Avaliação de Defeitos Subsuperficiais Induzidos por Usinagem: Impacto na Dinâmica de Discordâncias e Desempenho Mecânico via Nanoindentação

Resumo

Defeitos subsuperficiais têm impacto significativo na precisão e desempenho de nanoestruturas. Neste artigo, a simulação de dinâmica molecular de nanoindentação é realizada para investigar o efeito de defeitos subsuperficiais induzidos por usinagem na evolução de discordâncias e propriedades mecânicas dos materiais, no qual o modelo de espécime com defeitos subsuperficiais é construído por nanocorte em conformidade com a realidade. O mecanismo de formação de defeitos subsuperficiais e o mecanismo de interação entre defeitos induzidos por usinagem e evolução de discordâncias são discutidos. A dureza e o módulo de Young elástico de espécimes de cobre monocristalino são calculados. Os resultados da simulação indicam que existem resíduos de estrutura de defeitos estáveis no subsuperfície da peça, como aglomerados atômicos, tetraedros de falha de empilhamento e discordâncias stair-rod. O processamento secundário de nanoindentação pode restaurar defeitos internos da peça, mas o dano subsuperficial na área de processamento secundário é agravado. A dureza de nanoindentação dos espécimes aumenta com a introdução de defeitos subsuperficiais, resultando na formação de efeito de encruamento. A existência de defeitos subsuperficiais pode enfraquecer a capacidade do material de resistir à deformação elástica, na qual a evolução mútua entre discordâncias e defeitos subsuperficiais desempenha um papel importante.

Fundamentação

A fabricação de ultraprecisão em escala nanométrica é amplamente considerada um método eficaz para obter nano-componentes com precisão dimensional submicrométrica e qualidade de superfície na nanoescala [1]. Alguns defeitos subsuperficiais estáveis permanecem dentro da peça após a fabricação [2,3,4,5]. Os defeitos subsuperficiais não apenas afetam a precisão de usinagem e qualidade de superfície, mas também afetam criticamente as propriedades mecânicas e vida útil de nano-componentes. Muitos estudos sobre defeitos subsuperficiais foram realizados pelo método de dinâmica molecular (DM), focando principalmente na formação e evolução de defeitos subsuperficiais [6, 7], na espessura da camada de defeitos subsuperficiais (SSD) [8, 9], e na influência de defeitos subsuperficiais na integridade de superfície [10, 11]. No entanto, o efeito de defeitos subsuperficiais nas propriedades mecânicas de materiais da peça é menos estudado. As propriedades mecânicas de nanoestruturas são críticas para seu desempenho de serviço e vida. Portanto, o efeito de defeitos subsuperficiais nas propriedades mecânicas dos materiais tornou-se a questão chave a ser investigada.

Muitas pesquisas foram conduzidas para deliberar a camada SSD por simulação de dinâmica molecular de processo de nanocorte. Narayanan [12] estudou a formação de tetraedro de falha de empilhamento (SFT) em ouro monocristalino e introduziu mecanismo de deformação induzida por SFT. Inamura [13] explorou a formação de cavaco e deformação de deslizamento de material durante o processo de nanocorte e apontou que a formação de cavaco é principalmente induzida por deformação de cisalhamento. Pei [14] estudou o efeito de parâmetros de corte na evolução de discordâncias e força de corte durante o processo de nanocorte e encontrou que quando a peça é maior que 40 nm, o efeito de tamanho não é significativo. Dai [15] e Liu [16] adotaram simulação DM e métodos experimentais respectivamente para estudar a influência da estrutura e efeito de tamanho da ferramenta de diamante na evolução de defeitos subsuperficiais da peça. Estudos anteriores mostram que existem defeitos subsuperficiais estáveis na peça após nanocorte. Parâmetros de corte e parâmetros de geometria da ferramenta têm grande influência na espessura e evolução da camada de dano subsuperficial, e até na precisão de usinagem. No entanto, as propriedades mecânicas de materiais da peça não podem ser calculadas analisando os dados relevantes obtidos por nanocorte.

