Bewertung bearbeitungsinduzierter Unterflächenfehler: Einfluss auf Versetzungsdynamik und mechanische Leistung durch Nanoindentation

Zusammenfassung

Unterflächenfehler haben einen signifikanten Einfluss auf die Präzision und Leistung von Nanostrukturen. In dieser Arbeit wird eine Molekulardynamik-Simulation der Nanoindentation durchgeführt, um den Einfluss bearbeitungsinduzierter Unterflächenfehler auf die Versetzungsentwicklung und mechanischen Eigenschaften von Materialien zu untersuchen, wobei das Probenmodell mit Unterflächenfehlern durch Nanobearbeitung realitätsnah konstruiert wird. Der Bildungsmechanismus von Unterflächenfehlern und der Interaktionsmechanismus zwischen maschineninduzierten Fehlern und Versetzungsentwicklung werden diskutiert. Härte und Elastizitätsmodul von Einkristallkupfer-Proben werden berechnet. Die Simulationsergebnisse zeigen, dass stabile Defektstrukturreste in der Unterfläche des Werkstücks existieren, wie Atomcluster, Stapelverfehlertetraeder und Stufenstabversetzungen. Die sekundäre Bearbeitung durch Nanoindentation kann innere Defekte des Werkstücks heilen, aber der Unterflächenschaden im sekundären Bearbeitungsbereich wird verschärft. Die Nanoindentation-Härte der Proben nimmt mit der Einführung von Unterflächenfehlern zu, was zur Ausbildung eines Werkverfestigungseffekts führt. Die Existenz von Unterflächenfehlern schwächt die Fähigkeit des Materials, elastischer Verformung zu widerstehen, wobei die gegenseitige Entwicklung zwischen Versetzungen und Unterflächenfehlern eine wichtige Rolle spielt.

Hintergrund

Ultrapräzise Fertigung im Nanometerskalenbereich gilt weithin als effektive Methode, um Nanokomponenten mit submikrometerlicher Maßgenauigkeit und nanoskaliger Oberflächenqualität zu erhalten [1]. Nach der Fertigung verbleiben einige stabile Unterflächenfehler im Werkstück [2,3,4,5]. Diese Unterflächenfehler beeinträchtigen nicht nur die Bearbeitungsgenauigkeit und Oberflächenqualität, sondern auch kritisch die mechanischen Eigenschaften und Lebensdauer von Nanokomponenten. Viele Studien zu Unterflächenfehlern wurden mit der Molekulardynamik-Methode (MD) durchgeführt, hauptsächlich fokussiert auf Bildung und Entwicklung von Unterflächenfehlern [6, 7], die Dicke der Unterflächenschadensschicht (SSD) [8, 9] und den Einfluss von Unterflächenfehlern auf die Oberflächenintegrität [10, 11]. Der Einfluss von Unterflächenfehlern auf die mechanischen Eigenschaften von Werkstückmaterialien ist jedoch weniger untersucht. Die mechanischen Eigenschaften von Nanostrukturen sind kritisch für ihre Leistungsfähigkeit und Lebensdauer. Daher ist der Einfluss von Unterflächenfehlern auf die mechanischen Eigenschaften von Materialien zu einem Schlüsselforschungsgebiet geworden.

Viele Forschungen wurden durchgeführt, um die SSD-Schicht durch MD-Simulation des Nanobearbeitungsprozesses zu untersuchen. Narayanan [12] untersuchte die Bildung von Stapelverfehlertetraedern (SFT) in Einkristallgold und führte den deformationsinduzierten Mechanismus von SFT ein. Inamura [13] erforschte die Spanbildung und Materialgleitverformung während des Nanobearbeitungsprozesses und wies darauf hin, dass die Spanbildung hauptsächlich durch Schergleitverformung induziert wird. Pei [14] untersuchte den Einfluss von Schnittparametern auf Versetzungsentwicklung und Schnittkräfte während des Nanobearbeitungsprozesses und fand, dass der Größeneffekt nicht signifikant ist, wenn das Werkstück größer als 40 nm ist. Dai [15] und Liu [16] nutzten jeweils MD-Simulation und experimentelle Methoden, um den Einfluss der Diamantwerkzeugstruktur und des Größeneffekts auf die Entwicklung von Werkstück-Unterflächenfehlern zu untersuchen. Vorherige Studien zeigen, dass nach dem Nanobearbeitungsprozess stabile Unterflächenfehler im Werkstück verbleiben. Schnittparameter und Werkzeuggeometrieparameter haben großen Einfluss auf die Dicke und Entwicklung der Unterflächenschadensschicht und sogar auf die Bearbeitungsgenauigkeit. Die mechanischen Eigenschaften von Werkstückmaterialien können jedoch nicht durch Analyse der relevanten Daten aus dem Nanobearbeitungsprozess berechnet werden.

