Molekulardynamik-Studie der Schneiddynamik bei Hybridbearbeitung von Einkristall-Silizium

Zusammenfassung

In dieser Arbeit werden Molekulardynamik-Simulationen durchgeführt, um den Schneidemechanismus während des Hybridbearbeitungsprozesses zu untersuchen, der thermische und vibrationsunterstützte Verfahren kombiniert. Ein modifiziertes Schneidmodell wird angewendet, um das Materialabtragsverhalten und die Entstehung von Unterflächenschäden in einem Vibrationszyklus zu analysieren. Die Ergebnisse zeigen, dass beim Hybridbearbeitungsprozess der dominierende Materialabtragsmechanismus in einem einzigen Vibrationszyklus von Extrusion zu Scherung wechseln kann. Mit steigender Schneidetemperatur werden Rissbildung und -ausbreitung effektiv unterdrückt, während Schwellungen auftreten, wenn Scherung zum dominierenden Abtragsmechanismus wird. Der Entstehungsmechanismus von Unterflächenschäden in einem Vibrationszyklus kann je nach Spannungsverteilung unterschiedlich sein. Zudem wird die Bildung von Leerstellen im Werkstück bei steigender Temperatur deutlich, was ein wichtiges Phänomen im Hybridbearbeitungsprozess darstellt.

Einleitung

Einkristallines Silizium ist ein wichtiger Halbleiterwerkstoff, der aufgrund seiner hervorragenden optischen und mechanischen Eigenschaften breit in Infrarotoptik, Mikroelektronik und Optoelektronik eingesetzt wird [1, 2]. Aufgrund der Härte und Sprödigkeit von einkristallinem Silizium können jedoch mikroskopische spröde Brüche und Unterflächenschäden bei mechanischer Bearbeitung entstehen. Beim Mikrofräsen können bearbeitungsinduzierte innere Randausbrüche im Werkstück generiert werden [3]. Bei der Einkristall-Diamantschneidbearbeitung (SPDT) kann eine beschädigte Schicht von 200 bis 600 nm entstehen, abhängig von den Prozessparametern [4, 5]. Zwar kann die Unterflächenschadenschicht durch Schleifen und Polieren auf ca. 50 nm reduziert werden, doch sind Bearbeitungseffizienz und Fähigkeit zur Fertigung komplexer Strukturen begrenzt. Um diese Probleme zu überwinden, wurden verschiedene unterstützende Bearbeitungstechnologien vorgeschlagen und getestet. Insbesondere thermisch unterstütztes Schneiden (TAC) [6] und vibrationsunterstütztes Schneiden (VAC) [7] haben aufgrund ihrer außergewöhnlichen Schneidleistung breite Aufmerksamkeit erlangt.

Bei spröden Materialien wie einkristallinem Silizium kann der spröde-zu-duktile Übergang durch Erhöhung der Bearbeitungstemperatur gefördert werden. Beim TAC-Prozess wird das Siliziumwerkstück thermisch erweicht, was zu einer Verringerung der Schneidkräfte [8] und der spezifischen Schneidenergie [9, 10] führt. Gleichzeitig wird das Ausglühen von Hochdruckphasen in kubische Siliziumphasen bei erhöhter Bearbeitungstemperatur明显 [11]. Mit geeigneter Parameterwahl können gewünschte bearbeitete Oberflächen mit hoher Phasenreinheit und geringen Unterflächenschäden durch TAC erreicht werden [12–14]. Neben TAC ist vibrationsunterstütztes Schneiden (VAC) eine weitere Methode zur Erzielung hochwertiger Oberflächen auf einkristallinem Silizium. Diese Technik wird seit den 1960er Jahren in der Fertigungsindustrie angewendet [15]. In der frühen Entwicklungsphase wurde nur eine lineare Vibrationsbewegung in nomineller Schneidrichtung praktiziert – lineares Vibrationsschneiden (LVC). 1994 wurde elliptisches Vibrationsschneiden (EVC) von Shamoto und Moriwaki [16] vorgeschlagen. Seither wurde die Bearbeitbarkeit von EVC an vielen spröden Materialien wie Silizium [17, 18], reaktionsgebundenem Siliziumkarbid [7], Wolframkarbid [19, 20] und gehärtetem Stahl [21] verifiziert. Beim EVC-Prozess können Unterflächenschäden effektiv unterdrückt werden, da die transiente Schnitttiefe (DOC) viel kleiner ist als die nominelle DOC [22]. Zudem werden durch die Trennung in jedem Vibrationszyklus die Kontaktflächen zwischen Schneidwerkzeug und Werkstück dem umgebenden Gas oder Fluid ausgesetzt, was die erzeugte Schneidewärme abführt. Daher können Werkzeugverschleiß wie Adhäsion und thermochemische Reaktion [23] effektiv unterdrückt werden.

