Evaluación de defectos subsuperficiales inducidos por mecanizado: Impacto en la dinámica de dislocaciones y rendimiento mecánico mediante nanoindentación

Resumen

Los defectos subsuperficiales tienen un impacto significativo en la precisión y el rendimiento de las nanoestructuras. En este artículo, se realiza una simulación de dinámica molecular (MD) de nanoindentación para investigar el efecto de los defectos subsuperficiales inducidos por mecanizado en la evolución de dislocaciones y las propiedades mecánicas de los materiales, en la que el modelo de especimen con defectos subsuperficiales se construye mediante nanocorte que se ajusta a la realidad. Se discuten el mecanismo de formación de defectos subsuperficiales y el mecanismo de interacción entre defectos inducidos por mecanizado y la evolución de dislocaciones. Se calculan la dureza y el módulo elástico de Young de especímenes de cobre monocristalino. Los resultados de la simulación indican que existen residuos de estructuras de defectos estables en la subsuperficie de la pieza de trabajo, como cúmulos atómicos, tetraedros de falla de apilamiento y dislocaciones stair-rod. El procesamiento secundario de nanoindentación puede restaurar defectos internos de la pieza de trabajo, pero el daño subsuperficial en el área de procesamiento secundario se agrava. La dureza de nanoindentación de los especímenes aumenta con la introducción de defectos subsuperficiales, lo que resulta en la formación de un efecto de endurecimiento por deformación. La existencia de defectos subsuperficiales puede debilitar la capacidad del material para resistir la deformación elástica, en la que la evolución mutua entre dislocaciones y defectos subsuperficiales juega un papel importante.

Antecedentes

La fabricación de ultraprecisión a escala nanométrica se considera ampliamente un método efectivo para obtener nano-componentes con precisión dimensional submicrónica y calidad de superficie a nanoescala [1]. Algunos defectos subsuperficiales estables quedan dentro de la pieza de trabajo tras la fabricación [2,3,4,5]. Los defectos subsuperficiales no solo afectan la precisión de procesamiento y la calidad de superficie, sino que también afectan críticamente las propiedades mecánicas y la vida útil de los nano-componentes. Muchos estudios sobre defectos subsuperficiales se han llevado a cabo mediante el método de dinámica molecular (MD), centrándose principalmente en la formación y evolución de defectos subsuperficiales [6,7], el espesor de la capa de defectos subsuperficiales (SSD) [8,9] y la influencia de los defectos subsuperficiales en la integridad superficial [10,11]. Sin embargo, el efecto de los defectos subsuperficiales en las propiedades mecánicas de los materiales de la pieza de trabajo es menos estudiado. Las propiedades mecánicas de las nanoestructuras son críticas para su rendimiento en servicio y vida útil. Por tanto, el efecto de los defectos subsuperficiales en las propiedades mecánicas de los materiales se ha convertido en una cuestión clave a investigar.

Muchas investigaciones se han realizado para deliberar la capa SSD mediante simulación de dinámica molecular de proceso de nanocorte. Narayanan [12] estudió la formación de tetraedros de falla de apilamiento (SFT) en oro monocristalino e introdujo el mecanismo de deformación inducida de SFT. Inamura [13] exploró la formación de viruta y la deformación por deslizamiento del material durante el proceso de nanocorte y señaló que la formación de viruta es inducida principalmente por deformación de cizallamiento-deslizamiento. Pei [14] estudió el efecto de parámetros de corte en la evolución de dislocaciones y fuerza de corte durante el nanocorte y encontró que cuando la pieza de trabajo es mayor a 40 nm, el efecto de tamaño no es significativo. Dai [15] y Liu [16] adoptaron simulación MD y métodos experimentales respectivamente para estudiar la influencia de la estructura y efecto de tamaño de herramienta de diamante en la evolución de defectos subsuperficiales de la pieza de trabajo. Los estudios previos muestran que existen defectos subsuperficiales estables en la pieza de trabajo tras el nanocorte. Los parámetros de corte y geometría de la herramienta tienen grandes influencias en el espesor y evolución de la capa de daño subsuperficial, e incluso en la precisión de procesamiento. Sin embargo, las propiedades mecánicas de los materiales de la pieza de trabajo no pueden calcularse analizando los datos relevantes obtenidos por nanocorte.

