa (71 %) et le module de cisaillement augmente de 32 à 50 GPa (61 %), bien plus que l’augmentation de densité (25 %) dans Figure. 1. La figure 3B montre qu’en dessous d’une augmentation de densité de 20 %, la silice HDA de la compression à chaud a un module de masse plus élevé que celle de la compression à froid pour la même quantité de densification. Au-dessus d’une augmentation de densité de 20 %, la différence diminue avec l’augmentation de la densification. Des tendances similaires peuvent être observées dans le module de Young et le module de cisaillement de la Fig. S10. Contrairement à la conclusion tirée par Deschamps et al.12, notre étude montre que les modules élastiques dépendent non seulement de la quantité de densification, mais aussi de la voie pour atteindre la densification permanente. Les observations ci-dessus montrent qu’il existe une certaine différence entre la silice HDA comprimée à froid et comprimée à chaud qui ne se distingue pas par la densité.
« La silice HDA comprimée à froid et comprimée à chaud se distingue vraiment l’une de l’autre par sa réponse radicalement différente aux agitations thermiques et mécaniques. Comme on le voit sur la Fig. 4A, pour l’échantillon HC-6 GPa (trempé à partir de 6 GPa à 1100 °C, augmentation de densité de 23 %), après avoir été maintenu à 500 °C pendant 15 h, il y a un changement négligeable dans le décalage de fréquence longitudinal de Brillouin (à partir duquel le le module longitudinal peut être calculé compte tenu de la densité de l’échantillon et de l’indice de réfraction). Lorsque la température est supérieure à 650 °C, le décalage de fréquence de Brillouin diminue rapidement et rejoint celui du verre de silice vierge à des températures supérieures à 1000 °C. Après cela, il n’y a pas de différence entre l’échantillon HC-6 GPa et le verre de silice vierge, car la courbe de refroidissement du premier chevauche parfaitement la courbe de chauffage du second. Alors que pour l’échantillon CC-18 GPa (trempé à partir de 18 GPa à température ambiante, augmentation de densité de 17 %), la diminution du décalage de fréquence de Brillouin commence même à température ambiante32. Les différences spectaculaires dans la réponse à la température indiquent que la structure de la silice HDA comprimée à chaud et à froid est clairement distincte.
« Comme on le voit sur la Fig. 4B et dans l’encart, pour le verre de silice vierge comprimé à froid à température ambiante, le décalage de fréquence de Brillouin diminue initialement avec la pression, atteint un minimum autour de 2–3 GPa, puis augmente comme un solide normal. Ceci est lié à l’anomalie élastique bien connue du verre de silice sous pression5,6,7,8,9. Avec l’augmentation de la pression d’extinction, le minimum dans le décalage de fréquence diminue et se déplace vers une pression d’essai plus élevée et finit par disparaître dans les échantillons HC-6 et HC-8 GPa, comme le montre l’encadré de la Fig. 4B. Pour l’échantillon HC-6 GPa, le décalage de fréquence ne change pas avec la pression jusqu’à 5–6 GPa, puis adopte une pente légèrement positive similaire à celle de l’échantillon HC-8 GPa. Notre étude est en bon accord avec les études précédentes6,9,33,34 et avec les observations de nos simulations MD (Fig. S12) selon lesquelles l’anomalie élastique disparaît progressivement avec le degré de densification. Comme le montre la Fig. 4B, des pressions plus importantes (P > 15 GPa) sont nécessaires dans la compression à froid afin d’éliminer l’anomalie élastique. Grimsditch a montré que la compression à froid au-delà du régime de déformation élastique conduit à un verre de silice densifié qui est alors capable de déformation élastique lors de la recompression à la pression maximale de la compression initiale6. Par conséquent, la courbe de recompression des échantillons CC-15 GPa et CC-22 GPa de la Fig. 4B chevaucherait les courbes de décompression de 15 GPa et 22 GPa9, ce qui nous donne l’occasion de comparer la réponse du verre de silice comprimé à froid et à chaud à la pression d’essai. La figure 4B montre que les altérations structurelles du verre de silice par la compression à froid sont remarquablement différentes de la compression à chaud : 1) des pressions beaucoup plus élevées sont nécessaires pour atteindre des décalages de fréquence de Brillouin comparables (15 GPa et 22 GPa en compression à froid contre 4 et 8 GPa en compression à chaud) ; 2) il n’y a pas de minimum élastique dans l’échantillon CC-15 GPa, alors qu’un minimum prononcé existe toujours dans l’échantillon HC-4 GPa ; 3) l’échantillon CC-22 GPa montre une augmentation beaucoup plus élevée du décalage de fréquence de Brillouin avec l’augmentation de la pression d’essai, par rapport à l’échantillon HC-8 GPa. De plus, les échantillons HC-6 GPa et HC-8 GPa restent élastiques jusqu’à 20 GPa et 26 GPa (Fig. S11), respectivement, qui sont la pression maximale testée dans chaque cas. Cela montre que les échantillons compressés à chaud ont un seuil beaucoup plus élevé pour les changements structurels irréversibles, jusqu’à trois fois celui du verre de silice vierge qui peut être densifié de manière irréversible à 8–9 GPa6,9,15,16.
