Évaluation des défauts sous-surface induits par l'usinage : impact sur la dynamique des dislocations et la performance mécanique via nanoindentation

Résumé

Les défauts sous-surface ont un impact significatif sur la précision et la performance des nano-structures. Dans cet article, une simulation de dynamique moléculaire de nanoindentation est réalisée pour étudier l'effet des défauts sous-surface induits par l'usinage sur l'évolution des dislocations et les propriétés mécaniques des matériaux, dans laquelle le modèle d'éprouvette avec défauts sous-surface est construit par nano-gravure conformément à la réalité. Le mécanisme de formation des défauts sous-surface et le mécanisme d'interaction entre les défauts induits par l'usinage et l'évolution des dislocations sont discutés. La dureté et le module d'élasticité de Young d'éprouvettes en cuivre monocristallin sont calculés. Les résultats de simulation indiquent qu'il existe des résidus de structure de défauts stables dans le sous-surface de la pièce, tels que des agrégats atomiques, des tétraèdres de défauts d'empilement et des dislocations stair-rod. Le traitement secondaire par nanoindentation peut restaurer les défauts internes de la pièce, mais les dommages sous-surface dans la zone de traitement secondaire sont aggravés. La dureté de nanoindentation des éprouvettes augmente avec l'introduction de défauts sous-surface, ce qui entraîne la formation d'un effet d'écrouissage. L'existence de défauts sous-surface peut affaiblir la capacité du matériau à résister à la déformation élastique, dans laquelle l'évolution mutuelle entre dislocations et défauts sous-surface joue un rôle important.

Contexte

La fabrication ultra-précise à l'échelle nanométrique est largement considérée comme une méthode efficace pour obtenir des nano-composants avec une précision dimensionnelle submicronique et une qualité de surface à l'échelle nanométrique [1]. Certains défauts sous-surface stables restent à l'intérieur de la pièce après la fabrication [2,3,4,5]. Les défauts sous-surface n'affectent pas seulement la précision d'usinage et la qualité de surface, mais affectent également de manière critique les propriétés mécaniques et la durée de vie des nano-composants. De nombreuses études sur les défauts sous-surface ont été menées par la méthode de dynamique moléculaire (DM), se concentrant principalement sur la formation et l'évolution des défauts sous-surface [6, 7], l'épaisseur de la couche de défauts sous-surface (SSD) [8, 9], et l'influence des défauts sous-surface sur l'intégrité de surface [10, 11]. Cependant, l'effet des défauts sous-surface sur les propriétés mécaniques des matériaux de la pièce est moins étudié. Les propriétés mécaniques des nano-structures sont critiques pour leur performance et leur durée de vie. Par conséquent, l'effet des défauts sous-surface sur les propriétés mécaniques des matériaux est devenu un enjeu clé à étudier.

De nombreuses recherches ont été menées pour délibérer la couche SSD par simulation de dynamique moléculaire du processus de nano-gravure. Narayanan [12] a étudié la formation de tétraèdres de défauts d'empilement (SFT) dans l'or monocristallin et a introduit le mécanisme de formation de SFT induit par la déformation. Inamura [13] a exploré la formation de copeaux et la déformation de glissement du matériau pendant le processus de nano-gravure et a souligné que la formation de copeaux est principalement induite par la déformation de cisaillement-glissement. Pei [14] a étudié l'effet des paramètres de coupe sur l'évolution des dislocations et la force de coupe pendant le processus de nano-gravure et a trouvé que lorsque la pièce est plus grande que 40 nm, l'effet de taille n'est pas significatif. Dai [15] et Liu [16] ont adopté respectivement la simulation DM et les méthodes expérimentales pour étudier l'influence de la structure et de l'effet de taille de l'outil diamant sur l'évolution des défauts sous-surface de la pièce. Les études précédentes montrent qu'il existe des défauts sous-surface stables dans la pièce après nano-gravure. Les paramètres de coupe et les paramètres géométriques de l'outil ont une grande influence sur l'épaisseur et l'évolution de la couche de dommages sous-surface, et même sur la précision d'usinage. Cependant, les propriétés mécaniques des matériaux de la pièce ne peuvent pas être calculées en analysant les données pertinentes obtenues par nano-gravure.

