Estudio de dinámica molecular de la dinámica de corte en mecanizado híbrido de silicio monocristalino

Resumen

En este artículo, se realizan simulaciones de dinámica molecular para investigar el mecanismo de corte durante el proceso de mecanizado híbrido que combina asistentes térmicos y de vibración. Se aplica un modelo de corte modificado para estudiar el comportamiento de remoción de material y formación de daño subsuperficial en un ciclo de vibración. Los resultados indican que durante el proceso de mecanizado híbrido, el mecanismo dominante de remoción de material podría transformarse de extrusión a cizallamiento en un solo ciclo de vibración. Con un aumento de la temperatura de corte, la generación y propagación de grietas se suprimen eficazmente mientras aparece hinchazón cuando el mecanismo dominante de remoción de material se convierte en cizallamiento. El mecanismo de formación del daño subsuperficial en un ciclo de vibración puede ser distinto según la distribución de tensiones. Además, la generación de vacancias en la pieza de trabajo se vuelve aparente con el aumento de la temperatura, lo cual es un fenómeno importante en el proceso de mecanizado híbrido.

Introducción

El silicio monocristalino es un material semiconductor importante, que se ha usado ampliamente en óptica infrarroja, microelectrónica y sistemas optoelectrónicos debido a sus excelentes propiedades ópticas y mecánicas [1, 2]. Sin embargo, debido a la naturaleza de dureza y fragilidad del silicio monocristalino, fractura frágil microscópica y daño subsuperficial pueden generarse durante el mecanizado mecánico. Durante el proceso de micro-fresado, defectos de astillado de borde tipo interior inducidos por mecanizado pueden generarse en la pieza de trabajo [3]. En el mecanizado de corte con diamante monocristalino (SPDT), una capa dañada que varía de 200 a 600 nm puede formarse dependiendo de los parámetros de procesamiento [4, 5]. Aunque la capa de daño subsuperficial puede disminuirse a unos 50 nm por rectificado y pulido. La eficiencia de mecanizado y la capacidad para fabricar estructuras complejas son limitadas. Para superar estos problemas, se han propuesto y probado diversas tecnologías de mecanizado asistido. En particular, el corte asistido térmicamente (TAC) [6] y el corte asistido por vibración (VAC) [7] han atraído amplia atención por su extraordinario rendimiento de corte.

Para materiales frágiles como el silicio monocristalino, la transición frágil-dúctil puede promoverse cuando se aumenta la temperatura de mecanizado. Durante el proceso TAC, la pieza de trabajo de silicio se ablanda térmicamente, lo que causa la disminución de las fuerzas de corte [8] y energía de corte específica [9, 10]. Mientras tanto, el recocido de fases de alta presión en fase de silicio cúbico se vuelve aparente cuando se aumenta la temperatura de mecanizado [11]. Con selección apropiada de parámetros de mecanizado, se puede lograr una superficie mecanizada deseada con alta pureza de fase y bajo daño subsuperficial mediante TAC [12,13,14]. Además de TAC, el corte asistido por vibración (VAC) es otro método promotor para lograr superficies de alta calidad en silicio monocristalino. Esta técnica se ha aplicado en la industria manufacturera desde los años 1960 [15]. En el desarrollo temprano de esta tecnología, solo se practicaba un movimiento de vibración lineal en la dirección nominal de corte, lo que se denomina corte por vibración lineal (LVC). En 1994, el corte por vibración elíptica (EVC) fue propuesto por Shamoto y Moriwaki [16]. A continuación, se verificó la factibilidad de mecanizado de EVC en muchos materiales frágiles como silicio [17, 18], carburo de silicio unido por reacción [7], carburo de tungsteno [19, 20] y acero endurecido [21]. Durante el proceso EVC, el daño subsuperficial puede suprimirse eficazmente ya que la profundidad de corte transitoria (DOC) es mucho menor que la DOC nominal [22]. Además, debido a la separación en cada ciclo de vibración, las superficies de contacto entre la herramienta de corte y la pieza de trabajo se exponen al gas o fluido circundante, lo que disipa el calor de corte generado. Por lo tanto, el desgaste de la herramienta de corte como adhesión y reacción termo-química [23] puede suprimirse eficazmente.

