Оценка подповерхностных дефектов, вызванных обработкой: влияние на динамику дислокаций и механические свойства методом наноиндентирования

Аннотация

Подповерхностные дефекты существенно влияют на точность и производительность наноструктур. В работе методом молекулярно-динамического моделирования наноиндентирования исследуется влияние подповерхностных дефектов, возникающих при обработке, на эволюцию дислокаций и механические свойства материалов. Модель образца с подповерхностными дефектами построена нанорезанием, соответствующим реальности. Обсуждаются механизм образования подповерхностных дефектов и механизм взаимодействия дефектов, вызванных обработкой, с эволюцией дислокаций. Рассчитана твердость и модуль Юнга монокристаллического меди. Результаты показывают, что в подповерхностном слое заготовки существуют стабильные остаточные структуры дефектов: атомные кластеры, тетраэдра накопления сдвига (SFT) и лестнично-стержневые дислокации. Вторичная обработка наноиндентированием может восстановить внутренние дефекты заготовки, но подповерхностное повреждение в зоне вторичной обработки усиливается. Твердость при наноиндентировании растет при введении подповерхностных дефектов, что приводит к эффекту отвердевания. Наличие подповерхностных дефектов ослабляет способность материала сопротивляться упругой деформации, при этом взаимная эволюция дислокаций и подповерхностных дефектов играет важную роль.

Предыстория

Ультраточная обработка в нанометровом масштабе считается эффективным методом получения нанокомпонентов с субмикронной размерной точностью и нанометровым качеством поверхности [1]. После обработки в заготовке остаются стабильные подповерхностные дефекты [2–5]. Они не только влияют на точность и качество поверхности, но и критически влияют на механические свойства и срок службы нанокомпонентов. Многочисленные исследования подповерхностных дефектов методом молекулярной динамики (МД) фокусируются на образовании и эволюции дефектов [6, 7], толщине поврежденного слоя (SSD) [8, 9], влиянии на целостность поверхности [10, 11]. Однако влияние подповерхностных дефектов на механические свойства материалов заготовки изучено слабо. Механические свойства наноструктур критичны для их эксплуатационной производительности и срока службы. Поэтому изучение влияния подповерхностных дефектов на механические свойства — ключевая задача.

Много исследований посвящено SSD-слою МД-моделированием нанорезания. Narayanan [12] изучал образование тетраэдров накопления сдвига (SFT) в монокристаллическом золоте и ввел механизм деформационно-индуцированного SFT. Inamura [13] исследовал образование стружки и сдвиговую деформацию материала при нанорезании, указав, что стружка образуется преимущественно сдвигово-скользением. Pei [14] изучал влияние параметров резания на эволюцию дислокаций и резащие силы, обнаружив, что при размере заготовки >40 нм размерный эффект незначителен. Dai [15] и Liu [16] методами МД и экспериментально изучали влияние структуры алмазного реза и размерного эффекта на эволюцию подповерхностных дефектов. Предыдущие работы показывают существование стабильных подповерхностных дефектов после нанорезания. Параметры резания и геометрия реза сильно влияют на толщину и эволюцию поврежденного слоя, а также на точность обработки. Однако механические свойства материала заготовки не могут быть рассчитаны анализом данных нанорезания.

Наноиндентирование — эффективная техника характеристики механических свойств: твердости и модуля упругости [17]. Много исследований наноиндентирования проводилось для оценки механических свойств экспериментальными и теоретическими моделями. Zimmerman [18] анализировал рождение дислокаций при наноиндентировании вектором сдвига. Ruestes [19] изучал наноиндентирование монокристаллического Fe МД и обнаружил, что генерация дислокаций в подповерхности необходима для удаления материала из зоны индентирования. Huang [20] проводил МД симуляции наноиндентирования монокристаллической алмазной матрицы, обнаружив, что деформация под индентором доминируется нуклеацией и распространением петель дислокаций 〈110〉 {111}. Sharma [21] создавал искусственную модель твердой частицы в медной матрице и анализировал влияние твердой частицы на эволюцию подповерхностных дефектов при обработке. Peng [22] исследовал механизмы укрепления графеновых покрытий на Cu подложке наноиндентированием, обусловленные эффектом гомогенизации напряжений на интерфейсе. Из вышеизложенного видно, что предыдущие исследования влияния подповерхностных дефектов основаны на идеальных кристаллах или искусственно созданных гипотетических дефектах, далеких от реальных. Поэтому построение модели заготовки с подповерхностными дефектами, соответствующими реальности, необходимо для анализа влияния на механические свойства.