La nanoindentation est une technique efficace pour caractériser les propriétés mécaniques telles que la dureté et le module d'élasticité [17]. De nombreuses études sur la nanoindentation ont été menées pour évaluer la performance des propriétés mécaniques par des modèles expérimentaux et théoriques. Zimmerman [18] a analysé l'émission de dislocations dans le processus de nanoindentation par le vecteur de glissement. Ruestes [19] a étudié la nanoindentation de monocristal de Fe par simulation DM et a trouvé que la génération de dislocations dans le sous-surface est nécessaire pour retirer le matériau de la zone d'indentation. Huang [20] a effectué des simulations DM de nanoindentation sur une matrice de diamant monocristallin et a trouvé que la déformation du matériau de diamant sous indentation était dominée par la nucléation et la propagation de boucles de dislocation 〈110〉 {111}. Sharma [21] a construit un modèle de particule dure artificiellement dans une matrice de cuivre et a analysé l'influence de la particule dure sur l'évolution des défauts sous-surface dans le processus d'usinage. Peng [22] a étudié les mécanismes de renforcement des revêtements de graphène sur substrat Cu par nanoindentation, qui résulte de l'effet d'homogénéisation des contraintes généré par l'interface. D'après l'analyse ci-dessus, on peut voir que les études précédentes sur l'effet des défauts sous-surface sont principalement basées sur des matériaux monocristallins parfaits ou sur la construction artificielle de défauts hypothétiques, ce qui est loin des défauts sous-surface réels. Par conséquent, la construction du modèle de pièce avec défauts sous-surface de manière réaliste est essentielle pour analyser l'influence des défauts sous-surface sur les propriétés mécaniques de la pièce.

Dans cet article, la méthode de nano-gravure a été adoptée pour obtenir le modèle de pièce avec défauts sous-surface conformes aux caractéristiques pratiques. Sur cette base, une simulation de nanoindentation a été réalisée pour étudier l'effet des défauts sous-surface sur les propriétés mécaniques du cuivre monocristallin. Premièrement, le mécanisme de formation et d'évolution des défauts sous-surface pendant le processus de nano-gravure sera discuté, et les structures de défauts typiques du sous-surface de la pièce après nano-gravure seront analysées. Deuxièmement, le mécanisme d'interaction entre les défauts sous-surface induits par l'usinage et la nucléation des dislocations pendant l'indentation sera analysé. Troisièmement, sur la base des données charge-déplacement obtenues par nanoindentation, la dureté et le module d'élasticité de Young d'éprouvettes en cuivre monocristallin seront calculés. Finalement, quelques conclusions nouvelles seront résumées.

Méthodes

Modèle de simulation

Afin d'étudier l'effet des défauts sous-surface sur les propriétés mécaniques des matériaux en nano-usinage, le modèle d'éprouvette avec défauts sous-surface doit être construit. Dans cette recherche, cela est réalisé par simulation DM du processus de nano-gravure. Tout d'abord, le modèle de simulation DM est établi et la simulation du processus de nano-gravure est effectuée. Puis l'éprouvette et l'outil de coupe sont relaxés pendant un temps suffisant pendant la simulation DM. Finalement, quelques défauts stables restent dans le sous-surface de la pièce. Le diagramme schématique des modèles de simulation DM tridimensionnels est montré à la Fig. 1, dans laquelle le modèle de nano-gravure est montré à la Fig. 1a et le modèle de nanoindentation avec défauts sous-surface est montré à la Fig. 1b. À la Fig. 1, les matériaux de la pièce et de l'éprouvette sont du cuivre monocristallin et l'outil et l'indenteur sont des matériaux diamant. L'outil diamant à lame courbe est utilisé dans le processus de nano-gravure, et le rayon de l'arête de l'outil est de 3 nm. L'indenteur est de forme hémisphérique dans le processus de nanoindentation, et le diamètre est de 6 nm. La pièce et l'éprouvette sont divisées en trois parties, qui sont la couche de Newton, la couche de température et la couche de frontière, respectivement. Afin de réduire l'effet de taille et l'effet de frontière, la condition de frontière périodique (PBC) est adoptée dans la direction [010] du système de simulation. Pour éviter l'interaction initiale entre l'outil et la pièce, l'outil de coupe est placé à 3 nm en haut à droite de la pièce et l'indenteur est placé à 6 nm au-dessus de l'éprouvette. Les paramètres de simulation détaillés sont montrés au Tableau 1.

Fonctions de potentiel interatomique

Dans cette recherche, les simulations DM tridimensionnelles ont été effectuées par le simulateur parallèle massivement atomique/moléculaire à grande échelle (LAMMPS). Le calcul parallèle a été réalisé avec l'aide de la bibliothèque d'interface de passage de messages. Le potentiel de Morse, la méthode de l'atome immergé (EAM) et le potentiel de Tersoff sont utilisés dans la simulation, qui sont invoqués depuis le paquet logiciel LAMMPS. L'interaction entre les atomes de Cu dans la pièce et les atomes de C dans l'outil est calculée par le potentiel de Morse qui est montré à l'Éq. 1 [23].

$$ u\left({r}_{ij}\right)=D\left[\exp \left(-2\alpha \left({r}_{ij}-{r}_0\right)\right)-2\exp \left(-\alpha \left({r}_{ij}-{r}_0\right)\right)\right] $$ (1)

où r₀, α et D sont respectivement l'espacement atomique, le module d'élasticité et l'énergie de liaison. La valeur est montrée au Tableau 2.