Um die Bearbeitbarkeit spröder Materialien weiter zu verbessern, wurden Hybridbearbeitungsexperimente (HM) durchgeführt, die thermische und vibrationsunterstützte Verfahren kombinieren [24, 25]. Beim Schneiden von Inconel 718 mit HM-Methode konnte die Oberflächenrauheit effektiv verringert werden [26]. Durch Experimente und Finite-Elemente-Simulationen (FEM) wurde ein erheblicher Rückgang der Schneidkräfte und eine überlegene Oberflächenqualität von Titanlegierungen beim HM-Prozess erzielt [27]. Diese Ergebnisse demonstrieren die Machbarkeit der HM-Methode in der Präzisionsbearbeitung spröder Materialien. Es ist jedoch schwierig, physikalische Variablen während des Bearbeitungsprozesses direkt zu beobachten und zu messen, da das Schneidwerkzeug mit hoher Frequenz vibriert und die Verformungszone hohe Temperaturen aufweist. Zudem liegt die transiente Materialabtragsdicke bei nanometrischer Oberflächenfertigung im Sub-Nanometer- bis wenigen Nanometerbereich. Daher ist die traditionelle Kontinuumsdarstellung wie FEM fragwürdig, da Quantenmechanische Effekte relevant werden.

In jüngster Zeit wurde Molekulardynamik (MD) Simulation breit in Untersuchungen unterstützender Bearbeitungsprozesse angewendet, aufgrund ihrer Vorteile bei der Untersuchung nanometrischer Schneidprozesse [28–30]. Basierend auf früheren TAC-Simulationen [31] wird die Anisotropie in Schneidkraft, spezifischer Schneidenergie und Fließspannung bei erhöhter Schneidetemperatur offensichtlicher. Die Scherkraft im Werkstück ist bei höherer Temperatur geringer, was zu schmaleren Scherzonen und größeren Scherebenenwinkeln führt [32]. Die Materialabtragsrate kann durch steigende Temperatur verbessert werden, da mehr Späne gebildet werden [33]. Für EVC-Prozesse zeigte MD-Simulation, dass Druck- und Scherspannungen im Verformungsbereich im Vergleich zum herkömmlichen Schneiden stark abnehmen [34], was der Unterflächenschadensunterdrückung zuträglich ist. Zudem zeigt EVC eine offensichtliche Spändickendünnung, was das Verhältnis von ungeschnittener zu geschnittener Spandicke erhöht [35]. Weiterhin wurde aufgezeigt, dass Vibrationsparameter (Amplitudenverhältnisse, Frequenzen, Phasendifferenzen) großen Einfluss auf die Materialabtragsleistung haben [34, 36].

Diese bemerkenswerten Erkenntnisse haben das Verständnis der Bearbeitungsmechanismen unterstützender Verfahren verbessert. Um Rechenzeit und Speicher zu sparen, sind Simulationssysteme jedoch meist sehr klein. In früheren EVC-Simulationen waren Vibrationsamplituden und nominelle DOC unter 5 nm [22, 36], sodass die transiente Materialabtragsdicke meist unter 1 nm lag und den tatsächlichen Materialabtragsprozess nicht akkurat beschreibt. Zudem wurden MD-Simulationen des HM-Prozesses bisher nicht berichtet. Der Mechanismus des Materialabtrags und der Unterflächenschadensbildung beim HM-Prozess ist noch unklar. Daher wird in dieser Arbeit MD-Simulation durchgeführt, um den Schneidemechanismus des HM-Prozesses zu enthüllen. Das klassische Schneidmodell wird modifiziert, sodass Vibrationsparameter näher an experimentellen Werten liegen: Vibrationsamplitude wird auf 40 nm vergrößert bei nomineller Schneidgeschwindigkeit von 3,125 m/s. Der Materialabtragsmechanismus in einem Vibrationszyklus und der Einfluss erhöhter Schneidetemperatur werden untersucht. MD-Simulation wird mit dem Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) [37] durchgeführt. Die Nachbearbeitungssoftware OVITO [38] wird zur Analyse der Simulationsergebnisse eingesetzt.