Nanoindentation ist eine effektive Technik zur Charakterisierung mechanischer Eigenschaften wie Härte und Elastizitätsmodul [17]. Viele Studien zur Nanoindentation wurden durchgeführt, um die Leistung mechanischer Eigenschaften durch experimentelle und theoretische Modelle zu bewerten. Zimmerman [18] analysierte die Versetzungsemission im Nanoindentationprozess mittels Schubvektor. Ruestes [19] untersuchte die Nanoindentation von Einkristall-Fe durch MD-Simulation und fand, dass Versetzungsgenerierung in der Unterfläche notwendig ist, um Material aus der Indentationszone zu entfernen. Huang [20] führte MD-Simulationen der Nanoindentation auf Einkristall-Diamantmatrix durch und fand, dass die Verformung von Diamantmaterial unter Indentation von der Nukleation und Ausbreitung von 〈110〉{111} Versetzungsloops dominiert wurde. Sharma [21] konstruierte ein Hartteilchenmodell künstlich in einer Kupfermatrix und analysierte den Einfluss von Hartteilchen auf die Entwicklung von Unterflächenfehlern im Bearbeitungsprozess. Peng [22] untersuchte die Verstärkungsmechanismen von Graphenbeschichtungen auf Cu-Substrat durch Nanoindentation, resultierend aus dem Spannungshomogenisierungseffekt an der Grenzfläche. Aus der obigen Analyse ist ersichtlich, dass frühere Studien zum Einfluss von Unterflächenfehlern hauptsächlich auf perfekten Kristallmaterialien oder künstlich konstruierten hypothetischen Defekten basieren, was weit von den tatsächlichen Unterflächenfehlern entfernt ist. Daher ist die Konstruktion eines Werkstückmodells mit realistischen Unterflächenfehlern essenziell, um den Einfluss von Unterflächenfehlern auf die mechanischen Eigenschaften des Werkstücks zu analysieren.

In dieser Arbeit wurde die Nanobearbeitungsmethode verwendet, um das Werkstückmodell mit Unterflächenfehlern zu erhalten, die praktischen Charakteristika entsprechen. Auf dieser Basis wurde eine Nanoindentationssimulation durchgeführt, um den Einfluss von Unterflächenfehlern auf die mechanischen Eigenschaften von Einkristallkupfer zu untersuchen. Zunächst wird der Bildungs- und Entwicklungsmechanismus von Unterflächenfehlern während des Nanobearbeitungsprozesses diskutiert, und die typischen Defektstrukturen der Werkstückunterfläche nach dem Nanobearbeiten werden analysiert. Zweitens wird der Interaktionsmechanismus zwischen bearbeitungsinduzierten Unterflächenfehlern und Versetzungsnukleation während der Indentation analysiert. Drittens werden basierend auf den Last-Verschiebungs-Daten der Nanoindentation Härte und Elastizitätsmodul von Einkristallkupfer-Proben berechnet. Schließlich werden einige neue Schlussfolgerungen zusammengefasst.

Methoden

Simulationsmodell

Um den Einfluss von Unterflächenfehlern auf die mechanischen Eigenschaften von Materialien in der Nanobearbeitung zu untersuchen, sollte das Probenmodell mit Unterflächenfehlern konstruiert werden. In dieser Forschung wird dies durch MD-Simulation des Nanobearbeitungsprozesses realisiert. Zunächst wird das MD-Simulationsmodell erstellt und die Nanobearbeitungssimulation durchgeführt. Dann werden das Probenstück und das Schneidwerkzeug während der MD-Simulation für ausreichend Zeit relaxiert. Schließlich verbleiben stabile Defekte in der Unterfläche des Werkstücks. Das schematische Diagramm der dreidimensionalen MD-Simulationsmodelle ist in Abb. 1 dargestellt, wobei das Nanobearbeitungsmodell in Abb. 1a und das Nanoindentationsmodell mit Unterflächenfehlern in Abb. 1b gezeigt ist. In Abb. 1 bestehen Werkstück und Probe aus Einkristallkupfer, Werkzeug und Indenter aus Diamantmaterial. Ein bogenförmiges Diamantwerkzeug wird im Nanobearbeitungsprozess verwendet, der Werkzeugradius beträgt 3 nm. Der Indenter ist im Nanoindentationsprozess halbkugelförmig, der Durchmesser beträgt 6 nm. Werkstück und Probe werden in drei Bereiche unterteilt: Newtonsche Schicht, Temperaturschicht und Randschicht. Um den Größeneffekt und Randeffekt zu reduzieren, wird die periodische Randbedingung (PBC) in [010]-Richtung des Simulationssystems angewendet. Um die initiale Wechselwirkung zwischen Werkzeug und Werkstück zu vermeiden, wird das Schneidwerkzeug 3 nm rechts oben vom Werkstück und der Indenter 6 nm über dem Probenstück positioniert. Die detaillierten Simulationsparameter sind in Tabelle 1 aufgeführt.

Interatomare Potenzialfunktionen

In dieser Forschung wurden dreidimensionale MD-Simulationen mit dem Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) durchgeführt. Die Parallelberechnung wurde mit Hilfe der Message Passing Interface Bibliothek realisiert. Das Morse-Potenzial, die Embedded-Atom-Methode (EAM) und das Tersoff-Potenzial werden in der Simulation verwendet, die aus dem LAMMPS-Softwarepaket aufgerufen werden. Die Wechselwirkung zwischen Cu-Atomen im Werkstück und C-Atomen im Werkzeug wird durch das Morse-Potenzial berechnet, wie in Gleichung 1 gezeigt [23].

$$ u(r_{ij}) = D \left[ \exp\left(-2\alpha (r_{ij} - r_0)\right) - 2\exp\left(-\alpha (r_{ij} - r_0)\right) \right] $$ (1)

wobei r₀, α und D jeweils Atomabstand, Elastizitätsmodul und Bindungsenergie sind. Die Werte sind in Tabelle 2 angegeben.