La fonction interatomique entre atomes de Cu dans la pièce est décrite par le potentiel EAM qui est montré aux Éq. 2, 3 [24, 25].

$$ E=\sum \limits_i^N\left[F\left({\rho}_i\right)+\sum \limits_{j>i}^Nu\left({r}_{ij}\right)\right] $$ (2)

$$ {\rho}_i=\sum \limits_jf\left({r}_{ij}\right) $$ (3)

L'interaction entre atomes de carbone dans l'outil diamant est calculée par le potentiel de Tersoff qui est montré aux Éq. 4, 5 [26].

$$ E=\frac{1}{2}\sum \limits_{i\ne j}{V}_{ij} $$ (4)

$$ {V}_{ij}={f}_c\left({r}_{ij}\right)\left[{V}_R^{\hbox{'}}\left({r}_{ij}\right)+{b}_{ij}{V}_A\left({r}_{ij}\right)\right] $$ (5)

où f_c(r_ij) est la fonction de troncature entre atomes, V_A(r_ij) est le potentiel dual du terme d'absorption, V_R(r_ij) est le potentiel dual du terme de répulsion, et r_ij est la distance atomique entre l'atome i et l'atome j.

Méthodes d'analyse des défauts

Dans la nano-gravure de cuivre monocristallin, la déformation et les dislocations sont nucléées au sous-surface de la pièce. Dans cet article, le paramètre de centro-symétrie (CSP) est introduit pour analyser la nucléation des dislocations et l'évolution des défauts de la pièce. Pour les matériaux cubiques à faces centrées (CFC), la valeur CSP peut être calculée par l'Éq. 6 [27].

$$ CSP=\sum \limits_{i=1}^6{\left|{R}_i+{R}_{i+6}\right|}^2 $$ (6)

où R_i sont les atomes voisins de même longueur et R_i+6 sont les atomes voisins de direction opposée. Les valeurs CSP du cristal CFC, de la dislocation partielle, du défaut d'empilement et des atomes de surface sont 0, 2,1, 8,3 et 24,9 respectivement [27].

La méthode CSP est capable d'identifier le décalage atomique, mais ne peut pas reconnaître l'état de structure cristalline locale de la pièce. Par conséquent, l'analyse des voisins communs (CNA) est introduite pour identifier le défaut de structure cristalline locale. Dans la méthode CNA originale, proposée par Honeycutt et Andersen [28], les diverses structures sont représentées par des diagrammes. Actuellement, il existe cinq types de motifs CNA dans OVITO [29], où les structures cristallines locales sont identifiées comme cubiques à faces centrées (CFC), hexagonales compactes (HCP), cubiques à corps centré (CCC), icosahédrales (ICO) et inconnues, respectivement. Dans cet article, l'algorithme d'extraction de dislocations (DXA) [30] est également introduit pour analyser l'évolution des défauts de dislocation. Par DXA, les différentes structures cristallines dans la pièce seront marquées avec différentes couleurs et les défauts de dislocation dans la pièce seront représentés par des lignes de différentes couleurs.

Résultats et discussion

Évolution des défauts sous-surface dans le processus de nano-gravure

Dans le processus de nano-gravure, sous l'action d'extrusion et de cisaillement de l'outil de coupe sur la pièce, le matériau de surface de la pièce avec l'épaisseur de profondeur de coupe est enlevé, et une nouvelle surface usinée avec une certaine précision dimensionnelle et qualité de surface est formée. Une déformation élasto-plastique complexe incluant la déformation de contrainte et la déformation thermique se produit dans la surface et le sous-surface de la pièce accompagnant la transformation d'énergie et la concentration de contrainte. Par conséquent, la couche de dommages sous-surface est formée et le copeau est enlevé. La Fig. 2 montre les vues instantanées de l'évolution des défauts sous-surface et de l'enlèvement de matériau pendant le processus de nano-gravure de cuivre monocristallin. À la Fig. 2, les atomes sont colorés par la valeur du CSP et les résultats d'analyse CNA. Aux Fig. 2a et c, les atomes jaunes, verts, rouges et bleus sont les atomes de surface, atomes de défauts de surface, atomes de défauts sous-surface et atomes CFC. On peut voir sur la Fig. 2 qu'une multitude de structures de défauts typiques sont formées dans le sous-surface de la pièce pendant le processus de nano-gravure, tels que des défauts ponctuels, défauts de lacunes, défauts d'empilement, défauts d'agrégats, dislocations prismatiques et boucle de dislocation vis.

En raison de l'effet de compression et de cisaillement de l'outil de coupe, la déformation de cisaillement-glissement est générée pour les atomes devant la face de dépouille et la zone de cisaillement-glissement primaire est formée dans la pièce pendant le processus de nano-gravure, comme montré à la Fig. 2b. Certains de ces atomes glissent le long de la face de dépouille et le copeau de coupe est formé comme montré à la Fig. 2a. Certains se déplacent vers le bas et la surface usinée est formée sous le frottement de compression de la face de dépouille de l'outil comme montré à la Fig. 2b. D'autres se déplacent vers l'intérieur et les défauts sous-surface sont formés, tels que défauts d'empilement, défauts d'agrégats et dislocations prismatiques, montrés aux Fig. 2a et b.

