磨粒刮擦诱导单晶镍微结构演化与塑性去除行为的纳观分析

微/纳金属与半导体器件在工业4.0、智能制造、物联网领域有前所未有的发展时机[1,2],而耐久性服役的微/纳金属器件是提高产品力学性能、表面精准和可控操作的关键[3] 为了满足这些严苛的要求,提高材料的力学性能、表面超精密加工效率和质量尤为重要[4,6] 具有强塑性的单晶镍,是研发镍基高熵合金的基础元料 单晶镍可用于研发高强、高硬、耐磨、耐蚀、抗高温软化和耐超低温的合金材料,可用于制造高温航空发动机和航海远洋战利武器[7] 深入研究单晶镍的微观变形/去除行为及其机理,有助于加速其实用化进程 目前,研究微观材料去除的方法,有实验法、有限元法以及分子动力学法(简称MD) 用实验方法无法得到材料微结构的动态演化信息,基于连续介质力学理论的有限元法也难以深入剖析接触体内局部接触区域的微观变形特征,而分子动力学法可弥补这些不足 因此,分子动力学可用于研究纳米尺度下接触体微结构演变特征和微观机制

作为金属塑性变形的重要载体,位错环的产生和演化是激发材料力学性能改变的内在信息[8,10] 对位错环演化机理的深入认识,有助于指导材料性能的提高 Ryu等[8]研究了承受组合载荷的单晶铜微柱内位错的产生和演化规律,发现位错微结构能显著改变小尺寸微柱的机械和力学性能 Subin Lee等[9]对单晶Au受冲击接触载荷产生的位错环演化进行了实验和计算,发现位错环演变与材料的微观塑性有密切的相关性 借助分子动力学模拟,Xiang等[10]提出了AlN和GaN位错环形成的套索状机制和嵌套环机制 研究结果表明,两种不同剪切环的螺段相邻,其相互交叉形成棱柱型位错环 Jinshi等[11]对不同切削工况材料的去除进行了分子动力学模拟,揭示出单晶硅材料的去除是挤压和剪切耦合作用的结果 Yue等[12]研究发现,熔池压力能诱导熔料去除,并且多晶铜放电能诱导产生更多的缺陷结构和变形层 Nguyen等[13]对比研究了碳化硅基体\二氧化硅膜表面的滑动和滚动磨削过程,并比较了滑动深度、滑动速度、轧制深度和轧制速度等外部因素使材料去除率差异化 Liu等[14]指出,在纳米切削过程中在多晶硅表面极易产生非晶结构 Wang等[15]从位移、抛光力、相变等角度分析了孔隙对材料去除的影响,并研究了材料去除的机理 本文作者研究金属粘着接触特性时发现,粘着是微机械装置失效的主因,外围轮廓越大粘着接触失效越明显[16,17] 结合扫描电子显微镜在线观测,Liu等[19]研究了边缘半径不同的金刚石刀具对单晶硅的低速纳米切割 上述文献研究了不同基底材料的纳米压痕/划痕、纳米磨削/切削行为和机理[11,17] 本文建立单晶镍在磨粒滑动和滚动作用下刮擦的三维模型,阐明刮擦诱导的微结构演变与塑性去除的相关性并分析晶面对微观塑性演变特征的影响,进而揭示其微观去除机制