Discussion
« Les observations ci-dessus montrent que la compression à chaud à l’état non rigide peut conduire à une structure et des propriétés uniques qui ne peuvent pas être obtenues par la compression à froid à l’état rigide. Contrairement aux conclusions tirées d’études antérieures sur la silice HDA comprimée à chaud et à froid dans des conditions ambiantes12,24, nos mesures BLS in situ de la réponse de la silice HDA aux agitations thermiques et mécaniques montrent que la structure et les propriétés de la silice HDA dépendent fortement de la température à laquelle la compression est effectuée, et pas seulement de la densification qui en résulte.
« La réponse unique de la silice HDA comprimée à chaud aux agitations thermiques et mécaniques de la Fig. 4 résulte sans aucun doute de la structure sous-jacente distincte comme on le voit sur la Fig. 2, bien que les détails à l’échelle atomique soient difficiles à obtenir à partir des seules expériences. À cette fin, nous avons réalisé des simulations MD classiques pour illustrer les processus atomiques impliqués dans la compression à l’état rigide et non rigide et les différences structurelles entre la silice HDA comprimée à froid et comprimée à chaud. La figure 5A montre les statistiques de l’anneau du verre de silice vierge, comprimé à froid et à chaud. Semblable aux premiers principes précédents35 et aux simulations MD classiques36, les anneaux à six chaînons sont les plus abondants sur une large gamme de distribution d’anneaux dans le verre de silice vierge. Avec l’augmentation de la densification dans la compression à froid, la population d’anneaux à six chaînons diminue, de plus en plus d’anneaux plus grands (huit et plus) apparaissent. En d’autres termes, la distribution de la taille des anneaux est étirée et inclinée vers la droite. Dans l’échantillon HC-8 GPa, les anneaux à sept chaînons deviennent dominants, mais la distribution de la taille des anneaux est plus ou moins symétrique, similaire à celle du verre de silice vierge. Cela montre que l’ordre intermédiaire (ou la connectivité réseau) dans la silice HDA comprimée à froid et comprimée à chaud est différent. Une autre preuve est visible dans les distributions de taille de pores sur la Fig. 5B. Dans le verre de silice vierge, il existe une large gamme de pores (1 à 6 Å de diamètre). Avec l’augmentation de la densification dans la silice comprimée à froid, la taille des pores les plus probables diminue, correspondant à une structure compactée. Cependant, une proportion substantielle de pores avec des diamètres de 4 à 5 Å est toujours présente. Dans la silice comprimée à chaud, en revanche, ces gros pores sont complètement éliminés et la distribution de la taille des pores devient plus étroite et plus symétrique. La figure 5B montre clairement que l’ordre intermédiaire dans la silice HDA comprimée à chaud est plus uniforme (homogène) que celui de la contrepartie comprimée à froid. Ceci est cohérent avec les mesures XRD selon lesquelles un FSDP plus étroit et plus intense est observé dans le premier que dans le second. La figure 5A montre également que dans la silice HDA comprimée à froid, la population de cycles à 3 et 4 chaînons ne change pas sensiblement par rapport au verre de silice vierge. L’intensité plus élevée du pic D2 dans le spectre Raman du verre de silice comprimé à froid sur la Fig. S8 résulte plus probablement des réarrangements substantiels dans la structure du réseau auquel ces petits anneaux sont liés et dans lesquels ils vibrent.