Para mejorar further la mecanizabilidad de materiales frágiles, se han realizado experimentos de mecanizado híbrido (HM) combinando asistentes térmicos y de vibración [24, 25]. Se encontró que al cortar Inconel 718 por método HM, la rugosidad superficial mecanizada puede disminuirse eficazmente [26]. A través de experimentos y simulaciones de método de elementos finitos (FEM), se puede lograr una caída sustancial de las fuerzas de corte y una calidad superficial superior de aleaciones de titanio durante el proceso HM [27]. Estos resultados demuestran la factibilidad del método HM en mecanizado de precisión de materiales frágiles. Sin embargo, es difícil observar y medir directamente las variables físicas durante el proceso de mecanizado ya que la herramienta de corte vibra a alta frecuencia y la zona de deformación está a alta temperatura. Además, en la fabricación de superficies nanométricas, el espesor de remoción de material transitorio suele variar desde sub-nanómetros hasta unos pocos nanómetros. Por lo tanto, la representación continua tradicional del problema como FEM es cuestionable ya que los efectos cuánticos mecánicos se vuelven aparentes.

En años recientes, la simulación de dinámica molecular (MD) se ha aplicado ampliamente en investigaciones de procesos de mecanizado asistido debido a sus ventajas en el estudio de procesos de corte nanométrico [28,29,30]. Basado en simulaciones previas de TAC [31], cuando se aumenta la temperatura de corte, la anisotropía en la fuerza de corte, energía de corte específica y tensión de fluencia se vuelve más obvia. Mientras tanto, la fuerza de cizallamiento en la pieza de trabajo es menor a mayor temperatura de corte, lo que conduce a zonas de cizallamiento más estrechas y mayores magnitudes del ángulo del plano de cizallamiento [32]. Además, la tasa de remoción de material puede mejorarse con el aumento de la temperatura de corte ya que se forma más viruta [33]. Para el proceso EVC, se ha descubierto por simulación MD que la tensión compresiva y de cizallamiento en la región de deformación pueden disminuirse grandemente comparado con corte ordinario [34], lo cual es ventajoso para la supresión de daño subsuperficial. Además, el proceso EVC muestra un adelgazamiento obvio de virutas de corte, resultando en un aumento en la relación de espesor de viruta sin cortar a espesor de viruta cortada [35]. Además, se ha desentrañado que los parámetros de vibración incluyendo ratios de amplitud, frecuencias de vibración y diferencias de fase tienen grandes influencias en el rendimiento de remoción de material [34, 36].

Estos logros notables han mejorado la comprensión del mecanismo de mecanizado para procesos de mecanizado asistido. Sin embargo, para ahorrar tiempo de cómputo y memoria, los sistemas de simulación suelen ser bastante pequeños. En simulaciones previas de proceso EVC, las amplitudes de vibración y la DOC nominal son menores a 5 nm [22, 36]. Por lo tanto, el espesor de remoción de material transitorio suele ser menor a 1 nm, lo que falla en describir el proceso real de remoción de material con precisión. Además, las simulaciones MD del proceso HM no se han reportado. El mecanismo del proceso de remoción de material y formación de daño subsuperficial durante el proceso HM aún no está claro. Por lo tanto, en este artículo, se realiza simulación MD para revelar el mecanismo de corte del proceso HM. El modelo de corte clásico se modifica para que los parámetros de vibración estén mucho más cerca de los valores experimentales, por ejemplo, la amplitud de vibración se amplía a 40 nm con una velocidad de corte nominal de 3,125 m/s. Se investigan el mecanismo de remoción de material en un ciclo de vibración y la influencia del aumento de la temperatura de corte. La simulación MD se realiza mediante el famoso Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS) [37]. El software de post-procesamiento OVITO [38] se emplea para analizar los resultados de simulación.

