Étude par dynamique moléculaire de la dynamique de coupe dans l'usinage hybride du silicium monocristallin

Résumé

Dans cet article, des simulations de dynamique moléculaire sont menées pour investiguer le mécanisme de coupe pendant le processus d'usinage hybride combinant les assistants thermiques et vibratoires. Un modèle de coupe modifié est appliqué pour étudier le comportement d'enlèvement de matière et la formation de dommages sous-surface dans un cycle de vibration. Les résultats indiquent que pendant le processus d'usinage hybride, le mécanisme dominant d'enlèvement de matière pourrait se transformer de l'extrusion au cisaillement en un seul cycle de vibration. Avec une augmentation de la température de coupe, la génération et la propagation des fissures sont efficacement supprimées tandis que le gonflement apparaît lorsque le mécanisme dominant d'enlèvement de matière devient le cisaillement. Le mécanisme de formation des dommages sous-surface dans un cycle de vibration peut être distinct selon la distribution des contraintes. De plus, la génération de lacunes dans la pièce devient apparente avec l'augmentation de la température, ce qui est un phénomène important dans le processus d'usinage hybride.

Introduction

Le silicium monocristallin est un matériau semi-conducteur important, qui a été largement utilisé dans l'optique infrarouge, la microélectronique et les systèmes optoélectroniques en raison de ses excellentes propriétés optiques et mécaniques. Cependant, en raison de la nature dure et fragile du silicium monocristallin, des fractures fragiles microscopiques et des dommages sous-surface peuvent être générés pendant l'usinage mécanique. Pendant le processus de micro-fraisage, des défauts d'ébréchage de bord de type intérieur induits par l'usinage peuvent être générés dans la pièce. Dans l'usinage par coupe diamant monocristallin (SPDT), une couche endommagée variant de 200 à 600 nm peut être formée selon les paramètres de traitement. Bien que la couche de dommages sous-surface puisse être réduite à environ 50 nm par meulage et polissage, l'efficacité d'usinage et la capacité à fabriquer des structures complexes sont limitées. Pour surmonter ces problèmes, diverses technologies d'usinage assistées ont été proposées et testées. En particulier, la coupe assistée thermiquement (TAC) et la coupe assistée par vibration (VAC) ont attiré une large attention en raison de leurs performances de coupe extraordinaires.

Pour les matériaux fragiles comme le silicium monocristallin, la transition fragile-ductile peut être favorisée lorsque la température d'usinage est augmentée. Pendant le processus TAC, la pièce en silicium est thermiquement ramollie, ce qui cause la diminution des forces de coupe et de l'énergie de coupe spécifique. Pendant ce temps, le recuit des phases de haute pression en phase cubique de silicium devient apparent lorsque la température d'usinage est augmentée. Avec une sélection appropriée des paramètres d'usinage, une surface usinée désirée avec une haute pureté de phase et de faibles dommages sous-surface peut être atteinte par TAC. En plus de TAC, la coupe assistée par vibration (VAC) est une autre méthode favorisant l'obtention de surfaces de haute qualité sur le silicium monocristallin. Cette technique a été appliquée dans l'industrie manufacturière depuis les années 1960. Dans le développement initial de cette technologie, seul un mouvement de vibration linéaire dans la direction nominale de coupe est pratiqué en usinage, ce qui est nommé coupe par vibration linéaire (LVC). En 1994, la coupe par vibration elliptique (EVC) a été proposée par Shamoto et Moriwaki. Par la suite, les faisabilités d'usinage de l'EVC sur de nombreux matériaux fragiles comme le silicium, le carbure de silicium lié par réaction, le carbure de tungstène et l'acier trempé ont été vérifiées. Pendant le processus EVC, les dommages sous-surface peuvent être efficacement supprimés puisque la profondeur de coupe transitoire (DOC) est beaucoup plus petite que la DOC nominale. De plus, en raison de la séparation à chaque cycle de vibration, les surfaces de contact entre l'outil de coupe et la pièce sont exposées au gaz ou fluide environnant, ce qui dissipe la chaleur de coupe générée. Par conséquent, l'usure de l'outil de coupe comme l'adhésion et la réaction thermo-chimique peut être efficacement supprimée.

