Beoordeling van bewerkingsgeïnduceerde suboppervlaktedefecten: impact op dislocatiedynamica en mechanische prestaties via nano-indentatie

Samenvatting

Suboppervlaktedefecten hebben een significante impact op de precisie en prestaties van nano-structuren. In dit artikel wordt moleculaire dynamica simulatie van nano-indentatie uitgevoerd om het effect van bewerkingsgeïnduceerde suboppervlaktedefecten op dislocatie-evolutie en mechanische eigenschappen van materialen te onderzoeken, waarbij het monster model met suboppervlaktedefecten wordt geconstrueerd door nano-snijden conform de realiteit. Het formatiemechanisme van suboppervlaktedefecten en het interactiemechanisme tussen machine-geïnduceerde defecten en dislocatie-evolutie worden besproken. De hardheid en Young's elastische modulus van einkristal koper monsters worden berekend. De simulatie resultaten geven aan dat er stabiele defectstructuurresten bestaan in het suboppervlak van het werkstuk, zoals atoomclusters, stapelfout tetraëders, en trapstaf dislocaties. Secundaire verwerking van nano-indentatie kan interne defecten van het werkstuk herstellen, maar de suboppervlakteschade in het secundaire verwerkingsgebied is verergerd. De nano-indentatie hardheid van monsters neemt toe met de introductie van suboppervlaktedefecten, wat resulteert in de vorming van werkverhardingseffect. Het bestaan van suboppervlaktedefecten kan het vermogen van het materiaal om elastische vervorming te weerstaan verzwakken, waarin de wederzijdse evolutie tussen dislocaties en suboppervlaktedefecten een belangrijke rol speelt.

Achtergrond

Ultra-precisie fabricage op nano-metrische schaal wordt breed beschouwd als een effectieve methode om nano-componenten te verkrijgen met submicron dimensionale nauwkeurigheid en nanoschaal oppervlakkwaliteit [1]. Sommige stabiele suboppervlaktedefecten blijven achter in het werkstuk na fabricage [2,3,4,5]. De suboppervlaktedefecten beïnvloeden niet alleen de verwerkingsnauwkeurigheid en oppervlakkwaliteit, maar beïnvloeden ook kritisch de mechanische eigenschappen en levensduur van nano-componenten. Veel studies over suboppervlaktedefecten zijn uitgevoerd door moleculaire dynamica (MD) methode, hoofdzakelijk gericht op de vorming en evolutie van suboppervlaktedefecten [6, 7], de dikte van de suboppervlaktedefect (SSD) laag [8, 9], en de invloed van suboppervlaktedefecten op oppervlakteintegriteit [10, 11]. Echter, het effect van suboppervlaktedefecten op mechanische eigenschappen van werkstukmaterialen is minder bestudeerd. De mechanische eigenschappen van nano-structuren zijn kritiek voor hun dienstprestaties en levensduur. Daarom is het effect van suboppervlaktedefecten op mechanische eigenschappen van materialen een van de sleutelvraagstukken om te onderzoeken.

Veel onderzoeken zijn uitgevoerd om de SSD-laag te overwegen door moleculaire dynamica simulatie van nano-snijproces. Narayanan [12] bestudeerde de vorming van stapelfout tetraëder (SFT) in einkristal goud en introduceerde deformatie-geïnduceerd mechanisme van SFT. Inamura [13] onderzochte de spanvorming en materiaal glijdeformatie tijdens nano-snijproces en wees erop dat de spanvorming voornamelijk geïnduceerd wordt door afschuif-glijdeformatie. Pei [14] bestudeerde het effect van snijparameters op dislocatie-evolutie en snijkrachten tijdens nano-snijproces en vond dat wanneer het werkstuk groter is dan 40 nm, de grootte-effect niet significant is. Dai [15] en Liu [16] adopteerden MD-simulatie en experimentele methoden respectievelijk om de invloed van diamant gereedschapsstructuur en grootte-effect op de evolutie van werkstuk suboppervlaktedefecten te bestuderen. De eerdere studies tonen aan dat er stabiele suboppervlaktedefecten in het werkstuk na nano-snijden bestaan. Snijparameters en gereedschapsgeometrieparameters hebben grote invloed op de dikte en evolutie van suboppervlakteschade laag, en zelfs op de verwerkingsnauwkeurigheid. Echter, de mechanische eigenschappen van werkstukmaterialen kunnen niet worden berekend door het analyseren van de relevante gegevens verkregen door nano-snijden.