В работе метод нанорезания использован для получения модели заготовки с подповерхностными дефектами, соответствующими практике. На этой основе проведено МД-моделирование наноиндентирования для изучения влияния подповерхностных дефектов на механические свойства монокристаллической меди. Во-первых, обсуждаются механизм образования и эволюции подповерхностных дефектов при нанорезании и типичные дефектные структуры подповерхности после резания. Во-вторых, анализируется механизм взаимодействия дефектов, вызванных обработкой, с нуклеацией дислокаций при индентировании. В-третьих, по нагрузка-прогиб данным наноиндентирования рассчитываются твердость и модуль Юнга монокристаллической меди. В-четвертых, подводятся новые выводы.

Методы

Симуляционная модель

Для исследования влияния подповерхностных дефектов на механические свойства материалов в нанообработке модель образца с дефектами построена МД-симуляцией нанорезания. Во-первых, устанавливается МД-модель и проводится симуляция нанорезания. Затем образец и резе достаточно долго релаксируют в МД-симуляции. Наконец, в подповерхности заготовки остаются стабильные дефекты. Схема трехмерных МД-моделей на рис. 1: нанорезание (рис. 1a) и наноиндентирование с подповерхностными дефектами (рис. 1b). Материал заготовки и образца — монокристаллическая медь, реза и индентора — алмаз. Дуговая алмазная реза с радиусом режущего ребра 3 нм используется для нанорезания. Индентор полусферический, диаметр 6 нм. Заготовка и образец разделены на три слоя: ньютоновский, термостатируемый и граничный. Для уменьшения размерного и граничного эффектов по направлению [010] применяются периодические граничные условия (PBC). Чтобы избежать начального взаимодействия реза и заготовки, реза размещена на 3 нм сверху-справа от заготовки, индентор — на 6 нм над образцом. Детальные параметры симуляции в таблице 1.

Межатомные потенциалы

Трехмерные МД-симуляции выполнены в LAMMPS (Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator). Параллельные вычисления с помощью библиотеки MPI. Используются потенциалы Morse, Embedded-atom Method (EAM) и Tersoff из пакета LAMMPS. Взаимодействие Cu атомов заготовки и C атомов реза — потенциал Morse (уравн. 1) [23]:

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

где r₀, α, D — межатомное расстояние, модуль упругости, энергия связи. Значения в таблице 2.

Взаимодействие Cu-Cu в заготовке — EAM потенциал (уравн. 2, 3) [24, 25]:

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

$$ \rho_i = \sum_j f(r_{ij}) $$ (3)

Взаимодействие C-C в алмазном резе — потенциал Tersoff (уравн. 4, 5) [26]:

$$ E = \frac{1}{2} \sum_{i \ne j} V_{ij} $$ (4)

$$ V_{ij} = f_c(r_{ij}) \left[ V_R'(r_{ij}) + b_{ij} V_A(r_{ij}) \right] $$ (5)

где f_c(r_ij) — функция усечения, V_A — потенциал притяжения, V_R — потенциал отталкивания, r_ij — расстояние между атомами i и j.

Методы анализа дефектов

При нанорезании монокристаллической меди деформация и дислокации рождаются в подповерхности. Вводится параметр центросимметрии (CSP) для анализа нуклеации дислокаций и эволюции дефектов. Для FCC материалов CSP вычисляется по уравн. 6 [27]:

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

где R_i — соседние атомы одинаковой длины, R_{i+6} — в противоположном направлении. Значения CSP для FCC кристалла, частичной дислокации, накопления сдвига, поверхностных атомов: 0, 2,1, 8,3, 24,9 соответственно [27].