Die interatomare Funktion zwischen Cu-Atomen im Werkstück wird durch das EAM-Potenzial beschrieben, wie in Gleichungen 2, 3 gezeigt [24, 25].

$$ E = \sum_i^N \left[ F(\rho_i) + \sum_{j>i}^N u(r_{ij}) \right] $$ (2)
$$ \rho_i = \sum_j f(r_{ij}) $$ (3)

Die Wechselwirkung zwischen Kohlenstoffatomen im Diamantwerkzeug wird durch das Tersoff-Potenzial berechnet, wie in Gleichungen 4, 5 gezeigt [26].

$$ E = \frac{1}{2} \sum_{i \ne j} V_{ij} $$ (4)
$$ V_{ij} = f_c(r_{ij}) \left[ V_R'(r_{ij}) + b_{ij} V_A(r_{ij}) \right] $$ (5)

wobei f_c(r_ij) die Abbruchfunktion zwischen Atomen, V_A(r_ij) das duale Potenzial des Anziehungsterms, V_R(r_ij) das duale Potenzial des Abstoßungsterms und r_ij der Atomabstand zwischen Atom i und Atom j ist.

Defektanalysemethoden

Bei der Nanobearbeitung von Einkristallkupfer werden Verformung und Versetzungen in der Unterfläche des Werkstücks nukleiert. In dieser Arbeit wird der Zentrosymmetrieparameter (CSP) eingeführt, um die Versetzungsnukleation und Defektentwicklung des Werkstücks zu analysieren. Für flächenzentriert kubische (FCC) Materialien kann der CSP-Wert durch Gleichung 6 berechnet werden [27].

$$ CSP = \sum_{i=1}^6 |R_i + R_{i+6}|^2 $$ (6)

wobei R_i die gleich langen Nachbaratome und R_{i+6} die entgegengesetzt gerichteten Nachbaratome sind. Die CSP-Werte von FCC-Kristall, Teilversetzung, Stapelverfehlung und Oberflächenatomen betragen 0, 2,1, 8,3 und 24,9 [27].

Die CSP-Methode kann atomare Versätze identifizieren, aber den lokalen atomaren Kristallstrukturzustand des Werkstücks nicht erkennen. Daher wird die Common Neighbor Analysis (CNA) eingeführt, um lokale Kristallstrukturdefekte zu identifizieren. Im ursprünglichen CNA-Verfahren, vorgeschlagen von Honeycutt und Andersen [28], werden die verschiedenen Strukturen durch Diagramme dargestellt. Derzeit gibt es fünf CNA-Muster in OVITO [29], wobei die lokalen Kristallstrukturen als flächenzentriert kubisch (FCC), dichteste Hexagonalpackung (HCP), raumzentriert kubisch (BCC), ikosaedrisch (ICO) und unbekannt identifiziert werden. In dieser Arbeit wird auch der Dislocation Extraction Algorithm (DXA) [30] eingeführt, um die Entwicklung von Versetzungsdefekten zu analysieren. Mit DXA werden die verschiedenen Kristallstrukturen im Werkstück mit unterschiedlichen Farben markiert und die Versetzungsdefekte durch farbige Linien dargestellt.

Ergebnisse und Diskussion

Unterflächenfehlerentwicklung im Nanobearbeitungsprozess

Im Nanobearbeitungsprozess wird unter der Extrusions- und Scherwirkung des Schneidwerkzeugs auf das Werkstück das Werkstückoberflächenmaterial mit der Dicke der Schnitttiefe entfernt, und eine neue bearbeitete Oberfläche mit bestimmter Maßgenauigkeit und Oberflächenqualität wird gebildet. Die komplexe elastisch-plastische Verformung einschließlich Spannungsverformung und thermischer Verformung tritt in Oberfläche und Unterfläche des Werkstücks auf, begleitet von Energieumwandlung und Spannungskonzentration. Daher wird die Unterflächenschadensschicht gebildet und der Span entfernt. Abb. 2 zeigt die Momentanansichten der Unterflächenfehlerentwicklung und der Materialentfernung während des Nanobearbeitungsprozesses von Einkristallkupfer. In Abb. 2 sind die Atome nach CSP-Wert und CNA-Analyseergebnissen gefärbt. In Abb. 2a und c stellen gelbe, grüne, rote und blaue Atome Oberflächenatome, Oberflächenfehleratome, Unterflächenfehleratome und FCC-Atome dar. Aus Abb. 2 ist ersichtlich, dass während des Nanobearbeitungsprozesses zahlreiche typische Defektstrukturen in der Unterfläche des Werkstücks gebildet werden, wie Punktfehler, Vakanzen, Stapelverfehlungen, Clusterdefekte, prismatische Versetzungen und Schraubenversetzungsloops.

Aufgrund der Quetsch- und Scherwirkung des Schneidwerkzeugs wird Schergleitverformung für die Atome vor der Spanfläche erzeugt, und die primäre Schergleitzone wird im Werkstück während des Nanobearbeitungsprozesses gebildet, wie in Abb. 2b dargestellt. Ein Teil dieser Atome gleitet entlang der Spanfläche nach oben und der Span wird gebildet, wie in Abb. 2a gezeigt. Ein anderer Teil bewegt sich nach unten und die bearbeitete Oberfläche wird unter dem Quetschen und der Reibung der Werkzeugflanke gebildet, wie in Abb. 2b. Andere bewegen sich nach innen und bilden Unterflächenfehler wie Stapelverfehlungen, Clusterdefekte und prismatische Versetzungen, wie in Abb. 2a und b gezeigt.