Nano-indentatie is een effectieve techniek om mechanische eigenschappen te karakteriseren zoals hardheid en elastische modulus [17]. Veel studies over nano-indentatie zijn uitgevoerd om de prestaties van mechanische eigenschappen te evalueren door experimentele en theoretische modellen. Zimmerman [18] analyseerde de dislocatie-emissie in nano-indentatieproces door de glijvector. Ruestes [19] bestudeerde nano-indentatie van einkristal Fe door MD-simulatie en vond dat dislocatie-generatie in suboppervlak noodzakelijk is om materiaal uit de indentatiezone te verwijderen. Huang [20] voerde MD-simulaties van nano-indentatie uit op einkristal diamant matrix en vond dat de vervorming van diamant materiaal onder indentatie gedomineerd werd door de nucleatie en voortplanting van 〈110〉 {111} dislocatie-lussen. Sharma [21] construerde een hard deeltjemodel kunstmatig in koper matrix en analyseerde de invloed van hard deeltje op suboppervlaktedefecten evolutie in bewerkingsproces. Peng [22] onderzochte de versterkingsmechanismen van grafeen coatings op Cu substraat door nano-indentatie, wat het resultaat is van de spanning homogenisatie effect gegenereerd door de interface. Uit de bovenstaande analyse kan worden gezien dat eerdere studies over het effect van suboppervlaktedefecten hoofdzakelijk gebaseerd zijn op perfecte kristalmaterialen of kunstmatig geconstrueerde hypothese defecten, wat ver weg is van de daadwerkelijke suboppervlaktedefecten. Daarom is het construeren van het werkstukmodel met suboppervlaktedefecten in realiteit essentieel om de invloed van suboppervlaktedefecten op mechanische eigenschappen van werkstuk te analyseren.

In dit artikel werd nano-snijmethode geadopteerd om het werkstukmodel met suboppervlaktedefecten te verkrijgen conform praktische kenmerken. Op deze basis werd nano-indentatie simulatie uitgevoerd om het effect van suboppervlaktedefecten op de mechanische eigenschappen van einkristal koper te bestuderen. Ten eerste zal het formatie- en evolutiemechanisme van suboppervlaktedefecten tijdens nano-snijproces worden besproken, en de typische defectstructuren van werkstuk suboppervlak na nano-snijden zullen worden geanalyseerd. Ten tweede zal het interactiemechanisme tussen bewerkings-geïnduceerde suboppervlaktedefecten en dislocatie-nucleatie tijdens indentatie worden geanalyseerd. Ten derde, gebaseerd op de belasting-verplaatsingsgegevens verkregen door nano-indentatie, zullen de hardheid en Young's elastische modulus van einkristal koper monsters worden berekend. Ten slotte zullen enkele nieuwe conclusies worden samengevat.

Methoden

Simulatiemodel

Om het effect van suboppervlaktedefecten op mechanische eigenschappen van materialen in nano-bewerking te onderzoeken, moet het monster model met suboppervlaktedefecten worden geconstrueerd. In dit onderzoek wordt dit gerealiseerd door MD-simulatie van nano-snijproces. Allereerst wordt het MD-simulatiemodel gevestigd en de nano-snijproces simulatie uitgevoerd. Dan worden het monster en snijgereedschap voor voldoende tijd ontspannen tijdens MD-simulatie. Uiteindelijk blijven enkele stabiele defecten in suboppervlak van werkstuk. Het schematische diagram van de driedimensionale MD-simulatiemodellen wordt weergegeven in Fig. 1, waarin het nano-snijmodel wordt weergegeven in Fig. 1a en het nano-indentatiemodel met suboppervlaktedefecten in Fig. 1b. In Fig. 1 zijn de materialen van werkstuk en monster einkristal koper en het gereedschap en indenter diamant materialen. De boogmes diamant gereedschap wordt gebruikt in nano-snijproces, en de gereedschapsrandstraal is 3 nm. De indenter is halfbolvormig in nano-indentatieproces, en de diameter is 6 nm. Het werkstuk en monster zijn verdeeld in drie delen, welke Newton-laag, temperatuurlaag, en grenslaag zijn, respectievelijk. Om de grootte-effect en grens-effect te reduceren, wordt de periodieke grensvoorwaarde (PBC) geadopteerd in [010] richting van het simulatiesysteem. Om de initiële interactie tussen gereedschap en werkstuk te vermijden, wordt het snijgereedschap 3 nm rechtsboven het werkstuk geplaatst en de indenter 6 nm boven het monster. De gedetailleerde simulatieparameters worden weergegeven in Tabel 1.

Interatoom potentiaalfuncties

In dit onderzoek werden driedimensionale MD-simulaties uitgevoerd door large-scale atomic/molecular massively parallel simulator (LAMMPS). De parallelle berekening werd gerealiseerd met behulp van message passing interface bibliotheek. De Morse potentiaal, Embedded-atom Method (EAM) potentiaal, en Tersoff potentiaal worden gebruikt in de simulatie, welke aangeroepen worden uit LAMMPS softwarepakket. De interactie tussen Cu atomen in werkstuk en C atomen in het gereedschap wordt berekend door Morse potentiaal welke wordt weergegeven in Verg. 1 [23].

u(r_ij) = D[exp(−2α(r_ij−r₀)) − 2exp(−α(r_ij−r₀))] (1)

waarbij r₀, α, en D respectievelijk atoomaafstand, elasticiteitsmodulus, en bindingsenergie zijn. De waarde wordt weergegeven in Tabel 2.

De interatoomfunctie tussen Cu atomen in werkstuk wordt beschreven door EAM potentiaal welke wordt weergegeven in Verg. 2, 3 [24, 25].

E = Σ_i^N[F(ρ_i) + Σ_j>i^Nu(r_ij)] (2)

ρ_i = Σ_jf(r_ij) (3)

De interactie tussen koolstofatomen in diamant gereedschap wordt berekend door Tersoff potentiaal welke wordt weergegeven in Verg. 4, 5 [26].