En raison du frottement et de l'extrusion de la face de dépouille de l'outil, l'accumulation d'énergie se produit pour les atomes près de la face de dépouille et les atomes deviennent des atomes à haute énergie. Lorsque l'énergie atomique dépasse un certain niveau, l'énergie portée par les atomes énergétiques sera libérée et la dislocation sera formée sous l'entraînement des atomes énergétiques. Par conséquent, une multitude de dislocations sont formées dans la zone de frottement de la face de dépouille, montrée à la Fig. 2d. Avec la formation de la surface usinée, les dislocations nucléent, s'étendent et s'annihilent au sous-surface. Finalement, les structures de défauts telles que défauts d'empilement, SFT et défauts de lacunes restent dans le sous-surface, comme indiqué à la Fig. 2d. Les défauts d'empilement sont nucléés dans la zone de cisaillement-glissement sous l'outil de coupe, puis s'étendent dans la pièce, et finalement s'annihilent à la surface libre de la pièce. Finalement, la ligne de dislocation est formée à la surface de la pièce. Et la ligne de dislocation s'étend le long des directions \( \left[\overline{1}0\overline{1}\right] \), \( \left[\overline{1}01\right] \) et [101]. La boucle de dislocation vis, située au bord de la zone de cisaillement-glissement, consiste en plusieurs défauts d'empilement et une série de dislocations vis. La dislocation vis est formée sous l'entraînement de l'état de contrainte de compression de la zone de cisaillement-glissement [11].

Dans le processus de nano-gravure, les dislocations sont nucléées et s'étendent sous l'action de l'outil de coupe. Accompagnant l'agrégation et la libération d'énergie, la force de coupe fluctue avec l'augmentation de la distance de coupe, ce qui est montré à la Fig. 3 en trois dimensions. À la Fig. 3, les courbes noire, rouge et bleue sont respectivement la force d'avance (Fx), la force de recul (Fy) et la force tangentielle (Fz). On peut voir sur la Fig. 3 que le processus de coupe est divisé en deux périodes : stade initial de coupe et stade de coupe stable. Pendant le stade initial de coupe, la force d'avance et la force de recul augmentent rapidement, linéairement. La valeur maximale de la force d'avance atteint plus de 1100 nN, mais la force de recul arrive seulement autour de 600 nN. Lorsque la pointe de l'outil coupe complètement dans la pièce, la surface usinée est formée, montrée comme le premier petit graphique signé « Surface usinée » à la Fig. 3. Ensuite, le processus de nano-gravure passe au stade de coupe stable. Au stade de coupe stable, les trois forces fluctuent autour de leurs positions d'équilibre. La force d'avance moyenne est d'environ 1000 nN, et la force de recul moyenne n'est qu'environ 500 nN. On peut voir sur la Fig. 3 que la force d'avance a une diminution rapide à la distance de coupe de 20 nm. C'est parce que l'accumulation d'énergie arrive à un certain niveau qui est l'énergie de contrainte de réseau critique, montrée comme le second petit graphique à la Fig. 3. Parallèlement, une grande résistance agit sur l'outil de coupe ce qui entraîne la force de coupe à une valeur de pic. Ensuite, l'énergie est libérée ce qui entraîne l'émission de dislocation, et la force de coupe diminue, montrée comme le troisième petit graphique à la Fig. 3. Par conséquent, la force de coupe fluctue pendant le stade de coupe stable. La nucléation, l'extension et l'annihilation des dislocations ont entraîné la fluctuation de la force de coupe et résultent en l'existence de défauts sous-surface dans la pièce, finalement.

Afin d'étudier en détail l'évolution et l'émotion des défauts de dislocation dans le sous-surface de la pièce pendant le processus de nano-gravure, la distribution des dislocations et sa variation avec la distance de coupe sont minutieusement analysées par la méthode CNA. L'évolution des défauts sous-surface de la pièce dans une certaine zone est montrée à la Fig. 4, dans laquelle les distances de coupe des Fig. 4a, b, c, d, e et f sont respectivement 8 nm, 10 nm, 12 nm, 20 nm, 24 nm et 32 nm. On peut voir sur la Fig. 4a que beaucoup de défauts de dislocation sont nucléés dans la zone de cisaillement-glissement sous l'action d'extrusion et de cisaillement de l'outil de coupe pendant le stade préliminaire du processus de coupe. Particulièrement, une dislocation en V et un défaut sont formés sous l'action d'entraînement du stress atomique et de l'énergie dans la zone de cisaillement-glissement, montrés à la Fig. 4b. Dans le processus de traitement subséquent, la zone de cisaillement-glissement avance avec l'outil de coupe qui continue d'avancer. En raison de la diminution de l'énergie de déformation, le défaut est progressivement annihilé. Pendant que l'outil de coupe continue d'avancer, la zone de frottement de la face de dépouille s'approche du défaut. Et la surface usinée rugueuse est formée sous l'extrusion et le frottement de la face de dépouille. Ensuite, le défaut continue de s'annihiler et est progressivement détaché de la surface de la pièce, comme montré à la Fig. 4d. Finalement, le défaut se transforme en défaut d'agrégat qui existe de manière stable dans le sous-surface de la pièce. De même, la dislocation en V formée est progressivement évoluée en SFT sous l'interaction de deux défauts d'empilement et un verrou de dislocation. Ces défauts stables composent ensemble la couche déformée sous-surface, comme montré aux Fig. 4e et Fig. 4f.