Wegen der Reibung und Extrusion der Werkzeugflanke tritt Energieakkumulation für Atome nahe der Flanke auf, und die Atome werden zu Hochenergieatomen. Wenn die Atomenergie ein bestimmtes Niveau übersteigt, wird die von energiereichen Atomen getragene Energie freigesetzt und die Versetzung unter dem Antrieb energiereicher Atome gebildet. Daher entstehen zahlreiche Versetzungen im Flankenreibungsbereich, wie in Abb. 2d gezeigt. Mit der Bildung der bearbeiteten Oberfläche nukleieren, dehnen sich Versetzungen aus und annihilieren sich in der Unterfläche. Schließlich bleiben Defektstrukturen wie Stapelverfehlungen, SFT und Vakanzen in der Unterfläche zurück, wie in Abb. 2d angegeben. Die Stapelverfehlungen werden in der Schergleitzone unter dem Schneidwerkzeug nukleiert, dehnen sich dann in das Werkstück aus und annihilieren sich schließlich an der freien Oberfläche des Werkstücks. Schließlich wird die Versetzungslinie an der Werkstückoberfläche gebildet. Die Versetzungslinie erstreckt sich entlang der [1̅01̅], [1̅01] und [101] Richtungen. Der Schraubenversetzungsloop, der sich am Rand der Schergleitzone befindet, besteht aus mehreren Stapelverfehlungen und einer Reihe von Schraubenversetzungen. Die Schraubenversetzung wird unter dem Antrieb des Druckspannungszustands der Schergleitzone gebildet [11].

Im Nanobearbeitungsprozess werden Versetzungen unter der Wirkung des Schneidwerkzeugs nukleiert und dehnen sich aus. Begleitet von der Aggregation und Freisetzung von Energie schwankt die Schnittkraft mit zunehmendem Schnittweg, was in Abb. 3 in drei Dimensionen gezeigt wird. In Abb. 3 stellen die schwarzen, roten und blauen Kurven jeweils die Vorschubkraft (Fx), die Rückkraft (Fy) und die Tangentialkraft (Fz) dar. Aus Abb. 3 ist ersichtlich, dass der Bearbeitungsprozess in zwei Phasen unterteilt wird: Anfangsschneidphase und stabile Schneidphase. Während der Anfangsschneidphase nehmen Vorschubkraft und Rückkraft geradlinig rapide zu. Der Maximalwert der Vorschubkraft erreicht über 1100 nN, die Rückkraft nur ca. 600 nN. Wenn die Werkzeugspitze vollständig in das Werkstück eindringt, wird die bearbeitete Oberfläche gebildet, wie im ersten kleinen Diagramm „Bearbeitete Oberfläche“ in Abb. 3 gekennzeichnet. Dann geht der Nanobearbeitungsprozess in die stabile Schneidphase über. In der stabilen Phase schwanken alle drei Kräfte um ihre Gleichgewichtspositionen. Die durchschnittliche Vorschubkraft liegt bei ca. 1000 nN, die durchschnittliche Rückkraft nur bei ca. 500 nN. Aus Abb. 3 ist ersichtlich, dass die Vorschubkraft bei einem Schnittweg von 20 nm rapide abnimmt. Dies liegt daran, dass die Energieakkumulation ein bestimmtes Niveau erreicht, nämlich die kritische Gitterdehnungsenergie, wie im zweiten kleinen Diagramm in Abb. 3 gezeigt. Gleichzeitig wirkt ein großer Widerstand auf das Schneidwerkzeug, was die Schnittkraft auf einen Spitzenwert bringt. Dann wird die Energie freigesetzt, was zur Versetzungsemission führt, und die Schnittkraft nimmt ab, wie im dritten kleinen Diagramm in Abb. 3 gezeigt. Daher schwankt die Schnittkraft während der stabilen Schneidphase. Die Nukleation, Ausdehnung und Annihilation von Versetzungen führte zur Schwankung der Schnittkraft und resultiert schließlich in den im Werkstück verbleibenden Unterflächenfehlern.

Um die Entwicklung und Emotion von Versetzungsdefekten in der Unterfläche des Werkstücks während des Nanobearbeitungsprozesses detailliert zu untersuchen, werden die Versetzungsverteilung und ihre Variation mit dem Schnittweg mittels CNA-Methode minutieren analysiert. Die Unterflächenfehlerentwicklung des Werkstücks in einem bestimmten Bereich ist in Abb. 4 dargestellt, wobei die Schnittwege von Abb. 4a, b, c, d, e, f jeweils 8 nm, 10 nm, 12 nm, 20 nm, 24 nm und 32 nm betragen. Aus Abb. 4a ist ersichtlich, dass während der vorläufigen Phase des Bearbeitungsprozesses viele Versetzungsdefekte in der Schergleitzone unter der Extrusions-Scherwirkung des Schneidwerkzeugs nukleiert werden. Besonders wird eine V-förmige Versetzung und ein Fehler unter dem Antrieb von Atomspannung und -energie in der Schergleitzone gebildet, wie in Abb. 4b gezeigt. Im nachfolgenden Bearbeitungsprozess bewegt sich die Schergleitzone mit dem weiterbewegenden Schneidwerkzeug vorwärts. Aufgrund der abnehmenden Verformungsenergie wird der Fehler allmählich annihiliert. Während das Schneidwerkzeug weiter vorwärts bewegt, nähert sich die Flankenreibungszone dem Fehler. Und die raue bearbeitete Oberfläche wird unter Extrusion und Reibung der Flanke gebildet. Dann wird der Fehler weiter annihiliert und allmählich von der Werkstückoberfläche gelöst, wie in Abb. 4d gezeigt. Schließlich wird der Fehler in einen Clusterdefekt transformiert, der stabil in der Unterfläche des Werkstücks existiert. Ebenso entwickelt sich die gebildete V-förmige Versetzung allmählich zu einem SFT unter der Interaktion von zwei Stapelverfehlungen und einer Versetzungsverriegelung. Diese stabilen Defekte bilden gemeinsam die unterflächenverformte Schicht, wie in Abb. 4e und 4f gezeigt.