Método de Simulación

Detalles del Modelo de Corte

La Figura 1 muestra el diagrama esquemático del proceso EVC, presentado originalmente por Shamoto et al. [39]. La trayectoria de la herramienta puede expresarse como:

$$x\left( t \right) = A_{{\text{c}}} \sin \left( {2\pi ft} \right) - vt$$ (1)

$$z\left( t \right) = A_{{\text{d}}} \sin \left( {2\pi ft + \varphi } \right)$$ (2)

donde x(t) y z (t) representan el desplazamiento de la herramienta de corte en las direcciones x y z. A_c y A_d son la amplitud de vibración en la dirección nominal de corte (x dirección) y la dirección nominal de DOC (dirección z negativa). Parámetros f, v, φ y t representan la frecuencia de vibración, velocidad de corte nominal, diferencia de fase y tiempo de simulación, respectivamente. El tiempo de simulación t_i representa el tiempo del punto P_i en la trayectoria de la herramienta desde la Fig. 1.

Según la relación geométrica [40], el valor de t₁ y t₃ puede determinarse por:

$$x\left( {t_{1} } \right){-}x\left( {t_{3} } \right) = 2\pi v/\omega$$ (3)

$$z\left( {t_{1} } \right){-}z\left( {t_{3} } \right) = 0$$ (4)

Luego, t₆ puede obtenerse cuando la dirección de movimiento transitorio de la herramienta de diamante es paralela a la cara de rake de la herramienta:

$$\frac{{A_{{\text{c}}} \sin (2\pi ft_{6} ) + v}}{{A_{{\text{d}}} \sin (2\pi ft_{6} + \varphi ) }} = \tan \gamma$$ (5)

donde γ es el ángulo de rake de la herramienta de corte de diamante.

El modelo MD se presenta en la Fig. 2. La pieza de trabajo de silicio monocristalino se establece como cuerpo deformable. Mientras que la herramienta de diamante se considera como cuerpo rígido ya que el desgaste de la herramienta puede despreciarse en esta simulación. La morfología de la pieza de trabajo en el modelo de corte clásico se remodela según la trayectoria de la herramienta en el ciclo de vibración previo con consideración del radio de borde de la herramienta. La trayectoria de la herramienta puede determinarse como se ilustra en la Fig. 2b. P_o y P_b son el centro y el punto inferior del círculo de borde de la herramienta. Cuando se considera el efecto del borde de la herramienta, el punto transitorio de generación de superficie P_c varía entlang del borde de la herramienta durante el movimiento de la herramienta. La superficie terminada real se genera por la línea envolvente del borde de la herramienta de corte. Si la trayectoria de P_b se expresa por las Ecs. (1) y (2), la trayectoria de P_c puede calcularse mediante [41]:

$$x_{{\text{c}}} \left( t \right) = A_{{\text{c}}} \sin \left( {2\pi ft} \right) - vt - r\sin \theta \left( t \right)$$ (6)

$$z_{{\text{c}}} \left( t \right) = A_{{\text{d}}} \sin \left( {2\pi ft + \varphi } \right) + r(1{-}\cos \theta \left( t \right))$$ (7)

donde

$$\sin \theta \left( t \right) = \frac{{z^{{\prime }} (t)}}{{\sqrt {x^{{\prime }} (t)^{2} + z^{{\prime }} (t)^{2} } }}$$ (8)

$$\cos \theta \left( t \right) = \frac{{ - x^{{\prime }} (t)}}{{\sqrt {x^{{\prime }} (t)^{2} + z^{{\prime }} (t)^{2} } }}$$ (9)

Los átomos de silicio se dividen en tres grupos: átomos de frontera, átomos de termostato y átomos newtonianos. Los átomos de frontera se fijan en sus posiciones equilibradas para sostener la pieza de trabajo durante la simulación. Los átomos de termostato se mantienen a la temperatura ambiente para disipar el calor de corte generado mientras que los átomos newtonianos siguen la segunda ley de Newton.