Nanoindentação é uma técnica eficaz para caracterizar propriedades mecânicas como dureza e módulo elástico [17]. Muitos estudos sobre nanoindentação foram realizados para avaliar o desempenho de propriedades mecânicas por modelos experimentais e teóricos. Zimmerman [18] analisou a emissão de discordâncias no processo de nanoindentação pelo vetor de deslizamento. Ruestes [19] estudou nanoindentação de ferro monocristalino por simulação DM e encontrou que a geração de discordâncias no subsuperfície é necessária para remover material da zona de indentação. Huang [20] realizou simulações DM de nanoindentação em matriz de diamante monocristalino e encontrou que a deformação do material de diamante sob indentação era dominada pela nucleação e propagação de laços de discordância 〈110〉 {111}. Sharma [21] construiu um modelo de partícula dura artificialmente em matriz de cobre e analisou a influência de partícula dura na evolução de defeitos subsuperficiais no processo de usinagem. Peng [22] investigou os mecanismos de reforço de revestimentos de grafeno em substrato de Cu por nanoindentação, resultante do efeito de homogeneização de tensão gerado pela interface. Da análise acima, pode-se ver que estudos anteriores sobre o efeito de defeitos subsuperficiais são principalmente baseados em materiais de cristal perfeito ou construção artificial de defeitos hipotéticos, o que está longe dos defeitos subsuperficiais reais. Portanto, a construção do modelo de peça com defeitos subsuperficiais de forma realista é essencial para analisar a influência de defeitos subsuperficiais nas propriedades mecânicas da peça.

Neste artigo, o método de nanocorte foi adotado para obter o modelo de peça com defeitos subsuperficiais em conformidade com características práticas. Baseado nisso, a simulação de nanoindentação foi realizada para estudar o efeito de defeitos subsuperficiais nas propriedades mecânicas de cobre monocristalino. Primeiramente, o mecanismo de formação e evolução de defeitos subsuperficiais durante o processo de nanocorte será discutido, e as estruturas de defeitos típicas do subsuperfície da peça após nanocorte serão analisadas. Em segundo lugar, o mecanismo de interação entre defeitos subsuperficiais induzidos por usinagem e nucleação de discordâncias durante a indentação será analisado. Terceiramente, baseados nos dados de carga-deslocamento obtidos por nanoindentação, a dureza e o módulo de Young elástico de espécimes de cobre monocristalino serão calculados. Finalmente, algumas conclusões novas serão resumidas.

Métodos

Modelo de Simulação

Para investigar o efeito de defeitos subsuperficiais nas propriedades mecânicas de materiais na nano-usinagem, o modelo de espécime com defeitos subsuperficiais deve ser construído. Nesta pesquisa, isso é realizado por simulação DM de processo de nanocorte. Primeiro, o modelo de simulação DM é estabelecido e a simulação do processo de nanocorte é realizada. Então, o espécime e a ferramenta de corte relaxaram por tempo suficiente durante a simulação DM. Finalmente, alguns defeitos estáveis permaneceram no subsuperfície da peça. O diagrama esquemático dos modelos de simulação DM tridimensionais é mostrado na Fig. 1, no qual o modelo de nanocorte é mostrado na Fig. 1a e o modelo de nanoindentação com defeitos subsuperficiais é mostrado na Fig. 1b. Na Fig. 1, os materiais da peça e espécime são cobre monocristalino e a ferramenta e indentador são materiais de diamante. A ferramenta de diamante com lâmina arqueada é usada no processo de nanocorte, e o raio da aresta da ferramenta é 3 nm. O indentador é de forma hemisférica no processo de nanoindentação, e o diâmetro é 6 nm. A peça e o espécime são divididos em três partes, que são camada de Newton, camada de temperatura e camada de fronteira, respectivamente. Para reduzir o efeito de tamanho e efeito de fronteira, a condição de contorno periódica (PBC) é adotada na direção [010] do sistema de simulação. Para evitar a interação inicial entre ferramenta e peça, a ferramenta de corte é colocada 3 nm no topo direito da peça e o indentador é colocado 6 nm acima do espécime. Os parâmetros detalhados de simulação são mostrados na Tabela 1.

Funções Potenciais Interatômicas

Nesta pesquisa, as simulações DM tridimensionais foram realizadas pelo simulador paralelo massivamente atômico/molecular de grande escala (LAMMPS). A computação paralela foi realizada com a ajuda da biblioteca de interface de passagem de mensagens. O potencial Morse, Método de Átomo Incorporado (EAM) e potencial Tersoff são usados na simulação, que são invocados do pacote de software LAMMPS. A interação entre átomos de Cu na peça e átomos de C na ferramenta é calculada pelo potencial Morse mostrado na Eq. 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)

onde r₀, α e D são respectivamente espaçamento atômico, módulo de elasticidade e energia de ligação. O valor é mostrado na Tabela 2.