Wie bekannt, treten Restspannungsfreisetzung und interne Defektheilung am Werkstück nach Alterungsbehandlung auf. In der tatsächlichen Nanofertigung verschwinden einige der während der Bearbeitung gebildeten Unterflächenfehler nach dem Bearbeitungsprozess. Um den Zustand des Werkstücks nach Alterungsbehandlung zu simulieren, wird eine lange MD-Relaxation am Schneidsystem durchgeführt. Das Verteilungsdiagramm der Restdefekte in der Unterfläche des Werkstücks nach langer MD-Relaxation ist in Abb. 5 dargestellt, wobei die Atome nach den Analyseergebnissen der CSP- und CNA-Methoden gefärbt sind. Aus Abb. 5 ist ersichtlich, dass die primären Versetzungen nach der Relaxation annihiliert werden. Vakanzen, Stapelverfehlungen, Atomcluster, prismatische Versetzungen, Schraubenversetzungen, SFT und Stufenstabversetzungen existieren in der Unterfläche des Werkstücks, wie in Abb. 5 gezeigt. Laut der obigen Analyse werden diese Defekte, die unter der Induktion komplexer innerer Spannungen und der Interaktion von Versetzungsdefekten gebildet werden, die Maßgenauigkeit und Oberflächenqualität des Werkstücks nach der Nanobearbeitung beeinflussen.

Nanoindentationstest an Kupferprobe mit bearbeitungsinduzierten Unterflächenfehlern

Die bearbeitungsinduzierten Unterflächenrestdefekte bestimmen die mechanischen Eigenschaften der Oberfläche, insbesondere Härte und Elastizitätsmodul. Daher erscheint die Untersuchung der Nukleation und Interaktion von Versetzungen während der Nanoindentation dringend notwendig. Um den Einfluss der bearbeitungsinduzierten Unterflächenfehler auf die mechanischen Eigenschaften von Einkristallkupfer zu untersuchen, wurde der Nanoindentationsprozess an der Probe nach dem Nanobearbeiten mit denselben Parametern wie die Nanobearbeitungssimulation durchgeführt. Das Simulationsergebnis ist in Abb. 6, 7, 8, 9 und 10 dargestellt. Die momentane atomare Abbildung der Unterflächenfehlerverteilung im Initialzustand der Nanoindentation ist in Abb. 6 gezeigt. Aus der Abbildung ist ersichtlich, dass sich unter dem Indenter mehrere SFTs, eine V-förmige Versetzung, einige prismatische Versetzungen und einige Clusterdefekte befinden. Diese Unterflächenfehler können die Versetzungsnukleation und -ausdehnung des Werkstücks während des Nanoindentationsprozesses beeinflussen. Und dann werden die mechanischen Eigenschaften des Werkstückmaterials verändert.

Das atomare Entwicklungsbild der Unterflächenversetzungen während des Nanoindentationsbelastungsprozesses ist in Abb. 7 dargestellt. Aus Abb. 7a ist ersichtlich, dass die initiale Versetzungsnukleation an der Probenoberfläche auftritt, wenn der Indenter die Probenoberfläche berührt. Mit dem Abwärtsdruck des Indenters dehnen sich die nukleierten Versetzungen allmählich aus. Gleichzeitig nukleieren und bewegen sich unter dem Einfluss der vom Indenter ausgeübten Spannung zahlreiche Versetzungen entlang des Gleitsystems, wie in Abb. 7b gezeigt. Unter der Interaktion zwischen neu gebildeten Versetzungen und ursprünglichen Unterflächenfehlern verschwinden einige einfache Defekte allmählich, und die V-förmigen Versetzungen entwickeln sich weiter und werden allmählich annihiliert. Der SFT unter dem Indenter nimmt allmählich ab, wie in Abb. 7c gezeigt. Während der Indentationsprozess fortschreitet, nimmt die Skala der neu nukleierten Versetzungsdefekte zu, und die V-förmige Versetzung und SFT1 unter dem Indenter verschwinden allmählich. Gleichzeitig entwickeln sich die während der Indentation gebildeten Versetzungsdefekte allmählich zu einem prismatischen Versetzungsloop, in dem Stapelverfehlungen allmählich verschwinden, wie in Abb. 7d gezeigt. Der neu gebildete prismatische Versetzungsloop dehnt sich weiter zum SFT2 unten rechts des Indenters aus. Aufgrund seiner stabilen Struktur bleibt der SFT2 während der Ausdehnung und Interferenz der Versetzungsdefekte unverformt, wie in Abb. 7e gezeigt. Während der Indenter weiter nach unten drückt, dehnt sich der prismatische Versetzungsloop weiter nach unten aus, und die Skala der Versetzungsdefekte im Unterflächenbereich nimmt allmählich zu. Die SFT2-Struktur existiert stabil in der Unterfläche des Probenstücks und ändert sich nicht während der Bewegung und Interferenz der Versetzungsdefekte, wie in Abb. 7f gezeigt.

Um die Entwicklung und Verteilung von Unterflächenfehlern während des Indentationsprozesses deutlicher darzustellen, wird die DXA-Methode zur Analyse des Probenstücks nach der Indentation verwendet. Das Bild der Unterflächenversetzungsverteilung zu jedem Zeitpunkt entsprechend Abb. 7 wird durch DXA-Analyse erhalten, wie in Abb. 8 gezeigt. Versetzungen werden basierend auf folgendem Schema gefärbt: tiefblau für perfekte Versetzungen, grün für Shockley-Versetzungen, rosa für Stufenstabversetzungen, gelb für Hirth-Versetzungen, hellblau für Frank-Versetzungen und rot für nicht identifizierte Versetzungen.