La nanoindentación es una técnica efectiva para caracterizar propiedades mecánicas como dureza y módulo elástico [17]. Muchos estudios sobre nanoindentación se han llevado a cabo para evaluar el rendimiento de propiedades mecánicas mediante modelos experimentales y teóricos. Zimmerman [18] analizó la emisión de dislocaciones en el proceso de nanoindentación por el vector de deslizamiento. Ruestes [19] estudió la nanoindentación de Fe monocristalino por simulación MD y encontró que la generación de dislocaciones en la subsuperficie es necesaria para remover material de la zona de indentación. Huang [20] realizó simulaciones MD de nanoindentación en matriz de diamante monocristalino y encontró que la deformación del material de diamante bajo indentación estaba dominada por la nucleación y propagación de bucles de dislocación 〈110〉 {111}. Sharma [21] construyó un modelo de partícula dura artificialmente en matriz de cobre y analizó la influencia de partícula dura en la evolución de defectos subsuperficiales en proceso de mecanizado. Peng [22] investigó los mecanismos de fortalecimiento de recubrimientos de grafeno en sustrato Cu por nanoindentación, resultante del efecto de homogeneización de tensión generado por la interfaz. Del análisis anterior, se puede ver que los estudios previos sobre el efecto de defectos subsuperficiales se basan principalmente en materiales de cristal perfecto o construyendo artificialmente defectos hipotéticos, lo cual está lejos de los defectos subsuperficiales reales. Por tanto, construir el modelo de pieza de trabajo con defectos subsuperficiales de forma realista es esencial para analizar la influencia de los defectos subsuperficiales en las propiedades mecánicas de la pieza de trabajo.

En este artículo, se adoptó el método de nanocorte para obtener el modelo de pieza de trabajo con defectos subsuperficiales conforme a características prácticas. Sobre esta base, se realizó simulación de nanoindentación para estudiar el efecto de defectos subsuperficiales en las propiedades mecánicas de cobre monocristalino. Primero, se discutirá el mecanismo de formación y evolución de defectos subsuperficiales durante el proceso de nanocorte, y se analizarán las estructuras de defectos típicas de la subsuperficie de la pieza de trabajo tras el nanocorte. Segundo, se analizará el mecanismo de interacción entre defectos subsuperficiales inducidos por mecanizado y la nucleación de dislocaciones durante la indentación. Tercero, basándose en los datos de carga-desplazamiento obtenidos por nanoindentación, se calcularán la dureza y el módulo elástico de Young de especímenes de cobre monocristalino. Finalmente, se resumirán algunas conclusiones novedosas.

Métodos

Modelo de simulación

Para investigar el efecto de defectos subsuperficiales en las propiedades mecánicas de materiales en nanomecanizado, el modelo de especimen con defectos subsuperficiales debe construirse. En esta investigación, se realiza mediante simulación MD de proceso de nanocorte. Primero, se establece el modelo de simulación MD y se realiza la simulación del proceso de nanocorte. Luego, el especimen y la herramienta de corte se relajan por tiempo suficiente durante la simulación MD. Finalmente, algunos defectos estables permanecen en la subsuperficie de la pieza de trabajo. El diagrama esquemático de los modelos de simulación MD tridimensionales se muestra en la Fig. 1, en la que el modelo de nanocorte se muestra en la Fig. 1a y el modelo de nanoindentación con defectos subsuperficiales en la Fig. 1b. En la Fig. 1, los materiales de la pieza de trabajo y el especimen son cobre monocristalino y la herramienta e indentador son de diamante. Se usa herramienta de diamante con filo curvo en el proceso de nanocorte, y el radio del filo de la herramienta es 3 nm. El indentador tiene forma hemisférica en el proceso de nanoindentación, y el diámetro es 6 nm. La pieza de trabajo y el especimen se dividen en tres partes: capa de Newton, capa de temperatura y capa de frontera, respectivamente. Para reducir el efecto de tamaño y efecto de frontera, se adopta la condición de frontera periódica (PBC) en la dirección [010] del sistema de simulación. Para evitar la interacción inicial entre herramienta y pieza de trabajo, la herramienta de corte se coloca 3 nm arriba a la derecha de la pieza de trabajo y el indentador se coloca 6 nm arriba del especimen. Los parámetros detallados de simulación se muestran en la Tabla 1.

Funciones potenciales interatómicas

En esta investigación, las simulaciones MD tridimensionales se realizaron mediante el simulador paralelo masivo atómico/molecular a gran escala (LAMMPS). La computación paralela se realizó con la ayuda de la biblioteca de interfaz de paso de mensajes. Se usan el potencial Morse, el método de átomo empotrado (EAM) y el potencial Tersoff en la simulación, que se invocan del paquete de software LAMMPS. La interacción entre átomos de Cu en la pieza de trabajo y átomos de C en la herramienta se calcula mediante el potencial Morse mostrado en la Ec. 1 [23].

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

donde r₀, α y D son respectivamente el espaciado atómico, módulo de elasticidad y energía de enlace. Los valores se muestran en la Tabla 2.

La función interatómica entre átomos de Cu en la pieza de trabajo se describe mediante el potencial EAM mostrado en las Ecs. 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)

La interacción entre átomos de carbono en la herramienta de diamante se calcula mediante el potencial Tersoff mostrado en las Ecs. 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)

donde f_c(r_{ij}) es la función de truncamiento entre átomos, V_A(r_{ij}) es el potencial dual de término de atracción, V_R(r_{ij}) es el potencial dual de término de repulsión, y r_{ij} es la distancia atómica entre el átomo i y el átomo j.

