Нанои микротвердость твердых тел современные проблемы Текст научной статьи по специальности «Науки о Земле и смежные экологические науки»

УДК 539.533

НАНО- И МИКРОТВЕРДОСТЬ ТВЕРДЫХ ТЕЛ - СОВРЕМЕННЫЕ ПРОБЛЕМЫ © Ю.И. Головин, А.И. Тюрин

Россия, Тамбов, Государственный университет им. Г.Р. Державина

Golovin Yu.I., Tyurin A.I. Nano- and microhardness of solids - modern problems. In this paper the modern representations and new data on kinetics and micromechanisms of a deforming of solids in requirements of activity of high local stresses are enunciated.

Определению твердости как простейшему без-образцовому методу исследования механических свойств твердых тел - ровно 100 лет: в 1900 году Бри-нель предложил простое техническое средство для этого - вдавливание твердого шарика фиксированной нагрузкой и последующее измерение диаметра отпечатка. С тех пор различные разновидности метода ин-дентирования (к настоящему времени их предложено около ста) благодаря удобству и простоте приобрели большую популярность и широко применяются в промышленности (как экспресс-метод оценки состояния материала), и в исследовательских лабораториях (в качестве многофункционального средства изучения различных характеристик тонких приповерхностных слоев) [1-3].

По времени приложения испытательной нагрузки Tioad методы измерения твердости H можно подразделить на квазистатические (Tload >> 1 c) и динамические (xload << 1 c). По виду отклика, который используется для определения H, все способы можно сгруппировать в несколько классов: по размерам отпечатка при постоянной приложенной силе. При движении индентора перпендикулярно поверхности тела - это метод индентирования (имеются две разновидности: по восстановленному после снятия нагрузки отпечатку, или по невосстановленному отпечатку, т. е. под нагрузкой), при движении параллельно поверхности - метод склерометрии; по величине силы, которую необходимо приложить к инденто-ру, чтобы создать отпечаток заданных размеров (в поперечнике или глубине); методом «кто кого», т. е. по следам, оставляемым одним телом на другом при контакте (шкала Мооса). По вторичным эффектам: акустической эмиссии, эмиссии электромагнитных волн, деформационной люминесценции, форме и размерам зоны локальной деформации и т. д. По диаграмме «сила сопротивления - глубина погружения» (depth-sensing testing), т. е. методом непрерывного вдавливания.

В последние десятилетия объем и качество информации, которую можно получить методами индентиро-вания, сильно возросли. Развитие метода непрерывного вдавливания и доведение пространственного разрешения по глубине до 0,1 - 1 нм сблизило возможности наноиндентирования и методов зондовой сканирующей микроскопии. К настоящему времени методами прецизионного индентирования можно определить следующие приповерхностные характеристики массивных

твердых тел и тонких пленок: собственно значение твердости H (или микро- и нанотвердости); макроскопические пластические характеристики, в частности, предел текучести; коэффициент интенсивности напряжений в вершине квазихрупкой трещины К1с; условия вязко-хрупкого перехода при разрушении; модули упругости; параметры фазовых переходов, индуцированных высокими давлениями; подвижность дислокаций; толщину и механические свойства тонких слоев и покрытий; пористость; степень адгезии пленок к подложке; анизотропию механических свойств и др.

Несмотря на впечатляющие достижения науки о твердости последних лет, природа самого этого свойства - твердость - остается почти такой же малопонятной как и в начале века. До сих пор не известно, какие атомные механизмы массопереноса определяют размеры отпечатка (а, следовательно, и величину H), какова структура материала под индентором, каковы микромеханизмы упрочнения, контролирующие сопротивление внедрению индентора, а также природа частичного или полного восстановления отпечатка после снятия нагрузки. Как эти процессы связаны с другими фундаментальными характеристиками материала?

Перечень вопросов, имеющих непосредственное отношение к природе твердости, легко расширить в более конкретной плоскости.

Вместе с тем основная проблема в понимании сущности физических процессов, происходящих при формировании отпечатка, заключается в том, что вся существующая информация получена в основном post factum после разгрузки отпечатка, последующих различных видов химической и механической обработки или последующем наблюдении в оптическом или электронном микроскопе. Это обусловлено, в основном, отсутствием разработанных методик и стандартной аппаратуры, способной адекватно с высоким временным и пространственным разрешением, исследовать процесс формирования отпечатка.

В настоящей работе представлена новая методика, аппаратура и результаты исследования динамики и микромеханизмов массопереноса материала из-под индентора.

Сущность используемой методики заключается в исследовании динамических свойств системы по анализу ее отклика на скачкообразное возмущение. В настоящей работе этот подход, применительно к инден-тированию, реализован посредством скачкообразного

Рис. 1. Схематическое изображение динамики и атомных механизмов деформации в микроконтактной области, выявленных методами динамического наноиндентирования. F -величина силы контактного взаимодействия индентора с исследуемым материалом, h - глубина отпечатка, у - величина активационного объема

приложения постоянной испытательной нагрузки к индентору и непрерывной регистрации кинетики его погружения в материал с адекватным временным разрешением (рис. 1). В результате появляется возможность непрерывно in situ анализировать скорость деформации в функции мгновенного значения контактных напряжений, выделять различные фазы процесса, проводить их термоактивационный анализ и по его результатам судить о микромеханизмах массопереноса в приконтактной области [4-6].