1 分子动力学计算1.1 条件设置

图1给出了镍单晶纳米尺度磨粒刮擦的三维分子动力学模型 图1a观测了该模型的三维尺寸和材质的属性,其中金刚石球形磨粒被视为刚体,因此限制其原子位移和受力为零 图1b给出了磨粒的滚动刮擦运动：球形刚性磨粒的水平移动与绕自身Y轴的旋转运动相复合 为了更好地对比磨粒的滑动刮擦和滚动刮擦,使磨粒滚动速度与滑动时水平方向的速度相同 Z方向和Y方向的边界条件设为非周期性边界条件,而X方向设为周期性边界条件 将镍单晶划分为固定层、恒温层和牛顿层三个区域,如图图1a所示 恒温层和牛顿层称为运动层,在NVE系综下求解其牛顿运动方程、完成积分迭代运算和更新原子位移,时间步长为1 fs[15,18] 采用郎之万控温方法将恒温层的温度控制为300 K[17],以符合室温工况 表1列出了模拟所需的相关参数 模拟前,先根据能量最小原理优化物理模型,待结构稳定后对整个体系驰豫300 ps；平衡后,磨粒以恒定速度v=100 m/s沿着Y轴负方向刮擦单晶镍的(010)晶面 为了比较不同晶面的去除差异,选取单晶镍的(111)面和(110)面作为对照样本,模拟时其他模拟条件不变 为了方便叙述,三种晶面的单晶镍基底简记为Ni(010)面、Ni(110)面和Ni(111)面 当驰豫时间约为200 ps时温度和能量趋于稳定,表明体系已达到稳定状态

图1



图1刚性磨粒刮擦单晶镍的纳观物理模型

Fig.1Atomic scale physical model between rigid abrasive particle and nickel-based (a) 3D model in horizontal scratch process, (b) YZ plane model in grinding scratch process

Table 1

表1

表1MD模拟参数的设置

Table 1Set of molecular dynamics parameters

Physical quantity	Nickel	Rigid particle
Dimension	6 nm×10 nm×6 nm (Lx ×Ly ×Lz )	R=4 nm
Lattice constant	0.353 nm	0.3567 nm
Temperature	300 K
Depth	2.5 nm
Time step	1 fs
Scratch velocity	100 m/s
Rotation period	10 ps
Sliding distance	8 nm

1.2 势函数的描述

在整个计算过程中镍原子之间的相互作用、刚性金刚石球形磨粒与单晶镍之间作用力的描述,是影响本文计算结果准确性的决定性因素 文献[20]的结果表明,EAM势函数[21]在描述单晶镍塑性变形行为方面有显著优势,EAM势函数的表达式为

Etot=12∑i≠jΦij(rij)+∑iEi(ρi)

(1)

式中Etot为总能量,右式中的第一项为原子i与j之间的对势,第二项为嵌入势 公式

E(r)=D(e-2α(r-ro)-2e-α(r-ro))

(2)

给出了采用Morse势函数描述的球形磨粒与单晶镍的相互作用[22], 式(2)中D为结合能系数, α为势能曲线梯度系数, ro为原子间作用力为零时的间距[20],D=1.0094 eV, α=19.875 nm-1, ro=0.256 nm

1.3 位错识别和变形的描述

为了洞悉刮擦诱导单晶镍去除行为的微观动态过程,采用共域邻列表(简称CNA)[23]方法研究剪切诱导单晶镍内部的位错结构,以分析纳米尺度的塑性变形行为 其中FCC(面心立方结构)用绿色原子表示,HCP(密排六方结构)用红色原子表示,BCC(体心立方结构)用蓝色原子表示,非晶态结构用灰色原子表示 同时,根据剪切应变

ηiMises=6ηxy2+6ηyz2+6ηxz2+(ηxy-ηyy)2+(ηyy-ηzz)2+(ηzz-ηxx)26

(3)

和静水应力

σstill=-(σxx+σyy+σzz)3

(4)

可得到去除过程中剪切应变的分布 式(3)中 σxx、 σyy、 σzz分别为应力张量分量, 式(4)中的 ηxx、 ηyy、 ηzz、 ηxz、 ηxy、 ηyz分别为剪切应变分量 根据剪切应变可对比分析不同晶面的塑性去除差异,用静水应力描述局部接触区受载响应材料的去除行为