Métodos de análisis de defectos

En el nanocorte de cobre monocristalino, la deformación y las dislocaciones se nuclean en la subsuperficie de la pieza de trabajo. En este artículo, se introduce el parámetro de centrosimetría (CSP) para analizar la nucleación de dislocaciones y evolución de defectos de la pieza de trabajo. Para materiales de cubo centrado en caras (FCC), el valor CSP se puede calcular mediante la Ec. 6 [27].

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

donde R_i son átomos vecinos de misma longitud y R_{i+6} son átomos vecinos en dirección opuesta. Los valores CSP de cristal FCC, dislocación parcial, falla de apilamiento y átomos de superficie son 0, 2,1, 8,3 y 24,9, respectivamente [27].

El método CSP puede identificar el escalonamiento atómico, pero no puede reconocer el estado de estructura cristalina local de la pieza de trabajo. Por tanto, se introduce el análisis de vecinos comunes (CNA) para identificar el defecto de estructura cristalina local. En el método CNA original, propuesto por Honeycutt y Andersen [28], las diversas estructuras se representan mediante diagramas. Actualmente, hay cinco tipos de patrones CNA en OVITO [29], donde las estructuras cristalinas locales se identifican como cubo centrado en caras (FCC), hexagonal compacto (HCP), cubo centrado en cuerpo (BCC), icosahédrico (ICO) y desconocido, respectivamente. En este artículo, también se introduce el algoritmo de extracción de dislocaciones (DXA) [30] para analizar la evolución de defectos de dislocación. Por DXA, las diferentes estructuras cristalinas en la pieza de trabajo se marcan con diferentes colores y los defectos de dislocación en la pieza de trabajo se representan por líneas de diferentes colores.

Resultados y discusión

Evolución de defectos subsuperficiales en el proceso de nanocorte

En el proceso de nanocorte, bajo la acción de extrusión y cizallamiento de la herramienta de corte sobre la pieza de trabajo, el material de la superficie de la pieza de trabajo con el espesor de profundidad de corte es removido, y se forma una nueva superficie mecanizada con cierta precisión dimensional y calidad de superficie. La deformación elasto-plástica compleja que incluye deformación por tensión y deformación térmica ocurre en la superficie y subsuperficie de la pieza de trabajo acompañando la transformación de energía y concentración de tensión. Por tanto, se forma la capa de daño subsuperficial y se remueve la viruta. La Fig. 2 muestra las vistas instantáneas de la evolución de defectos subsuperficiales y la remoción de material durante el proceso de nanocorte de cobre monocristalino. En la Fig. 2, los átomos están coloreados por el valor del CSP y resultados de análisis CNA. En la Fig. 2a y c, los átomos amarillos, verdes, rojos y azules son átomos de superficie, átomos de defectos de superficie, átomos de defectos subsuperficiales y átomos FCC. Se puede ver en la Fig. 2 que se forman muchas estructuras de defectos típicas en la subsuperficie de la pieza de trabajo durante el proceso de nanocorte, como defectos puntuales, defectos de vacancia, fallas de apilamiento, defectos de cúmulo, dislocaciones prismáticas y bucle de dislocación tornillo.

Debido al efecto de apriete y cizallamiento de la herramienta de corte, se genera deformación por cizallamiento-deslizamiento para los átomos frente a la cara anterior y se forma la zona primaria de cizallamiento-deslizamiento en la pieza de trabajo durante el proceso de nanocorte, como se muestra en la Fig. 2b. Algunos de estos átomos se deslizan hacia arriba a lo largo de la cara anterior y se forma la viruta de corte como se muestra en la Fig. 2a. Otros se mueven hacia abajo y la superficie mecanizada se forma bajo el apriete por fricción de la cara de flanco de la herramienta como se muestra en la Fig. 2b. Otros se mueven hacia adentro y se forman defectos subsuperficiales, como fallas de apilamiento, defectos de cúmulo y dislocaciones prismáticas, mostrados en la Fig. 2a y b.

Debido a la fricción y extrusión de la superficie de flanco de la herramienta, ocurre acumulación de energía para átomos cerca de la cara de flanco y los átomos se convierten en átomos de alta energía. Cuando la energía atómica supera un cierto nivel, la energía llevada por átomos energéticos se libera y la dislocación se forma bajo el impulso de átomos energéticos. Por tanto, se forman muchas dislocaciones en la zona de fricción de la cara de flanco, mostradas en la Fig. 2d. Con la formación de la superficie mecanizada, las dislocaciones nuclean, se extienden y aniquilan en la subsuperficie. Finalmente, estructuras de defectos como fallas de apilamiento, SFT y defectos de vacancia quedan en la subsuperficie, como se indica en la Fig. 2d. Las fallas de apilamiento se nuclean en la zona de cizallamiento-deslizamiento bajo la herramienta de corte, luego se extienden hacia la pieza de trabajo y finalmente se aniquilan en la superficie libre de la pieza de trabajo. Eventualmente, la línea de dislocación se forma en la superficie de la pieza de trabajo. Y la línea de dislocación se extiende entlang de las direcciones [1̄01̄], [1̄01] y [101]. El bucle de dislocación tornillo, ubicado en el borde de la zona de cizallamiento-deslizamiento, consiste en varias fallas de apilamiento y una serie de dislocaciones tornillo. La dislocación tornillo se forma bajo el impulso del estado de tensión de compresión de la zona de cizallamiento-deslizamiento [11].