A função interatômica entre átomos de Cu na peça é descrita pelo potencial EAM mostrado nas Eqs. 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)

A interação entre átomos de carbono na ferramenta de diamante é calculada pelo potencial Tersoff mostrado nas Eqs. 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)

onde f_c(r_ij) é função de truncamento entre átomos, V_A(r_ij) é o potencial dual do termo de absorção, V_R(r_ij) é o potencial dual do termo de repulsão, e r_ij é a distância atômica entre átomo i e átomo j.

Métodos de Análise de Defeitos

No nanocorte de cobre monocristalino, deformação e discordâncias são nucleadas no subsuperfície da peça. Neste artigo, o parâmetro de centro-simetria (CSP) é introduzido para analisar a nucleação de discordâncias e evolução de defeitos da peça. Para materiais cúbicos de face centrada (FCC), o valor CSP pode ser calculado pela Eq. 6 [27].

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

onde R_i são átomos vizinhos de mesmo comprimento e R_i+6 são átomos vizinhos de direção oposta. Os valores CSP de cristal FCC, discordância parcial, falha de empilhamento e átomos de superfície são 0, 2,1, 8,3 e 24,9, respectivamente [27].

O método CSP é capaz de identificar o escalonamento atômico, mas não pode reconhecer o estado da estrutura cristalina local da peça. Portanto, a análise de vizinhos comuns (CNA) é introduzida para identificar o defeito de estrutura cristalina local. No método CNA original, proposto por Honeycutt e Andersen [28], as várias estruturas são representadas por diagramas. Atualmente, existem cinco tipos de padrões CNA no OVITO [29], onde as estruturas cristalinas locais são identificadas como cúbico de face centrada (FCC), hexagonal compacto (HCP), cúbico de corpo centrado (BCC), icosaédrico (ICO) e desconhecido, respectivamente. Neste artigo, o algoritmo de extração de discordâncias (DXA) [30] também é introduzido para analisar a evolução de defeitos de discordância. Pelo DXA, as diferentes estruturas cristalinas na peça serão marcadas com cores diferentes e os defeitos de discordância na peça serão representados por linhas de diferentes cores.

Resultados e Discussão

Evolução de Defeitos Subsuperficiais no Processo de Nanocorte

No processo de nanocorte, sob a ação de extrusão e cisalhamento da ferramenta de corte na peça, o material da superfície da peça com espessura de profundidade de corte é removido, e uma nova superfície usinada com certa precisão dimensional e qualidade de superfície é formada. A complexa deformação elástico-plástica incluindo deformação de tensão e deformação térmica ocorre na superfície e subsuperfície da peça acompanhando a transformação de energia e concentração de tensão. Portanto, a camada de dano subsuperficial é formada e o cavaco é removido. A Figura 2 mostra as vistas instantâneas da evolução de defeitos subsuperficiais e remoção de material durante o processo de nanocorte de cobre monocristalino. Na Fig. 2, os átomos são coloridos pelo valor do CSP e resultados de análise CNA. Na Fig. 2a e c, os átomos amarelos, verdes, vermelhos e azuis são átomos de superfície, átomos de defeitos de superfície, átomos de defeitos subsuperficiais e átomos FCC. Pode-se ver na Fig. 2 que muitas estruturas de defeitos típicas são formadas no subsuperfície da peça durante o processo de nanocorte, como defeitos pontuais, defeitos de vacância, falhas de empilhamento, defeitos de aglomerado, discordâncias prismáticas e laço de discordância helicoidal.

Devido ao efeito de aperto e cisalhamento da ferramenta de corte, a deformação de deslizamento por cisalhamento é gerada para os átomos na frente da face de avanço e a zona primária de deslizamento por cisalhamento é formada na peça durante o processo de nanocorte, como mostrado na Fig. 2b. Alguns destes átomos deslizam para cima ao longo da face de avanço e o cavaco de corte é formado como mostrado na Fig. 2a. Alguns movem-se para baixo e a superfície usinada é formada sob o atrito de aperto da face de folga da ferramenta como mostrado na Fig. 2b. Outros movem-se para dentro e os defeitos subsuperficiais são formados, como falhas de empilhamento, defeitos de aglomerado e discordâncias prismáticas, mostrados na Fig. 2a e b.