E = ½ Σ_i≠jV_ij (4)

V_ij = f_c(r_ij)[V'_R(r_ij) + b_ijV_A(r_ij)] (5)

waarbij f_c(r_ij) de afkapfunctie tussen atomen is, V_A(r_ij) de duale potentiaal van absorptieterm, V_R(r_ij) de duale potentiaal van repulsieterm, en r_ij de atomaire afstand tussen atoom i en atoom j.

Defect analyse methoden

In nano-snijden van einkristal koper, vervorming en dislocaties worden genucleerd in suboppervlak van het werkstuk. In dit artikel wordt de centro-symmetrie parameter (CSP) geïntroduceerd om de dislocatie-nucleatie en defect-evolutie van werkstuk te analyseren. Voor gezichts-gemiddelde kubieke (FCC) materialen, kan de CSP-waarde worden berekend door Verg. 6 [27].

CSP = Σ_i=1⁶|R_i + R_i+6|² (6)

waarbij R_i de evenlengte buuratomen zijn en R_i+6 de tegengestelde richting buuratomen. De CSP-waarden van FCC-kristal, partiële dislocatie, stapelfout, en oppervlakteatomen zijn 0, 2,1, 8,3, en 24,9, respectievelijk [27].

De CSP-methode kan de atoomaire verspringing identificeren, maar kan de lokale atoomaire kristalstructuurtstaat van werkstuk niet herkennen. Daarom wordt de common neighbor analysis (CNA) geïntroduceerd om de lokale kristalstructuurdefect te identificeren. In de oorspronkelijke CNA-methode, voorgesteld door Honeycutt en Andersen [28], worden de verschillende structuren voorgesteld door diagrammen. Momenteel zijn er vijf soorten CNA-patronen in OVITO [29], waarbij de lokale kristalstructuren geïdentificeerd worden als gezichts-gemiddelde kubieke (FCC), dicht-gepakte hexagonale (HCP), lichaam-gemiddelde kubieke (BCC), icosahédrale (ICO), en onbekend, respectievelijk. In dit artikel wordt de dislocatie extractie algoritme (DXA) [30] ook geïntroduceerd om de evolutie van dislocatiedefect te analyseren. Door DXA zullen de verschillende kristalstructuren in werkstuk gemarkeerd worden met verschillende kleuren en de dislocatiedefecten in het werkstuk zullen voorgesteld worden door lijnen van verschillende kleuren.

Resultaten en discussie

Suboppervlaktedefect evolutie in nano-snijproces

In nano-snijproces, onder de extrusie- en afschuifwerking van snijgereedschap op werkstuk, wordt het werkstukoppervlaktemateriaal met de dikte van snijdiepte verwijderd, en een nieuw bewerkt oppervlak met een zekere maatafmeting nauwkeurigheid en oppervlakkwaliteit gevormd. De complexe elastisch-plastische vervorming inclusief spanning vervorming en thermische vervorming treedt op in oppervlak en suboppervlak van werkstuk vergezeld van de energie-transformatie en de spanning-concentratie. Daarom wordt de suboppervlakteschade laag gevormd en de span verwijderd. Figuur 2 toont de ogenblikkelijke beelden van de suboppervlaktedefect evolutie en de materiaalverwijdering tijdens nano-snijproces van einkristal koper. In Fig. 2 zijn de atomen gekleurd door de waarde van de CSP en CNA analyse resultaten. In Fig. 2a en c zijn de gele, groene, rode, en blauwe atomen oppervlakteatomen, oppervlakte defect atomen, suboppervlakte defect atomen, en FCC atomen. Uit Fig. 2 kan worden gezien dat een groot aantal typische defectstructuren in suboppervlak van het werkstuk worden gevormd tijdens nano-snijproces, zoals puntdefecten, vacature defecten, stapelfouten, cluster defecten, prisma dislocaties, en schroef dislocatie lus.

Vanwege het afdrukken en afschuifeffect van het snijgereedschap, wordt de afschuif-glijdevorming gegenereerd voor de atomen voor het raakvlak en de primaire afschuif-glijdzone wordt gevormd in werkstuk tijdens het nano-snijproces, zoals weergegeven in Fig. 2b. Een aantal van deze atomen glijden op langs het raakvlak en de snijspan wordt gevormd zoals weergegeven in Fig. 2a. Sommige bewegen naar beneden en het bewerkte oppervlak wordt gevormd onder de afdrukwrijving van de gereedschapsflankvlak zoals weergegeven in Fig. 2b. Andere bewegen naar binnen en de suboppervlaktedefecten worden gevormd, zoals stapelfouten, cluster defecten, en prisma dislocaties, weergegeven in Fig. 2a en b.