2 结果和讨论2.1 表面的剪切应变

分析表面剪切应变,以揭示塑性去除机制和微观结构演变的动态过程 图2给出了不同晶面的剪切应变云图,单晶镍不同晶面的剪切应变是各向异性的(如图2a中白色箭头所示) 各晶面刮擦诱导产生的剪切变形程度,从强至弱的排序为(110)晶面>(111)面>(010)面 图2b中的白色虚线勾勒了磨粒与单晶镍的紧密接触区域,黑色箭头表示刮擦后创成表面的凹槽区(即紧密接触边缘外) 由图2b可见,紧密接触边缘内的变形比其紧密接触外的变形弱 同时,图2b表明,刮擦后Ni(110)面的变形程度比Ni(100)面和Ni(111)面更剧烈 图3给出了在低温和高温条件下Ni(111)面的剪切变形 随着温度的升高Ni(111)面的剪切应变减小,接触边缘的变形小幅度减弱 当温度高达700 K时,单晶镍仍具有良好的抵抗变形能力 文献[24]指出：低于1100 K的温度对单晶镍剪切强度的影响甚微,间接验证了上述选取的模拟条件、参数设置和势函数是可行的

图2



图2滑动距离为8 nm时不同晶面的剪切应变

Fig.2Shear strain of different crystal surfaces of nickel specimens at a sliding distance of 8 nm

图3



图3在不同温度下Ni(111)晶面刮擦诱导的剪切应变

Fig.3Snapshot of the scratch-induced shear strain for Ni(111) at different temperatures (a) top view; (b) front view

图4给出了在不同温度晶面刮擦产生的磨屑数(即隶属于磨屑的原子个数)和切向力,其中磨屑数的统计以完整晶面为基准 由图4a、b可见,温度越高则磨屑越多；与其他两个晶面相比,(110)晶面产生的磨屑数最多 与图4a和图4c对比可见,刮擦时三个晶面的磨屑原子数规律具有与三个晶面受到的水平切向力规律呈正相关性,即(110)面受到的切向力最大,产生的磨屑数也最多 滑动距离小于2 nm时,三个晶面切向力的变化趋势相近 滑动距离超过2 nm时,三个晶面的切向力均随着滑动距离的增加而增大；滑动距离一定时,(110)晶面的切向力更大 磨粒正前方被挤兑出的磨屑数与切向力之间有强烈的相关性,堆积在磨粒前方和边缘侧面的磨屑数目越多,磨粒运动受阻越大,从而使水平切向力增大 图4d表明,温度越高则切向力曲线的振荡幅度越大 采用径向分布函数,选取截断半径在1.2 nm内的200帧数据进行径向分布的统计平均,绘制出不同温度下刮擦前期、中期和后期三个阶段的径向分布函数曲线(图5a) 可以看出,随着温度的升高刮擦前期(S=0 nm)的径向分布函数的每个峰值都大幅度下降 其原因是,高温使单晶镍原子的热运动加剧,使镍原子间的距离增加 这个结果,与文献[25]报道的温度对氮化镓材料的影响趋势相似 在刮擦中期(S=4 nm)和后期(S=8 nm),也出现类似的趋势 但是,在同等温度条件下,刮擦中期和后期的径向分布函数曲线的差异很小 考虑到实际工况中磨粒的运动也有滚动方式,为了对比不同运动方式对基底材料去除影响,图5b绘制出了在滑动刮擦、滚动刮擦工况下切向力随着刮擦距离的变化曲线 与滑动刮擦相比,滚动刮擦过程中的切向力更小、磨屑数更少 同时,滚动刮擦过程中的黏着效应显著,使切向力曲线剧烈振荡 在滚动刮擦前期(图5b中的A点),磨粒外围有少部分镍原子粘附于磨粒外表面,其数量随着滚动刮擦距离的增大而增多(图5c)

图4



图4镍单晶的不同晶面以及在不同温度下的磨屑数量和切向力随滑动距离的变化

Fig.4Variation ofchip-atoms number (a) and tangential force on Ni specimens with different crystal face with sliding distance (b), variation of chip-atoms number (c) and tangential force on Ni specimen at different temperatures (d)

图5



图5在不同温度下经磨粒刮擦后单晶镍的径向分布函数、在滑动和滚动作用下切向力的演化以及滚动刮擦距离为1.2 nm和6 nm时的磨粒形貌

Fig.5Radial distribution function of single nickel after scratching at different temperatures (a), evolution of tangential forces under sliding and rolling actions (b) and morphologies of abrasive particles when scratching distance are 1.2 nm and 6 nm (c)