Pour améliorer davantage l'usinabilité des matériaux fragiles, des expériences d'usinage hybride (HM) combinant les assistants thermiques et vibratoires ont été menées. Il a été trouvé que lors de la coupe d'Inconel 718 par la méthode HM, la rugosité de surface usinée peut être efficacement diminuée. À travers des expériences et des simulations par éléments finis (FEM), une chute substantielle des forces de coupe et une qualité de surface supérieure des alliages de titane peuvent être atteintes pendant le processus HM. Ces résultats démontrent la faisabilité de la méthode HM dans l'usinage de précision des matériaux fragiles. Cependant, il est difficile d'observer et de mesurer directement les variables physiques pendant le processus d'usinage puisque l'outil de coupe vibre à haute fréquence et la zone de déformation est à haute température. De plus, dans la fabrication de surfaces nanométriques, l'épaisseur d'enlèvement de matière transitoire varie généralement de sous-nanomètres à quelques nanomètres. Par conséquent, la représentation continue traditionnelle du problème telle que FEM est discutable puisque les effets mécaniques quantiques deviennent apparents.

Ces dernières années, la simulation de dynamique moléculaire (MD) a été largement appliquée dans les investigations du processus d'usinage assisté en raison de ses avantages dans l'étude du processus de coupe nanométrique. Basé sur les simulations précédentes de TAC, lorsque la température de coupe est augmentée, l'anisotropie dans la force de coupe, l'énergie de coupe spécifique et la contrainte d'écoulement devient plus évidente. Pendant ce temps, la force de cisaillement dans la pièce est plus faible à une température de coupe plus élevée, ce qui mène à des zones de cisaillement plus étroites et des magnitudes plus élevées de l'angle du plan de cisaillement. De plus, le taux d'enlèvement de matière peut être amélioré avec l'augmentation de la température de coupe puisque plus de copeaux sont formés. Pour le processus EVC, il a été découvert par simulation MD que la contrainte compressive et la contrainte de cisaillement dans la région de déformation peuvent être grandement diminuées comparées à la coupe ordinaire, ce qui est avantageux pour la suppression des dommages sous-surface. De plus, le processus EVC montre un amincissement évident des copeaux de coupe, résultant en une augmentation du rapport entre l'épaisseur de copeau non coupé et l'épaisseur de copeau coupé. En outre, il a été dévoilé que les paramètres de vibration incluant les rapports d'amplitude, les fréquences de vibration et les différences de phase ont de grandes influences sur la performance d'enlèvement de matière.

Ces réalisations remarquables ont amélioré la compréhension du mécanisme d'usinage pour le processus d'usinage assisté. Cependant, afin d'économiser le temps de calcul et la mémoire, les systèmes de simulation sont généralement assez petits. Dans les simulations précédentes du processus EVC, les amplitudes de vibration et la DOC nominale sont inférieures à 5 nm. Par conséquent, l'épaisseur d'enlèvement de matière transitoire est généralement inférieure à 1 nm, ce qui ne parvient pas à décrire le processus d'enlèvement de matière réel avec précision. De plus, les simulations MD du processus HM n'ont pas été rapportées. Le mécanisme du processus d'enlèvement de matière et de formation de dommages sous-surface pendant le processus HM reste encore flou. Par conséquent, dans cet article, une simulation MD est menée pour révéler le mécanisme de coupe du processus HM. Le modèle de coupe classique est modifié pour que les paramètres de vibration soient beaucoup plus proches des valeurs expérimentales, par exemple, l'amplitude de vibration est agrandie à 40 nm avec une vitesse de coupe nominale de 3,125 m/s. Le mécanisme d'enlèvement de matière dans un cycle de vibration et l'influence de l'augmentation de la température de coupe sont investigués. La simulation MD est conduite par le célèbre simulateur LAMMPS. Le logiciel de post-traitement OVITO est employé pour analyser les résultats de simulation.