Aus Abb. 8 ist ersichtlich, dass die Werkstückunterfläche im Initialzustand der Indentation hauptsächlich aus Shockley-Versetzungen und Stufenstabversetzungen besteht. Der in der Unterfläche existierende SFT ist eine regelmäßige Tetraederstruktur, bestehend aus sechs Stufenstabversetzungen. Wenn der Indenter das Werkstück berät, ist die Versetzungsnukleation an der Werkstückoberfläche gelbe Hirth-Versetzungen, wie in Abb. 8a gezeigt. Während der Indenter nach unten drückt, werden zahlreiche Versetzungen nukleiert und bewegen sich entlang des Gleitsystems. Die gelben Hirth-Versetzungen wandeln sich allmählich in grüne Shockley-Versetzungen um, wie in Abb. 8b. Unter der Interaktion zwischen neu gebildeten Versetzungen und dem ursprünglichen SFT1 verschwinden einige einfache Versetzungen allmählich, wie in Abb. 8c. Die Skala der Unterflächenversetzungen nimmt mit dem Absenken des Indenters zu, und die neu gebildeten Versetzungen sind hauptsächlich grüne Shockley-Versetzungen. Die Interaktion zwischen Shockley-Versetzungen und SFT1 führt zur allmählichen Größenabnahme und zum endgültigen Verschwinden von SFT1, wie in Abb. 8d. Mit der Zunahme der Defektskala nehmen Anzahl und Typen der Versetzungen in der Unterfläche des Probenstücks zu. Es bilden sich rote unbekannte Versetzungstypen in der Unterfläche, und mehrere Shockley-Versetzungen bilden den prismatischen Versetzungsloop, wie in Abb. 8e. Unter der Interaktion der Shockley-Versetzung und der Stufenstabversetzung verschwinden der SFT2 und SFT3 weit vom Indentationsbereich aufgrund der schwächeren Extrusion des Indenters nicht endgültig, wie in Abb. 8f gezeigt.

Das Entwicklungsbild der Unterflächenversetzung während des Nanoindentationsentlastungsprozesses ist in Abb. 9 dargestellt. Abb. 10 zeigt das Verteilungsbild der Unterflächenversetzungen entsprechend Abb. 9. Aus beiden Graphen ist ersichtlich, dass die Skala der Unterflächenfehler zunächst zunimmt und dann während des Aufwärtsbewegens des Indenters allmählich abnimmt. Dies wird durch die umfassende Funktion zwischen kontinuierlicher Freisetzung der Materialverformungsenergie und der Adhäsionskraft verursacht, die der Indenter auf das Probenstück ausübt. In der initialen Phase des Entlastungsprozesses ist die Aufwärtsadsorptionskraft des Indenters auf das Probenstück nicht signifikant. Die Entwicklung der Unterflächenfehler wird hauptsächlich durch die Materialverformungsenergie angetrieben, was zu einer Zunahme der Skala der Unterflächenfehler führt. Und die Hauptversetzungstypen in dieser Phase sind die grünen Shockley-Versetzungen und die rosa Stufenstabversetzungen, wie in Abb. 9a, b und 10a, b gezeigt. Die Interaktion zwischen dem SFT2 und der nahegelegenen Shockley-Versetzung bewirkt, dass die rosa Stufenstabversetzung in den Bereich fern vom Indenter in eine grüne Shockley-Versetzung umgewandelt wird. Gleichzeitig wird der SFT2 in einen kleineren Defekt transformiert, den SFT3, wie in Abb. 9c und 10c gezeigt. Mit dem kontinuierlichen Anheben des Indenters nimmt die Bindungs- und Adsorptionswirkung, die der Indenter auf das Probenstück ausübt, allmählich zu. Begleitet von der Verformungsenergiefreisetzung nehmen Größe und Typen der Versetzungen in der Unterfläche zu. Und es werden mehr perfekte Versetzungen, Hirth-Versetzungen und unbekannte Versetzungen gebildet, wie in Abb. 9d und 10d gezeigt. In der späteren Phase des Entlastungsprozesses ist die Materialverformungsenergie im Wesentlichen freigesetzt, und die Entwicklung der Unterflächenfehler wird von der Adsorption des Indenters dominiert. Daher werden die Unterflächenfehler rapide annihiliert, und die Skala der Unterflächenfehler nimmt rapide ab. Und eine typische Hirth-Versetzung wird in Richtung des Indenter-Aufwärts gebildet, wie in Abb. 9e, f und 10e, f gezeigt. Schließlich nimmt die Skala der Unterflächenfehler erheblich ab, und einige typische Unterflächenfehler wie SFT und Atomcluster verschwinden allmählich. Aus der obigen Analyse ist ersichtlich, dass die sekundäre Bearbeitung (Nanoindentation) die typischen inneren Defekte, die im Nanobearbeitungsprozess gebildet wurden, heilen kann, und der Unterflächenschaden im sekundären Bearbeitungsbereich verschärft wird. Diese Charakteristika der Unterflächenfehler werden die mechanischen Eigenschaften der Materialien beeinflussen. Daher ist es notwendig, den Einfluss von Unterflächenfehlern auf die mechanischen Eigenschaften der Materialien zu untersuchen.