Devido ao atrito e extrusão da face de folga da ferramenta, a acumulação de energia ocorre para átomos próximos à face de folga e os átomos tornam-se átomos de alta energia. Quando a energia atômica supera um certo nível, a energia carregada por átomos energéticos será liberada e a discordância é formada sob o impulso de átomos energéticos. Portanto, muitas discordâncias são formadas na área de atrito da face de folga, mostradas na Fig. 2d. Com a formação da superfície usinada, discordâncias nucleiam, estendem e anulam no subsuperfície. Finalmente, estruturas de defeitos como falhas de empilhamento, SFT e defeitos de vacância permanecem no subsuperfície, como indicado na Fig. 2d. As falhas de empilhamento são nucleadas na zona de deslizamento por cisalhamento abaixo da ferramenta de corte, então estendidas para dentro da peça e finalmente anuladas na superfície livre da peça. Eventualmente, a linha de discordância é formada na superfície da peça. E a linha de discordância é estendida nas direções \( \left[\overline{1}0\overline{1}\right] \), \( \left[\overline{1}01\right] \) e [101]. O laço de discordância helicoidal, localizado na borda da zona de deslizamento por cisalhamento, consiste em várias falhas de empilhamento e uma série de discordâncias helicoidais. A discordância helicoidal é formada sob o impulso do estado de tensão de compressão da zona de deslizamento por cisalhamento [11].

No processo de nanocorte, as discordâncias são nucleadas e estendidas sob a ação da ferramenta de corte. Acompanhando a agregação e liberação de energia, a força de corte flutua com o aumento da distância de corte, mostrada na Fig. 3 em três dimensões. Na Fig. 3, as curvas preta, vermelha e azul são respectivamente a força de avanço (Fx), força de recuo (Fy) e força tangencial (Fz). Pode-se ver na Fig. 3 que o processo de corte é dividido em dois períodos: estágio de corte inicial e estável de corte. Durante o estágio de corte inicial, a força de avanço e a força de recuo têm um aumento rápido, retilíneo. O valor máximo da força de avanço é alcançado acima de 1100 nN, mas a força de recuo chega apenas a cerca de 600 nN. Quando a ponta da ferramenta corta completamente a peça, a superfície usinada é formada, mostrada como o primeiro pequeno gráfico assinado como Superfície usinada na Fig. 3. Então, o processo de nanocorte é transferido para o estágio de corte estável. No estágio de corte estável, todas as três forças flutuam em suas posições de equilíbrio. A força de avanço média está em cerca de 1000 nN, e a força de recuo média é apenas cerca de 500 nN. Pode-se ver na Fig. 3 que a força de avanço tem uma diminuição rápida na distância de corte de 20 nm. É porque a acumulação de energia chega a um certo nível que é a energia crítica de deformação de rede, mostrada como o segundo pequeno gráfico na Fig. 3. Nesse momento, uma grande resistência atua na ferramenta de corte, resultando na força de corte sendo um valor de pico. Então, a energia é liberada resultando na emissão de discordância, e a força de corte diminui, mostrada como o terceiro pequeno gráfico na Fig. 3. Portanto, a força de corte flutua durante o estágio de corte estável. A nucleação, extensão e aniquilação de discordâncias levaram à flutuação da força de corte e resultam no defeito subsuperficial existente na peça, finalmente.

Para investigar detalhadamente a evolução e emoção de defeitos de discordância no subsuperfície da peça durante o processo de nanocorte, a distribuição de discordâncias e sua variação com a distância de corte são minuciosamente analisadas pelo método CNA. A evolução de defeitos subsuperficiais da peça em uma certa área é mostrada na Fig. 4, na qual as distâncias de corte da Fig. 4a, b, c, d, e, f são respectivamente 8 nm, 10 nm, 12 nm, 20 nm, 24 nm e 32 nm. Pode-se ver na Fig. 4a que muitos defeitos de discordância são nucleados na zona de deslizamento por cisalhamento sob a ação de extrusão e cisalhamento da ferramenta de corte durante o estágio preliminar do processo de corte. Particularmente, uma discordância em forma de V e uma falha são formadas sob a ação de impulso de tensão atômica e energia na zona de deslizamento por cisalhamento, mostrada na Fig. 4b. No processo subsequente, a zona de deslizamento por cisalhamento move-se para frente com a ferramenta de corte continuando a mover-se. Devido à diminuição da energia de deformação, a falha é gradualmente anulada. Durante o movimento da ferramenta de corte para frente, a zona de atrito da face de folga move-se perto da falha. E a superfície usinada rugosa é formada sob a extrusão e atrito da face de folga. Então a falha continua se anulando e sendo gradualmente destacada da superfície da peça, como mostrado na Fig. 4d. Finalmente, a falha é transformada em defeito de aglomerado que existe firmemente no subsuperfície da peça. Similarmente, a discordância em forma de V formada é gradualmente evoluída para SFT sob a interação de duas falhas de empilhamento e um travamento de discordância. Estes defeitos estáveis compõem a camada deformada subsuperficial juntos, como mostrado na Fig. 4e e Fig. 4f.