Simulationsmethode

Details des Schneidmodells

Abbildung 1 zeigt das schematische Diagramm des EVC-Prozesses, ursprünglich von Shamoto et al. [39] vorgestellt. Die Werkzeugbahn lässt sich ausdrücken als:

x(t) = A_c sin(2πft) − vt (1)

z(t) = A_d sin(2πft + φ) (2)

wobei x(t) und z(t) die Werkzeugverschiebung in x- und z-Richtung darstellen. A_c und A_d sind Vibrationsamplituden in nomineller Schneidrichtung (x-Richtung) und nomineller DOC-Richtung (negative z-Richtung). Parameter f, v, φ, t stehen für Vibrationsfrequenz, nominelle Schneidgeschwindigkeit, Phasendifferenz und Simulationszeit. Die Simulationszeit t_i repräsentiert die Zeit des Punkts P_i auf der Werkzeugbahn aus Abb. 1.

Schematisches Diagramm des EVC-Prozesses

Nach geometrischer Beziehung [40] lassen sich t₁ und t₃ bestimmen durch:

x(t₁) − x(t₃) = 2πv/ω (3)

z(t₁) − z(t₃) = 0 (4)

Dann wird t₆ ermittelt, wenn die transiente Bewegungsrichtung des Diamantwerkzeugs parallel zur Werkzeugspannfläche ist:

(A_c sin(2πft₆) + v) / (A_d sin(2πft₆ + φ)) = tan γ (5)

wobei γ der Spanwinkel des Diamantschneidwerkzeugs ist.

Das MD-Modell ist in Abb. 2 dargestellt. Das einkristalline Siliziumwerkstück wird als verformbarer Körper definiert, der Diamantwerkzeug als starrer Körper, da Werkzeugverschleiß in dieser Simulation vernachlässigbar ist. Die Werkstückmorphologie im klassischen Schneidmodell wird entsprechend der Werkzeugbahn im vorherigen Vibrationszyklus unter Berücksichtigung des Werkzeugradius umgeformt. Die Werkzeugbahn wird wie in Abb. 2b illustriert bestimmt. P_o und P_b sind Mittelpunkt und unterer Punkt des Werkzeugradius-Kreises. Bei Berücksichtigung des Werkzeugrand-Effekts variiert der transiente Oberflächengenerierungspunkt P_c entlang des Werkzeugrands während der Werkzeugbewegung. Die tatsächliche fertige Oberfläche wird durch die Hüllinie der Werkzeugschneide erzeugt. Wenn die Bahn von P_b durch Gleichungen (1) und (2) ausgedrückt wird, kann die Bahn von P_c berechnet werden durch [41]:

x_c(t) = A_c sin(2πft) − vt − r sin θ(t) (6)

z_c(t) = A_d sin(2πft + φ) + r(1 − cos θ(t)) (7)

wobei

sin θ(t) = z'(t) / √(x'(t)² + z'(t)²) (8)

cos θ(t) = −x'(t) / √(x'(t)² + z'(t)²) (9)

Schema des MD-Schneidmodells. a) Modifikation des Werkstücks. b) Bestimmung der Werkzeugbahn. c) Morphologie des modifizierten MD-Modells. Grüne Atome repräsentieren den Verformungsbereich in einem Vibrationszyklus.

Siliziumatome werden in drei Gruppen unterteilt: Randatome, Thermostatatome und Newtonsche Atome. Randatome sind in ihren Gleichgewichtspositionen fixiert, um das Werkstück während der Simulation zu halten. Thermostatatome werden auf Umgebungstemperatur gehalten, um die erzeugte Schneidewärme abzuleiten, während Newtonsche Atome dem zweiten Newtonschen Gesetz folgen.

Details der Simulationsparameter sind in Tabelle 1 aufgeführt. Länge l und Höhe h wurden so gewählt, dass ausreichend Abstand zwischen Schneidzone und festen Rändern besteht. Periodische Randbedingungen werden in y-Richtung angewendet, um Volumensilizium zu simulieren. Nominelle Schneidrichtung, Werkzeugspan-/Freiewinkel und Phasendifferenz wurden gemäß experimentellem Aufbau [42] festgelegt. Vibrationsamplitude und nominelle DOC wurden vergrößert, um experimentellen Maßstab mit akzeptablem Simulationsaufwand anzunähern. Um die Dicke des abgetragenen Materials (grüne Atome in Abb. 2c) zu gewährleisten, wurden Geschwindigkeitsverhältnis und Vibrationsfrequenz auf 40 bzw. 500 MHz gesetzt. Daraus ergab sich die nominelle Schneidgeschwindigkeit von 3,125 m/s. Zudem werden Simulationen mit unterschiedlichen Schneidetemperaturen durchgeführt, um den Effekt thermischer Unterstützung auf den Schneidemechanismus zu zeigen. Die Schneidetemperatur wird von 300 auf 1200 K erhöht, was bei TAC wie laserunterstützter Bearbeitung realisierbar ist [4, 11].