Méthode de simulation

Détails du modèle de coupe

La figure 1 montre le diagramme schématique du processus EVC, qui est originellement présenté par Shamoto et al. La trajectoire de l'outil peut être exprimée comme suit :

x(t) = A_c sin(2πft) - vt

z(t) = A_d sin(2πft + φ)

où x(t) et z(t) représentent le déplacement de l'outil de coupe dans les directions x et z. A_c et A_d sont l'amplitude de vibration dans la direction nominale de coupe (direction x) et la direction de DOC nominale (direction z négative). Les paramètres f, v, φ et t représentent la fréquence de vibration, la vitesse de coupe nominale, la différence de phase et le temps de simulation respectivement. Le temps de simulation t_i représente le temps du point P_i sur la trajectoire de l'outil de la figure 1.

Selon la relation géométrique, les valeurs de t₁ et t₃ peuvent être déterminées par :

x(t₁) - x(t₃) = 2πv/ω

z(t₁) - z(t₃) = 0

Ensuite, t₆ peut être obtenu lorsque la direction de mouvement transitoire de l'outil diamant est parallèle à la face de dépouille de l'outil :

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

où γ est l'angle de dépouille de l'outil de coupe diamant.

Le modèle MD est présenté dans la figure 2. La pièce en silicium monocristallin est définie comme corps déformable. Alors que l'outil diamant est considéré comme corps rigide puisque l'usure de l'outil peut être négligée dans cette simulation. La morphologie de la pièce dans le modèle de coupe classique est remodelée selon la trajectoire de l'outil dans le cycle de vibration précédent avec considération du rayon de bord d'outil. La trajectoire de l'outil peut être déterminée comme illustré dans la figure 2b. P_o et P_b sont le centre et le point bas du cercle de bord d'outil. Lorsque l'effet de bord d'outil est considéré, le point de génération de surface transitoire P_c varie le long du bord d'outil pendant le mouvement de l'outil. La surface finie réelle est générée par la ligne d'enveloppe du bord de l'outil de coupe. Si la trajectoire de P_b est exprimée par les équations (1) et (2), la trajectoire de P_c peut être calculée à travers :

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

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

où

sin θ(t) = z'(t) / √(x'(t)² + z'(t)²)

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

Les atomes de silicium sont divisés en trois groupes : atomes de frontière, atomes de thermostat et atomes newtoniens. Les atomes de frontière sont fixés dans leurs positions équilibrées pour maintenir la pièce pendant la simulation. Les atomes de thermostat sont maintenus à la température ambiante pour dissiper la chaleur de coupe générée tandis que les atomes newtoniens suivent la seconde loi de Newton.

Les détails des paramètres de simulation sont listés dans le Tableau 1. La longueur l et la hauteur h ont été déterminées pour garder une distance suffisante entre la zone de coupe et les frontières fixes. La condition aux limites périodique est appliquée selon la direction y pour imiter le silicium en vrac. La direction nominale de coupe, l'angle de dépouille/dégagement de l'outil et la différence de phase ont été déterminés en se référant à la configuration expérimentale. L'amplitude de vibration et la DOC nominale sont agrandies pour approcher l'échelle expérimentale avec un coût de simulation acceptable. Pendant ce temps, afin d'assurer l'épaisseur de matière enlevée (atomes verts dans la figure 2c), le rapport de vitesse et la fréquence de vibration ont été fixés à 40 et 500 MHz respectivement. Par conséquent, la vitesse de coupe nominale a été déterminée à 3,125 m/s. De plus, des simulations avec différentes températures de coupe sont conduites pour révéler l'effet de l'assistant thermique sur le mécanisme de coupe. La température de coupe est augmentée de 300 à 1200 K, ce qui est réalisable pendant le TAC comme l'usinage assisté par laser.

Dans ce modèle modifié, seule l'étape de coupe pendant le cycle de vibration est simulée et les pas de temps où la pièce est séparée de l'outil de coupe sont sauvegardés. Par conséquent, la puissance de calcul peut être concentrée sur le processus de coupe transitoire. Plus important encore, le processus d'enlèvement de matière transitoire peut être décrit avec précision. Une comparaison entre le modèle modifié et le modèle MD classique est montrée dans le Tableau 2.