Vanwege de wrijving en extrusie van gereedschapsflankoppervlak, treedt de energie-accumulatie op voor atomen nabij flankvlak en de atomen worden hoog-energie atomen. Wanneer de atoomaire energie een bepaald niveau overschrijdt, zal de energie gedragen door energierijke atomen worden vrijgegeven en de dislocatie gevormd onder de energierijke atomen drijving. Daarom worden veel dislocaties gevormd in flankvlak wrijvingsgebied, weergegeven in Fig. 2d. Met het bewerkte oppervlak gevormd, nucleeren, strekken, en annuleren dislocaties, in suboppervlak. Uiteindelijk worden de defectstructuren zoals stapelfouten, SFT, en vacature defecten achtergelaten in suboppervlak, zoals aangegeven in Fig. 2d. De stapelfouten worden genucleerd in afschuif-glijdzone onder het snijgereedschap, dan uitgebreid in het werkstuk, en uiteindelijk geannuleerd aan vrij oppervlak van werkstuk. Uiteindelijk wordt de dislocatielijn gevormd aan werkstukoppervlak. En de dislocatielijn wordt uitgebreid langs [1̄01̄], [1̄01], en [101] richtingen. De schroef dislocatie lus, welke gelegen is aan de rand van de afschuif-glijdzone, bestaat uit verschillende stapelfouten en een reeks schroef dislocaties. De schroef dislocatie wordt gevormd onder de drijving van de compressie-spanningstoestand van afschuif-glijdzone [11].

In nano-snijproces worden de dislocaties genucleerd en uitgebreid onder de werking van het snijgereedschap. Vergezeld met de aggregatie en vrijgave van energie, fluctueert de snijkracht met de toename van snijafstand, wat weergegeven wordt in Fig. 3 in drie dimensies. In Fig. 3 zijn de zwarte, rode, en blauwe kurven respectievelijk de voedingskracht (Fx), de achterkracht (Fy), en de tangentiële kracht (Fz). Uit Fig. 3 kan worden gezien dat het snijproces verdeeld is in twee perioden welke initiële snijfase en stabiele snijfase zijn. Tijdens de initiële snijfase hebben de voedingskracht en de achterkracht een snelle toename, rechtheid. De maximumwaarde van de voedingskracht wordt bereikt meer dan 1100 nN, maar de achterkracht is net aangekomen rond 600 nN. Wanneer de gereedschappunt volledig in het werkstuk snijdt, wordt het bewerkte oppervlak gevormd, weergegeven als de eerste kleine grafiek getekend als "Bewerkt oppervlak" in Fig. 3. Dan wordt het nano-snijproces overgebracht naar stabiele snijfase. In stabiele snijfase fluctueren alle drie krachten op hun evenwichtsposities. De gemiddelde voedingskracht is op ongeveer 1000 nN, en de gemiddelde achterkracht is slechts rond 500 nN. Uit Fig. 3 kan worden gezien dat de voedingskracht een snelle afname heeft op de snijafstand van 20 nm. Dit is omdat de energie-accumulatie aangekomen is op een bepaald niveau wat de kritische rooster-spanningsenergie is, weergegeven als de tweede kleine grafiek in Fig. 3. Tegenwoordig wordt een grote weerstand uitgeoefend op het snijgereedschap wat resulteert in de snijkracht een piekwaarde. Dan wordt de energie vrijgegeven wat resulteert in de dislocatie-emissie, en de snijkracht daalt, weergegeven als de derde kleine grafiek in Fig. 3. Daarom fluctueert de snijkracht tijdens de stabiele snijfase. De nucleatie, uitbreiding, en annulering van dislocaties leidde tot de fluctuaties van de snijkracht en resulteert in het suboppervlaktedefect bestaand in het werkstuk, uiteindelijk.

Om de evolutie en emotie van dislocatiedefecten in suboppervlak van werkstuk tijdens nano-snijproces gedetailleerd te onderzoeken, worden de dislocatiedistributie en de variatie met de snijafstand gedetailleerd geanalyseerd door CNA-methode. De suboppervlaktedefect evolutie van werkstuk op een bepaald gebied wordt weergegeven in Fig. 4, waarin de snijafstanden van Fig. 4a, b, c, d, e, en f respectievelijk 8 nm, 10 nm, 12 nm, 20 nm, 24 nm, en 32 nm zijn. Uit Fig. 4a kan worden gezien dat veel dislocatiedefecten genucleerd worden in afschuif-glijdzone onder de extrusie afschuifwerking van snijgereedschap tijdens voorlopige fase van snijproces. In het bijzonder, een V-vormige dislocatie en een fout worden gevormd onder de drijvende werking van atoomaire spanning en energie in de afschuif-glijdzone, weergegeven in Fig. 4b. In het daaropvolgende verwerkingsproces wordt de afschuif-glijdzone vooruit bewogen met het snijgereedschap blijft bewegen. Vanwege de vervormingsenergie afnemend, wordt de fout geleidelijk geannuleerd. Tijdens het snijgereedschap blijft vooruit bewegen, wordt de flankvlak wrijvingszone nabij de fout bewogen. En het ruwe bewerkte oppervlak wordt gevormd onder de extrusie en wrijving van de flankvlak. Dan wordt de fout voortgezet geannuleerd en geleidelijk losgemaakt van het werkstukoppervlak, zoals weergegeven in Fig. 4d. Uiteindelijk wordt de fout getransformeerd in cluster defect wat stabiel bestaat in suboppervlak van werkstuk. Op dezelfde manier wordt de gevormde V-vormige dislocatie geleidelijk geëvolueerd in SFT onder de interactie van twee stapelfouten en een dislocatieslot. Deze stabiele defecten samenstellen de suboppervlakte vervormde laag samen, zoals weergegeven in Fig. 4e en Fig. 4f.