Los detalles de los parámetros de simulación se listan en la Tabla 1. La longitud l y altura h se determinaron para mantener suficiente distancia entre la zona de corte y las fronteras fijas. La condición de contorno periódica se aplica entlang de la dirección y para imitar silicio en masa. La dirección nominal de corte, ángulo de rake/clearance de la herramienta y diferencia de fase se determinaron refiriéndose al setup experimental [42]. La amplitud de vibración y DOC nominal se amplían para acercarse a la escala experimental con costo de simulación aceptable. Mientras tanto, para asegurar el espesor de material removido (átomos verdes en Fig. 2c), la relación de velocidad y la frecuencia de vibración se establecieron como 40 y 500 MHz, respectivamente. Por lo tanto, la velocidad de corte nominal se determinó como 3,125 m/s. Además, se realizan simulaciones con diferentes temperaturas de corte para revelar el efecto del asistente térmico en el mecanismo de corte. La temperatura de corte se aumenta de 300 a 1200 K, lo cual es realizable durante TAC como mecanizado asistido por láser [4, 11].

En este modelo modificado, solo se simula la etapa de corte durante el ciclo de vibración y se guardan los pasos de tiempo cuando la pieza de trabajo se separa de la herramienta de corte. Por lo tanto, la potencia de cómputo puede concentrarse en el proceso de corte transitorio. Lo más importante, el proceso de remoción de material transitorio puede describirse con precisión. Una comparación entre el modelo modificado y el modelo MD clásico se muestra en la Tabla 2.

Función Potencial

En simulación MD, es importante adoptar un potencial robusto para describir la interacción entre átomos. Para silicio monocristalino, los eruditos han desarrollado muchos potenciales como el método de átomo empotrado modificado (MEAM) [45], Stillinger-Weber (SW) [46], Tersoff [47] y potenciales de cuerpo múltiple optimizado por carga (COMB) [48]. Entre estos potenciales, el potencial analítico de orden de enlace (ABOP) propuesto por Erhart y Albe [49] ha atraído creciente atención. Es una función potencial de tres cuerpos que permite formación y ruptura de enlaces durante la simulación de mecanizado. Según investigaciones previas [50], el ABOP puede describir tanto propiedades de dímero como de masa de silicio con precisión. Mientras tanto, las propiedades mecánicas de silicio hechas por ABOP son consistentes con los experimentos [31], lo cual es importante en simulaciones MD de mecanizado a nanoescala. Por lo tanto, en este artículo, el potencial ABOP se aplica para describir las interacciones silicio-silicio y carbono-carbono. Mientras tanto, la interacción silicio-carbono se describe por el potencial Morse, que ha sido probado como un potencial eficiente en simulación de corte a nanoescala [51, 52]. La función potencial Morse puede expresarse como:

$$E_{{\text{Si - C}}} \left( {r_{ij} } \right) \, = D_{{\text{M}}} \left[ {{\text{e}}^{{ - 2a(r_{ij} - R_{{\text{M}}} )}} - 2{\text{e}}^{{ - a(r_{ij} - R_{{\text{M}}} )}} } \right]$$ (10)

donde D_M, a, y R_M representan la energía de cohesión, módulo de elasticidad y la distancia de equilibrio entre átomos, respectivamente. Los parámetros para el potencial Morse son [53]: D_M = 0,435 eV, a = 46,487 nm⁻¹, R_M = 0,19475 nm.