CSP идентифицирует атомные сдвиги, но не распознает локальное кристаллическое состояние. Поэтому вводится анализ общих соседей (CNA) для идентификации локальных кристаллических дефектов. В оригинальном CNA (Honeycutt и Andersen [28]) структуры представлены диаграммами. В OVITO [29] пять типов CNA: FCC, HCP, BCC, ICO, unknown. Также используется алгоритм извлечения дислокаций (DXA) [30] для анализа эволюции дефектов дислокаций. DXA отмечает разные кристаллические структуры разными цветами, дислокации — линиями разных цветов.

Результаты и обсуждение

Эволюция подповерхностных дефектов при нанорезании

При нанорезании под действием выдавливания и сдвига реза материал заготовки толщиной глубины резания удаляется, образуя новую обработанную поверхность с определенной точностью и качеством. Комплексная упруго-пластическая деформация (напряженная и термическая) возникает в поверхностном и подповерхностном слоях с преобразованием энергии и концентрацией напряжений. Формируется подповерхностный поврежденный слой, удаляется стружка. Рис. 2 показывает мгновенные снимки эволюции подповерхностных дефектов и удаления материала при нанорезании монокристаллической меди. Атомы окрашены по значению CSP и результатам CNA. На рис. 2a,c: желтые, зеленые, красные, синие атомы — поверхностные, поверхностные дефекты, подповерхностные дефекты, FCC атомы. Видно, что при нанорезании формируется множество типичных дефектных структур: точечные дефекты, вакансии, накопления сдвига, кластерные дефекты, призматические дислокации, винтовые петли дислокаций.

Под действием выдавливания и сдвига реза в атомах перед передней гранью возникает сдвигово-скользящая деформация, формируется первичная сдвигово-скользящая зона (рис. 2b). Часть атомов скользит вверх по передней грани, образуя стружку (рис. 2a). Часть движется вниз, образуя обработанную поверхность под выдавливанием и трением задней грани (рис. 2b). Другие движутся внутрь, формируя подповерхностные дефекты: накопления сдвига, кластерные дефекты, призматические дислокации (рис. 2a,b).

Из-за трения и выдавливания задней грани у атомов рядом с задней гранью накапливается энергия, они становятся высокоэнергетическими. Когда атомная энергия превышает критический уровень, энергия высвобождается, и дислокации формируются под действием энергетических атомов. Много дислокаций образуется в зоне трения задней грани (рис. 2d). С формированием обработанной поверхности дислокации нуклеационируют, распространяются и аннигилируют в подповерхности. В итоге остаются дефектные структуры: накопления сдвига, SFT, вакансионные дефекты (рис. 2d). Накопления сдвига рождаются в сдвигово-скользящей зоне под резом, распространяются в заготовку и аннигилируют на свободной поверхности. В итоге формируется дислокационная линия на поверхности, вытянутая по направлениям [1̄01̄], [1̄01], [101]. Винтовая петля дислокаций на границе сдвигово-скользящей зоны состоит из нескольких накоплений сдвига и серии винтовых дислокаций. Винтовая дислокация формируется под действием компрессивного напряженного состояния сдвигово-скользящей зоны [11].

При нанорезании дислокации нуклеационируют и распространяются под действием реза. С накоплением и высвобождением энергии резащая сила флуктуирует с увеличением длины резания (рис. 3 в 3D). На рис. 3 черная, красная, синяя кривые — продольная сила (Fx), обратная сила (Fy), тангенциальная сила (Fz). Видно, что процесс резания делится на два этапа: начальный и стабильный. На начальном этапе продольная и обратная силы быстро линейно растут. Максимум продольной силы >1100 нН, обратная ~600 нН. Когда вершина реза полностью входит в заготовку, образуется обработанная поверхность (маленький график «Machined surface» на рис. 3). Затем переход к стабильному этапу. На стабильном этапе все три силы флуктуируют около равновесных позиций. Средняя продольная сила ~1000 нН, обратная ~500 нН. На расстоянии резания 20 нм продольная сила резко падает. Это из-за достижения критической энергии деформации решетки (второй маленький график на рис. 3). Одновременно на рез действует большое сопротивление, сила резания достигает пика. Затем энергия высвобождается, происходит выброс дислокаций, сила резания падает (третий маленький график). Таким образом, сила флуктуирует на стабильном этапе. Нуклеация, распространение и аннигиляция дислокаций приводят к флуктуации силы резания и в итоге к существованию подповерхностных дефектов.

