CC BY
76
НОВЫЕ КОМБИНИРОВАННЫЕ ПРИБОРЫ ПО ДИНАМИЧЕСКИМУ НАНОИНДЕНТИРОВАНИЮ И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ КИНЕТИКИ ФОРМИРОВАНИЯ ОТПЕЧАТКА, МИКРОМЕХАНИЗМОВ ПЛАСТИЧНОСТИ И РАЗРУШЕНИЯ ТВЕРДЫХ ТЕЛ В МИКРО- И НАНОШКАЛЕ Тюрин А. И, Пирожкова Т. С., Шуварин И. А.
6. НАНОТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ
6.1. НОВЫЕ КОМБИНИРОВАННЫЕ ПРИБОРЫ ПО ДИНАМИЧЕСКИМУ НАНОИНДЕНТИРОВАНИЮ И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ КИНЕТИКИ ФОРМИРОВАНИЯ ОТПЕЧАТКА, МИКРОМЕХАНИЗМОВ ПЛАСТИЧНОСТИ И РАЗРУШЕНИЯ ТВЕРДЫХ ТЕЛ В МИКРО- И НАНОШКАЛЕ
Тюрин Александр Иванович, канд. физ.-мат. наук, зам. директора по НИР НОЦ «Нанотехнло-гии и наноматериалы», ТГУ имени Г. Р. Державина. E-mail: tyurin@tsu.tmb.ru;
Пирожкова Татьяна Сергеевна, аспирант НОЦ «Нанотехнологии и наноматериалы», ТГУ имени Г. Р. Державина. E-mail: t-s-pir@ya.ru
Шуварин Иван Александрович, аспирант НОЦ «Нанотехнологии и наноматериалы», ТГУ имени Г.Р. Державина. E-mail: shuvarinivan@rambler.ru
Аннотация: Исследована кинетика процесса формирования отпечатка при нано- и микроиндентировании широкого класса материалов (ионные и ковалентные кристаллы, металлы, керамики, полимеры). Определены энергетические и активационные характеристики процесса формирования отпечатка и предложены доминирующие микромеханизмы массопереноса обеспечивающие пластическую деформацию на различных этапах формирования отпечатка. Исследовано влияние масштабного фактора на критерии корректного определения вязкости разрушения при динамическом микро- и наноиндентировании с использованием различных типов инденто-ров (Виккерса, Берковича и Бирбаума). В результате проведенных исследований были установлены интервалы критических нагрузок и глубин отпечатка, при которых для каждого типа индентора выполняются критерии корректного расчета параметров трещинообразования и определены числовые значения величин, характеризующих трещиностойкость материала при действии высоких локальных нагрузок
Ключевые слова: нано- и микроиндентирование; микромеханизмы пластичности; точечные дефекты; краудионы; вязкость разрушения; трещинообразование; микро- и наноиндентирование; критерии разрушения
NEW COMBINED DEVICES FOR DINAMICHESKIMU NANOINDENTATION AND STUDIES THE KINETICS OF FORMATION OF PRINTS MICROMECHANISMS DUCTILITY AND FRACTURE OF SOLIDS IN MICRO- AND NANOSCALE
Tyurin Aleksandr Ivanovich, Candidate of Physical and Mathematical Sciences, Principal Director of Scientific Research scientific education center "Nanotechnology and nanomaterials", Tambov State University named after G. R. Derzhavin. E-mail: tyurin@tsu.tmb.ru;
Pirozhkova Tatiana Sergeevna, post graduate student scientific education center "Nanotechnology and nanomaterials", Tambov State University named after G. R. Derzhavin. E-mail: t-s-pir@ya.ru;
Shuvarin Ivan Aleksandrovich, post graduate student scientific education center «Nanotechnology and nanomaterials», Tambov State University named after G.R. Derzhavin. E-mail: shuvarinivan@rambler.ru
Abstract: The kinetics of formation of the print at the nano- and microindentation wide range of materials (ionic and covalent crystals, metals, ceramics, polymers) are investigated. The energy and the activation characteristics of the formation of the print are determined and dominant micromechanisms mass transfer wich provide plastic deformation at different stages of the print are suggested. The results of studies of the effect of the scale factor on the criteria of correct determination of dynamic fracture toughness of micro and nanoindentation using different types of indentors (Vickers, Berkovich and Bierbaum). The studies were set intervals critical load and indentation depth at which each type of indenter the criterion of correct dimensioning of cracking and determined numerical values characterizing the fracture toughness of the material
Index terms: nano-and microindentation; micromechanisms of plasticity; point defects; crowdions; viscosity of destruction; cracking; micro- and nanoindentation; failure criteria
45
Computational nanotechnology
3-2015
ISSN 2313-223X
ВВЕДЕНИЕ
Современное развитие и применение нанотехнологий при разработке новых материалов, включая наноструктурированные, конкретных изделий и устройств (НЭМС, МЭМС и др.), а также изучении природы размерных и скоростных эффектов при переходе на новый иерархический уровень размеров вплоть до нанометрового обуславливает широкий интерес к процессам пластической деформации и разрушения материала при микро- и наноконтактном взаимодействии твердых тел [1-3]. Происходящая при этом локальная пластическая деформация [4-11] и разрушение [12-15] представляется результатом громадного числа взаимообусловленных динамических процессов в дефектной структуре материала, и представляет собой сложную функцию отдельных дискретных событий, происходящих в разные отрезки времени с различной скоростью и в различных объемах материала - от атомарных до макроскопических.