Resultados y Discusión

Rendimiento de Corte

En corte ordinario, el mecanismo dominante de remoción de material puede verse muy influenciado por el espesor de viruta sin deformar [54]. Con pequeño espesor de viruta sin deformar, el mecanismo dominante de remoción de material es extrusión. La fase metálica estable (Si-II) puede generarse por la transición de fase de alta presión (HPPT), que facilita la deformación dúctil de silicio. Cuando el espesor de viruta sin deformar aumenta, el material puede removerse principalmente vía proceso de cizallamiento. Mientras que en proceso EVC, ya que el espesor de viruta sin deformar varía constantemente, el mecanismo de remoción de material puede transformarse de extrusión a cizallamiento en un ciclo de vibración. La Figura 3 muestra las instantáneas de la simulación de corte a 300 K. La estructura cristalina de la pieza de trabajo se determina por el análisis de vecino común (CNA) [55]. Este análisis encuentra átomos que están arreglados en una red de diamante cúbica o hexagonal. La estructura no-diamante en la Fig. 3c, e contiene principalmente fase amorfa (a-Si), Si-II y otros átomos defectuosos [56]. Estas estructuras son inestables y se transformarán en a-Si después del corte. Se puede observar de la Fig. 3b, c que el material se remueve principalmente a través de extrusión en la etapa inicial de corte. Se puede observar un punto de estancamiento transitorio cerca del borde de la herramienta de corte. Similar al corte ordinario, los materiales en la región de deformación se dividen por el punto de estancamiento en viruta y material comprimido. A medida que la herramienta de corte avanza, el espesor de viruta sin deformar aumenta. Se generan planos de cizallamiento y granos policristalinos en la pieza de trabajo, indicando que el cizallamiento se convierte en el mecanismo dominante de remoción de material.

La Figura 4 muestra la morfología de la pieza de trabajo a diferentes temperaturas de corte. A 300 K, grietas y fracturas obvias pueden observarse en la pieza de trabajo durante el movimiento ascendente de la herramienta. Para material frágil como silicio monocristalino, el movimiento ascendente de la herramienta llevaría a desgarro de materiales y dejaría defectos en la pieza de trabajo, lo que se considera un problema específico en EVC [42]. Aunque estas grietas pueden removerse por ciclos de vibración adicionales, la estabilidad de mecanizado se verá afectada debido a la irregularidad de la superficie de la pieza de trabajo. Cuando se aumenta la temperatura de corte, la generación y propagación de grietas se suprime eficazmente. De la Fig. 4d, no se detecta fractura obvia cuando la temperatura de corte sube a 1200 K. Sin embargo, se observa que a 900 K y 1200 K, la hinchazón de la superficie mecanizada se vuelve obvia cuando el mecanismo de remoción de material se transforma en cizallamiento. Se puede concluir que a medida que se generan más granos cristalinos en la etapa de cizallamiento, la hinchazón puede ser causada por la rotación de estos granos cristalinos a alta temperatura.

Para una descripción clara de esta rotación, las coordenadas de 24 átomos marcados (átomos rojos) en los granos cristalinos se usan para calcular el ángulo de rotación promedio, como se ilustra en la Fig. 4e. El ángulo de rotación de 8 granos cristalinos (numerados en Fig. 4a-d) se resume en la Fig. 4f. Se puede observar que el ángulo de rotación aumenta obviamente a temperatura elevada. Durante el proceso HM, la viscosidad de a-Si puede disminuir grandemente a alta temperatura y el movimiento de arrastre hacia arriba de átomos de la pieza de trabajo es promovido por el movimiento ascendente de la herramienta. Por lo tanto, el flujo atómico en la pieza de trabajo se mejora y la rotación de los granos cristalinos puede facilitarse, llevando a hinchazón de la superficie mecanizada. Para restringir la rotación de granos cristalinos, la potencia de calentamiento debe controlarse para evitar sobrecalentamiento de la pieza de trabajo. Además, los parámetros de vibración deben elegirse cuidadosamente, por ejemplo, menor velocidad de corte nominal y mayor frecuencia de vibración deben aplicarse para suprimir la generación de granos cristalinos y remover la hinchazón por ciclos de vibración adicionales. Como se ilustra en la Fig. 5, con parámetros de vibración apropiados, P₁ podría ubicarse en la etapa de extrusión y la superficie mecanizada final se genera a través de extrusión sin hinchazón.

Campo de Tensiones en la Pieza de Trabajo

Para investigar further el mecanismo de corte durante el proceso HM, se calculó la distribución de tensiones en la pieza de trabajo. En simulación MD, la tensión hidrostática puede expresarse como:

$$\sigma_{{{\text{hydrostatic}}}} = \, (\sigma_{x} + \sigma_{y} + \sigma_{z} )/3$$ (11)

donde σ_x, σ_y y σ_z son tensores de tensión de datos de salida de LAMMPS.