Vergleich zwischen modifiziertem und klassischem MD-Modell (Tabelle 2).

In diesem modifizierten Modell wird nur die Schneidphase während des Vibrationszyklus simuliert und die Zeitschritte, in denen das Werkstück vom Schneidwerkzeug getrennt ist, werden gespeichert. Dadurch kann die Rechenleistung auf den transienten Schneidprozess konzentriert werden. Am wichtigsten: der transiente Materialabtragsprozess kann akkurat beschrieben werden.

Potentialfunktion

In der MD-Simulation ist es wichtig, ein robustes Potential zur Beschreibung der Atomwechselwirkungen zu wählen. Für einkristallines Silizium wurden viele Potentiale entwickelt: Modified Embedded-Atom Method (MEAM) [45], Stillinger-Weber (SW) [46], Tersoff [47], Charge Optimized Many-Body (COMB) [48]. Unter diesen hat das Analytical Bond-Order Potential (ABOP) von Erhart und Albe [49] wachsende Aufmerksamkeit erregt. Es ist ein Dreikörper-Potential, das Bindungsbildung und -bruch während der Bearbeitungssimulation ermöglicht. Laut früheren Forschungen [50] beschreibt ABOP sowohl Dimer- als auch Bulk-Eigenschaften von Silizium akkurat. Die mechanischen Eigenschaften von Silizium mit ABOP stimmen gut mit Experimenten überein [31], was für MD-Simulationen nanoskalenhafter Bearbeitung wichtig ist. Daher wird in dieser Arbeit ABOP-Potential für Silizium-Silizium- und Kohlenstoff-Kohlenstoff-Wechselwirkungen verwendet. Die Silizium-Kohlenstoff-Wechselwirkung wird durch das Morse-Potential beschrieben, das sich als effizient in nanoskalenhafter Schneidsimulation erwiesen hat [51, 52]. Die Morse-Potentialfunktion lautet:

E_Si-C(r_ij) = D_M[e^{−2a(r_ij−R_M)} − 2e^{−a(r_ij−R_M)}] (10)

wobei D_M, a, R_M Kohäsionsenergie, Elastizitätsmodul und Gleichgewichtsabstand zwischen Atomen darstellen. Parameter für Morse-Potential [53]: D_M = 0,435 eV, a = 46,487 nm⁻¹, R_M = 0,19475 nm.

Ergebnisse und Diskussion

Schneidleistung

Beim herkömmlichen Schneiden wird der dominierende Materialabtragsmechanismus stark von der ungeschnittenen Spandicke beeinflusst [54]. Bei kleiner ungeschnittener Spandicke dominiert Extrusion. Die metallische stabile Phase (Si-II) kann durch Hochdruckphasenübergang (HPPT) generiert werden, was die duktile Verformung von Silizium erleichtert. Bei erhöhter ungeschnittener Spandicke wird Material hauptsächlich durch Scherung abgetragen. Beim EVC-Prozess variiert die ungeschnittene Spandicke ständig, sodass der Materialabtragsmechanismus in einem Vibrationszyklus von Extrusion zu Scherung wechseln kann. Abbildung 3 zeigt Schnappschüsse der Schneidsimulation bei 300 K. Die Kristallstruktur des Werkstücks wird durch Common Neighbor Analysis (CNA) [55] bestimmt. Diese Analyse findet Atome, die in kubischem oder hexagonalem Diamantgitter angeordnet sind. Die Nicht-Diamant-Struktur in Abb. 3c, e enthält hauptsächlich amorphe Phase (a-Si), Si-II und andere defekte Atome [56]. Diese Strukturen sind instabil und transformieren nach dem Schneiden in a-Si. Aus Abb. 3b, c ist ersichtlich, dass Material in der initialen Schneidphase hauptsächlich durch Extrusion abgetragen wird. Ein transitorischer Stagnationspunkt ist nahe der Werkzeugschneide beobachtbar. Ähnlich wie beim herkömmlichen Schneiden wird Material im Verformungsbereich durch den Stagnationspunkt in Späne und komprimiertes Material geteilt. Mit fortschreitendem Werkzeug nimmt die ungeschnittene Spandicke zu. Scherebenen und PolyKristallkörner entstehen im Werkstück, was anzeigt, dass Scherung zum dominierenden Materialabtragsmechanismus wird.