2.2 微结构演化和塑性去除

为了揭示不同晶面刮擦引起的单晶镍内部微结构的变化,用CNA法描述单晶镍位错结构的演化特征(图6) 由图6可见,因去除形成的表面磨屑是非晶态的(图6a中的黑色箭头所示),而在亚表层刮擦导致单晶镍亚表层发生了FCC结构向HCP结构的相变[18] HCP结构数目随滑动距离的增加而增多,约为随着滑动距离增加切向力增大,使结构转变加剧 刮擦后部分相变恢复,部分HCP结构永久保留(图6中的S=8 nm) 在整个刮擦过程中产生了不同程度的密排HCP结构堆垛(图6),堆垛形式与方位强烈依赖于晶面取向 主要体现在：三个晶面中的HCP结构堆垛均出现与Y轴近似45°夹角的堆垛方位 文献[26]的实验表明,HCP堆垛较低的层错能可释放刮擦挤压产生的应力集中,进而诱导产生HCP相变结构 在图6a给出的(010)晶面中,HCP结构的交叉延长线夹角为90度(图6中的蓝色虚线)；图6b中的(110)晶面却出现了水平方向的HCP堆垛构型(见图6黄色虚线),而其余的(010)晶面和(111)晶面没有此类特征,表明刮擦诱导的单晶镍内部位错滑移平行于Y轴方向,最终在外表面生成磨屑原子,在磨粒正前方堆积的磨屑原子数不断增加 这解释了图4中不同晶面的磨屑数不同；在图6c的(111)晶面中相邻HCP堆垛出现交叉,其角度不超过90°(见图6蓝色虚线) 在刮擦作用下,单晶镍的不同晶面其位错滑移特性不同和微结构不同

图6



图6刮擦诱导的单晶镍不同晶面微结构的演变

Fig.6Evolution of micro-structure of different crystal faces scratch-induced in single crystal nickel

图7给出了刮擦诱导的单晶镍微结构塑性环脱落的动态过程 可以看出,滑动2 nm后,单晶镍塑性环脱落因晶面不同呈现出各向异性特征 在同等条件下(010)面和(111)面出现塑性环脱落(见图7黑色箭头),在塑性环脱落前三个晶面的塑性环都出现位错滑移和繁衍增殖 但是,(110)晶面未见塑性环脱落,而平行于Y轴方向的滑移却较为明显(见图7蓝色箭头) 为了研究应力与塑性环演变的关联机制,计算了静水应力 图8给出了刮擦过程中静水压力的分布 可以看出,刮擦易导致单晶镍材料内部应力集中,且磨粒与单晶镍的紧密接触区的应力集中最为显著(见图8黑色箭头) 这也是材料在恒定速度下发生塑性去除的原因 同时,Ni(110)面的应力集中最明显,这是(110)面磨屑数增加和表面变形的直接原因 但是在亚表层内,单晶镍的应力分布与微结构演化有明显的相关性 这表明,单晶镍刮擦后产生的内应力易引起微结构的演变和增殖 局部内应力超过一定的阈值时,内部应力以单晶镍内部塑性环脱落的形式释放

图7



图7单晶镍不同晶面刮擦后微结构的演化

Fig.7Evolution of micro-structures of different crystal faces scratch-induced in nickel specimens

图8



图8刮擦后镍单晶不同晶面的塑性变形和材料去除

Fig.8Plastic deformation and removal of different crystal faces scratch-induced in nickel single crystal specimens

由图9可见,磨粒刮擦不同晶面的镍基底时,内部产生的HCP相变结构(图9a)和总相变结构(HCP+Other)(图9b)均随刮擦距离的增加而增多,表现出近似的线性递增规律；三个不同晶面的单晶镍基底刮擦产生的相变结构,占总结构比例的差异性较小

图9



图9不同晶面的HCP原子占比和(HCP+Other)总原子占比随刮擦距离的变化

Fig.9Relationship between HCP atomic ratio and (HCP+Other) total atom ratio and scratching distance