La distribución de tensión hidrostática durante las etapas de extrusión y cizallamiento se muestra en la Fig. 6. Y los valores pico de las tensiones en las regiones compresivas y tensiles fueron marcados. Con el movimiento de la herramienta, el punto de contacto entre herramienta y pieza de trabajo varía entlang del ciclo de borde de la herramienta, lo que resulta en el movimiento de la región compresiva desde el borde de la herramienta a la cara de rake. Siguiendo reportes previos, la HPPT de fase de silicio monocristalino (Si-I) a Si-II podría ocurrir a presiones comenzando en 10-12 GPa [57, 58]. En la simulación de corte a 300 K, la tensión compresiva máxima en etapas de extrusión y cizallamiento alcanzó 18,1 GPa y 17,6 GPa, respectivamente. Este resultado indica que la fase dúctil Si-II puede generarse durante el corte y la HPPT aún existe en la etapa de cizallamiento. Además, en la etapa de extrusión, la tensión tensile se concentra principalmente cerca del área de contacto entre la cara de flanco de la herramienta y la superficie mecanizada como resultado de la adhesión de átomos de silicio y superficie de la herramienta. A medida que la herramienta avanza a la etapa de cizallamiento, la región tensile se agranda y la concentración de tensión tensile en la pieza de trabajo subsuperficial aumenta grandemente, lo cual es causado por el movimiento de arrastre hacia arriba. Cuando se aumenta la temperatura de corte, la deformabilidad plástica del silicio monocristalino mejora y la tensión interna en la pieza de trabajo disminuye. A medida que la temperatura aumenta de 300 a 1200 K, la tensión compresiva máxima disminuyó 16,6% y 25% en etapas de extrusión y cizallamiento, respectivamente. Mientras tanto, aunque la concentración de tensión tensile en la pieza de trabajo subsuperficial sigue siendo obvia, el valor pico de la tensión tensile disminuye aparentemente en más de 30%. Se ha reportado que la tenacidad a fractura del silicio monocristalino puede aumentarse eficazmente a temperatura más alta [59]. Por lo tanto, grietas y fracturas causadas por el efecto de desgarro debido al movimiento ascendente de la herramienta pueden suprimirse eficazmente.

El silicio monocristalino tiene una estructura cristalina Face Center Cubic (FCC) con 12 sistemas de deslizamiento. Basado en el movimiento de la herramienta, los principales sistemas de deslizamiento para deformación por cizallamiento son los sistemas (111)/[1̄01] y (11̄1)/[1̄01]. Por lo tanto, se calcula el componente de tensión de cizallamiento resuelto τ_s en el sistema de deslizamiento (111)/[1̄01]. Como se ilustra en la Fig. 7, el componente de tensión de cizallamiento resuelto τ_s en la dirección M del plano de deslizamiento N puede calcularse a través de tensores de tensión por:

$$\tau_{{\text{s}}} = a_{1} a_{2} \sigma_{x} + b_{1} b_{2} \sigma_{y} + c_{1} c_{2} \sigma_{z} + \left( {a_{1} b_{2} + a_{2} b_{1} } \right)\tau_{xy} + \left( {a_{1} c_{2} + a_{2} c_{1} } \right)\tau_{xz} + \left( {b_{1} c_{2} + b_{2} c_{1} } \right)\tau_{yz}$$ (12)

donde a₁, b₁, c₁ son los cosenos directores de la dirección normal del plano N mientras que a₂, b₂, c₂ son los cosenos directores de la dirección de deslizamiento M. Mientras τ_xy, τ_xz y τ_yz son los tensores de tensión de cizallamiento de datos de salida de LAMMPS.