Fonction de potentiel

Dans la simulation MD, il est important d'adopter un potentiel robuste pour décrire l'interaction entre atomes. Pour le silicium monocristallin, les chercheurs ont développé de nombreux potentiels tels que la méthode des atomes intégrés modifiée (MEAM), Stillinger-Weber (SW), Tersoff et les potentiels charge optimisé many-body (COMB). Parmi ces potentiels, le potentiel analytique d'ordre de liaison (ABOP) proposé par Erhart et Albe a attiré une attention croissante. C'est une fonction de potentiel à trois corps qui permet la formation et la rupture de liaisons pendant la simulation d'usinage. Selon les recherches précédentes, l'ABOP peut décrire avec précision les propriétés de dimère et de masse du silicium. Pendant ce temps, les propriétés mécaniques du silicium faites par l'ABOP sont cohérentes avec les expériences, ce qui est important dans les simulations MD d'usinage à l'échelle nanométrique. Par conséquent, dans cet article, le potentiel ABOP est appliqué pour décrire les interactions silicium-silicium et carbone-carbone. Pendant ce temps, l'interaction silicium-carbone est décrite par le potentiel Morse, qui a été prouvé comme un potentiel efficace dans la simulation de coupe à l'échelle nanométrique. La fonction de potentiel Morse peut être exprimée comme :

E_Si-C(r_ij) = D_M [e^(-2a(r_ij - R_M)) - 2e^(-a(r_ij - R_M))]

où D_M, a et R_M représentent l'énergie de cohésion, le module d'élasticité et la distance d'équilibre entre atomes respectivement. Les paramètres pour le potentiel Morse sont : D_M = 0,435 eV, a = 46,487 nm⁻¹, R_M = 0,19475 nm.

Résultats et discussion

Performance de coupe

Dans la coupe ordinaire, le mécanisme dominant d'enlèvement de matière peut être grandement influencé par l'épaisseur de copeau non déformé. Avec une petite épaisseur de copeau non déformé, le mécanisme dominant d'enlèvement de matière est l'extrusion. La phase métallique stable (Si-II) peut être générée par la transition de phase à haute pression (HPPT), ce qui facilite la déformation ductile du silicium. Lorsque l'épaisseur de copeau non déformé est augmentée, la matière peut être principalement enlevée via le processus de cisaillement. Alors que dans le processus EVC, puisque l'épaisseur de copeau non déformé varie constamment, le mécanisme d'enlèvement de matière peut se transformer de l'extrusion au cisaillement en un cycle de vibration. La figure 3 montre les instantanés de la simulation de coupe à 300 K. La structure cristalline de la pièce est déterminée par l'analyse des voisins communs (CNA). Cette analyse trouve les atomes qui sont arrangés dans un réseau de diamant cubique ou hexagonal. La structure non-diamant dans la figure 3c, e contient principalement la phase amorphe (a-Si), Si-II et d'autres atomes défectueux. Ces structures sont instables et se transformeront en a-Si après la coupe. On peut observer des figures 3b, c que la matière est principalement enlevée par extrusion à l'étape initiale de coupe. Un point d'arrêt transitoire peut être observé près du bord de l'outil de coupe. Similaire à la coupe ordinaire, les matériaux dans la région de déformation sont divisés par le point d'arrêt en copeaux et matière compressée. Au fur et à mesure que l'outil de coupe progresse, l'épaisseur de copeau non déformé augmente. Des plans de cisaillement et des grains polycristallins sont générés dans la pièce, indiquant que le cisaillement devient le mécanisme dominant d'enlèvement de matière.

La figure 4 montre la morphologie de la pièce à différentes températures de coupe. À 300 K, des fissures et fractures évidentes peuvent être observées dans la pièce pendant le mouvement ascendant de l'outil. Pour un matériau fragile comme le silicium monocristallin, le mouvement ascendant de l'outil mènerait à l'arrachement de matériaux et laisserait des défauts dans la pièce, ce qui est considéré comme un problème spécifique dans l'EVC. Bien que ces fissures puissent être enlevées par des cycles de vibration supplémentaires, la stabilité d'usinage sera impactée en raison de l'irrégularité de la surface de la pièce. Lorsque la température de coupe est augmentée, la génération et la propagation des fissures sont efficacement supprimées. De la figure 4d, aucune fracture évidente n'est détectée lorsque la température de coupe monte à 1200 K. Cependant, on observe qu'à 900 K et 1200 K, le gonflement de la surface usinée devient évident lorsque le mécanisme d'enlèvement de matière se transforme en cisaillement. On peut conclure que comme plus de grains cristallins sont générés à l'étape de cisaillement, le gonflement peut être causé par la rotation de ces grains cristallins à haute température.