« L’ordre intermédiaire inhomogène de la silice HDA comprimée à froid est hérité du matériau de départ. Comme le verre de silice vierge est un solide inhomogène à l’échelle atomique; lors de la compression à l’état rigide, différentes régions réagissent différemment à la pression. Certaines régions sont plus déformées que d’autres, entraînant localement des réarrangements structurels plus importants. Lors de la décompression, une partie de ces modifications structurelles est trempée dans les conditions ambiantes, conduisant naturellement à un solide inhomogène, mais plus dense. D’autre part, une diminution de la viscosité, donc une diminution de la Tg avec la pression pour le verre de silice, est attendue des simulations MD37 et des mesures de viscosité pour des matériaux de structures similaires, tels que l’eau, les liquides de silicate et de germania à haute pression38,39,40. Lors de la compression à l’état non rigide, en raison des temps de relaxation courts pour l’écoulement visqueux, une structure liquide homogène à l’équilibre plus dense peut être rapidement atteinte par des mouvements tétraédriques coordonnés, puis congelée à la température de transition vitreuse lors de la trempe, donnant lieu à un homogène verre plus dense. Des arrangements structurels substantiels sont nécessaires dans la silice HDA comprimée à froid et à chaud afin de s’adapter à l’emballage compacté des tétraèdres SiO4. Cependant, la silice HDA comprimée à froid a la structure d’un verre dense et désorganisé compacté à l’état rigide, tandis que la contrepartie comprimée à chaud a la structure d’un liquide congelé dense et bien organisé compacté à l’état non rigide. Dans la compression à froid et la compression à chaud, des espèces de Si transitoires 5 et 6 fois peuvent se former sous pression en raison du mécanisme de déplacement plutôt que d’activation thermique associé au changement de coordination41,42. Cependant, lors de la libération de la pression, ces états de coordination supérieurs de Si reviennent à l’état de coordination quadruple26,43,44,45. Sur la base d’une étude récente de la densité du nombre d’oxygène46, même notre silice HDA comprimée à chaud avec la plus forte augmentation de densité (25 %) se situe toujours dans la plage attendue pour un cadre tétraédrique entièrement polymérisé.
« L’ordre différent de gamme intermédiaire de la silice HDA comprimée à froid et à chaud explique leur réponse différente à la température et à la pression. Dans la silice HDA comprimée à froid, il existe encore une quantité appréciable de gros pores (> 4 Å de diamètre), qui fournissent l’espace ouvert (volume libre) nécessaire aux réarrangements structurels lors du recuit. Sans eux, la structure compactée de la compression à chaud peut être conservée à des températures beaucoup plus élevées avant de revenir à l’état non densifié, donc une stabilité thermique beaucoup plus élevée par rapport à celle comprimée à froid (Fig. 4A). La structure hétérogène de gamme intermédiaire de la silice HDA comprimée à froid la rend également sujette à d’autres réarrangements structurels, tels que le changement de coordination sous pression, ce qui explique l’augmentation plus rapide du décalage de fréquence de Brillouin avec la pression que celle de la silice comprimée à chaud. homologue (Fig. 4B).
Méthodes
« Le verre de silice de départ utilisé est le Suprasil 300 à faible teneur en OH (≤1 ppm). Les échantillons trempés sous des pressions allant jusqu’à 4 GPa ont été préparés dans un appareil piston-cylindre (PC)47, tandis que sous 4 à 8 GPa ont été réalisés dans un appareil multi-enclume (MA) de type Walker48,49. Des cylindres de 3 mm de diamètre ont été forés à partir d’une rondelle du matériau de départ et coupés à 6 mm de longueur pour les expériences PC et 3 mm de longueur pour une utilisation en MA. Les détails de la préparation des échantillons et les différences de pressions appliquées entre les deux appareils sont discutés dans la section Informations complémentaires Sec. 1 & 2.
« Un coupleur de prisme Metricon modèle 2010/M a été utilisé pour mesurer l’indice de réfraction à température ambiante (précision de ± 0,0002) avec un laser vert de 532 nm. La densité de nos échantillons compressés à chaud a été déterminée à partir de la relation linéaire entre l’indice de réfraction et la densité établie par Tan et al.50 et illustrée à la Fig. S3.