En el proceso de nanocorte, las dislocaciones se nuclean y extienden bajo la acción de la herramienta de corte. Acompañando la agregación y liberación de energía, la fuerza de corte fluctúa con el aumento de la distancia de corte, lo que se muestra en la Fig. 3 en tres dimensiones. En la Fig. 3, las curvas negra, roja y azul son respectivamente la fuerza de avance (Fx), la fuerza de retroceso (Fy) y la fuerza tangencial (Fz). Se puede ver en la Fig. 3 que el proceso de corte se divide en dos períodos: etapa de corte inicial y etapa de corte estable. Durante la etapa de corte inicial, la fuerza de avance y la fuerza de retroceso tienen un aumento rápido, rectilíneo. El valor máximo de la fuerza de avance alcanza más de 1100 nN, pero la fuerza de retroceso solo llega alrededor de 600 nN. Cuando la punta de la herramienta corta completamente la pieza de trabajo, se forma la superficie mecanizada, mostrada como el primer gráfico pequeño firmado como "Machined surface" en la Fig. 3. Luego, el proceso de nanocorte se transfiere a la etapa de corte estable. En la etapa de corte estable, las tres fuerzas fluctúan en sus posiciones de equilibrio. La fuerza de avance promedio está en约 1000 nN, y la fuerza de retroceso promedio solo alrededor de 500 nN. Se puede ver en la Fig. 3 que la fuerza de avance tiene una disminución rápida a la distancia de corte de 20 nm. Es porque la acumulación de energía llega a un cierto nivel que es la energía de tensión de red crítica, mostrada como el segundo gráfico pequeño en la Fig. 3. Mientras tanto, una gran resistencia actúa sobre la herramienta de corte lo que resulta en que la fuerza de corte sea un valor pico. Luego, la energía se libera lo que resulta en la emisión de dislocación, y la fuerza de corte disminuye, mostrado como el tercer gráfico pequeño en la Fig. 3. Por tanto, la fuerza de corte fluctúa durante la etapa de corte estable. La nucleación, extensión y aniquilación de dislocaciones llevaron a la fluctuación de la fuerza de corte y resultan en la existencia de defectos subsuperficiales en la pieza de trabajo, finalmente.

Para investigar en detalle la evolución y emoción de defectos de dislocación en la subsuperficie de la pieza de trabajo durante el proceso de nanocorte, la distribución de dislocaciones y su variación con la distancia de corte se analizan minuciosamente mediante el método CNA. La evolución de defectos subsuperficiales de la pieza de trabajo en un área cierta se muestra en la Fig. 4, en la que las distancias de corte de la Fig. 4a, b, c, d, e y f son respectivamente 8 nm, 10 nm, 12 nm, 20 nm, 24 nm y 32 nm. Se puede ver en la Fig. 4a que muchos defectos de dislocación se nuclean en la zona de cizallamiento-deslizamiento bajo la acción de extrusión y cizallamiento de la herramienta de corte durante la etapa preliminar del proceso de corte. Particularmente, una dislocación en forma de V y una falla se forman bajo la acción de impulso de tensión atómica y energía en la zona de cizallamiento-deslizamiento, mostradas en la Fig. 4b. En el proceso de procesamiento subsiguiente, la zona de cizallamiento-deslizamiento se mueve hacia adelante con la herramienta de corte que sigue moviéndose. Debido a la disminución de energía de deformación, la falla se aniquila gradualmente. Durante el avance de la herramienta de corte, la zona de fricción de la cara de flanco se mueve cerca de la falla. Y la superficie mecanizada rugosa se forma bajo la extrusión y fricción de la cara de flanco. Luego la falla continúa aniquilándose y desprendiéndose gradualmente de la superficie de la pieza de trabajo, como se muestra en la Fig. 4d. Finalmente, la falla se transforma en defecto de cúmulo que existe establemente en la subsuperficie de la pieza de trabajo. Similarmente, la dislocación en forma de V formada evoluciona gradualmente en SFT bajo la interacción de dos fallas de apilamiento y un bloqueo de dislocación. Estos defectos estables componen juntos la capa de deformación subsuperficial, como se muestra en la Fig. 4e y Fig. 4f.