Comme nous le savons, la libération de contrainte résiduelle et la récupération des défauts internes se produiront sur la pièce après traitement de vieillissement. Dans la nano-fabrication réelle, certains des défauts sous-surface formés pendant le traitement disparaîtront après le processus d'usinage. Afin de simuler l'état de la pièce après traitement de vieillissement, une relaxation de dynamique moléculaire est effectuée sur le système de coupe pendant une longue durée. Le diagramme de distribution des défauts résiduels dans le sous-surface de la pièce après relaxation DM pendant une longue durée est montré à la Fig. 5, dans laquelle les atomes sont colorés selon les résultats d'analyse par les méthodes CSP et CNA. On peut voir sur la Fig. 5 que les dislocations primaires sont annihilées après relaxation. Les défauts de lacunes, défauts d'empilement, agrégats atomiques, dislocations prismatiques, dislocations vis, SFT et dislocations stair-rod existent dans le sous-surface de la pièce, comme montré à la Fig. 5. Selon l'analyse ci-dessus, ces défauts, qui sont formés sous l'induction de contraintes internes complexes et l'interaction de défauts de dislocation, affecteront la précision dimensionnelle et la qualité de surface de la pièce après nano-traitement.

Essai de nanoindentation sur éprouvette en cuivre avec défauts sous-surface induits par l'usinage

Les défauts résiduels sous-surface induits par l'usinage gouvernent les propriétés mécaniques de la surface, surtout la dureté et le module de Young. Par conséquent, l'investigation de la nucléation et de l'interaction des dislocations pendant la nanoindentation semble fortement nécessaire. Afin d'étudier l'influence des défauts sous-surface induits par l'usinage sur les propriétés mécaniques du cuivre monocristallin, le processus de nanoindentation sur l'éprouvette après nano-gravure a été mis en pratique avec les mêmes paramètres que la simulation de nano-gravure. Le résultat de simulation est montré aux Fig. 6, 7, 8, 9 et 10. L'image atomique instantanée de la distribution des défauts sous-surface dans l'état initial de nanoindentation est montrée à la Fig. 6. On peut voir sur la figure qu'il y a plusieurs SFT, une dislocation en V, quelques dislocations prismatiques et quelques défauts d'agrégats sous l'indenteur. Ces défauts sous-surface peuvent affecter la nucléation et l'expansion des dislocations de la pièce pendant le processus de nanoindentation. Et ensuite les propriétés mécaniques du matériau de la pièce sont changées.

L'image d'évolution atomique des dislocations sous-surface pendant le processus de chargement de nanoindentation est montrée à la Fig. 7. On peut voir sur la Fig. 7a que la nucléation initiale de dislocation se produit sur la surface de l'éprouvette lorsque l'indenteur contacte la surface de l'éprouvette. Avec la pression vers le bas de l'indenteur, les dislocations nucléées s'étendent progressivement. Parallèlement, sous l'influence du stress exercé par l'indenteur, un grand nombre de dislocations sont nucléées et se déplacent le long du système de glissement, comme montré à la Fig. 7b. Sous l'interaction entre les dislocations nouvellement formées et les défauts sous-surface originaux, certains défauts simples disparaissent progressivement, et les dislocations en V continuent d'évoluer et de s'annihiler progressivement. Le SFT sous l'indenteur diminue progressivement, comme montré à la Fig. 7c. Au fur et à mesure que le processus d'indentation avance, l'échelle des nouveaux défauts de dislocation nucléés augmente, et la dislocation en V et le SFT1 sous l'indenteur disparaissent progressivement. Simultanément, les défauts de dislocation formés pendant l'indentation évoluent progressivement en boucle de dislocation prismatique, dans laquelle les défauts d'empilement disparaissent progressivement, comme montré à la Fig. 7d. La boucle de dislocation prismatique nouvellement formée continue de s'étendre vers le SFT2 en bas à droite de l'indenteur. En raison de sa structure stable, le SFT2 reste non déformé pendant l'expansion de la boucle de dislocation prismatique, comme montré à la Fig. 7e. Comme l'indenteur presse vers le bas, la boucle de dislocation prismatique continue de s'étendre vers le bas, et l'échelle des défauts de dislocation dans la zone sous-surface augmente progressivement. La structure SFT2 existe de manière stable dans le sous-surface de l'éprouvette et n'a pas de changement pendant le mouvement et l'interférence des défauts de dislocation, comme montré à la Fig. 7f.