3 结论

(1) 镍单晶不同晶面的剪切应变分布不同,与Ni(010)晶面和Ni(111) 晶面相比,Ni(110)晶面的剪切变形更加显著,导致更多的磨屑原子数；高温(700 K)与低温(5 K)下的剪切应变相差甚微,表明在高温下镍单晶保持了良好的抗变形能力

(2) 在滚动刮擦过程中切向力更小、磨屑数更少,但是其显著的粘附效应会引起切向力曲线大幅度振荡

(3) 紧密接触区域的应力集中是单晶镍FCC结构向HCP结构转变的主因,也是引起位错滑移与塑性变形的直接因素 与Ni(010)晶面和Ni(111)晶面相比,Ni(110)晶面刮擦产生的具有水平滑移特征的HCP微结构有利于表面磨屑的形成,磨屑堆积在磨粒的正前方

(4) 应力集中是材料内部塑性环微结构演变和增殖的驱动力,应力集中达到一定的程度时塑性环脱落以释放内部集中的应力

参考文献

View Option 原文顺序文献年度倒序文中引用次数倒序被引期刊影响因子

[1]

Priya B, Malhotra J.

5GAuNetS: an autonomous 5G network selection framework for Industry 4.0

[J]. Soft Comput., 2020, 24: 9507

DOIURL [本文引用: 1]

[2]

Messaoud S, Bradai A, Moulay E.

Online GMM clustering and mini-batch gradient descent based optimization for industrial IoT 4.0

[J]. IEEE Trans. Ind. Inform., 2020, 16: 1427

[本文引用: 1]

[3]

Niu Z C, Cheng K.

An experimental investigation on surface generation in ultraprecision machining of particle reinforced metal matrix composites

[J]. Int. J. Adv. Manuf. Technol., 2019, 105: 4499

DOIURL [本文引用: 1]

[4]

Gao B, Zhai W J.

Material removal rate of 4H-SiC polishing with polystyrene/CeO2 core/shell abrasives

[J]. ECS J. Solid State Sci. Technol., 2020, 9: 104001

DOIURL [本文引用: 1]

[5]

Zhao K, Aghababaei R.

Interfacial plasticity controls material removal rate during adhesive sliding contact

[J]. Phys. Rev. Mater., 2020, 4: 103605

[6]

Dong Y, Lei H, Liu W Q.

Effect of mixed-shaped silica sol abrasives on surface roughness and material removal rate of zirconia ceramic cover

[J]. Ceram. Int., 2020, 46: 23828

DOIURL [本文引用: 1]

[7]

Juan C C, Tsai M H, Tsai C W, et al.

Simultaneously increasing the strength and ductility of a refractory high-entropy alloy via grain refining

[J]. Mater. Lett., 2016, 184: 200

DOIURL [本文引用: 1]

[8]

Jamie D G, Ryu I.

Latent hardening/softening behavior in tension and torsion combined loadings of single crystal FCC micropillars

[J]. Acta Mater., 2020, 190: 58

DOIURL [本文引用: 2]

[9]

Lee S, Aviral V, Im J, et al.

In-situ observation of the initiation of plasticity by nucleation of prismatic dislocation loops

[J]. Nat. Commun., 2020, 11: 2367

DOIURL [本文引用: 1]

[10]

Xiang H G, Li H T, Fu T, et al.

Formation of prismatic loops in AlN and GaN under nanoindentation

[J]. Acta Mater., 2017, 138: 131

DOIURL [本文引用: 2]

[11]

Wang J S, Zhang X D, Fang F Z, et al.

A numerical study on the material removal and phase transformation in the nanometric cutting of silicon

[J]. Appl. Surf. Sci., 2018, 455: 608

DOIURL [本文引用: 2]

[12]

Yue X M, Yang X D.

Molecular dynamics simulation of material removal process and mechanism of EDM using a two-temperature model

[J]. Appl. Surf. Sci., 2020, 528: 147009

DOIURL [本文引用: 1]

[13]

Nguyen V T, Fang T H.