Como se sabe, la liberación de tensión residual y la recuperación de defectos internos ocurrirán en la pieza de trabajo tras el tratamiento de envejecimiento. En la nano-fabricación real, algunos de los defectos subsuperficiales formados durante el procesamiento desaparecerán tras el proceso de mecanizado. Para simular el estado de la pieza de trabajo tras el tratamiento de envejecimiento, se realiza relajación de dinámica molecular en el sistema de corte por un tiempo largo. El diagrama de distribución de defectos residuales en la subsuperficie de la pieza de trabajo tras relajación MD por tiempo largo se muestra en la Fig. 5, en la que los átomos están coloreados según los resultados de análisis por métodos CSP y CNA. Se puede ver en la Fig. 5 que las dislocaciones primarias se aniquilan tras la relajación. Defectos de vacancia, fallas de apilamiento, cúmulo atómico, dislocación prismática, dislocación tornillo, SFT y dislocación stair-rod existen en la subsuperficie de la pieza de trabajo, como se muestra en la Fig. 5. Según el análisis anterior, estos defectos, formados bajo la inducción de tensión interna compleja y la interacción de defectos de dislocación, afectarán la precisión dimensional y calidad de superficie de la pieza de trabajo tras el nano-procesamiento.

Prueba de nanoindentación en especimen de cobre con defectos subsuperficiales inducidos por mecanizado

Los defectos residuales subsuperficiales inducidos por mecanizado gobiernan las propiedades mecánicas de la superficie, especialmente la dureza y el módulo de Young. Por tanto, la investigación de la nucleación e interacción de dislocaciones durante la nanoindentación parece fuertemente necesaria. Para investigar la influencia de los defectos subsuperficiales inducidos por mecanizado en las propiedades mecánicas de cobre monocristalino, el proceso de nanoindentación en el especimen tras el nanocorte se puso en práctica con los mismos parámetros que la simulación de nanocorte. El resultado de la simulación se muestra en las Figs. 6, 7, 8, 9 y 10. La imagen atómica instantánea de la distribución de defectos subsuperficiales en el estado inicial de nanoindentación se muestra en la Fig. 6. Se puede ver en la figura que hay varios SFTs, una dislocación en forma de V, algunas dislocaciones prismáticas y algunos defectos de cúmulo bajo el indentador. Estos defectos subsuperficiales pueden afectar la nucleación y expansión de dislocaciones de la pieza de trabajo durante el proceso de nanoindentación. Y luego las propiedades mecánicas del material de la pieza de trabajo cambian.

La imagen de evolución atómica de dislocaciones subsuperficiales durante el proceso de carga de nanoindentación se muestra en la Fig. 7. Se puede ver en la Fig. 7a que la nucleación inicial de dislocación ocurre en la superficie del especimen cuando el indentador contacta la superficie del especimen. Con la presión hacia abajo del indentador, las dislocaciones nucleadas se expanden gradualmente. Mientras tanto, bajo la influencia de la tensión ejercida por el indentador, un gran número de dislocaciones nuclean y se mueven a lo largo del sistema de deslizamiento, como se muestra en la Fig. 7b. Bajo la interacción entre dislocaciones recién formadas y defectos subsuperficiales originales, algunos defectos simples desaparecen gradualmente, y las dislocaciones en forma de V continúan evolucionando y aniquilándose gradualmente. El SFT bajo el indentador disminuye gradualmente, como se muestra en la Fig. 7c. A medida que el proceso de indentación avanza, la escala de nuevos defectos de dislocación nucleados aumenta, y la dislocación en forma de V y SFT1 bajo el indentador desaparecen gradualmente. Simultáneamente, los defectos de dislocación formados durante la indentación gradualmente evolucionan en bucle de dislocación prismática, en la que las fallas de apilamiento desaparecen gradualmente, como se muestra en la Fig. 7d. El bucle de dislocación prismática recién formado continúa extendiéndose hacia SFT2 en la parte inferior derecha del indentador. Debido a su estructura estable, el SFT2 permanece sin deformar durante la expansión del bucle de dislocación prismática, como se muestra en la Fig. 7e. A medida que el indentador presiona hacia abajo, el bucle de dislocación prismática continúa expandiéndose hacia abajo, y la escala de defectos de dislocación en el área subsuperficial aumenta gradualmente. La estructura SFT2 existe establemente en la subsuperficie del especimen y no tiene cambios durante el movimiento e interferencia de defectos de dislocación, como se muestra en la Fig. 7f.

Para mostrar la evolución y distribución de defectos subsuperficiales durante el proceso de indentación más claramente, se usa el método DXA para analizar el especimen tras la indentación. La imagen de distribución de dislocaciones subsuperficiales en cada tiempo correspondiente a la Fig. 7 se obtiene por análisis DXA, como se muestra en la Fig. 8. Las dislocaciones se colorean basado en el siguiente esquema: azul oscuro para dislocaciones perfectas, verde para dislocaciones Shockley, rosa para dislocaciones stair-rod, amarillo para dislocaciones Hirth, azul claro para dislocaciones Frank, y rojo para dislocaciones no identificadas.