Zoals we weten, zullen de residuele spanning vrijgave en interne defect herstel zal plaatsvinden op het werkstuk na verouderingsbehandeling. In daadwerkelijke nano-fabricage, zullen sommige van de suboppervlaktedefecten gevormd tijdens verwerking verdwijnen na bewerkingsproces. Om de toestand van het werkstuk na verouderingsbehandeling te simuleren, wordt moleculaire dynamica ontspanning uitgevoerd op het snijsystem voor een lange tijd. Het verdelingsdiagram van residueel defect in suboppervlak van werkstuk na MD-ontspanning voor een lange tijd wordt weergegeven in Fig. 5, waarin de atomen gekleurd zijn volgens de analyseresultaten door CSP en CNA methoden. Uit Fig. 5 kan worden gezien dat de primaire dislocaties geannuleerd zijn na ontspanning. De vacature defecten, stapelfouten, atoomaire cluster, prisma dislocatie, schroef dislocatie, SFT, en trapstaf dislocatie bestaan in suboppervlak van werkstuk, zoals weergegeven in Fig. 5. Volgens de analyse bovengenoemd, zullen deze defecten, welke gevormd zijn onder de inductie van complexe interne spanning en de interactie van dislocatiedefecten, de maatafmeting nauwkeurigheid en oppervlakkwaliteit van het werkstuk na nano-verwerking beïnvloeden.

Nano-indentatie test op koper monster met bewerkingsgeïnduceerde suboppervlaktedefecten

De bewerkingsgeïnduceerde suboppervlakteresiduele defecten regeren de mechanische eigenschappen van het oppervlak, met name de hardheid en Young's modulus. Daarom lijkt het onderzoek van de nucleatie en interactie van dislocaties tijdens nano-indentatie sterk noodzakelijk. Om de invloed van de bewerkingsgeïnduceerde suboppervlaktedefecten op de mechanische eigenschappen van einkristal koper te onderzoeken, werd het nano-indentatieproces op het monster na nano-snijden in de praktijk gebracht met dezelfde parameters als nano-snijsimulatie. Het simulatie resultaat wordt weergegeven in Fig. 6, 7, 8, 9 en 10. De ogenblikkelijke atoomaire afbeelding van suboppervlaktedefect distributie in de initiële toestand van nano-indentatie wordt weergegeven in Fig. 6. Uit de figuur kan worden gezien dat er verschillende SFTs, een V-vormige dislocatie, enkele prisma dislocaties, en enkele cluster defecten onder de indenter zijn. Deze suboppervlaktedefecten kunnen de dislocatie-nucleatie en uitbreiding van het werkstuk tijdens het nano-indentatieproces beïnvloeden. En dan worden de mechanische eigenschappen van het werkstukmateriaal veranderd.

De atoomaire evolutie-afbeelding van suboppervlakte dislocaties tijdens nano-indentatie ladingproces wordt weergegeven in Fig. 7. Uit Fig. 7a kan worden gezien dat de initiële nucleatie van dislocatie plaatsvindt op het oppervlak van het monster wanneer de indenter contact maakt met het oppervlak van het monster. Met de neerwaartse druk van de indenter, worden de genucleerde dislocaties geleidelijk uitgebreid. Tegelijkertijd, onder de invloed van de spanning uitgeoefend door de indenter, worden een groot aantal dislocaties genucleerd en bewogen langs het glijdsysteem, zoals weergegeven in Fig. 7b. Onder de interactie tussen nieuw gevormde dislocaties en oorspronkelijke suboppervlaktedefecten, verdwijnen enkele eenvoudige defecten geleidelijk, en de V-vormige dislocaties blijven evolueren en annuleren geleidelijk. De SFT onder de indenter neemt geleidelijk af, zoals weergegeven in Fig. 7c. Naarmate het indentatieproces voortgaat, neemt de schaal van nieuw genucleerde dislocatiedefecten toe, en de V-vormige dislocatie en SFT1 onder de indenter verdwijnen geleidelijk. Gelijktijdig worden de dislocatiedefecten gevormd tijdens indentatie geleidelijk geëvolueerd in prisma dislocatie lus, waarin stapelfouten geleidelijk verdwijnen, zoals weergegeven in Fig. 7d. De nieuw gevormde prisma dislocatie lus blijft uitbreiden naar SFT2 aan de linkerbenedenkant van de indenter. Vanwege de stabiele structuur, blijft de SFT2 onveranderd tijdens de uitbreiding en interferentie van de dislocatiedefecten, zoals weergegeven in Fig. 7e. Als de indenter naar beneden drukt, blijft de prisma dislocatie lus naar beneden uitbreiden, en de schaal van de dislocatiedefecten in het suboppervlakte gebied neemt geleidelijk toe. De SFT2 structuur blijft stabiel bestaan in het suboppervlak van het monster en heeft geen verandering tijdens de beweging en interferentie van de dislocatiedefecten, zoals weergegeven in Fig. 7f.