Übergang des Materialabtragsmechanismus. a) Illustration des Verformungsbereichs. b), d) Extrusions- und Scherprozess. c), e) Identifikation der Kristallstruktur im Werkstück. Blaue Atome: kubische Diamantstruktur; graue Atome: Nicht-Diamant-Struktur.

Abbildung 4 zeigt die Werkstückmorphologie bei verschiedenen Schneidetemperaturen. Bei 300 K sind während der Werkzeug-Aufwärtsbewegung deutliche Risse und Brüche im Werkstück beobachtbar. Für spröde Materialien wie einkristallines Silizium führt die Werkzeug-Aufwärtsbewegung zum Abreißen von Material und hinterlässt Defekte im Werkstück – ein spezifisches Problem beim EVC [42]. Zwar können diese Risse durch weitere Vibrationszyklen entfernt werden, doch die Bearbeitungsstabilität wird durch die Unregelmäßigkeit der Werkstückoberfläche beeinträchtigt. Bei erhöhter Schneidetemperatur werden Rissbildung und -ausbreitung effektiv unterdrückt. Abb. 4d zeigt bei 1200 K keine offensichtlichen Brüche. Allerdings wird bei 900 K und 1200 K eine Schwellung der bearbeiteten Oberfläche offensichtlich, wenn der Materialabtragsmechanismus in Scherung übergeht. Schlussfolgerung: Da mehr Kristallkörner in der Scherphase generiert werden, kann die Schwellung durch Rotation dieser Kristallkörner bei hoher Temperatur verursacht werden.

Werkstückmorphologie des HM-Prozesses bei a) 300 K, b) 600 K, c) 900 K, d) 1200 K. Blaue Atome: kubische Diamantstruktur; graue Atome: Nicht-Diamant-Struktur. e) Bestimmung des Rotationswinkels der Kristallkörner. f) Rotationswinkel mit steigender Schneidetemperatur.

Zur eindeutigen Beschreibung dieser Rotation werden Koordinaten von 24 markierten Atomen (rote Atome) in den Kristallkörnern zur Berechnung des durchschnittlichen Rotationswinkels verwendet (Abb. 4e). Der Rotationswinkel von 8 Kristallkörnern (nummeriert in Abb. 4a–d) ist in Abb. 4f zusammengefasst. Der Rotationswinkel nimmt bei erhöhter Temperatur deutlich zu. Während des HM-Prozesses kann die Viskosität von a-Si bei hoher Temperatur stark abnehmen und die Aufwärtsbewegung der Werkstückatome wird durch die Werkzeug-Aufwärtsbewegung gefördert. Daher wird der Atomfluss im Werkstück verstärkt und die Rotation der Kristallkörner erleichtert, was zur Schwellung der bearbeiteten Oberfläche führt. Um die Rotation der Kristallkörner zu unterdrücken, sollte die Heizleistung kontrolliert werden, um Überhitzung des Werkstücks zu vermeiden. Zudem sollten Vibrationsparameter sorgfältig gewählt werden, z. B. geringere nominelle Schneidgeschwindigkeit und höhere Vibrationsfrequenz, um Kristallkorngenerierung zu unterdrücken und Schwellung durch weitere Vibrationszyklen zu beseitigen. Wie in Abb. 5 illustriert, könnte mit geeigneten Vibrationsparametern P₁ in der Extrusionsphase liegen und die finale bearbeitete Oberfläche ohne Schwellung durch Extrusion generiert werden.

Beseitigung der Schwellung im HM-Prozess.

Spannungsfeld im Werkstück

Um den Schneidemechanismus während des HM-Prozesses weiter zu untersuchen, wurde die Spannungsverteilung im Werkstück berechnet. In der MD-Simulation lässt sich der hydrostatische Spannung ausdrücken als:

σ_{hydrostatisch} = (σ_x + σ_y + σ_z) / 3 (11)

wobei σ_x, σ_y, σ_z Spannungstensoren aus LAMMPS-Ausgabedaten sind.