Como sabemos, a liberação de tensão residual e a recuperação de defeitos internos ocorrerá na peça após tratamento de envelhecimento. Na nano-fabricação real, alguns dos defeitos subsuperficiais formados durante o processamento desaparecerão após o processo de usinagem. Para simular o estado da peça após tratamento de envelhecimento, a relaxação de dinâmica molecular é realizada no sistema de corte por um longo tempo. O diagrama de distribuição de defeitos residuais no subsuperfície da peça após relaxação DM por um longo tempo é mostrado na Fig. 5, na qual os átomos são coloridos de acordo com os resultados de análise pelos métodos CSP e CNA. Pode-se ver na Fig. 5 que as discordâncias primárias são anuladas após relaxação. Defeitos de vacância, falhas de empilhamento, aglomerado atômico, discordância prismática, discordância helicoidal, SFT e discordância stair-rod existem no subsuperfície da peça, como mostrado na Fig. 5. De acordo com a análise acima, estes defeitos, formados sob a indução de tensão interna complexa e interação de defeitos de discordância, afetarão a precisão dimensional e qualidade de superfície da peça após nano-processamento.

Teste de Nanoindentação em Espécime de Cobre com Defeitos Subsuperficiais Induzidos por Usinagem

Os defeitos residuais subsuperficiais induzidos por usinagem governam as propriedades mecânicas da superfície, especialmente a dureza e o módulo de Young. Portanto, a investigação da nucleação e interação de discordâncias durante a nanoindentação parece fortemente necessária. Para investigar a influência dos defeitos subsuperficiais induzidos por usinagem nas propriedades mecânicas de cobre monocristalino, o processo de nanoindentação no espécime após nanocorte foi posto em prática com os mesmos parâmetros da simulação de nanocorte. O resultado da simulação é mostrado nas Figs. 6, 7, 8, 9 e 10. A imagem atômica instantânea da distribuição de defeitos subsuperficiais no estado inicial de nanoindentação é mostrada na Fig. 6. Pode-se ver na figura que existem vários SFTs, uma discordância em forma de V, algumas discordâncias prismáticas e alguns defeitos de aglomerado abaixo do indentador. Estes defeitos subsuperficiais podem afetar a nucleação e expansão de discordâncias da peça durante o processo de nanoindentação. E então as propriedades mecânicas do material da peça são alteradas.

A imagem de evolução atômica de discordâncias subsuperficiais durante o processo de carregamento de nanoindentação é mostrada na Fig. 7. Pode-se ver na Fig. 7a que a nucleação inicial de discordância ocorre na superfície do espécime quando o indentador contata a superfície do espécime. Com a pressão descendente do indentador, as discordâncias nucleadas são expandidas gradualmente. Enquanto isso, sob a influência da tensão exercida pelo indentador, um grande número de discordâncias nucleou e moveu-se ao longo do sistema de deslizamento, como mostrado na Fig. 7b. Sob a interação entre discordâncias recém-formadas e defeitos subsuperficiais originais, alguns defeitos simples desaparecem gradualmente, e as discordâncias em forma de V continuam a ser evoluídas e anuladas gradualmente. O SFT sob o indentador diminui gradualmente, como mostrado na Fig. 7c. À medida que o processo de indentação avança, a escala de novos defeitos de discordância nucleados aumenta, e a discordância em forma de V e SFT1 sob o indentador desaparecem gradualmente. Simultaneamente, os defeitos de discordância formados durante a indentação gradualmente evoluem para laço de discordância prismática, na qual as falhas de empilhamento desaparecem gradualmente, como mostrado na Fig. 7d. O laço de discordância prismática recém-formado continua estendendo-se para SFT2 no canto inferior direito do indentador. Devido à sua estrutura estável, o SFT2 permanece inalterado durante a expansão e interferência dos defeitos de discordância, como mostrado na Fig. 7e. À medida que o indentador pressiona para baixo, o laço de discordância prismática continua expandindo-se para baixo, e a escala dos defeitos de discordância na área subsuperficial aumenta gradualmente. A estrutura SFT2 existe estavelmente no subsuperfície do espécime e não tem mudança durante o movimento e interferência dos defeitos de discordância, como mostrado na Fig. 7f.

Para mostrar a evolução e distribuição de defeitos subsuperficiais durante o processo de indentação mais claramente, o método DXA é usado para analisar o espécime após indentação. A imagem de distribuição de discordâncias subsuperficiais em cada tempo correspondente à Fig. 7 é obtida pela análise DXA, como mostrado na Fig. 8. Discordâncias são coloridas baseadas no seguinte esquema: azul escuro para discordâncias perfeitas, verde para discordâncias Shockley, rosa para discordâncias stair-rod, amarelo para discordâncias Hirth, azul claro para discordâncias Frank, e vermelho para discordâncias não identificadas.