Se puede ver en la Fig. 8 que la subsuperficie de la pieza de trabajo consiste principalmente en dislocación Shockley y dislocación stair-rod en el estado inicial de indentación. El SFT existente en la subsuperficie es una estructura tetraédrica regular que consiste en seis dislocaciones stair-rod. Cuando el indentador contacta la pieza de trabajo, la nucleación de dislocación en la superficie de la pieza de trabajo son dislocaciones Hirth amarillas, como se muestra en la Fig. 8a. A medida que el indentador presiona hacia abajo, un gran número de dislocaciones se nuclean y se mueven a lo largo del sistema de deslizamiento. Las dislocaciones Hirth amarillas cambian gradualmente a dislocaciones Shockley verdes, como se muestra en la Fig. 8b. Bajo la interacción entre dislocaciones recién formadas y el SFT1 original, algunas dislocaciones simples desaparecen gradualmente, como se muestra en la Fig. 8c. La escala de dislocaciones subsuperficiales aumenta con el indentador bajando, y las dislocaciones recién formadas son principalmente dislocaciones Shockley verdes. La interacción entre dislocaciones Shockley y SFT1 resulta en la disminución gradual del tamaño del SFT1 y eventual desaparición del SFT1, como se muestra en la Fig. 8d. Con el aumento de la escala de defectos, el número y tipos de dislocaciones en la subsuperficie del especimen aumentan. Hay dislocaciones de tipo desconocido rojo formadas en la subsuperficie, y varias dislocaciones Shockley constituyen el bucle de dislocación prismática, como se muestra en la Fig. 8e. Bajo la interacción de la dislocación Shockley y la dislocación stair-rod, el SFT2 y SFT3 lejos de la región de indentación no desaparecieron al final, debido a la extrusión más débil del indentador, como se muestra en la Fig. 8f.

La imagen de evolución de dislocación subsuperficial durante el proceso de descarga de nanoindentación se muestra en la Fig. 9. La Fig. 10 muestra la imagen de distribución de dislocaciones subsuperficiales correspondiente en la Fig. 9. De los dos gráficos, se puede ver que la escala de defectos subsuperficiales aumenta al principio y luego disminuye gradualmente durante el proceso de movimiento hacia arriba del indentador. Es causado por la función comprehensiva entre la liberación continua de energía de deformación del material y la fuerza de adhesión ejercida por el indentador sobre el especimen. En la etapa inicial del proceso de descarga, la fuerza de adsorción hacia arriba del indentador sobre el especimen no es significativa. La evolución de defectos subsuperficiales es impulsada principalmente por la energía de deformación del material, lo que resulta en el aumento de la escala de defectos subsuperficiales. Y los principales tipos de dislocaciones en esta etapa son la dislocación Shockley verde y la dislocación stair-rod rosa, como se muestra en las Figs. 9a, b y 10a, b. La interacción entre el SFT2 y la dislocación Shockley cercana hace que la dislocación stair-rod rosa se convierta en dislocación Shockley verde en el área lejos de la acción del indentador. Mientras tanto, el SFT2 se transforma en un defecto menor que es SFT3, como se muestra en las Figs. 9c y 10c. Con el levantamiento continuo del indentador, el efecto de unión y adsorción ejercido por el indentador sobre el especimen aumenta gradualmente. Acompañado con la liberación de energía de deformación, el tamaño y tipos de dislocaciones en la subsuperficie aumentan. Y se forman más dislocaciones perfectas, Hirth y desconocidas, como se muestra en las Figs. 9d y 10d. En la etapa posterior del proceso de descarga, la energía de deformación del material se libera básicamente, y la evolución de defectos subsuperficiales es dominada por la adsorción del indentador. Por tanto, los defectos subsuperficiales se aniquilan rápidamente, y la escala de defectos subsuperficiales disminuye rápidamente. Y una dislocación Hirth típica se forma en la dirección del indentador hacia arriba, mostrada en las Figs. 9e, f y 10e, f. Finalmente, la escala de defectos subsuperficiales disminuye considerablemente, y algunos defectos subsuperficiales típicos, como SFT y cúmulos atómicos, desaparecen gradualmente. Del análisis anterior, se puede ver que el procesamiento secundario (nanoindentación) puede restaurar los defectos internos típicos formados en el nanocorte, y el daño subsuperficial se vuelve más grave en el área de procesamiento secundario. Estas características de defectos subsuperficiales afectarán las propiedades mecánicas de los materiales. Por tanto, es necesario estudiar el efecto de los defectos subsuperficiales en las propiedades mecánicas del material.