La distribución de la tensión de cizallamiento resuelta τ_s se muestra en la Fig. 8. La región con τ_s positivo se define como región de cizallamiento ya que el movimiento de deslizamiento entlang de la dirección [1̄01] es promovido, lo que facilita la remoción de material a través de cizallamiento. Mientras que la región con τ_s negativo se considera como región de daño porque el movimiento de deslizamiento es preferible en la dirección opuesta, llevando a la formación de daño subsuperficial en la pieza de trabajo. En la etapa de extrusión, la tensión en la región de cizallamiento es menor que la en la región de daño. El daño subsuperficial causado por deformación de cizallamiento puede generarse debajo de la superficie mecanizada [60]. A medida que el movimiento de la herramienta de corte, la tensión de cizallamiento entlang de la dirección [1̄01] aumenta gradualmente, causando la transición de remoción de material de extrusión a cizallamiento. Además, ya que la posición de la región de daño se mueve hacia arriba entlang del movimiento de la herramienta, el daño generado puede removerse a través de ciclos de vibración adicionales y no quedará en la pieza de trabajo. Cuando la temperatura aumenta de 300 K a 1200 K, la tensión de cizallamiento en la región de daño disminuyó 36,1% y 42,4% en las etapas de extrusión y cizallamiento, respectivamente. En contraste, debido al movimiento ascendente de la herramienta, la disminución de la tensión de cizallamiento entlang de la dirección [1̄01] en la etapa de cizallamiento es mucho menos aparente. La tensión de cizallamiento resuelta crítica (CRSS) para movimiento de deslizamiento puede expresarse como [61]:

$$\tau_{{\text{c}}} \left( T \right) = C\varepsilon^{1/n} \exp \left( \frac{U}{nkT} \right)$$ (13)

donde U y ε representan la energía de activación del movimiento de deslizamiento y la tasa de deformación. Parámetros n y C son constantes del material. Se puede concluir que la CRSS puede disminuir obviamente con el aumento de la temperatura. Por lo tanto, la deformación de cizallamiento en la dirección [1̄01] puede facilitarse a temperatura elevada.

Transición de Fase

Cuando se aumenta la temperatura de corte, la transición de fase de silicio puede verse muy influenciada. La relajación de a-Si y transición a Si-I puede promoverse a una temperatura apropiada [62]. En la Fig. 4, el patrón de daño en las piezas de trabajo se vuelve más estrecho a alta temperatura. Una observación detallada del patrón de daño al cortar a 1200 K está presente en la Fig. 9a. Se observa que el daño generado en la región de deformación se recupera parcialmente después del corte, indicando que la transición de estructura no-diamante a Si-I ha ocurrido. Y más átomos Si-I se generan cuando se aumenta la temperatura de corte, como se muestra en la Fig. 9b. Además, la malla de superficie construida (color rojo) [63] de la pieza de trabajo mecanizada a 1200 K está presente en la Fig. 9c. Se observa que se forman algunas vacancias en la pieza de trabajo subsuperficial. Dado que los átomos están más densamente empaquetados en fase Si-I, la transición a Si-I podría causar una contracción del material, lo que induce vacancias en la pieza de trabajo. El volumen de las vacancias a diferentes temperaturas se calcula y presenta en la Fig. 9d. Se observa que casi no se generan vacancias a temperatura ambiente. Mientras que un aumento obvio de vacancias puede detectarse cuando la temperatura de corte aumenta a 900 K y 1200 K.

Un análisis further de las vacancias está presente en la Fig. 10. Se elige un elemento de material debajo de la superficie mecanizada para monitorear la generación de vacancias. El número de átomos en estructura no-diamante y la evolución de tensiones del elemento de material están presentes. Se concluye que durante el proceso de corte, el elemento de material es primero comprimido y luego experimenta tensión tensile debido al movimiento ascendente de la herramienta. Mientras tanto, dos picos de tensión de cizallamiento pueden observarse a 300 K ya que la tensión de cizallamiento en la región de daño aumenta a medida que la herramienta de corte pasa. Cuando se aumenta la temperatura de corte, la disminución de la tensión de cizallamiento es más obvia que la tensión tensile. A 1200 K, el segundo pico de tensión de cizallamiento casi desaparece mientras la tensión tensile se vuelve dominante en el elemento de material durante el proceso de relajación.