Pode-se ver na Fig. 8 que o subsuperfície da peça consiste principalmente de discordância Shockley e discordância stair-rod no estado inicial de indentação. O SFT existente no subsuperfície é uma estrutura tetraédrica regular consistindo de seis discordâncias stair-rod. Quando o indentador contata a peça, a nucleação de discordância na superfície da peça é a discordância Hirsh amarela, como mostrado na Fig. 8a. À medida que o indentador pressiona para baixo, um grande número de discordâncias é nucleado e move-se ao longo do sistema de deslizamento. As discordâncias Hirsh amarelas são gradualmente transformadas em discordâncias Shockley verdes, como mostrado na Fig. 8b. Sob a interação entre discordâncias recém-formadas e o SFT1 original, alguns defeitos simples desaparecem gradualmente, como mostrado na Fig. 8c. A escala de discordâncias subsuperficiais aumenta com o indentador descendo, e as discordâncias recém-formadas são principalmente discordâncias Shackley verdes. A interação entre discordâncias Shockley e SFT1 resulta na diminuição gradual do tamanho do SFT1 e eventual desaparecimento do SFT1, como mostrado na Fig. 8d. Com o aumento da escala de defeitos, o número e tipos de discordâncias no subsuperfície do espécime aumentam. Existem tipos vermelhos desconhecidos de discordâncias formados no subsuperfície, e várias discordâncias Shockley constituem o laço de discordância prismática, como mostrado na Fig. 8e. Sob a interação da discordância Shockley e da discordância stair-rod, o SFT2 e SFT3 longe da região de indentação não desapareceram no final, devido à extrusão mais fraca do indentador, como mostrado na Fig. 8f.

A imagem de evolução de discordâncias subsuperficiais durante o processo de descarregamento de nanoindentação é mostrada na Fig. 9. A Figura 10 mostra a imagem de distribuição de discordâncias subsuperficiais correspondente na Fig. 9. Dos dois gráficos, pode-se ver que a escala de defeitos subsuperficiais aumenta primeiro e depois diminui gradualmente durante o processo de movimento ascendente do indentador. É causado pela função abrangente entre a liberação contínua da energia de deformação do material e a força de adesão exercida pelo indentador no espécime. No estágio inicial do processo de descarregamento, a força de adsorção ascendente do indentador afetando o espécime não é significativa. A evolução de defeitos subsuperficiais é principalmente impulsionada pela energia de deformação do material, resultando no aumento da escala de defeitos subsuperficiais. E os principais tipos de discordâncias neste estágio são a discordância Shockley verde e a discordância de escada rosa, como mostrado nas Figs. 9a, b e 10a, b. A interação entre o SFT2 e a discordância Shockley próxima faz a discordância stair-rod rosa transformar-se em discordância Shackley verde na área longe da ação do indentador. Enquanto isso, o SFT2 é transformado em um defeito menor que é SFT3, como mostrado nas Figs. 9c e 10c. Com o levantamento contínuo do indentador, o efeito de ligação e adsorção exercido pelo indentador no espécime aumenta gradualmente. Acompanhando a liberação de energia de deformação, o tamanho e tipos de discordâncias no subsuperfície aumentam. E mais discordâncias perfeitas, discordâncias Hirh e discordâncias desconhecidas são formadas, como mostrado nas Figs. 9d e 10d. No estágio posterior do processo de descarregamento, a energia de deformação do material é basicamente liberada, e a evolução de defeitos subsuperficiais é dominada pela adsorção do indentador. Portanto, os defeitos subsuperficiais são anulados rapidamente, e a escala de defeitos subsuperficiais diminui rapidamente. E uma discordância Hirsch típica é formada na direção do indentador ascendente, mostrada nas Figs. 9e, f e 10e, f. Finalmente, a escala de defeitos subsuperficiais diminui consideravelmente, e alguns defeitos subsuperficiais típicos, como SFT e aglomerados atômicos, desaparecem gradualmente. Da análise acima, pode-se ver que o processamento secundário (nanoindentação) pode restaurar os defeitos internos típicos formados no nanocorte, e o dano subsuperficial torna-se mais sério na área de processamento secundário. Estas características de defeitos subsuperficiais afetarão as propriedades mecânicas dos materiais. Portanto, é necessário estudar o efeito de defeitos subsuperficiais nas propriedades mecânicas do material.