Pour une description claire de cette rotation, les coordonnées de 24 atomes marqués (atomes rouges) dans les grains cristallins sont utilisées pour calculer l'angle de rotation moyen, comme illustré dans la figure 4e. L'angle de rotation de 8 grains cristallins (numérotés dans la figure 4a-d) est résumé dans la figure 4f. On peut observer que l'angle de rotation est évidemment augmenté à température élevée. Pendant le processus HM, la viscosité de l'a-Si peut être grandement diminuée à haute température et le mouvement de tirage vers le haut des atomes de la pièce est promu par le mouvement ascendant de l'outil. Par conséquent, le flux atomique dans la pièce est amélioré et la rotation des grains cristallins peut être facilitée, menant au gonflement de la surface usinée. Pour restreindre la rotation des grains cristallins, la puissance de chauffage devrait être contrôlée pour éviter la surchauffe de la pièce. De plus, les paramètres de vibration devraient être choisis soigneusement, par exemple, une vitesse de coupe nominale plus faible et une fréquence de vibration plus élevée devraient être appliquées pour supprimer la génération de grains cristallins et éliminer le gonflement par des cycles de vibration supplémentaires. Comme illustré dans la figure 5, avec des paramètres de vibration appropriés, P₁ pourrait se situer dans l'étape d'extrusion et la surface usinée finale est générée par extrusion sans gonflement.

Champ de contrainte dans la pièce

Pour investiguer davantage le mécanisme de coupe pendant le processus HM, la distribution des contraintes dans la pièce a été calculée. Dans la simulation MD, la contrainte hydrostatique peut être exprimée comme :

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

où σ_x, σ_y et σ_z sont les tenseurs de contrainte des données de sortie LAMMPS.

La distribution de contrainte hydrostatique pendant les étapes d'extrusion et de cisaillement est montrée. Et les valeurs de pointe des contraintes dans les régions compressives et tensiles ont été marquées. Avec le mouvement de l'outil, le point de contact entre l'outil et la pièce varie le long du cycle de bord d'outil, ce qui résulte dans le mouvement de la région compressive du bord d'outil vers la face de dépouille. Selon les rapports précédents, la HPPT de la phase silicium monocristallin (Si-I) à Si-II pourrait se produire à des pressions commençant à 10–12 GPa. Dans la simulation de coupe à 300 K, la contrainte compressive maximale en étape d'extrusion et de cisaillement a atteint 18,1 GPa et 17,6 GPa respectivement. Ce résultat indique que la phase ductile Si-II peut être générée pendant la coupe et que la HPPT existe encore à l'étape de cisaillement. En outre, à l'étape d'extrusion, la contrainte tensile se concentre principalement près de la zone de contact entre la face de dégagement de l'outil et la surface usinée comme résultat de l'adhésion des atomes de silicium et de la surface de l'outil. Au fur et à mesure que l'outil progresse vers l'étape de cisaillement, la région tensile s'agrandit et la concentration de contrainte tensile dans la pièce sous-surface est grandement augmentée, ce qui est causé par le mouvement de tirage vers le haut. Lorsque la température de coupe est augmentée, la déformabilité plastique du silicium monocristallin est améliorée et la contrainte interne dans la pièce est diminuée. À mesure que la température augmente de 300 à 1200 K, la contrainte compressive maximale diminue de 16,6 % et 25 % en étape d'extrusion et de cisaillement. Pendant ce temps, bien que la concentration de contrainte tensile dans la pièce sous-surface soit encore évidente, la valeur de pointe de la contrainte tensile est apparemment diminuée de plus de 30 %. Il a été rapporté que la ténacité à la fracture du silicium monocristallin peut être efficacement augmentée à température plus élevée. Par conséquent, les fissures et fractures causées par l'effet d'arrachement dû au mouvement ascendant de l'outil peuvent être efficacement supprimées.