Для детального изучения эволюции и движения дислокационных дефектов в подповерхности при нанорезании распределение дислокаций и его изменение с длиной резания проанализировано методом CNA. Эволюция подповерхностных дефектов заготовки в определенной области на рис. 4, где длины резания для 4a–f: 8, 10, 12, 20, 24, 32 нм. На рис. 4a много дислокационных дефектов рождается в сдвигово-скользящей зоне под действием выдавливания и сдвига реза на предварительном этапе. Особенно V-образная дислокация и накопление сдвига формируются под действием атомных напряжений и энергии в сдвигово-скользящей зоне (рис. 4b). В последующей обработке сдвигово-скользящая зона движется вперед с резом. Из-за снижения энергии деформации накопление сдвига постепенно аннигилирует. Пока рез движется вперед, зона трения задней грани приближается к накоплению. Шероховатая обработанная поверхность образуется под выдавливанием и трением задней грани. Накопление сдвига продолжает аннигилировать и постепенно отходит от поверхности заготовки (рис. 4d). Наконец, накопление сдвига трансформируется в кластерный дефект, стабильно существующий в подповерхности. Аналогично, V-образная дислокация постепенно эволюционирует в SFT под взаимодействием двух накоплений сдвига и дислокационного замка. Эти стабильные дефекты вместе составляют подповерхностный деформированный слой (рис. 4e,f).

Известно, что после старения происходит расслабление остаточных напряжений и восстановление внутренних дефектов. В реальной нанообработке некоторые подповерхностные дефекты исчезают после обработки. Для моделирования состояния заготовки после старения проведена МД-релаксация системы резания длительное время. Распределение остаточных дефектов в подповерхности после длительной МД-релаксации на рис. 5 (атомы окрашены по CSP и CNA). Видно, что первичные дислокации аннигилированы после релаксации. В подповерхности остаются вакансионные дефекты, накопления сдвига, атомные кластеры, призматические дислокации, винтовые дислокации, SFT, лестнично-стержневые дислокации (рис. 5). Эти дефекты, сформированные под действием сложных внутренних напряжений и взаимодействия дислокационных дефектов, влияют на размерную точность и качество поверхности после нанообработки.

Наноиндентирование медного образца с дефектами, вызванными обработкой

Остаточные подповерхностные дефекты, вызванные обработкой, управляют механическими свойствами поверхности, особенно твердостью и модулем Юнга. Поэтому исследование нуклеации и взаимодействия дислокаций при наноиндентировании необходимо. Для изучения влияния дефектов, вызванных обработкой, на механические свойства монокристаллической меди, наноиндентирование образца после нанорезания проведено с теми же параметрами. Результаты на рис. 6–10. Мгновенное атомное изображение распределения подповерхностных дефектов в начальном состоянии наноиндентирования на рис. 6. Видно несколько SFT, V-образная дислокация, несколько призматических дислокаций и кластерных дефектов под индентором. Эти дефекты влияют на нуклеацию и распространение дислокаций при наноиндентировании, меняя механические свойства материала.