Las propiedades mecánicas de los materiales pueden calcularse mediante la curva carga-desplazamiento, como dureza, módulo elástico y resistencia a la fluencia. En este estudio, se investigaron la dureza y el módulo de Young del cobre monocristalino. La variación de la carga sobre el indentador se monitorizó durante el proceso de nanoindentación, y se dibujó la curva carga-desplazamiento del proceso de nanoindentación, como se muestra en la Fig. 11. La profundidad máxima de indentación de las curvas roja y negra es respectivamente 2 nm y 3 nm, en las que se incluyen tanto los procesos de carga como de descarga. La dirección hacia arriba de la carga se define como dirección positiva, por lo que las curvas carga-desplazamiento están todas sobre la línea cero en el proceso de carga, mientras que la carga sobre el indentador cambia de positiva a negativa durante la descarga. La restauración elástica del material de matriz deformado ejerce una fuerza hacia arriba sobre el indentador. Por tanto, para mantener el indentador subiendo a velocidad uniforme, se requiere una fuerza hacia abajo (positiva). Con la recuperación gradual de la deformación, la fuerza disminuye gradualmente hasta desaparecer. Luego, la fuerza aplicada sobre el indentador se vuelve negativa, y el valor absoluto de la fuerza primero aumenta y luego disminuye. Del gráfico, se puede ver que el especimen está en la etapa de deformación elástica durante el proceso de carga, y la carga aumenta en proporción al desplazamiento. Cuando el desplazamiento del indentador es 1 nm, la carga sobre el indentador fluctúa dramáticamente, como se indica por la flecha en el lado izquierdo de la Fig. 11. Esto es porque el indentador se presiona hacia abajo hasta el SFT1 mostrado en la Fig. 7, lo que resulta en un mayor impedimento al indentador. Cuando el desplazamiento del indentador está en el rango de 2 a 3 nm, la amplitud de fluctuación de la carga aumenta. Esto es porque el indentador se presiona hacia abajo hasta la capa SSD, y el impedimento del indentador al defecto subsuperficial en el especimen es más significativo, por lo que la amplitud de fluctuación de la carga aumenta significativamente.

Según el método de Oliver-Pharr [31], la dureza de nanoindentación puede definirse como la carga de indentación dividida por el área de contacto entre indentador y especimen, que se calcula mediante la Ec. 7.

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

En la que, F_max es el valor pico de la carga. A_c es el área de contacto proyectada para indentador y especimen, que puede obtenerse mediante

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

donde r es el radio de contacto para el indentador. Como el indentador es hemisférico, r es aproximadamente igual a la profundidad de indentación.

La deformación elástica del material de cobre monocristalino es causada por la carga ejercida desde el indentador. Basándose en la curva carga-desplazamiento previa, el módulo de Young (E) del cobre monocristalino puede calcularse mediante la Ec. 9.

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

donde F es la carga aplicada, S es el área de contacto, r es el radio de proyección del indentador, DL es la deformación del material a lo largo de la dirección de carga, que es igual a la profundidad de indentación, y L es la longitud total del material a lo largo de la dirección de carga. En este estudio, L es igual a 30 nm.

Según el método de Oliver-Pharr y los datos de carga-desplazamiento, la dureza de nanoindentación y el módulo elástico de Young de materiales de cobre monocristalino con defectos subsuperficiales pueden calcularse basándose en las Ecs. 7, 8, 9. La Tabla 3 muestra la carga aplicada actuando sobre los especímenes por el indentador con diferentes profundidades de indentación.

La dureza de nanoindentación de cobre monocristalino puede calcularse mediante las Ecs. 7 y 8 combinando los datos de la Tabla 3. Cuando la profundidad máxima es 2 nm, F_max = 190,67 nN y de la Fig. 11 r = 2,75 nm. El valor calculado de dureza de nanoindentación H2 es 8,029 GPa. Cuando la profundidad máxima es 3 nm, F_max = 244,66 nN y r = 3 nm. El valor calculado de dureza de nanoindentación H3 es 8,675 GPa, que es ligeramente mayor que el obtenido a profundidad de indentación de 2 nm. Es porque el indentador se presiona hacia abajo hasta el área de defectos subsuperficiales a profundidad de indentación de 3 nm, y la resistencia a la deformación de los defectos subsuperficiales aumenta. Por tanto, la dureza del cobre monocristalino aumentó. Se puede concluir del resultado que los defectos subsuperficiales hacen la superficie mecanizada mucho más dura, lo que es el fenómeno de endurecimiento por deformación.