Para explorar el efecto de la tensión tensile en el proceso de formación de vacancias, se realizaron simulaciones de relajación de muestra de silicio en masa. Como se muestra en la Fig. 11a, el modelo inicial compone de 40% átomos Si-I y 60% átomos a-Si, que se genera por el método de fundición-enfriamiento [64]. El tamaño del modelo es 21,7 nm × 8,1 nm × 26,1 nm en direcciones x, y y z, que contiene 230.400 átomos. La interfaz inicial entre región cristalina y no-cristalina se establece como plano cristalino (001). Condición de contorno periódica se aplica en tres dimensiones para imitar materiales en masa. La malla de superficie construida del modelo relajado está presente en la Fig. 11b. Además, para cuantificar las vacancias, la fracción de volumen sólido se calcula como la relación del volumen de material sólido y el volumen total de la muestra de simulación, como se muestra en la Fig. 11c. Se observa que cuando la temperatura aumenta, la fracción de volumen sólido disminuye obviamente bajo tensión tensile. Por lo tanto, para suprimir las vacancias, la temperatura de corte deseada en el proceso HM debe ser menor que la en TAC ordinario. Mientras tanto, los parámetros de vibración deben optimizarse para reducir la tensión tensile en la pieza de trabajo subsuperficial.

Conclusiones

En este artículo, se realiza simulación MD para investigar el mecanismo de corte del proceso de mecanizado híbrido (HM). Se aplica un modelo de corte modificado para revelar el comportamiento de remoción de material y formación de daño subsuperficial en un ciclo de vibración. Las conclusiones principales fueron las siguientes:

1. Durante el proceso HM, el mecanismo dominante de remoción de material podría transformarse de extrusión a cizallamiento en un solo ciclo de vibración. Con un aumento de la temperatura de corte, la generación y propagación de grietas pueden suprimirse eficazmente. Sin embargo, aparece hinchazón cuando el mecanismo dominante de remoción de material se convierte en cizallamiento, lo cual es causado por la rotación de los granos cristalinos en la pieza de trabajo.

2. Basado en el análisis de tensiones, el mecanismo dominante de formación del daño subsuperficial en un ciclo de vibración puede ser distinto. En la etapa de extrusión, el daño subsuperficial puede generarse por la tensión de cizallamiento en la región de daño. Mientras que en la etapa de cizallamiento, la tensión tensile se vuelve dominante en la formación de daño subsuperficial. Cuando se aumenta la temperatura de corte, aunque la concentración de tensión tensile en la pieza de trabajo subsuperficial sigue siendo obvia, el valor pico de las tensiones disminuye aparentemente, lo que suprime eficazmente grietas y fracturas en la pieza de trabajo.

3. Cuando se aumenta la temperatura de corte, se genera menos daño subsuperficial en la pieza de trabajo. Sin embargo, debido a la tensión tensile, algunas vacancias pueden generarse en la pieza de trabajo cuando se aumenta la temperatura de corte. Por lo tanto, la temperatura de corte deseada durante el proceso HM debe ser menor que la en TAC ordinario y los parámetros de vibración deben establecerse cuidadosamente para suprimir las vacancias en la pieza de trabajo subsuperficial.

Disponibilidad de datos y materiales

Los conjuntos de datos usados y analizados en el estudio actual pueden obtenerse de los autores correspondientes bajo solicitud razonable.

Abreviaturas

TAC:

Corte asistido térmicamente

VAC:

Corte asistido por vibración

LVC:

Corte por vibración lineal

EVC:

Corte por vibración elíptica

DOC:

Profundidad de corte

HM:

Mecanizado híbrido

FEM:

Método de elementos finitos

MD:

Dinámica molecular

LAMMPS:

Simulador Paralelo Masivo Atómico/Molecular a Gran Escala

MEAM:

Método de átomo empotrado modificado

SW:

Stillinger-Weber

COMB:

Cuerpo múltiple optimizado por carga

ABOP:

Potencial analítico de orden de enlace

Si-II:

Fase metálica estable

HPPT:

Transición de fase de alta presión

CNA:

Análisis de vecino común

a-Si:

Fase amorfa

Si-I:

Fase de silicio monocristalino

FCC:

Cúbico centrado en las caras

CRSS:

Tensión de cizallamiento resuelta crítica