Afin de montrer l'évolution et la distribution des défauts sous-surface pendant le processus d'indentation plus clairement, la méthode DXA est utilisée pour analyser l'éprouvette après indentation. L'image de distribution des dislocations sous-surface à chaque moment correspondant à la Fig. 7 est obtenue par analyse DXA, comme montré à la Fig. 8. Les dislocations sont colorées selon le schéma suivant : bleu foncé pour dislocations parfaites, vert pour dislocations Shockley, rose pour dislocations stair-rod, jaune pour dislocations Hirth, bleu clair pour dislocations Frank, et rouge pour dislocations non identifiées.

On peut voir sur la Fig. 8 que le sous-surface de la pièce consiste principalement en dislocations Shockley et stair-rod dans l'état initial d'indentation. Le SFT existant dans le sous-surface est une structure tétraédrique régulière consistant en six dislocations stair-rod. Lorsque l'indenteur contacte la pièce, la nucléation de dislocation sur la surface de la pièce est des dislocations Hirth jaunes, comme montré à la Fig. 8a. Au fur et à mesure que l'indenteur presse vers le bas, un grand nombre de dislocations sont nucléées et se déplacent le long du système de glissement. Les dislocations Hirth jaunes sont progressivement transformées en dislocations Shockley vertes, comme montré à la Fig. 8b. Sous l'interaction entre les dislocations nouvellement formées et le SFT1 original, certaines dislocations simples disparaissent progressivement, comme montré à la Fig. 8c. L'échelle des dislocations sous-surface augmente avec l'indenteur qui descend, et les dislocations nouvellement formées sont principalement des dislocations Shockley vertes. L'interaction entre les dislocations Shockley et le SFT1 entraîne la diminution progressive de la taille du SFT1 et la disparition éventuelle du SFT1, comme montré à la Fig. 8d. Avec l'augmentation de l'échelle des défauts, le nombre et les types de dislocations dans le sous-surface de l'éprouvette augmentent. Il y a des dislocations de type inconnu rouge formées dans le sous-surface, et plusieurs dislocations Shockley constituent la boucle de dislocation prismatique, comme montré à la Fig. 8e. Sous l'interaction de la dislocation Shockley et de la dislocation stair-rod, le SFT2 et le SFT3 loin de la région d'indentation n'ont pas disparu à la fin, en raison de l'extrusion plus faible de l'indenteur, comme montré à la Fig. 8f.

L'image d'évolution des dislocations sous-surface pendant le processus de déchargement de nanoindentation est montrée à la Fig. 9. La Fig. 10 montre l'image de distribution des dislocations sous-surface correspondante à la Fig. 9. D'après les deux graphiques, on peut voir que l'échelle des défauts sous-surface augmente d'abord, puis diminue progressivement pendant le processus de déplacement vers le haut de l'indenteur. Cela est causé par la fonction complète entre la libération continue de l'énergie de déformation du matériau et la force d'adhérence exercée par l'indenteur sur l'éprouvette. Au stade initial du processus de déchargement, la force d'adsorption vers le haut de l'indenteur agissant sur l'éprouvette n'est pas significative. L'évolution des défauts sous-surface est principalement entraînée par l'énergie de déformation du matériau, ce qui entraîne l'augmentation de l'échelle des défauts sous-surface. Et les principaux types de dislocations dans ce stade sont la dislocation Shockley verte et la dislocation stair-rod rose, comme montré aux Fig. 9a, b et 10a, b. L'interaction entre le SFT2 et la dislocation Shockley à proximité fait que la dislocation stair-rod rose se transforme en dislocation Shockley verte dans la zone loin de l'action de l'indenteur. Parallèlement, le SFT2 est transformé en un défaut plus petit qui est le SFT3, comme montré aux Fig. 9c et 10c. Avec le soulèvement continu de l'indenteur, l'effet de liaison et d'adsorption exercé par l'indenteur sur l'éprouvette augmente progressivement. Accompagné de la libération d'énergie de déformation, la taille et les types de dislocations dans le sous-surface augmentent. Et plus de dislocations parfaites, dislocations Hirth et dislocations inconnues sont formées, comme montré aux Fig. 9d et 10d. Au stade ultérieur du processus de déchargement, l'énergie de déformation du matériau est essentiellement libérée, et l'évolution des défauts sous-surface est dominée par l'adsorption de l'indenteur. Par conséquent, les défauts sous-surface sont annihilés rapidement, et l'échelle des défauts sous-surface diminue rapidement. Et une dislocation Hirth typique est formée dans la direction du déplacement vers le haut de l'indenteur, ce qui est montré aux Fig. 9e, f et 10e, f. Finalement, l'échelle des défauts sous-surface diminue considérablement, et certains défauts sous-surface typiques, tels que SFT et agrégats atomiques, disparaissent progressivement. D'après l'analyse ci-dessus, on peut voir que le traitement secondaire (nanoindentation) peut restaurer les défauts internes typiques formés dans la nano-gravure, et les dommages sous-surface deviennent plus graves dans la zone de traitement secondaire. Ces caractéristiques des défauts sous-surface affecteront les propriétés mécaniques des matériaux. Donc, il est nécessaire d'étudier l'effet des défauts sous-surface sur les propriétés mécaniques du matériau.