Ввиду большого числа таких событий в единицу времени, а также инерционности традиционных средств испытания реальная кинетика пластического течения и начала разрушения материала, заложенная природой на микроуровне маскируется, что затрудняет их обнаружение и исследование физических микромеханизмов особенно на начальных стадиях пластичности и разрушения. Это обуславливает тот факт, что несмотря на впечатляющие достижения современной науки о прочности и пластичности многие важные вопросы о кинетике, механизмах, номенклатуре структурных дефектов, размерных и скоростных эффектах величин определяющих пластическую деформацию и разрушение в микро- и нанообъемах под действием высоких локальных напряжений остаются до сих пор не выясненными.
Поэтому целью работы являлось исследование кинетики формирования отпечатка, размерных эффектов в твердости и прочности, выявление микромеханизмов ответственных за пластическую деформацию ма-
териала и разрушение, в условиях действия высоких локальных напряжений.
ОПИСАНИЕ МЕТОДОВ И ПОДХОДОВ
Для исследования применялся метод динамического наноиндентирования и комбинированный прибор для измерения физикомеханических свойств материалов в микро-и наношкале, разработанный в НОЦ «Нанотехнологии и наноматериалы» ТГУ имени Г.Р. Державина (г. Тамбов, Россия), которые достаточно подробно описаны в работе [3].
В качестве исследуемых материалов были выбраны ионные и ковалентные монокристаллы (LiF, Si, Ge), металлы (Al), керамики (наноструктурированная керамика на основе диоксида циркония - ZrO2) и полимеры (фторопласт - F4). В качестве калибровочного материала применялся плавленый кварц, традиционно используемый для калибровок при наноиндентировании. Индентирование проводилось при комнатной температуре треугольным симметричным импульсом нагрузки с варьируемой амплитудой Р и длительностью t. Величина Р менялась в интервале от 1 мкН до 1 Н. Это позволяло в максимально контролируемых условиях исследовать зону деформирования с характерными размерами от единиц нм до нескольких микрон (например, для монокристаллов LiF - от 1 нм до 7 мкм; для плавленого кварца - от 0,6 нм до 500 нм). Знание реальной кинетики формирования отпечатка P(t) и h(t) позволяет непрерывно в реальном времени анализировать скорость деформации в функции мгновенного значения контактных напряжений, выделять различные фазы процесса, проводить их анализ, определять энергетические и активационные характеристики и на основе этих результатов выявлять доминирующие микромеханизмы вытеснения материала из-под индентора.
46
НОВЫЕ КОМБИНИРОВАННЫЕ ПРИБОРЫ ПО ДИНАМИЧЕСКИМУ НАНОИНДЕНТИРОВАНИЮ И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ КИНЕТИКИ ФОРМИРОВАНИЯ ОТПЕЧАТКА, МИКРОМЕХАНИЗМОВ ПЛАСТИЧНОСТИ И РАЗРУШЕНИЯ ТВЕРДЫХ ТЕЛ В МИКРО- И НАНОШКАЛЕ Тюрин А. И., Пирожкова Т. С., Шуварин И. А.