Die hydrostatische Spannungsverteilung während Extrusions- und Scherphase ist in Abb. 6 dargestellt. Spitzenwerte der Spannungen in Druck- und Zugbereichen wurden markiert. Mit der Werkzeugbewegung variiert der Kontaktpunkt zwischen Werkzeug und Werkstück entlang des Werkzeugrandszyklus, was die Bewegung des Druckbereichs vom Werkzeugrand zur Spannfläche bewirkt. Nach früheren Berichten kann der HPPT von Einkristall-Silizium-Phase (Si-I) zu Si-II bei Drücken ab 10–12 GPa auftreten [57, 58]. In der Schneidsimulation bei 300 K erreichten die maximalen Druckspannungen in Extrusions- und Scherphase 18,1 GPa bzw. 17,6 GPa. Dies zeigt, dass die duktile Si-II-Phase während des Schneidens generiert werden kann und der HPPT auch in der Scherphase existiert. In der Extrusionsphase konzentriert sich die Zugspannung hauptsächlich im Kontaktbereich zwischen Werkzeugfreifläche und bearbeiteter Oberfläche durch Adhäsion von Siliziumatomen an der Werkzeugoberfläche. Beim Übergang in die Scherphase erweitert sich der Zugbereich und die Zugspannungskonzentration im unterflächigen Werkstück nimmt stark zu, verursacht durch die Aufwärtsbewegung. Bei erhöhter Schneidetemperatur verbessert sich die plastische Verformbarkeit von einkristallinem Silizium und die innere Spannung im Werkstück nimmt ab. Wenn die Temperatur von 300 auf 1200 K steigt, sinkt die maximale Druckspannung in Extrusions- und Scherphase um 16,6 % bzw. 25 %. Zwar ist die Zugspannungskonzentration im unterflächigen Werkstück weiterhin offensichtlich, doch der Spitzenwert der Zugspannung sinkt um über 30 %. Es wurde berichtet, dass die Bruchzähigkeit von einkristallinem Silizium bei höherer Temperatur effektiv erhöht werden kann [59]. Daher können Risse und Brüche, verursacht durch den Abreißeffekt der Werkzeug-Aufwärtsbewegung, effektiv unterdrückt werden.

Hydrostatische Spannungsverteilung bei: a) 300 K, b) 600 K, c) 900 K, d) 1200 K.

Einkristallines Silizium hat eine flächenzentriert kubische (FCC) Kristallstruktur mit 12 Gleitsystemen. Basierend auf der Werkzeugbewegung sind die Hauptgleitsysteme für Scherverformung (111)/[1̄01] und (11̄1)/[1̄01]. Daher wird die aufgelöste Scherspannungskomponente τ_s im (111)/[1̄01] Gleitsystem berechnet. Wie in Abb. 7 illustriert, lässt sich τ_s in Richtung M der Gleitebene N durch Spannungstensoren berechnen:

τ_s = a₁a₂σ_x + b₁b₂σ_y + c₁c₂σ_z + (a₁b₂+a₂b₁)τ_xy + (a₁c₂+a₂c₁)τ_xz + (b₁c₂+b₂c₁)τ_yz (12)

wobei a₁, b₁, c₁ Richtungs kosinus der Normalenrichtung der Ebene N und a₂, b₂, c₂ Richtungs kosinus der Gleitrichtung M sind. τ_xy, τ_xz, τ_yz sind Scherspannungstensoren aus LAMMPS-Ausgabedaten.

Illustration der Spannungstensoren.

Die Verteilung der aufgelösten Scherspannung τ_s ist in Abb. 8 dargestellt. Der Bereich mit positivem τ_s wird als Scherbereich definiert, da die Gleitbewegung entlang [1̄01] gefördert wird, was Materialabtrag durch Scherung begünstigt. Der Bereich mit negativem τ_s wird als Schadensbereich betrachtet, da die Gleitbewegung in entgegengesetzter Richtung bevorzugt wird, was zur Bildung von Unterflächenschäden führt. In der Extrusionsphase ist die Spannung im Scherbereich geringer als im Schadensbereich. Unterflächenschäden durch Scherverformung können unter der bearbeiteten Oberfläche generiert werden [60]. Mit der Werkzeugbewegung nimmt die Scherspannung entlang [1̄01] allmählich zu, was den Materialabtragsübergang von Extrusion zu Scherung bewirkt. Da sich die Position des Schadensbereichs entlang der Werkzeugbewegung nach oben bewegt, kann der generierte Schaden durch weitere Vibrationszyklen entfernt werden und verbleibt nicht im Werkstück. Bei Temperaturerhöhung von 300 K auf 1200 K sinkt die Scherspannung im Schadensbereich in Extrusions- und Scherphase um 36,1 % bzw. 42,4 %. Im Gegensatz dazu ist die Abnahme der Scherspannung entlang [1̄01] in der Scherphase aufgrund der Werkzeug-Aufwärtsbewegung viel weniger ausgeprägt. Die kritische aufgelöste Scherspannung (CRSS) für Gleitbewegung lässt sich ausdrücken als [61]:

τ_c(T) = Cε^1/n exp(U / nkT) (13)

wobei U und ε Aktivierungsenergie der Gleitbewegung und Dehnrate darstellen. n und C sind Materialkonstanten. Es lässt sich schlussfolgern, dass die CRSS bei steigender Temperatur明显 abnimmt. Daher kann Scherverformung in [1̄01]-Richtung bei erhöhter Temperatur gefördert werden.

Aufgelöste Scherspannungsverteilung bei: a) 300 K, b) 600 K, c) 900 K, d) 1200 K.

Phasenübergang

Bei erhöhter Schneidetemperatur kann der Phasenübergang von Silizium stark beeinflusst werden. Die Relaxation von a-Si und Übergang zu Si-I kann bei geeigneter Temperatur gefördert werden [62]. In Abb. 4 wird das Schadensmuster in den Werkstücken bei hoher Temperatur schmaler. Eine detaillierte Beobachtung des Schadensmusters beim Schneiden bei 1200 K ist in Abb. 9a dargestellt. Es ist zu beobachten, dass der generierte Schaden im Verformungsbereich nach dem Schneiden teilweise wiederhergestellt wird, was auf einen Übergang von der Nicht-Diamant-Struktur zu Si-I hindeutet. Bei steigender Schneidetemperatur werden mehr Si-I-Atome generiert (Abb. 9b). Der konstruierte Oberflächenmesh (rot) [63] des bearbeiteten Werkstücks bei 1200 K ist in Abb. 9c gezeigt. Es sind Leerstellen im unterflächigen Werkstück gebildet. Da Atome in Si-I-Phase enger gepackt sind, kann der Übergang zu Si-I eine Materialschrumpfung verursachen, was Leerstellen im Werkstück induziert. Das Volumen der Leerstellen bei verschiedenen Temperaturen ist berechnet und in Abb. 9d dargestellt. Bei Raumtemperatur werden nahezu keine Leerstellen generiert. Bei Erhöhung der Schneidetemperatur auf 900 K und 1200 K ist ein deutlicher Anstieg der Leerstellen feststellbar.

Relaxationsprozess und Leerstellen im Werkstück. a) Schnappschuss des Schadensmusters bei 1200 K. b) Anzahl der Atome, die von Nicht-Diamant-Struktur in Si-I-Phase transformiert. c) Konstruierter Oberflächenmesh des Werkstücks bei 1200 K. d) Volumen der Leerstellen bei verschiedenen Temperaturen.

Eine weitere Analyse der Leerstellen ist in Abb. 10 dargestellt. Ein Materialelement unter der bearbeiteten Oberfläche wird zur Überwachung der Leerstellenbildung gewählt. Die Anzahl der Atome in Nicht-Diamant-Struktur und die Spannungsentwicklung des Materialelements sind gezeigt. Schlussfolgerung: Während des Schneidprozesses wird das Materialelement zunächst komprimiert und erfährt dann Zugspannung durch die Werkzeug-Aufwärtsbewegung. Bei 300 K sind zwei Spitzen der Scherspannung beobachtbar, da die Scherspannung im Schadensbereich mit Vorbeifahren des Werkzeugs zunimmt. Bei erhöhter Schneidetemperatur ist die Abnahme der Scherspannung ausgeprägter als die der Zugspannung. Bei 1200 K verschwindet die zweite Spitze der Scherspannung nahezu, während Zugspannung während des Relaxationsprozesses im Materialelement dominant wird.

Relaxation während des HM-Prozesses. a) Illustration des Materialelements. b) Statistik der Atome in Nicht-Diamant-Struktur im Materialelement. c), d) Spannungsentwicklung des Materialelements.