As propriedades mecânicas dos materiais podem ser calculadas pela curva carga-deslocamento, como dureza, módulo elástico e resistência ao escoamento. Neste estudo, a dureza e o módulo de Young de cobre monocristalino foram investigados. A variação da carga no indentador foi monitorada durante o processo de nanoindentação, e a curva carga-deslocamento do processo de nanoindentação foi desenhada, como mostrado na Fig. 11. A profundidade máxima de indentação das curvas vermelha e preta respectivamente é 2 nm e 3 nm, nas quais ambos os processos de carregamento e descarregamento são incluídos. A direção ascendente da carga é definida como direção positiva, então as curvas carga-deslocamento estão todas acima da linha zero no processo de carregamento, enquanto a carga no indentador muda de positiva para negativa durante o descarregamento. A restauração elástica do material da matriz deformada exerce uma força ascendente no indentador. Portanto, para manter o indentador subindo em velocidade uniforme, uma força descendente (positiva) é necessária. Com a recuperação gradual da deformação, a força diminui gradualmente até desaparecer. Então a força aplicada no indentador torna-se negativa, e o valor absoluto da força primeiro aumenta e depois diminui. Do gráfico, pode-se ver que o espécime está no estágio de deformação elástica durante o processo de carregamento, e a carga aumenta proporcionalmente ao deslocamento. Quando o deslocamento do indentador é 1 nm, a carga no indentador flutua dramaticamente, como indicado pela seta no lado esquerdo da Fig. 11. Isso é porque o indentador é pressionado para baixo no SFT1 mostrado na Fig. 7, resultando em maior impedimento ao indentador. Quando o deslocamento do indentador está na faixa de 2 a 3 nm, a amplitude de flutuação da carga aumenta. Isso é porque o indentador é pressionado para baixo na camada SSD, e o impedimento do indentador ao defeito subsuperficial no espécime é mais significativo, então a amplitude de flutuação da carga aumenta significativamente.

Segundo o Método Oliver-Pharr [31], a dureza de nanoindentação pode ser definida como carga de indentação dividida pela área de contato entre indentador e espécime, calculada pela Eq. 7.

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

Em que, F_max é o valor de pico da carga. A_c é a área de contato projetada para indentador e espécime, que pode ser obtida por

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

onde r é o raio de contato para o indentador. Como o indentador é hemisférico, r é aproximadamente igual à profundidade de indentação.

A deformação elástica do material de cobre monocristalino é causada pela carga exercida pelo indentador. Baseado na curva carga-deslocamento anterior, o módulo de Young (E) de cobre monocristalino pode ser calculado pela Eq. 9.

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

onde F é a carga aplicada, S é a área de contato, r é o raio de projeção do indentador, DL é a deformação do material na direção de carregamento, que é igual à profundidade de indentação, e L é o comprimento total do material na direção de carregamento. Neste estudo, L é igual a 30 nm.

Segundo o método Oliver-Pharr e dados de carga-deslocamento, a dureza de nanoindentação e o módulo de Young elástico de materiais de cobre monocristalino com defeitos subsuperficiais podem ser calculados baseados nas Eqs. 7, 8, 9. A Tabela 3 mostra a carga aplicada atuando nos espécimes pelo indentador com diferentes profundidades de indentação.

A dureza de nanoindentação de cobre monocristalino pode ser calculada pelas Eqs. 7 e 8 combinando os dados na Tabela 3. Quando a profundidade máxima é 2 nm, F_max = 190,67 nN e da Fig. 11 r = 2,75 nm. O valor calculado de dureza de nanoindentação H2 é 8,029 GPa. Quando a profundidade máxima é 3 nm, F_max = 244,66 nN e r = 3 nm. O valor calculado de dureza de nanoindentação H3 é 8,675 GPa, que é ligeiramente maior que o obtido na profundidade de indentação de 2 nm. É porque o indentador é pressionado para baixo na área de defeitos subsuperficiais na profundidade de indentação de 3 nm, e a resistência à deformação dos defeitos subsuperficiais aumenta. Portanto, a dureza do cobre monocristalino aumentou. Pode-se concluir do resultado que os defeitos subsuperficiais tornam a superfície usinada muito mais dura, o que é o fenômeno de encruamento.