Om de evolutie en distributie van suboppervlaktedefecten tijdens indentatieproces duidelijker te tonen, wordt de DXA-methode gebruikt om het monster na indentatie te analyseren. De afbeelding van suboppervlakte dislocatiedistributie op elk tijdstip corresponderend Fig. 7 wordt verkregen door DXA-analyse, zoals weergegeven in Fig. 8. Dislocaties zijn gekleurd op basis van het volgende schema: diepblauw voor perfecte dislocaties, groen voor Shockley dislocaties, roze voor trapstaf dislocaties, geel voor Hirth dislocaties, lichtblauw voor Frank dislocaties, en rood voor ongeïdentificeerde dislocaties.

Uit Fig. 8 kan worden gezien dat het werkstuk suboppervlak hoofdzakelijk bestaat uit Shockley dislocatie en trapstaf dislocatie in de initiële indentatietoestand. De SFT die in suboppervlak bestaat is een regelmatige tetraëderstructuur bestaande uit zes trapstaf dislocaties. Wanneer de indenter het werkstuk raakt, is de dislocatienucleatie op het werkstukoppervlak gele Hirth dislocaties, zoals weergegeven in Fig. 8a. Naarmate de indenter naar beneden drukt, worden een groot aantal dislocaties genucleerd en bewogen langs het glijdsysteem. De gele Hirth dislocaties worden geleidelijk veranderd in groene Shockley dislocaties, zoals weergegeven in Fig. 8b. Onder de interactie tussen nieuw gevormde dislocaties en de oorspronkelijke SFT1, verdwijnen enkele eenvoudige dislocaties, geleidelijk, zoals weergegeven in Fig. 8c. De schaal van suboppervlakte dislocaties neemt toe met de indenter naar beneden zakken, en de nieuw gevormde dislocaties zijn voornamelijk groene Shockley dislocaties. De interactie tussen Shockley dislocaties en SFT1 resulteert in de grootte van de SFT1 geleidelijke afname en uiteindelijke verdwijning van SFT1, zoals weergegeven in Fig. 8d. Met de toename van defecten schaal, nemen het aantal en typen dislocaties in suboppervlak van het monster toe. Er zijn rode onbekende typen dislocaties gevormd in suboppervlak, en verschillende Shockley dislocaties constituëren de prisma dislocatie lus, zoals weergegeven in Fig. 8e. Onder de interactie van de Shockley dislocatie en de trapstaf dislocatie, verdwenen de SFT2 en SFT3 ver van de indentatieregio niet ten slotte, vanwege de zwakkere extrusie van de indenter, zoals weergegeven in Fig. 8f.

De evolutie-afbeelding van suboppervlakte dislocatie tijdens nano-indentatie ontladingsproces wordt weergegeven in Fig. 9. Figuur 10 toont de distributie-afbeelding van suboppervlakte dislocatie corresponderend in Fig. 9. Uit de twee grafieken kan worden gezien dat de schaal van suboppervlaktedefecten eerst toeneemt, en dan geleidelijk afneemt tijdens het proces van de indenter omhoog bewegen. Dit wordt veroorzaakt door de uitgebreide functie tussen continue vrijgave van de materiaal vervormingsenergie en de adhesiekracht uitgeoefend door de indenter op het monster. In de initiële fase van ontladingsproces, is de opwaartse adsorptiekracht van de indenter effect op het monster niet significant. De evolutie van suboppervlaktedefect wordt voornamelijk gedreven door de materiaal vervormingsenergie, wat resulteert in de schaal van suboppervlaktedefecten toename. En de hoofdtypen dislocaties in de fase zijn de groene Shockley dislocatie en de roze ladder dislocatie, zoals weergegeven in Fig. 9a, b en 10a, b. De interactie tussen de SFT2 en Shockley dislocatie in de buurt maakt roze trapstaf dislocatie veranderen in groene Shockley dislocatie in het gebied ver van indenter werking. Tegelijkertijd wordt de SFT2 getransformeerd in een kleiner defect wat SFT3 is, zoals weergegeven in Fig. 9c en 10c. Met de continue optillen van de indenter, neemt de binding en adsorberende effect uitgeoefend door de indenter op het monster geleidelijk toe. Vergezeld met de vervormingsenergie vrijgave, nemen de grootte en typen dislocaties in suboppervlak toe. En meer perfecte dislocaties, Hirth dislocaties, en onbekende dislocaties worden gevormd, zoals weergegeven in Fig. 9d en 10d. In latere fase van ontladingsproces, is de materiaal vervormingsenergie basis vrijgegeven, en de evolutie van suboppervlaktedefecten wordt gedomineerd door de adsorptie van de indenter. Daarom worden de suboppervlaktedefecten snel geannuleerd, en de schaal van suboppervlaktedefecten daalt snel. En een typische Hirth dislocatie wordt gevormd in de richting van de indenter omhoog, wat weergegeven wordt in Fig. 9e, f en 10e, f. Uiteindelijk neemt de schaal van suboppervlaktedefecten aanzienlijk af, en enkele typische suboppervlaktedefecten, zoals SFT en atoomaire clusters, verdwijnen geleidelijk. Uit de bovenstaande analyse kan worden gezien dat secundaire verwerking (nano-indentatie) de typische interne defecten gevormd in nano-snijden kan herstellen, en de suboppervlakteschade wordt erger in het secundaire verwerkingsgebied. Deze kenmerken van suboppervlaktedefecten zullen de mechanische eigenschappen van materialen beïnvloeden. Daarom is het noodzakelijk om het effect van suboppervlaktedefecten op de mechanische eigenschappen van materiaal te bestuderen.