Атомная эволюция подповерхностных дислокаций при загрузке наноиндентирования на рис. 7. На рис. 7a начальная нуклеация дислокации происходит на поверхности образца при контакте индентора. С погружением индентора нуклеационированные дислокации постепенно распространяются. Одновременно под действием напряжений индентора рождается много дислокаций, движущихся по системе скольжения (рис. 7b). Под взаимодействием новых дислокаций и исходных подповерхностных дефектов некоторые простые дефекты постепенно исчезают, V-образные дислокации продолжают эволюционировать и аннигилировать. SFT под индентором постепенно уменьшается (рис. 7c). По мере продвижения индентирования масштаб новых дислокационных дефектов растет, V-образная дислокация и SFT1 под индентором постепенно исчезают. Одновременно дефекты дислокаций, сформированные при индентировании, эволюционируют в призматическую петлю дислокаций, где накопления сдвига постепенно исчезают (рис. 7d). Новая призматическая петля продолжает распространяться к SFT2 в правом нижнем углу от индентора. Благодаря стабильной структуре SFT2 остается неизменным при расширении призматической петли (рис. 7e). При дальнейшем погружении призматическая петля продолжает расширяться вниз, масштаб дефектов в подповерхности растет. SFT2 стабильно существует в подповерхности и не меняется при движении и взаимодействии дефектов (рис. 7f).

Для наглядности эволюции и распределения подповерхностных дефектов при индентировании использован метод DXA. Изображение распределения подповерхностных дислокаций в моменты, соответствующие рис. 7, получено DXA-анализом (рис. 8). Цветовая схема: темно-синий — идеальные дислокации, зеленый — Шокли, розовый — лестнично-стержневые, желтый — Хирш, голубой — Франк, красный — неидентифицированные.

На рис. 8 видно, что подповерхность образца в начальном состоянии состоит в основном из Шокли и лестнично-стержневых дислокаций. SFT в подповерхности — правильный тетраэдр из шести лестнично-стержневых дислокаций. При контакте индентора нуклеация дислокаций на поверхности — желтые Хирш дислокации (рис. 8a). При погружении индентора рождается много дислокаций, движущихся по системе скольжения. Желтые Хирш постепенно превращаются в зеленые Шокли (рис. 8b). Под взаимодействием новых дислокаций и исходного SFT1 некоторые простые дислокации постепенно исчезают (рис. 8c). Масштаб подповерхностных дефектов растет с погружением индентора, новые дислокации в основном зеленые Шокли. Взаимодействие Шокли и SFT1 приводит к постепенному уменьшению размера SFT1 и его исчезновению (рис. 8d). С ростом масштаба дефектов число и типы дислокаций в подповерхности увеличиваются. Появляются красные неидентифицированные дислокации, несколько Шокли образуют призматическую петлю (рис. 8e). Под взаимодействием Шокли и лестнично-стержневых дислокаций SFT2 и SFT3 далеко от зоны индентирования не исчезают в конце из-за более слабого выдавливания индентором (рис. 8f).

Эволюция подповерхностных дислокаций при разгрузке на рис. 9. Рис. 10 — распределение подповерхностных дислокаций, соответствующее рис. 9. Видно, что масштаб подповерхностных дефектов сначала растет, затем постепенно уменьшается при подъеме индентора. Это вызвано комплексной функцией между непрерывным высвобождением энергии деформации материала и силой адгезии индентора. На начальном этапе разгрузки восходящая сила адсорбции индентора незначительна. Эволюция подповерхностных дефектовmainly driven by deformation energy, увеличивая масштаб дефектов. Основные типы — зеленые Шокли и розовые лестнично-стержневые (рис. 9a,b и 10a,b). Взаимодействие SFT2 и соседней Шокли превращает розовые лестнично-стержневые в зеленые Шокли в области далеко от индентора. SFT2 трансформируется в меньший дефект SFT3 (рис. 9c, 10c). При дальнейшем подъеме индентора сила связи и адсорбции растет. С высвобождением энергии деформации размер и типы дислокаций увеличиваются. Образуются идеальные дислокации, Хирш, неидентифицированные (рис. 9d, 10d). На позднем этапе разгрузки энергия деформации практически высвобождена, эволюция подповерхностных дефектов доминирует адсорбцией индентора. Подповерхностные дефекты быстро аннигилируют, масштаб быстро уменьшается. Образуется типичная Хирш дислокация в направлении подъема индентора (рис. 9e,f и 10e,f). В итоге масштаб подповерхностных дефектов значительно снижается, типичные дефекты (SFT, атомные кластеры) постепенно исчезают. Из вышеизложенного видно, что вторичная обработка (наноиндентирование) может восстановить типичные внутренние дефекты, образованные при нанорезании, но подповерхностное повреждение в зоне вторичной обработки усиливается. Эти характеристики подповерхностных дефектов влияют на механические свойства материалов. Поэтому необходимо изучить влияние подповерхностных дефектов на механические свойства.