«La diffraction des rayons X dans des conditions ambiantes a été mesurée sur la ligne de faisceau X17B3 à la source nationale de lumière synchrotron (NSLS) du laboratoire national de Brookhaven, exploitée par COMPRES. La diffusion dispersive angulaire a été réalisée en utilisant des rayons X monochromatiques avec une longueur d’onde de 0,152901 ± 0,0001 Å51, focalisés à ~ 15 μm à une distance de L = 293,73 mm à partir d’un détecteur CCD d’une surface de 1 678 cm2. La distance et l’énergie ont été calibrées par diffraction de poudre de CeO2 en utilisant une méthode itérative d’appariement annulaire51. Cela a permis une étude à symétrie radiale des valeurs q à 24 Å−1, mais en raison du bruit à une plage q plus élevée, les spectres ont été tronqués à 18 Å−1. Le programme Fit2D52 a été utilisé pour traiter les données brutes de diffraction des rayons X afin de générer des tracés d’intensité unidimensionnelle par rapport à 2θ et le programme RAD53 a été utilisé pour générer les spectres S(q) et G(r).
« Un interféromètre Fabry-Pérot à contraste élevé à six passages couplé à un microscope Raman confocal LabRAM HR800 a été utilisé pour réaliser des expériences de diffusion de la lumière en utilisant un laser vert à 532 nm comme source de lumière de sondage. La diffusion Raman a été réalisée en géométrie de rétrodiffusion (180°) avec un objectif de microscope 50× et un réseau de 600 gr/mm. Une géométrie plaquettaire émulée a été utilisée dans les mesures BLS en plaçant l’échantillon sur une plaque de Pt bien polie54. Le BLS in situ pendant le recuit a été réalisé en utilisant un étage de chauffage Linkam TS1500. L’échantillon a été chauffé à une vitesse de 50 ° C / min jusqu’à la température cible (± 1 ° C) et laissé s’équilibrer pendant 10 minutes avant que les spectres de Brillouin ne soient pris pendant environ 2 à 5 minutes. Un DAC à membrane a été utilisé pour générer des pressions hydrostatiques jusqu’à 26 GPa. Un échantillon de verre (~ 100 μm × 100 μm × 20 μm), une bille de rubis (5 à 10 μm de diamètre, comme étalon de pression) et un milieu de transmission de pression (PTM) ont été chargés dans un trou percé dans un joint en acier inoxydable. La pression dans le DAC a été déterminée à partir du décalage de fluorescence rubis dépendant de la pression55. Des conditions hydrostatiques allant jusqu’à 15 GPa ont été obtenues en utilisant un mélange 4:1 de méthanol : éthanol comme PTM. Pour les tests supérieurs à 15 GPa, l’argon liquide a été cryogéniquement chargé dans le DAC pour agir comme PTM. Une fois qu’une certaine pression a été atteinte dans le DAC, l’échantillon a été autorisé à s’équilibrer pendant 15 à 20 minutes avant toute mesure. Le décalage de fréquence longitudinal a été obtenu à partir de la géométrie de rétrodiffusion BLS dans le DAC en utilisant une lentille avec f = 50,8 mm. Des mesures répétées ont donné des erreurs dans les décalages de fréquence de Brillouin d’environ 0,1 GHz, les erreurs de pression ont été estimées par des mesures répétées à moins de 0,1 GPa.
« Des simulations de dynamique moléculaire (DM) ont été réalisées pour 3000 particules (1000 Si et 2000 O) avec des conditions aux limites périodiques, en utilisant un potentiel à trois corps à transfert de charge56. Les échantillons comprimés à chaud ont été obtenus en chauffant et en fondant de la silice cristobalite, puis en trempant le liquide avec différentes pressions sur la boîte de simulation34. Les pressions ont été relâchées et les tests ultérieurs ont tous été effectués à température ambiante. Pour les échantillons compressés à froid, pour surmonter la limite de temps dans la simulation MD, un verre de silice vierge a été chauffé à 727 ° C (Tg à ~ 2700 ° C dans MD) et comprimé à différentes pressions pour faciliter le processus de densification. Les pressions ont été relâchées à 727 °C et les échantillons ont été refroidis à température ambiante pour d’autres tests. La densité de l’échantillon HC-8 GPa de notre simulation MD est de 2,750 g/cc, proche de la valeur de 2,742 g/cc pour l’échantillon comprimé à chaud sous la même pression dans notre expérience. Plus de détails sur la préparation des échantillons et l’analyse de la distribution de la taille des anneaux peuvent être trouvés dans nos études précédentes34,36,57,58. La distribution de la taille des pores a été calculée en suivant les procédures du travail de Gelb et Gubbins59. »
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