Mechanische eigenschappen van materialen kunnen worden berekend door belasting-verplaatsingskromme, zoals hardheid, elastische modulus, en vloeispanning. In deze studie werden hardheid en Young's modulus van einkristal koper onderzocht. De variatie van de belasting op de indenter werd gemonitord tijdens het nano-indentatieproces, en de belasting-verplaatsingskromme van het nano-indentatieproces werd getekend, zoals weergegeven in Fig. 11. De maximale indentatiediepte van de rode en zwarte kurven respectievelijk is 2 nm en 3 nm, waarin zowel lading- als ontladingsprocessen zijn opgenomen. De opwaartse richting van belasting wordt gedefinieerd als positieve richting, dus de belasting-verplaatsingskrommen zijn allemaal boven de nullijn in het proces van laden, terwijl de belasting op de indenter verandert van positief naar negatief tijdens ontladen. De elastische herstel van vervormde matrixmateriaal oefent een opwaartse kracht op de indenter uit. Daarom, om de indenter in uniforme snelheid te laten stijgen, is een neerwaartse kracht (positief) vereist. Met de geleidelijke herstel van vervorming, daalt de kracht geleidelijk tot het verdwijnt. Dan wordt de kracht toegepast op de indenter negatief, en de absolute waarde van de kracht neemt eerst toe en dan af. Uit de grafiek kan worden gezien dat het monster in de fase van elastische vervorming is tijdens ladingsproces, en de belasting neemt evenredig toe met de verplaatsing. Wanneer de verplaatsing van de indenter 1 nm is, fluctueert de belasting op de indenter dramatisch, zoals aangegeven door de pijl aan de linkerkant van Fig. 11. Dit is omdat de indenter naar beneden gedrukt wordt naar de SFT1 weergegeven in Fig. 7, wat resulteert in de grotere belemmering voor de indenter. Wanneer de indenter verplaatsing in het bereik van 2 tot 3 nm is, neemt de fluctuatiesamplitude van de belasting toe. Dit is omdat de indenter naar beneden gedrukt wordt naar de SSD-laag, en de belemmering van de indenter aan het suboppervlaktedefect in het monster is meer significant, dus de fluctuatiesamplitude van de belasting neemt significant toe.

Volgens de Oliver-Pharr methode [31], kan nano-indentatie hardheid gedefinieerd worden als indentatiebelasting gedeeld door het contactoppervlak tussen indenter en monster, wat berekend wordt door Verg. 7.

H = F_max/A_c (7)

Waarbij, F_max is de piekwaarde van de belasting. A_c is het geprojecteerde contactoppervlak voor indenter en monster, wat verkregen kan worden door

A_c = πr² (8)

waarbij r de contactstraal voor indenter is. Omdat de indenter halfbolvormig is, is r ongeveer gelijk aan indentatiediepte.

De elastische vervorming van einkristal koper materiaal wordt veroorzaakt door de belasting uitgeoefend door indenter. Gebaseerd op de vorige belasting-verplaatsingskromme, kan Young's modulus (E) van einkristal koper worden berekend door Verg. 9.

E = σ/ε = (F/S)/(ΔL/L) = (F/πr²)/(ΔL/L) (9)

waarbij F de toegepaste belasting is, S het contactoppervlak, r de projectiestraal van indenter, ΔL de materiaalvervorming langs ladingsrichting, wat gelijk is aan indentatiediepte, en L de totale lengte van materiaal langs ladingsrichting. In deze studie is L gelijk aan 30 nm.

Volgens de Oliver-Pharr methode en belasting-verplaatsingsgegevens, kunnen nano-indentatie hardheid en Young's elastische modulus van einkristal koper materialen met suboppervlaktedefecten worden berekend op basis van Verg. 7, 8, 9. Tabel 3 toont de toegepaste belasting werkend op de monsters door indenter met verschillende indentatiedieptes.

De nano-indentatie hardheid van einkristal koper kan worden berekend door Verg. 7 en 8 in combinatie met de gegevens in Tabel 3. Wanneer de maximale diepte 2 nm is, F_max = 190,67 nN en uit Fig. 11 r = 2,75 nm. De berekende waarde van nano-indentatie hardheid H2 is 8,029 GPa. Wanneer de maximale diepte 3 nm is, F_max = 244,66 nN en r = 3 nm. De berekende waarde van nano-indentatie hardheid H3 is 8,675 GPa, wat lichtjes groter is dan verkregen bij indentatiediepte van 2 nm. Dit is omdat de indenter naar beneden gedrukt wordt naar het suboppervlaktedefectengebied bij indentatiediepte van 3 nm, en de vervormingsweerstand van de suboppervlaktedefecten toeneemt. Daarom neemt de hardheid van de einkristal koper toe. Uit het resultaat kan worden geconcludeerd dat de suboppervlaktedefecten het bewerkte oppervlak veel harder maken, wat werkverhardingsfenomeen is.