Механические свойства рассчитываются по нагрузка-прогиб кривой: твердость, модуль упругости, предел текучести. В работе исследуются твердость и модуль Юнга монокристаллической меди. Изменение нагрузки на индентор мониторилось при наноиндентировании, построена нагрузка-прогиб кривая (рис. 11). Максимальная глубина индентирования для красной и черной кривых — 2 и 3 нм, включают загрузку и разгрузку. Направление нагрузки вверх определено как положительное, поэтому кривые при загрузке выше нуля, при разгрузке нагрузка меняется с положительной на отрицательную. Упругая восстановленность деформированной матрицы оказывает восходящую силу на индентор. Чтобы держать индентор поднимающимся равномерно, требуется нисходящая сила (положительная). С постепенным восстановлением деформации сила постепенно уменьшается до нуля. Затем сила становится отрицательной, абсолютное значение сначала растет, потом падает. На графике видно, что образец на этапе упругой деформации при загрузке, нагрузка пропорциональна смещению. При смещении индентора 1 нм нагрузка флуктуирует резко (стрелка слева на рис. 11). Это потому, что индентор надавливает на SFT1 (рис. 7), создавая большее препятствие. При смещении 2–3 нм амплитуда флуктуаций нагрузки растет. Это потому, что индентор надавливает на SSD-слой, препятствие подповерхностных дефектов более значимо, амплитуда флуктуаций нагрузки резко возрастает.

По методу Oliver-Pharr [31] твердость наноиндентирования определяется как нагрузка индентирования, деленная на контактную площадь между индентором и образцом (уравн. 7):

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

где F_max — пиковая нагрузка, A_c — проекционная контактная площадь, получаемая по:

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

где r — контактный радиус индентора. Так как индентор полусферический, r примерно равен глубине индентирования.

Упругая деформация монокристаллической меди вызвана нагрузкой индентора. По нагрузка-прогиб кривой модуль Юнга (E) рассчитывается по уравн. 9:

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

где F — приложенная нагрузка, S — контактная площадь, r — проекционный радиус индентора, ΔL — деформация материала по направлению нагрузки, равная глубине индентирования, L — общая длина материала по направлению нагрузки. В работе L = 30 нм.

По методу Oliver-Pharr и данным нагрузка-прогиб твердость и модуль Юнга монокристаллической меди с подповерхностными дефектами рассчитаны по уравн. 7, 8, 9. Таблица 3 показывает нагрузки на образцы индентором при разных глубинах.

Твердость наноиндентирования монокристаллической меди рассчитана по уравн. 7, 8 с данными таблицы 3. При макс. глубине 2 нм: F_max = 190,67 нН, r = 2,75 нм (рис. 11). Расчетная твердость H2 = 8,029 ГПа. При макс. глубине 3 нм: F_max = 244,66 нН, r = 3 нм. Твердость H3 = 8,675 ГПа, чуть больше, чем при 2 нм. Это потому, что индентор надавливает на зону подповерхностных дефектов при глубине 3 нм, сопротивление деформации подповерхностных дефектов растет. Следовательно, твердость монокристаллической меди увеличилась. Подповерхностные дефекты делают обработанную поверхность более твердой — эффект отвердевания.