Material removal and wear mechanism in abrasive polishing of SiO2/SiC using molecular dynamics

[J]. Ceram. Int., 2020, 46: 21578

DOIURL [本文引用: 1]

[14]

Liu Y, Li B Z, Kong L F.

A molecular dynamics investigation into nanoscale scratching mechanism of polycrystalline silicon carbide

[J]. Comput. Mater. Sci., 2018, 148: 76

DOIURL [本文引用: 1]

[15]

Wang G L, Feng Z J, Zheng Q C, et al.

Molecular dynamics simulation of nano-polishing of single crystal silicon on non-continuous surface

[J]. Mater. Sci. Semicond. Process., 2020, 118: 105168

DOIURL [本文引用: 2]

[16]

Lai M, Zhang X D, Fang F Z.

Nanoindentation-induced phase transformation and structural deformation of monocrystalline germanium: a molecular dynamics simulation investigation

[J]. Nanoscale Res. Lett., 2013, 8: 353

DOIURL [本文引用: 1]

[17]

Chen J J, Weng S B, Wu H.

Effects of mechanism analysis for spherical contact pair on contact deformation in copper film from nano-perspective

[J]. China Surf. Eng., 2021, 34(4): 99

[本文引用: 3]

陈晶晶, 翁盛槟, 吴 昊.

基于球面触点接触模式的铜膜纳观变形探析

[J]. 中国表面工程, 2021, 34(4): 99

[本文引用: 3]

[18]

Sharma A, Datta D, Balasubramaniam R.

Molecular dynamics simulation to investigate the orientation effects on nanoscale cutting of single crystal copper

[J]. Comput. Mater. Sci., 2018, 153: 241

DOIURL [本文引用: 2]

[19]

Liu B, Fang F Z, Li R, et al.

Experimental study on size effect of tool edge and subsurface damage of single crystal silicon in nano-cutting

[J]. Int. J. Adv. Manuf. Technol., 2018, 98: 1093

DOIURL [本文引用: 1]

[20]

Imran M, Hussain F, Rashid M, et al.

Molecular dynamics study of the mechanical characteristics of Ni/Cu bilayer using nanoindentation

[J]. Chin. Phys., 2012, 21B: 126802

[本文引用: 2]

[21]

Foiles S M, Baskes M I, Daw M S.

Embedded-atom-method functions for the fcc metals Cu, Ag, Au, Ni, Pd, Pt, and their alloys

[J]. Phys. Rev., 1988, 33B: 10378

[本文引用: 1]

[22]

Morse P M.

Diatomic molecules according to the wave mechanics. Ⅱ: Vibrational levels

[J]. Phys. Rev., 1929, 34: 57

DOIURL [本文引用: 1]

[23]

Qian Y, Shang F L, Wan Q, et al.

A molecular dynamics study on indentation response of single crystalline wurtzite GaN

[J]. J. Appl. Phys., 2018, 24: 115102

[本文引用: 1]

[24]

Li Y C, Jiang W G, Zhou Y.

Molecular dynamics simulation on shear mechanical properties of single crystal/polycrystalline Ni composites

[J]. Chin. J. Nonferrous Met., 2020, 30: 1837

[本文引用: 1]

李源才, 江五贵, 周 宇.

单晶/多晶镍复合体剪切过程分子动力学模拟

[J]. 中国有色金属学报, 2020, 30: 1837

[本文引用: 1]

[25]

Guo J, Chen J J, Wang Y Q.

Temperature effect on mechanical response of c-plane monocrystalline gallium nitride in nanoindentation: A molecular dynamics study

[J]. Ceram. Int., 2020, 46: 12686

DOIURL [本文引用: 1]

[26]

Zhang Z B, Yang Z B, Lu S, et al.

Strain localisation and failure at twin-boundary complexions in nickel-based superalloys

[J]. Nat. Commun., 2020, 11: 4890

DOIURL [本文引用: 1]

5GAuNetS: an autonomous 5G network selection framework for Industry 4.0

1

2020