El módulo de Young E de cobre monocristalino puede calcularse mediante la Ec. 9 combinando los datos de la Tabla 3. Los resultados de cálculo se muestran en la Tabla 4. Se puede notar que el módulo de Young se vuelve distintivamente mayor cuando la profundidad de indentación es menor que 1,5 nm. En la etapa inicial de nanoindentación, el indentador no contacta el área residual de defectos en la subsuperficie. Sin embargo, el efecto de endurecimiento por deformación hace que el material del especimen no se deforme elásticamente con facilidad; por tanto, el módulo de Young del cobre monocristalino es mayor en la etapa inicial de indentación. El valor del módulo de Young es 119,4 GPa cuando la profundidad de indentación es 2 nm, que es casi el mismo que la investigación de Zhang (120,4 GPa) [14]. Con el aumento de la profundidad de indentación, el módulo elástico de Young de los especímenes de cobre monocristalino disminuye gradualmente, y la capacidad de los materiales para resistir la deformación elástica se debilita. Es debido a que la deformación elástica permanente se deriva del movimiento de dislocaciones y su interacción con defectos subsuperficiales. Se ha revelado que los defectos subsuperficiales inducidos por nanocorte afectarán las propiedades físicas y mecánicas de materiales de cobre monocristalino, lo cual también es aplicable a otros materiales FCC. La existencia de defectos subsuperficiales aumentará la dureza de la superficie mecanizada y debilitará la capacidad del material para resistir la deformación elástica, en la que la evolución mutua entre dislocaciones y defectos subsuperficiales juega un papel importante. Por tanto, es muy importante predecir el espesor de la capa de deformación subsuperficial y estudiar las propiedades de superficie para la nano-fabricación.

Conclusiones

Los defectos subsuperficiales estables existentes en la pieza de trabajo tras el nanocorte pueden afectar las propiedades mecánicas, lo cual es crítico para el rendimiento en servicio y vida útil de las nanoestructuras. Los estudios previos se basan principalmente en materiales de cristal perfecto o construyendo artificialmente defectos hipotéticos, lo cual está lejos de los defectos subsuperficiales reales. En este artículo, se realiza simulación de dinámica molecular de nanocorte para construir el modelo de especimen con defectos subsuperficiales. Basado en el modelo MD construido, se lleva a cabo simulación de nanoindentación para estudiar la influencia de defectos subsuperficiales inducidos por mecanizado en las propiedades físicas y mecánicas de materiales de cobre monocristalino. Se estudia el mecanismo de interacción entre dislocación y defectos complejos durante la nanoindentación. Se calculan la dureza de nanoindentación y el módulo elástico de Young de materiales de cobre monocristalino. Basándose en el análisis anterior, se pueden extraer algunas conclusiones interesantes como sigue.

1. La nucleación y expansión de dislocaciones en la subsuperficie de la pieza de trabajo son impulsadas por la acción de extrusión y cizallamiento de la herramienta de corte durante el proceso de nanocorte, lo que resulta en la fluctuación de la fuerza de corte. Tras el nanocorte, existen residuos de estructuras de defectos estables en la subsuperficie de la pieza de trabajo, como defectos de vacancia, fallas de apilamiento, cúmulos atómicos, SFT y dislocaciones stair-rod, que juntos constituyen la capa de defectos subsuperficiales de la pieza de trabajo.
2. La existencia de defectos subsuperficiales afecta la nucleación y expansión de dislocaciones durante el proceso de nanoindentación. Algunos defectos estables directamente bajo el indentador, como la dislocación en forma de V y SFT1, se aniquilan tras la indentación. Y el SFT2 lejos de la región de indentación se transforma en uno menor. El procesamiento secundario de nanoindentación puede restaurar defectos internos típicos de la pieza de trabajo, pero los defectos subsuperficiales en el área de procesamiento secundario se agravan.
3. La dureza de nanoindentación de los especímenes aumenta con la introducción de defectos subsuperficiales, lo que resulta en la formación de efecto de endurecimiento por deformación. El módulo de Young del cobre monocristalino es mayor en la etapa inicial de indentación y disminuye gradualmente con el aumento de la profundidad de indentación. La existencia de defectos subsuperficiales puede debilitar la capacidad del material para resistir la deformación elástica, en la que la evolución mutua entre dislocaciones y defectos subsuperficiales juega un papel importante.

Disponibilidad de datos y materiales

Las conclusiones hechas en este manuscrito se basan en los datos que están todos presentados y mostrados en este artículo.

Abreviaturas

MD:

Dinámica molecular (Molecular dynamics)

SSD:

Defectos subsuperficiales (Subsurface defects)

SFT:

Tetraedro de falla de apilamiento (Stacking fault tetrahedral)

PBC:

Condición de frontera periódica (Periodic boundary condition)

LAMMPS:

Simulador paralelo masivo atómico/molecular a gran escala (Large-scale atomic/molecular massively parallel simulator)

EAM:

Método de átomo empotrado (Embedded-atom method)

CSP:

Parámetro de centrosimetría (Centro-symmetry parameter)

FCC:

Cubo centrado en caras (Face center cubic)

CNA:

Análisis de vecinos comunes (Common neighbor analysis)

HCP:

Hexagonal compacto (Close-packed hexagonal)

BCC:

Cubo centrado en cuerpo (Body centered cubic)

ICO:

Icosahédrico (Icosohedral)

DXA:

Algoritmo de extracción de dislocaciones (Dislocation extract algorithm)