Модуль Юнга E монокристаллической меди рассчитан по уравн. 9 с данными таблицы 3. Результаты в таблице 4. Модуль Юнга заметно выше при глубине индентирования <1,5 нм. На начальном этапе индентор не контактирует с зоной остаточных дефектов в подповерхности. Однако эффект отвердевания делает материал менее подверженным упругой деформации; поэтому модуль Юнга больше на начальном этапе. Значение модуля Юнга 119,4 ГПа при глубине 2 нм почти совпадает с исследованием Zhang (120,4 ГПа) [14]. С увеличением глубины модуль Юнга постепенно снижается, способность материала сопротивляться упругой деформации ослабевает. Это связано с тем, что постоянная упругая деформация происходит из-за движения дислокаций и их взаимодействия с подповерхностными дефектами. Раскрыто, что подповерхностные дефекты, вызванные нанорезанием, влияют на физические и механические свойства монокристаллической меди, что применимо и к другим FCC материалам. Наличие подповерхностных дефектов повышает твердость обработанной поверхности и ослабляет способность сопротивляться упругой деформации, где взаимная эволюция дислокаций и подповерхностных дефектов играет важную роль. Поэтому очень важно предсказывать толщину подповерхностного деформированного слоя и изучать поверхностные свойства для нанообработки.

Заключения

Стабильно существующие подповерхностные дефекты после нанорезания влияют на механические свойства, что критично для эксплуатационных свойств и срока службы наноструктур. Предыдущие исследования основаны на идеальных кристаллах или искусственных гипотетических дефектах, далеких от реальных. В работе МД-симуляция нанорезания построена для создания модели образца с подповерхностными дефектами. На основе модели проведено МД-моделирование наноиндентирования для изучения влияния дефектов, вызванных обработкой, на физические и механические свойства монокристаллической меди. Изучен механизм взаимодействия дислокаций и сложных дефектов при наноиндентировании. Рассчитана твердость и модуль Юнга монокристаллической меди. На основе анализа сделаны следующие выводы:

1. Нуклеация и распространение дислокаций в подповерхности заготовки при нанорезании движимы выдавливанием и сдвигом реза, что вызывает флуктуацию резащей силы. После нанорезания в подповерхности остаются стабильные остаточные структуры дефектов: вакансионные дефекты, накопления сдвига, атомные кластеры, SFT, лестнично-стержневые дислокации, составляющие подповерхностный дефектный слой.
2. Наличие подповерхностных дефектов влияет на нуклеацию и распространение дислокаций при наноиндентировании. Некоторые стабильные дефекты прямо под индентором (V-образная дислокация, SFT1) аннигилируют после индентирования. SFT2 далеко от зоны индентирования трансформируется в меньший. Вторичная обработка наноиндентированием восстанавливает типичные внутренние дефекты заготовки, но подповерхностные дефекты в зоне вторичной обработки усугубляются.
3. Твердость наноиндентирования образцов растет при введении подповерхностных дефектов, образуя эффект отвердевания. Модуль Юнга монокристаллической меди больше на начальном этапе индентирования и постепенно снижается с увеличением глубины. Наличие подповерхностных дефектов ослабляет способность материала сопротивляться упругой деформации, где взаимная эволюция дислокаций и подповерхностных дефектов играет важную роль.

Доступность данных и материалов

Выводы рукописи основаны на данных, полностью представленных и показанных в статье.

Аббревиатуры

MD:

Молекулярная динамика (Molecular dynamics)

SSD:

Подповерхностные дефекты (Subsurface defects)

SFT:

Тетраэдр накопления сдвига (Stacking fault tetrahedral)

PBC:

Периодические граничные условия (Periodic boundary condition)

LAMMPS:

Large-scale atomic/molecular massively parallel simulator

EAM:

Метод встроенного атома (Embedded-atom method)

CSP:

Параметр центросимметрии (Centro-symmetry parameter)

FCC:

Границентрированная кубическая (Face center cubic)

CNA:

Анализ общих соседей (Common neighbor analysis)

HCP:

Гуполигонально-близкоупакованная (Close-packed hexagonal)

BCC:

Объемноцентрированная кубическая (Body centered cubic)

ICO:

Икосаэдрическая (Icosohedral)

DXA:

Алгоритм извлечения дислокаций (Dislocation extract algorithm)