Le silicium monocristallin a une structure cristalline Face Center Cubic (FCC) avec 12 systèmes de glissement. Basé sur le mouvement de l'outil, les principaux systèmes de glissement pour la déformation de cisaillement sont les systèmes (111)/[1̄01] et (11̄1)/[1̄01]. Par conséquent, la composante de contrainte de cisaillement résolue τ_s dans le système de glissement (111)/[1̄01] est calculée. Comme illustré dans la figure 7, la composante de contrainte de cisaillement résolue τ_s dans la direction M du plan de glissement N peut être calculée à travers les tenseurs de contrainte par :

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

où a₁, b₁, c₁ sont les cosinus directeurs de la direction normale du plan N tandis que a₂, b₂, c₂ sont les cosinus directeurs de la direction de glissement M. Alors que τ_xy, τ_xz et τ_yz sont les tenseurs de contrainte de cisaillement des données de sortie LAMMPS.

La distribution de la contrainte de cisaillement résolue τ_s est montrée. La région avec τ_s positive est définie comme la région de cisaillement puisque le mouvement de glissement selon la direction [1̄01] est promu, ce qui facilite l'enlèvement de matière par cisaillement. Alors que la région avec τ_s négative est considérée comme la région de dommage car le mouvement de glissement est préférable dans la direction opposée, menant à la formation de dommages sous-surface dans la pièce. À l'étape d'extrusion, la contrainte dans la région de cisaillement est plus petite que celle dans la région de dommage. Les dommages sous-surface causés par la déformation de cisaillement peuvent être générés sous la surface usinée. Au fur et à mesure du mouvement de l'outil de coupe, la contrainte de cisaillement selon la direction [1̄01] est progressivement augmentée, causant la transition d'enlèvement de matière de l'extrusion au cisaillement. De plus, puisque la position de la région de dommage monte le long du mouvement de l'outil, le dommage généré peut être enlevé par des cycles de vibration supplémentaires et ne restera pas dans la pièce. Lorsque la température est augmentée de 300 K à 1200 K, la contrainte de cisaillement dans la région de dommage diminue de 36,1 % et 42,4 % en étape d'extrusion et de cisaillement respectivement. En revanche, en raison du mouvement ascendant de l'outil, la diminution de la contrainte de cisaillement selon la direction [1̄01] en étape de cisaillement est beaucoup moins apparente. La contrainte de cisaillement résolue critique (CRSS) pour le mouvement de glissement peut être exprimée comme :

τ_c(T) = Cε^(1/n) exp(U/(nkT))

où U et ε représentent l'énergie d'activation du mouvement de glissement et le taux de déformation. Les paramètres n et C sont des constantes de matériau. On peut conclure que la CRSS peut être diminuée évidemment avec l'augmentation de la température. Par conséquent, la déformation de cisaillement dans la direction [1̄01] peut être facilitée à température élevée.

Transition de phase

Lorsque la température de coupe est augmentée, la transition de phase du silicium peut être grandement influencée. La relaxation de l'a-Si et la transition vers Si-I peuvent être promues à une température appropriée. Dans la figure 4, le motif de dommage dans les pièces devient plus étroit à haute température. Une observation détaillée du motif de dommage lors de la coupe à 1200 K est présente dans la figure 9a. On observe que le dommage généré dans la région de déformation est partiellement récupéré après la coupe, indiquant que la transition de la structure non-diamant vers Si-I s'est produite. Et plus d'atomes Si-I sont générés lorsque la température de coupe est augmentée, comme montré dans la figure 9b. De plus, le maillage de surface construit (couleur rouge) de la pièce usinée à 1200 K est présent dans la figure 9c. On observe que quelques lacunes sont formées dans la pièce sous-surface. Puisque les atomes sont plus étroitement empilés dans la phase Si-I, la transition vers Si-I pourrait causer un rétrécissement du matériau, ce qui induit des lacunes dans la pièce. Le volume des lacunes à différentes températures est calculé et présent dans la figure 9d. On observe que presque aucune lacune n'est générée à température ambiante. Alors qu'une augmentation évidente des lacunes peut être détectée lorsque la température de coupe est augmentée à 900 K et 1200 K.