De Young's modulus E van einkristal koper kan worden berekend door Verg. 9 in combinatie met de gegevens in Tabel 3. De berekeningsresultaten worden weergegeven in Tabel 4. Het kan worden opgemerkt dat de Young's modulus duidelijk hoger wordt wanneer de indentatiediepte kleiner is dan 1,5 nm. In de initiële fase van nano-indentatie, raakt de indenter niet de defecten residuele gebied in suboppervlak. Echter, het werkverhardingseffect maakt het monsternateriaal niet gemakkelijk elastische vervorming ondergaan; daarom is de Young's modulus van einkristal koper groter in de initiële fase van indentatie. De waarde van Young's modulus is 119,4 GPa wanneer indentatiediepte 2 nm is, wat bijna hetzelfde is met Zhang's onderzoek (120,4 GPa) [14]. Met de toename van indentatiediepte, daalt de Young's elastische modulus van einkristal koper monsters geleidelijk, en het vermogen van materialen om elastische vervorming te weerstaan wordt verzwakt. Dit is omdat de permanente elastische vervorming afgeleid wordt van de dislocatiebeweging en zijn interactie met suboppervlaktedefecten. Het is onthuld dat de nano-snij-geïnduceerde suboppervlaktedefecten de fysieke en mechanische eigenschappen van einkristal koper materialen zullen beïnvloeden, wat ook van toepassing is op andere FCC materialen. Het bestaan van suboppervlaktedefecten zal de hardheid van bewerkt oppervlak verbeteren en het vermogen van materiaal om elastische vervorming te weerstaan verzwakken, waarin de wederzijdse evolutie tussen dislocaties en suboppervlaktedefecten een belangrijke rol speelt. Daarom is het zeer belangrijk om de dikte van suboppervlakte vervormingslaag te voorspellen en de oppervlakte-eigenschappen te bestuderen voor nano-fabricage.

Conclusies

De suboppervlaktedefecten stabiel bestaand in werkstuk na nano-snijden kunnen de mechanische eigenschappen beïnvloeden, wat kritiek is voor de dienstprestaties en levensduur van nano-structuren. De eerdere studies zijn hoofdzakelijk gebaseerd op perfecte kristalmaterialen of kunstmatig geconstrueerde hypothese defecten, wat ver van de daadwerkelijke suboppervlaktedefecten is. In dit artikel wordt moleculaire dynamica simulatie van nano-snijden uitgevoerd om het monster model met suboppervlaktedefecten te construeren. Gebaseerd op het gebouwde MD-model, wordt nano-indentatie simulatie uitgevoerd om de invloed van bewerkingsgeïnduceerde suboppervlaktedefecten op de fysieke en mechanische eigenschappen van einkristal koper materialen te bestuderen. Het interactiemechanisme tussen dislocatie en complexe defecten tijdens nano-indentatie wordt bestudeerd. De nano-indentatie hardheid en Young's elastische modulus van einkristal koper materialen worden berekend. Gebaseerd op de bovenstaande analyse, kunnen enkele interessante conclusies worden getrokken als volgt.

1. De dislocatie-nucleatie en uitbreiding in werkstuk suboppervlak worden gedreven door de extrusie- en afschuifwerking van snijgereedschap tijdens het nano-snijproces, wat resulteert in de fluctuaties van snijkracht. Na nano-snijden, zijn er stabiele defectstructuurresten in het suboppervlak van werkstuk, zoals vacature defecten, stapelfouten, atoomaire clusters, SFT, en trapstaf dislocaties, welke samen de suboppervlakte defectlaag van werkstuk vormen.
2. Het bestaan van suboppervlaktedefecten beïnvloedt de nucleatie en uitbreiding van dislocaties tijdens nano-indentatieproces. Enkele stabiele defecten direct onder de indenter, zoals V-vormige dislocatie en SFT1, worden geannuleerd na indentatie. En SFT2 ver van de indentatieregio wordt getransformeerd in een kleinere. Secundaire verwerking van nano-indentatie kan typische interne defecten van het werkstuk herstellen, maar de suboppervlaktedefecten in het secundaire verwerkingsgebied zijn verergerd.
3. De nano-indentatie hardheid van monsters neemt toe met de introductie van suboppervlaktedefecten, wat resulteert in de vorming van werkverhardingseffect. De Young's modulus van einkristal koper is groter in de initiële fase van indentatie en daalt geleidelijk met de toename van indentatiediepte. Het bestaan van suboppervlaktedefecten kan het vermogen van materiaal om elastische vervorming te weerstaan verzwakken, waarin de wederzijdse evolutie tussen dislocaties en suboppervlaktedefecten een belangrijke rol speelt.

Beschikbaarheid van gegevens en materialen

De conclusies gemaakt in dit manuscript zijn gebaseerd op de gegevens welke allemaal gepresenteerd en getoond worden in dit artikel.

Afkortingen

MD:

Moleculaire dynamica

SSD:

Suboppervlaktedefecten

SFT:

Stapelfout tetraëder

PBC:

Periodieke grensvoorwaarde

LAMMPS:

Large-scale atomic/molecular massively parallel simulator

EAM:

Embedded-atom method

CSP:

Centro-symmetrie parameter

FCC:

Gezichts-gemiddelde kubieke

CNA:

Common neighbor analysis

HCP:

Dicht-gepakte hexagonale

BCC:

Lichaam-gemiddelde kubieke

ICO:

Icosahédrale

DXA:

Dislocatie extractie algoritme