O módulo de Young E de cobre monocristalino pode ser calculado pela Eq. 9 combinando os dados na Tabela 3. Os resultados de cálculo são mostrados na Tabela 4. Pode-se notar que o módulo de Young torna-se distintamente maior quando a profundidade de indentação é menor que 1,5 nm. No estágio inicial de nanoindentação, o indentador não contata a área de defeitos residuais no subsuperfície. No entanto, o efeito de encruamento torna o material do espécime não facilmente ocorrendo deformação elástica; portanto, o módulo de Young de cobre monocristalino é maior no estágio inicial de indentação. O valor do módulo de Young é 119,4 GPa quando a profundidade de indentação é 2 nm, que é quase o mesmo com a pesquisa de Zhang (120,4 GPa) [14]. Com o aumento da profundidade de indentação, o módulo de Young elástico de espécimes de cobre monocristalino diminui gradualmente, e a capacidade dos materiais de resistir à deformação elástica é enfraquecida. É devido à deformação elástica permanente ser derivada do movimento de discordâncias e sua interação com defeitos subsuperficiais. Foi revelado que os defeitos subsuperficiais induzidos por nanocorte afetarão as propriedades físicas e mecânicas de materiais de cobre monocristalino, o que também é aplicável a outros materiais FCC. A existência de defeitos subsuperficiais aumentará a dureza da superfície usinada e enfraquecerá a capacidade do material de resistir à deformação elástica, na qual a evolução mútua entre discordâncias e defeitos subsuperficiais desempenha um papel importante. Portanto, é muito importante prever a espessura da camada de deformação subsuperficial e estudar as propriedades de superfície para nano-fabricação.

Conclusões

Os defeitos subsuperficiais que existem estáveis na peça após nanocorte podem afetar as propriedades mecânicas, o que é crítico para o desempenho de serviço e vida de nanoestruturas. Estudos anteriores são principalmente baseados em materiais de cristal perfeito ou construção artificial de defeitos hipotéticos, o que está longe dos defeitos subsuperficiais reais. Neste artigo, a simulação de dinâmica molecular de nanocorte é realizada para construir o modelo de espécime com defeitos subsuperficiais. Baseado no modelo DM construído, a simulação de nanoindentação é realizada para estudar a influência de defeitos subsuperficiais induzidos por usinagem nas propriedades físicas e mecânicas de materiais de cobre monocristalino. O mecanismo de interação entre discordância e defeitos complexos durante a nanoindentação é estudado. A dureza de nanoindentação e o módulo de Young elástico de materiais de cobre monocristalino são calculados. Baseado na análise acima, algumas conclusões interessantes podem ser tiradas como segue.

1. A nucleação e expansão de discordâncias no subsuperfície da peça são impulsionadas pela ação de extrusão e cisalhamento da ferramenta de corte durante o processo de nanocorte, resultando na flutuação da força de corte. Após nanocorte, existem resíduos de estrutura de defeitos estáveis no subsuperfície da peça, como defeitos de vacância, falhas de empilhamento, aglomerados atômicos, SFT e discordâncias stair-rod, que juntos constituem a camada de defeitos subsuperficiais da peça.

2. A existência de defeitos subsuperficiais afeta a nucleação e expansão de discordâncias durante o processo de nanoindentação. Alguns defeitos estáveis diretamente abaixo do indentador, como discordância em forma de V e SFT1, são anulados após a indentação. E SFT2 longe da região de indentação é transformado em um menor. O processamento secundário de nanoindentação pode restaurar defeitos internos típicos da peça, mas os defeitos subsuperficiais na área de processamento secundário são agravados.

3. A dureza de nanoindentação dos espécimes aumenta com a introdução de defeitos subsuperficiais, resultando na formação de efeito de encruamento. O módulo de Young de cobre monocristalino é maior no estágio inicial de indentação e diminui gradualmente com o aumento da profundidade de indentação. A existência de defeitos subsuperficiais pode enfraquecer a capacidade do material de resistir à deformação elástica, na qual a evolução mútua entre discordâncias e defeitos subsuperficiais desempenha um papel importante.

Disponibilidade de Dados e Materiais

As conclusões feitas neste manuscrito são baseadas nos dados que são todos apresentados e mostrados neste artigo.

Abreviações

DM:

Dinâmica molecular

SSD:

Defeitos subsuperficiais

SFT:

Tetraedro de falha de empilhamento

PBC:

Condição de contorno periódica

LAMMPS:

Simulador paralelo massivamente atômico/molecular de grande escala

EAM:

Método de átomo incorporado

CSP:

Parâmetro de centro-simetria

FCC:

Cúbico de face centrada

CNA:

Análise de vizinhos comuns

HCP:

Hexagonal compacto

BCC:

Cúbico de corpo centrado

ICO:

Icosaédrico

DXA:

Algoritmo de extração de discordâncias