Mechanische Eigenschaften von Materialien können durch die Last-Verschiebungskurve berechnet werden, wie Härte, Elastizitätsmodul und Streckgrenze. In dieser Studie wurden Härte und Elastizitätsmodul von Einkristallkupfer untersucht. Die Laständerung auf dem Indenter wurde während des Nanoindentationsprozesses überwacht, und die Last-Verschiebungskurve des Nanoindentationsprozesses wurde gezeichnet, wie in Abb. 11 gezeigt. Die maximale Indentations Tiefe der roten und schwarzen Kurven beträgt jeweils 2 nm und 3 nm, wobei sowohl Be- als auch Entlastungsprozesse enthalten sind. Die Aufwärtsrichtung der Last ist als positive Richtung definiert, daher liegen die Last-Verschiebungskurven im Belastungsprozess alle über der Nulllinie, während die Last auf dem Indenter während der Entlastung von positiv zu negativ wechselt. Die elastische Rückstellung des verformten Matrixmaterials übt eine Aufwärtskraft auf den Indenter aus. Daher ist eine Abwärtskraft (positiv) erforderlich, um den Indenter mit gleichmäßiger Geschwindigkeit anzuheben. Mit der allmählichen Erholung der Verformung nimmt die Kraft allmählich ab, bis sie verschwindet. Dann wird die auf den Indenter wirkende Kraft negativ, und der Betrag der Kraft nimmt zunächst zu und dann ab. Aus dem Graphen ist ersichtlich, dass das Probenstück im Belastungsprozess im Stadium der elastischen Verformung ist, und die Last proportional zur Verschiebung zunimmt. Wenn die Verschiebung des Indenters 1 nm beträgt, schwankt die Last auf dem Indenter dramatisch, wie durch den Pfeil auf der linken Seite von Abb. 11 angezeigt. Dies liegt daran, dass der Indenter auf den SFT1 gedrückt wird, wie in Abb. 7 gezeigt, was zu einem größeren Hindernis für den Indenter führt. Wenn die Indenterverschiebung im Bereich von 2 bis 3 nm liegt, nimmt die Schwankungsamplitude der Last zu. Dies liegt daran, dass der Indenter in die SSD-Schicht gedrückt wird, und das Hindernis des Indenters für den Unterflächenfehler im Probenstück signifikanter wird, sodass die Schwankungsamplitude der Last signifikant zunimmt.

Nach der Oliver-Pharr-Methode [31] kann die Nanoindentationshärte als Indentationslast geteilt durch die Kontaktfläche zwischen Indenter und Probenstück definiert werden, berechnet durch Gleichung 7.

$$ H = F_{max} / A_c $$ (7)

Wobei F_max der Spitzenwert der Last ist. A_c ist die projizierte Kontaktfläche für Indenter und Probenstück, die durch

$$ A_c = \pi r^2 $$ (8)

erhalten werden kann, wobei r der Kontaktkradius für den Indenter ist. Da der Indenter halbkugelförmig ist, ist r approximativ gleich der Indentations Tiefe.

Die elastische Verformung des Einkristallkupfermaterials wird durch die vom Indenter ausgeübte Last verursacht. Basierend auf der vorherigen Last-Verschiebungskurve kann der Elastizitätsmodul (E) von Einkristallkupfer durch Gleichung 9 berechnet werden.

$$ E = \frac{\sigma}{\varepsilon} = \frac{F/S}{DL/L} = \frac{F/\pi r^2}{DL/L} $$ (9)

wobei F die angelegte Last, S die Kontaktfläche, r der Projektionsradius des Indenters, DL die Materialverformung entlang der Belastungsrichtung (gleich der Indentations Tiefe) und L die Gesamtlänge des Materials entlang der Belastungsrichtung ist. In dieser Studie beträgt L 30 nm.

Nach der Oliver-Pharr-Methode und den Last-Verschiebungsdaten können die Nanoindentationshärte und der Elastizitätsmodul von Einkristallkupfermaterialien mit Unterflächenfehlern basierend auf Gleichungen 7, 8, 9 berechnet werden. Tabelle 3 zeigt die auf die Probenstücke durch den Indenter bei verschiedenen Indentations Tiefen ausgeübte Last.

Die Nanoindentationshärte von Einkristallkupfer kann durch Gleichungen 7 und 8 in Kombination mit den Daten in Tabelle 3 berechnet werden. Bei einer Maximaltiefe von 2 nm beträgt F_max = 190,67 nN und aus Abb. 11 r = 2,75 nm. Der berechnete Wert der Nanoindentationshärte H2 beträgt 8,029 GPa. Bei einer Maximaltiefe von 3 nm beträgt F_max = 244,66 nN und r = 3 nm. Der berechnete Wert der Nanoindentationshärte H3 beträgt 8,675 GPa, was etwas größer ist als der bei 2 nm Indentations Tiefe erhaltene Wert. Dies liegt daran, dass der Indenter bei 3 nm Indentations Tiefe in den Unterflächenfehlerbereich gedrückt wird, und der Verformungswiderstand der Unterflächenfehler zunimmt. Daher steigt die Härte des Einkristallkupfers. Es kann aus dem Ergebnis geschlossen werden, dass die Unterflächenfehler die bearbeitete Oberfläche erheblich härter machen, was ein Werkverfestigungsphänomen ist.