Une analyse plus approfondie des lacunes est présente dans la figure 10. Un élément de matériau sous la surface usinée est choisi pour surveiller la génération des lacunes. Le nombre d'atomes dans la structure non-diamant et l'évolution des contraintes de l'élément de matériau sont présents. On conclut que pendant le processus de coupe, l'élément de matériau est d'abord compressé et puis subit une contrainte tensile due au mouvement ascendant de l'outil. Pendant ce temps, deux pics de la contrainte de cisaillement peuvent être observés à 300 K puisque la contrainte de cisaillement dans la région de dommage est augmentée au fur et à mesure que l'outil de coupe passe. Lorsque la température de coupe est augmentée, la diminution de la contrainte de cisaillement est plus évidente que la contrainte tensile. À 1200 K, le second pic de la contrainte de cisaillement est presque disparu tandis que la contrainte tensile devient dominante dans l'élément de matériau pendant le processus de relaxation.

Pour explorer l'effet de la contrainte tensile sur le processus de formation des lacunes, des simulations de relaxation d'échantillon de silicium en vrac ont été conduites. Comme montré dans la figure 11a, le modèle initial compose de 40 % d'atomes Si-I et 60 % d'atomes a-Si, qui est généré par la méthode fonte-trempe. La taille du modèle est 21,7 nm × 8,1 nm × 26,1 nm dans les directions x, y et z, qui contient 230 400 atomes. L'interface initiale entre la région cristalline et non-cristalline est définie comme le plan cristallin (001). La condition aux limites périodique est appliquée dans les trois dimensions pour imiter les matériaux en vrac. Le maillage de surface du modèle relaxé est présent dans la figure 11b. De plus, pour quantifier les lacunes, la fraction de volume solide est calculée comme le rapport du volume de matériau solide et le volume total de l'échantillon de simulation, comme montré dans la figure 11c. On observe que lorsque la température est augmentée, la fraction de volume solide diminue évidemment sous contrainte tensile. Par conséquent, pour supprimer les lacunes, la température de coupe désirée pendant le processus HM devrait être plus basse que celle dans le TAC ordinaire et les paramètres de vibration devraient être optimisés pour réduire la contrainte tensile dans la pièce sous-surface.

Conclusions

Dans cet article, une simulation MD est menée pour investiguer le mécanisme de coupe du processus d'usinage hybride (HM). Un modèle de coupe modifié est appliqué pour révéler le comportement d'enlèvement de matière et la formation de dommages sous-surface dans un cycle de vibration. Les conclusions principales étaient les suivantes :

1. (1) Pendant le processus HM, le mécanisme dominant d'enlèvement de matière pourrait se transformer de l'extrusion au cisaillement en un seul cycle de vibration. Avec une augmentation de la température de coupe, la génération et la propagation des fissures peuvent être efficacement supprimées. Cependant, le gonflement apparaît lorsque le mécanisme dominant d'enlèvement de matière devient le cisaillement, ce qui est causé par la rotation des grains cristallins dans la pièce.
2. (2) Basé sur l'analyse des contraintes, le mécanisme dominant de formation des dommages sous-surface dans un cycle de vibration peut être distinct. À l'étape d'extrusion, les dommages sous-surface peuvent être générés par la contrainte de cisaillement dans la région de dommage. Alors qu'à l'étape de cisaillement, la contrainte tensile devient dominante dans la formation des dommages sous-surface. Lorsque la température de coupe est augmentée, bien que la concentration de contrainte tensile dans la pièce sous-surface soit encore évidente, la valeur de pointe des contraintes est apparemment diminuée, ce qui supprime efficacement les fissures et fractures dans la pièce.
3. (3) Lorsque la température de coupe est augmentée, moins de dommages sous-surface sont générés dans la pièce. Cependant, en raison de la contrainte tensile, certaines lacunes peuvent être générées dans la pièce lorsque la température de coupe est augmentée. Par conséquent, la température de coupe désirée pendant le processus HM devrait être plus basse que celle dans le TAC ordinaire et les paramètres de vibration devraient être réglés soigneusement pour supprimer les lacunes dans la pièce sous-surface.