Les propriétés mécaniques des matériaux peuvent être calculées par la courbe charge-déplacement, telles que la dureté, le module d'élasticité et la limite d'élasticité. Dans cette étude, la dureté et le module de Young du cuivre monocristallin ont été étudiés. La variation de la charge sur l'indenteur a été surveillée pendant le processus de nanoindentation, et la courbe charge-déplacement du processus de nanoindentation a été tracée, comme montré à la Fig. 11. La profondeur d'indentation maximale des courbes rouge et noire est respectivement 2 nm et 3 nm, dans lesquelles les processus de chargement et déchargement sont inclus. La direction vers le haut de la charge est définie comme direction positive, donc les courbes charge-déplacement sont toutes au-dessus de la ligne zéro dans le processus de chargement, tandis que la charge sur l'indenteur change de positive à négative pendant le déchargement. La restauration élastique du matériau de matrice déformé exerce une force vers le haut sur l'indenteur. Par conséquent, afin de maintenir l'indenteur en élévation à vitesse uniforme, une force vers le bas (positive) est requise. Avec la restauration progressive de la déformation, la force diminue progressivement jusqu'à disparaître. Ensuite, la force appliquée sur l'indenteur devient négative, et la valeur absolue de la force augmente d'abord puis diminue. D'après le graphique, on peut voir que l'éprouvette est au stade de déformation élastique pendant le processus de chargement, et la charge augmente proportionnellement au déplacement. Lorsque le déplacement de l'indenteur est de 1 nm, la charge sur l'indenteur fluctue dramatiquement, comme indiqué par la flèche sur le côté gauche de la Fig. 11. C'est parce que l'indenteur est pressé vers le bas sur le SFT1 montré à la Fig. 7, ce qui entraîne un plus grand obstacle à l'indenteur. Lorsque le déplacement de l'indenteur est dans la plage de 2 à 3 nm, l'amplitude de fluctuation de la charge augmente. C'est parce que l'indenteur est pressé vers le bas jusqu'à la couche SSD, et l'obstacle de l'indenteur au défaut sous-surface dans l'éprouvette est plus significatif, donc l'amplitude de fluctuation de la charge augmente significativement.

Selon la méthode d'Oliver-Pharr [31], la dureté de nanoindentation peut être définie comme la charge d'indentation divisée par la surface de contact entre l'indenteur et l'éprouvette, qui est calculée par l'Éq. 7.

$$ H={F}_{\mathrm{max}}/{A}_c $$ (7)

Dans laquelle, F_max est la valeur de pointe de la charge. A_c est la surface de contact projetée pour l'indenteur et l'éprouvette, qui peut être obtenue par

$$ {A}_c=\pi {r}^2 $$ (8)

où r est le rayon de contact pour l'indenteur. Comme l'indenteur est hémisphérique, r est approximativement égal à la profondeur d'indentation.

La déformation élastique du matériau de cuivre monocristallin est causée par la charge exercée par l'indenteur. Basée sur la courbe charge-déplacement précédente, le module de Young (E) du cuivre monocristallin peut être calculé par l'Éq. 9.

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

où F est la charge appliquée, S est la surface de contact, r est le rayon de projection de l'indenteur, DL est la déformation du matériau le long de la direction de chargement, qui est égale à la profondeur d'indentation, et L est la longueur totale du matériau le long de la direction de chargement. Dans cette étude, L est égal à 30 nm.

Selon la méthode d'Oliver-Pharr et les données charge-déplacement, la dureté de nanoindentation et le module d'élasticité de Young des matériaux de cuivre monocristallin avec défauts sous-surface peuvent être calculés sur la base des Éq. 7, 8, 9. Le Tableau 3 montre la charge appliquée agissant sur les éprouvettes par l'indenteur avec différentes profondeurs d'indentation.

La dureté de nanoindentation du cuivre monocristallin peut être calculée par les Éq. 7 et 8 en combinant les données du Tableau 3. Lorsque la profondeur maximale est de 2 nm, F_max = 190,67 nN et d'après la Fig. 11 r = 2,75 nm. La valeur calculée de la dureté de nanoindentation H2 est de 8,029 GPa. Lorsque la profondeur maximale est de 3 nm, F_max = 244,66 nN et r = 3 nm. La valeur calculée de la dureté de nanoindentation H3 est de 8,675 GPa, ce qui est légèrement plus grand que celle obtenue à la profondeur d'indentation de 2 nm. C'est parce que l'indenteur est pressé vers le bas jusqu'à la zone de défauts sous-surface à la profondeur d'indentation de 3 nm, et la résistance à la déformation des défauts sous-surface augmente. Par conséquent, la dureté du cuivre monocristallin a augmenté. On peut conclure du résultat que les défauts sous-surface rendent la surface usinée beaucoup plus dure, ce qui est le phénomène d'écrouissage.