Um den Effekt von Zugspannung auf den Leerstellenbildungsprozess zu untersuchen, wurden Relaxationssimulationen von Volumensilizium-Proben durchgeführt. Wie in Abb. 11a gezeigt, besteht das Initialmodell aus 40 % Si-I-Atomen und 60 % a-Si-Atomen, erzeugt durch Schmelz-Abschreck-Verfahren [64]. Modellgröße: 21,7 nm × 8,1 nm × 26,1 nm in x, y, z-Richtung, 230.400 Atome. Die initiale Grenzfläche zwischen Kristall- und Nicht-Kristallbereich wird als (001) Kristallebene gesetzt. Periodische Randbedingungen in drei Dimensionen simulieren Volumenmaterial. Der konstruierte Oberflächenmesh des relaxierten Modells ist in Abb. 11b dargestellt. Zur Quantifizierung der Leerstellen wird der feste Volumenanteil als Verhältnis von festem Materialvolumen zum Gesamtvolumen der Simulationsprobe berechnet (Abb. 11c). Bei Temperaturerhöhung sinkt der feste Volumenanteil unter Zugspannung明显. Daher sollte die gewünschte Schneidetemperatur im HM-Prozess niedriger sein als im herkömmlichen TAC, und Vibrationsparameter sollten optimiert werden, um Zugspannung im unterflächigen Werkstück zu reduzieren.

Relaxationssimulation von Silizium. a) Schema der MD-Relaxationssimulation. b) Oberflächenmesh des relaxierten Modells bei 1200 K. c) Feste Volumenanteil-Kurven.

Schlussfolgerungen

In dieser Arbeit wurde MD-Simulation durchgeführt, um den Schneidemechanismus des Hybridbearbeitungsprozesses (HM) zu untersuchen. Ein modifiziertes Schneidmodell wurde angewendet, um das Materialabtragsverhalten und die Unterflächenschadensbildung in einem Vibrationszyklus zu enthüllen. Die Hauptschlüsse sind:

1. (1) Während des HM-Prozesses kann der dominierende Materialabtragsmechanismus in einem einzelnen Vibrationszyklus von Extrusion zu Scherung wechseln. Mit steigender Schneidetemperatur werden Rissbildung und -ausbreitung effektiv unterdrückt. Allerdings tritt Schwellung auf, wenn Scherung zum dominierenden Materialabtragsmechanismus wird, verursacht durch Rotation der Kristallkörner im Werkstück.

2. (2) Basierend auf der Spannungsanalyse kann der dominierende Entstehungsmechanismus der Unterflächenschäden in einem Vibrationszyklus unterschieden werden. In der Extrusionsphase können Unterflächenschäden durch Scherspannung im Schadensbereich generiert werden. In der Scherphase wird Zugspannung dominant in der Unterflächenschadensbildung. Bei erhöhter Schneidetemperatur ist zwar die Zugspannungskonzentration im unterflächigen Werkstück weiterhin offensichtlich, doch die Spitzenwerte der Spannungen sinken明显, was Risse und Brüche im Werkstück effektiv unterdrückt.

3. (3) Bei erhöhter Schneidetemperatur wird weniger Unterflächenschaden im Werkstück generiert. Allerdings können durch Zugspannung Leerstellen im Werkstück entstehen, wenn die Schneidetemperatur steigt. Daher sollte die gewünschte Schneidetemperatur im HM-Prozess niedriger sein als im herkömmlichen TAC, und Vibrationsparameter sollten sorgfältig eingestellt werden, um Leerstellen im unterflächigen Werkstück zu unterdrücken.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die in der aktuellen Studie verwendeten und analysierten Datensätze können auf vernünftige Anfrage von den korrespondierenden Autoren erhalten werden.

Abkürzungen

TAC:

Thermisch unterstütztes Schneiden

VAC:

Vibrationsunterstütztes Schneiden

LVC:

Lineares Vibrationsschneiden

EVC:

Elliptisches Vibrationsschneiden

DOC:

Schnitttiefe

HM:

Hybridbearbeitung

FEM:

Finite-Elemente-Methode

MD:

Molekulardynamik

LAMMPS:

Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator

MEAM:

Modified Embedded-Atom Method

SW:

Stillinger-Weber

COMB:

Charge Optimized Many-Body

ABOP:

Analytical Bond-Order Potential

Si-II:

Metallische stabile Phase

HPPT:

Hochdruckphasenübergang

CNA:

Common Neighbor Analysis

a-Si:

Amorphe Phase

Si-I:

Einkristalline Siliziumphase

FCC:

Flächenzentriert kubisch

CRSS:

Kritische aufgelöste Scherspannung