Чувствительность экспериментальной установки к перемещению составляла 20 нм, а временное разрешение - 50 мкс.

Эксперименты проводились на ионных кристаллах с разным примесным составом (KCl, NaCl, LiF) в диапазоне температур Т = 77 ^ 300 К, полупроводниковых кристаллах (Si, Ge, GaAs), металлах (Pb, Al) и аморфных металлических сплавах АМС (Со^е^В^ Z = 15, Y = 85 - X, X = 15 - 64).

За первые 5 ^ 15 мс движения глубина погружения индентора h достигала 70-90 % от окончательно устанавливающегося значения (рис. 1). Выход на стационарные или близкие к ним значения занимал для h от десятков до сотен секунд, в зависимости от типа кристалла, температуры и нагрузки.

Непрерывная регистрация глубины погружения индентора во времени h(t) позволяет определить мгновенные значения его скорости v(t) = dh / dt; силы, дей-

ствующей на материал со стороны внедряющегося индентора F(t) = Fo(t) - m (cFh / dt2); усредненных по площади отпечатка контактных напряжений под ин-дентором o(t) = F(t) / S(t) и динамической твердости H(t) = к2 F(t) / h2(t). Здесь Fo(t) - сила, прикладываемая к штоку со стороны привода, m - масса штока с инденто-ром, S(t) = к1 h2(t) - текущая площадь проекции отпечатка на поверхность материала, к1 и к2 - коэффициенты, учитывающие геометрию индентора (для индентора Виккерса, используемого в работе, к1 = 24,5, к2 = 0,03784).

Перестроением кинетических кривых погружения индентора в полулогарифмических координатах ln(dh / dt) = ft) обнаружено несколько прямолинейных участков, которые можно отождествить с отдельными стадиями в процессе формирования отпечатка. Это означает, что в процессе индентирования исследованных ионных кристаллов и металлов можно различить не две фазы (быстрая и медленная), как обычно полагают, а до пяти отдельных стадий погружения индентора. Для исследованных полупроводниковых кристаллов и АМС число выявленных стадий достигает трех. Близкий к линейному закон спадания логарифма скорости на каждом из выявленных участков (начиная со второго) отражает экспоненциальный характер релаксации. Различие в показателе экспоненты на разных стадиях достигало четырех порядков величины, а в предэкспоненте - пяти порядков величин. Ясно, что в условиях практически постоянной приложенной нагрузки (см. рис. 1) и неизменных контактных напряжений (начиная с 5 + 15 мс) это является следствием смены механизмов массопереноса в зоне контакта.

Первая стадия роста h(t) соответствует движению индентора с положительным ускорением, а вторая - с отрицательным. Начиная с третьей стадии, в миллисекундной шкале времен зависимости h(t) и HJJ) выходят на насыщение (рис. 1). Временные границы выявленных стадий зависят от типа исследуемого материала, приложенной нагрузки и температуры.

Знание реальной динамики погружения индентора позволяет извлечь ценную информацию, проливающую свет на последовательность и природу процессов под индентором. Так, сила, действующая на материал со стороны внедряющегося индентора, остается постоянной с вариациями порядка 10-20 % все время инден-тирования. Вместе с тем величина h(t), а значит и площадь отпечатка S(t) в начале его формирования очень малы, вследствие чего динамическая твердость Hd могла достигать величин, сопоставимых с теоретической прочностью. Так, пиковое значение Hdmax в первые миллисекунды нагружения составляло для кристаллов NaCl - 1,6 ± 0,8 ГПа. В последующие 8 + 10 мс Hd(t) падала до значений, близких к стационарным значениям микротвердости материала.

Вторая и последующие стадии погружения проходят в условиях падающих о и v при небольших изменениях h и могут быть проанализированы в рамках традиционных подходов. Силовая зависимость скорости погружения в координатах ln(v) = f(o) имеет участки, близкие к линейным. Это позволяет путем экстраполяции на о0 = 0 определить начальную скорость погружения v0 при различных температурах Т. Зависимость ln(v0) = f(1/T) также имела участки, близкие к линейным. Это дает право говорить о термоактивационном режиме течения, по крайней мере, в некотором диапазоне о и T и определять активационные парамет-

ры. Данные о величинах активационного объема у, полученные из наклонов соответствующих зависимостей 1п(у) = .До), имеют на второй стадии погружения (для всех исследованных материалов) очень низкие значения у ~ 10-30 м3 (рис. 1). Очевидно, столь низкие значения у обусловлены высокими величинами о на этой стадии, где только упругие деформации могут достигать нескольких процентов.