Le module de Young E du cuivre monocristallin peut être calculé par l'Éq. 9 en combinant les données du Tableau 3. Les résultats de calcul sont montrés au Tableau 4. On peut noter que le module de Young devient distinctement plus élevé lorsque la profondeur d'indentation est inférieure à 1,5 nm. Au stade initial de la nanoindentation, l'indenteur ne contacte pas la zone de défauts résiduels dans le sous-surface. Cependant, l'effet d'écrouissage rend le matériau de l'éprouvette difficile à déformer élastiquement ; par conséquent, le module de Young du cuivre monocristallin est plus grand au stade initial de l'indentation. La valeur du module de Young est de 119,4 GPa lorsque la profondeur d'indentation est de 2 nm, ce qui est presque le même que la recherche de Zhang (120,4 GPa) [14]. Avec l'augmentation de la profondeur d'indentation, le module d'élasticité de Young des éprouvettes en cuivre monocristallin diminue progressivement, et la capacité des matériaux à résister à la déformation élastique est affaiblie. Cela est dû au fait que la déformation élastique permanente dérive du mouvement des dislocations et de son interaction avec les défauts sous-surface. Il a été révélé que les défauts sous-surface induits par nano-gravure affecteront les propriétés physiques et mécaniques des matériaux de cuivre monocristallin, ce qui est également applicable aux autres matériaux CFC. L'existence de défauts sous-surface augmentera la dureté de la surface usinée et affaiblira la capacité du matériau à résister à la déformation élastique, dans laquelle l'évolution mutuelle entre dislocations et défauts sous-surface joue un rôle important. Par conséquent, il est très important de prédire l'épaisseur de la couche de déformation sous-surface et d'étudier les propriétés de surface pour la nano-fabrication.

Conclusions

Les défauts sous-surface existant de manière stable dans la pièce après nano-gravure peuvent affecter les propriétés mécaniques, ce qui est critique pour la performance et la durée de vie des nano-structures. Les études précédentes sont principalement basées sur des matériaux monocristallins parfaits ou sur la construction artificielle de défauts hypothétiques, ce qui est loin des défauts sous-surface réels. Dans cet article, une simulation de dynamique moléculaire de nano-gravure est effectuée pour construire le modèle d'éprouvette avec défauts sous-surface. Sur la base du modèle DM construit, une simulation de nanoindentation est réalisée pour étudier l'influence des défauts sous-surface induits par l'usinage sur les propriétés physiques et mécaniques des matériaux de cuivre monocristallin. Le mécanisme d'interaction entre dislocation et défauts complexes pendant la nanoindentation est étudié. La dureté de nanoindentation et le module d'élasticité de Young des matériaux de cuivre monocristallin sont calculés. Sur la base de l'analyse ci-dessus, quelques conclusions intéressantes peuvent être tirées comme suit.

1. La nucléation et l'expansion des dislocations dans le sous-surface de la pièce sont entraînées par l'action d'extrusion et de cisaillement de l'outil de coupe pendant le processus de nano-gravure, ce qui entraîne la fluctuation de la force de coupe. Après nano-gravure, il existe des résidus de structure de défauts stables dans le sous-surface de la pièce, tels que défauts de lacunes, défauts d'empilement, agrégats atomiques, SFT et dislocations stair-rod, qui constituent ensemble la couche de défauts sous-surface de la pièce.

2. L'existence de défauts sous-surface affecte la nucléation et l'expansion des dislocations pendant le processus de nanoindentation. Certains défauts stables directement sous l'indenteur, tels que la dislocation en V et le SFT1, sont annihilés après indentation. Et le SFT2 loin de la région d'indentation est transformé en un plus petit. Le traitement secondaire de nanoindentation peut restaurer les défauts internes typiques de la pièce, mais les défauts sous-surface dans la zone de traitement secondaire sont aggravés.

3. La dureté de nanoindentation des éprouvettes augmente avec l'introduction de défauts sous-surface, ce qui entraîne la formation d'un effet d'écrouissage. Le module de Young du cuivre monocristallin est plus grand au stade initial de l'indentation et diminue progressivement avec l'augmentation de la profondeur d'indentation. L'existence de défauts sous-surface peut affaiblir la capacité du matériau à résister à la déformation élastique, dans laquelle l'évolution mutuelle entre dislocations et défauts sous-surface joue un rôle important.

Disponibilité des données et matériaux

Les conclusions faites dans ce manuscrit sont basées sur les données qui sont toutes présentées et montrées dans cet article.

Abréviations

DM :

Dynamique moléculaire

SSD :

Défauts sous-surface

SFT :

Tétraèdre de défaut d'empilement

PBC :

Condition de frontière périodique

LAMMPS :

Simulateur parallèle massivement atomique/moléculaire à grande échelle

EAM :

Méthode de l'atome immergé

CSP :

Paramètre de centro-symétrie

CFC :

Cubique à faces centrées

CNA :

Analyse des voisins communs

HCP :

Hexagonale compacte

CCC :

Cubique à corps centré

ICO :

Icosahédral

DXA :

Algorithme d'extraction de dislocations