Der Elastizitätsmodul E von Einkristallkupfer kann durch Gleichung 9 in Kombination mit den Daten in Tabelle 3 berechnet werden. Die Berechnungsergebnisse sind in Tabelle 4 dargestellt. Es ist festzustellen, dass der Elastizitätsmodul deutlich höher wird, wenn die Indentations Tiefe kleiner als 1,5 nm ist. In der initialen Phase der Nanoindentation kontaktiert der Indenter den Defektrestbereich in der Unterfläche nicht. Allerdings bewirkt der Werkverfestigungseffekt, dass das Probenstückmaterial nicht leicht elastisch verformt wird; daher ist der Elastizitätsmodul von Einkristallkupfer in der initialen Indentationsphase größer. Der Wert des Elastizitätsmoduls beträgt 119,4 GPa bei 2 nm Indentations Tiefe, was fast dem Wert von Zhangs Forschung (120,4 GPa) [14] entspricht. Mit zunehmender Indentations Tiefe nimmt der Elastizitätsmodul der Einkristallkupfer-Proben allmählich ab, und die Fähigkeit des Materials, elastischer Verformung zu widerstehen, wird geschwächt. Dies ist darauf zurückzuführen, dass die permanente elastische Verformung von der Versetzungsbewegung und ihrer Interaktion mit Unterflächenfehlern herrührt. Es wurde gezeigt, dass die durch Nanobearbeitung induzierten Unterflächenfehler die physikalischen und mechanischen Eigenschaften von Einkristallkupfermaterialien beeinflussen, was auch auf andere FCC-Materialien anwendbar ist. Die Existenz von Unterflächenfehlern erhöht die Härte der bearbeiteten Oberfläche und schwächt die Fähigkeit des Materials, elastischer Verformung zu widerstehen, wobei die gegenseitige Entwicklung zwischen Versetzungen und Unterflächenfehlern eine wichtige Rolle spielt. Daher ist es sehr wichtig, die Dicke der Unterflächenschadensschicht vorherzusagen und die Oberflächeneigenschaften für die Nanofertigung zu untersuchen.

Schlussfolgerungen

Die stabil in der Werkstückunterfläche nach Nanobearbeitung existierenden Unterflächenfehler können die mechanischen Eigenschaften beeinflussen, was kritisch für die Leistungsfähigkeit und Lebensdauer von Nanostrukturen ist. Frühere Studien basieren hauptsächlich auf perfekten Kristallmaterialien oder künstlich konstruierten hypothetischen Defekten, was weit von den tatsächlichen Unterflächenfehlern entfernt ist. In dieser Arbeit wird eine MD-Simulation des Nanobearbeitungsprozesses durchgeführt, um das Probenmodell mit Unterflächenfehlern zu konstruieren. Basierend auf dem erstellten MD-Modell wird eine Nanoindentationssimulation durchgeführt, um den Einfluss bearbeitungsinduzierter Unterflächenfehler auf die physikalischen und mechanischen Eigenschaften von Einkristallkupfermaterialien zu untersuchen. Der Interaktionsmechanismus zwischen Versetzungen und komplexen Defekten während der Nanoindentation wird untersucht. Die Nanoindentationshärte und der Elastizitätsmodul von Einkristallkupfermaterialien werden berechnet. Basierend auf der obigen Analyse können folgende interessante Schlussfolgerungen gezogen werden:

1. Die Versetzungsnukleation und -ausdehnung in der Werkstückunterfläche werden während des Nanobearbeitungsprozesses durch die Extrusions- und Scherwirkung des Schneidwerkzeugs angetrieben, was zur Schwankung der Schnittkraft führt. Nach dem Nanobearbeiten verbleiben stabile Defektstrukturreste in der Unterfläche des Werkstücks, wie Vakanzen, Stapelverfehlungen, Atomcluster, SFT und Stufenstabversetzungen, die gemeinsam die Unterflächenfehlerschicht des Werkstücks bilden.
2. Die Existenz von Unterflächenfehlern beeinflusst die Nukleation und Ausdehnung von Versetzungen während des Nanoindentationsprozesses. Einige stabile Defekte direkt unter dem Indenter, wie V-förmige Versetzung und SFT1, werden nach der Indentation annihiliert. Und SFT2 fern vom Indentationsbereich wird in einen kleineren transformiert. Die sekundäre Bearbeitung durch Nanoindentation kann typische innere Defekte des Werkstücks heilen, aber die Unterflächenfehler im sekundären Bearbeitungsbereich werden verschärft.
3. Die Nanoindentationshärte der Proben nimmt mit der Einführung von Unterflächenfehlern zu, was zur Ausbildung eines Werkverfestigungseffekts führt. Der Elastizitätsmodul von Einkristallkupfer ist in der initialen Indentationsphase größer und nimmt mit zunehmender Indentations Tiefe allmählich ab. Die Existenz von Unterflächenfehlern kann die Fähigkeit des Materials, elastischer Verformung zu widerstehen, schwächen, wobei die gegenseitige Entwicklung zwischen Versetzungen und Unterflächenfehlern eine wichtige Rolle spielt.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die in diesem Manuskript gezogenen Schlussfolgerungen basieren auf den Daten, die alle in diesem Papier präsentiert und gezeigt werden.

Abkürzungen

MD:

Molekulardynamik

SSD:

Unterflächenfehler

SFT:

Stapelverfehlertetraeder

PBC:

Periodische Randbedingung

LAMMPS:

Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator

EAM:

Embedded-Atom-Methode

CSP:

Zentrosymmetrieparameter

FCC:

Flächenzentriert kubisch

CNA:

Common Neighbor Analysis

HCP:

Dichteste Hexagonalpackung

BCC:

Raumzentriert kubisch

ICO:

Ikosaedrisch

DXA:

Dislocation Extraction Algorithm