Активационные объемы, составляющие всего несколько десятых долей от объема, занимаемого катионом в решетке при нормальном давлении, прямо свидетельствуют о деформации за счет движения отдельных атомов, возможность и действенность при индентиро-вании которых показана в работах [7-8]. По мере углубления индентора и перехода к третьей и последующим стадиям, когда Н() начинает приближаться к статическому значению микротвердости (Г > 5 15 мс),

а у увеличивается, например, в ионных кристаллах - до 10-28 м3 (рис. 1). Таким образом, у становится равным по порядку величины ~10 Ь3 (где Ь - вектор Бюргерса скользящих дислокаций), что согласуется с данными [2-3] и свидетельствует о преимущественно дислокационном механизме течения материала под инденто-ром на поздних стадиях внедрения.

В полупроводниковых кристаллах на третьей, заключительной стадии величина у возрастает до значений, характерных для дислокационных механизмов. В АМС третья - заключительная - стадия характеризуется малыми значениями активационного объема (~10-29 м3),

что свидетельствует о скоррелированных малоатомных микромеханизмах массопереноса.

Таким образом, на основании изложенных результатов можно предложить следующую последовательность смены доминирующих микромеханизмов формирования отпечатка при внедрении в материал жесткого индентора: стадию чисто упругой деформации материала, стадию моноатомного вытеснения материала из-под индентора (эти стадии характерны для всех исследованных материалов), которая сменяется (в исследованных ионных кристаллах, полупроводниках и металлах) стадиями, где доминирующую роль в процессе формирования отпечатка начинает играть дислокационная пластичность.

ЛИТЕРАТУРА

1. Григорович В.К. Твердость и микротвердость металлов. М.: Наука, 1976. 230 с.

2. Боярская Ю.С., Грабко Д.З., Кац М.С. Физика процессов микро-индентирования. Кишинев: Штиинца, 1986. 256 с.

3. Булычев С.И., Алехин В.П. Испытание материалов непрерывным вдавливанием индентора. М.: Машиностроение, 1990. 225 с.

4. Головин Ю.И., Тюрин А.И. // Письма в ЖЭТФ. 1994. Т. 60. Вып. 10. С. 722.

5. Головин Ю.И., Тюрин А.И. // ФТТ. 1996. № 6. С. 1812.

6. Головин Ю.И., Тюрин А.И., Бенгус В.З. и др. // ФММ. 1999.

Т. 88. № 6. С. 103.

7. Инденбом В.Л. // Письма в ЖЭТФ. 1970. № 12. C. 526.

8. Akchurin M.Sh. and Regel V.R. // Chemistry Reviews. 1998. V. 23. P. 59.

БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант № 98-02-16549).

УДК 541.128:541.183:539.89

МИКРОМЕХАНИЗМЫ ЛОКАЛЬНОЙ ДЕФОРМАЦИИ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ, ОПРЕДЕЛЕННЫЕ МЕТОДОМ ДИНАМИЧЕСКОГО ИНДЕНТИРОВАНИЯ

© А.И. Тюрин, В.И. Иволгин, В.В. Коренков, Э.А. Бойцов, В.З. Бенгус*, Е.Д. Табачникова*

Россия, Тамбов, Государственный университет им. Г.Р. Державина * Украина, Харьков, Физико-технический институт низких температур им. Б.И. Веркина НАН Украины

Tyurin A.I., Ivolgin V.I., Korenkov V.V., Boitsov E.A., Bengus V.Z., Tabachnikova E.D. The mechanisms of local deformation of amorphous metallic alloys, investigated by the method of dynamic indentation. The new method of a dynamic microindentation explores a series of time-dependent mechanical properties of amorphous metal alloys CoxFeYBz (X = 15, 17, 19, 25, 30, 40, 64; Y = 85 - X). The kinetics is spotted and the separate stages are revealed during formation of an imprint. For each of the revealed stages the basic kinetic performances, including activation are spotted to. The sequence of dominant micromechanisms determining masstransformation process of a material from under indenter is offered. Is shown, that the quantity of activation volume and is especial its changes, during transition, from the second stage of dip to third it appears by more sensing to cobalt percentage in an alloy, than yield strength and static microhardness of a material.

Аморфные металлические сплавы (АМС), благодаря ряду специфических свойств (высокая прочность и коррозионная стойкость, уникальные электрические, магнитные и каталитические свойства и др.), находят все большее практическое применение [1-2]. Достаточно часто определяющую роль в использовании этих материалов играют физико-механические свойства, в частности, твердость и износостойкость материала. Однако до настоящего времени экспериментально практически не изучены реальные микромеханизмы

пластической деформации аморфных сплавов, особенно в условиях высокоскоростного локального нагружения, которое часто реализуется на практике, например, при ударном микроконтактном взаимодействии, абразивном износе, шлифовке и т. д. Информация о спектре и динамике образующихся структурных дефектов и реальных механизмах деформации, протекающей в этих условиях, очень ограничена.

Вместе с тем многие динамические характеристики, позволяющие получить информацию о спектре обра-