Рис. 1. Характерные P-h диаграммы, полученные при индентировании плавленого кварца.
Р - величина нагрузки приложенной к индентору.
h - глубина внедрения индентора.
На врезке показан характерный вид P-h диаграммы при упругой (кривая - 1) и упругопластической (кривая - 2) деформации материала.
Перестроение кинетических зависимостей P(t) и h(t) в характерные P(h) диаграммы (рис.
1.) позволяет определить переход от чисто упругой к упруго-пластической деформации, а также определять энергетические и активационные характеристики процесса формирования отпечатка (подведенную энергию - W^ возвращенную энергию - WB, энергию поглощенную при формировании отпечатка - W^ приведенную энергию - W^, активационный объем - y и др.) (рис. 2.).
Рис. 2. Схема определения энергетических характеристик процесса индентирования по характерным P-h диаграммам.
Wn - подведенная энергия (Wn=We +Wp);
We - возвращенная энергия;
Wp - рассеянная энергия
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Анализ проведенных исследований показал, что для всех использованных материалов отпечаток начинает формироваться за счет чисто упругой деформации, величина которой зависит от типа исследуемого материала и скорости относительной деформации. Так, например, для монокристаллов LiF, при скорости относительной деформации порядка единиц обратных секунд, чисто упругая деформация материала происходит плоть до нагрузок равных 12-14 мкН и глубин отпечатка 2-3 нм, а для плавленого кварца - 50-70 мкН и 10-15 нм -соответственно (см. рис. 1.).
При увеличении нагрузки чисто упругая деформации сменяется упруго-пластической. Это позволяет определять энергетические и активационные характеристики процесса пластической деформации. Числовые значения величин Wп и WB определялись соотношениями (1) и (2), как соответствующие площади под ветвью нагружения и ветвью разгрузки, а величина Wp - соотношением (3), как площадь фигуры ограниченной ветвями нагружения и разгрузки на характерной P-h диаграмме характерных P-h диаграмм (см. рис. 2).
fynax
Wu = I Pdh
h= 0 Jtf
WB = j Pdh
^max
(1)
(2)
(3)
Величина активационного объема - у определялась из характерных P-h диаграмм с использованием соотношения (4) для релаксационных процессов [2]:
У =
d \n v da
kT,
(4)
где \nv = f(a), у - мгновенное значение среднего контактного напряжения под индентором, k - постоянная Больцмана,
Т - температура.
47
Computational nanotechnology
3-2015
ISSN 2313-223X
Полученные значения величин Wn, WB, Wp и Y, для всех исследованных материалов закономерно растут, а величина приведенной энергии W^ (энергия поглощенная при формировании отпечатка отнормированная на число атомов или ионов - N входящих в структуру материала и вытесненных из отпечатка при внедрении индентора, W^ = Wp/N) падает с ростом глубины отпечатка. Характерные зависимости W^ f(h) и y = f(h), для ряда исследованных материалов, представлены на рисунке 3 и рисунке 4.
Рис. 3. Зависимость величины приведенной энергии я для исследуемых материалов:
1 - плавленый кварц;
2 - наноструктурированная керамика на основе ZrOf;
3 - монокристаллы Si;
4 - фторопласт (F4);
5 - монокристаллы LiF,
6 - монокристаллы AI
Рис. 4. Величина активационного объема - у для ряда исследованных материалов в зависимости от глубины пластического отпечатка - Ьс.
(1 - монокристаллы Al, 2 - монокристаллы LiF, 3 - монокристаллы Si, 4 - наноструктурированная керамика на основе ZrO2)
Расчет приведенной энергии, приходящейся в среднем на один атом материала вытеснен-
ного индентором при формировании отпечатка W, показывает, что эта величина зависит от типа исследованного материала, величины приложенной нагрузки и глубины отпечатка. Числовые значения W для LiF и Al, в интервале h, от единиц мкм до 300-400 нм остаются примерно постоянными и составляют величину немного меньше 0,1 эВ/атом. С уменьшением h величина W возрастает, принимая при глубине в единицы-десятки нм значения порядка 1 эВ/атом. Для Si, ZrO2 и плавленого кварца зависимость W(h) менее выражена, а величина W принимает значения от нескольких десятых (0,6-0,8) до единиц эВ/атом во всем исследованном интервале Р и h.
Числовые значения у для всех исследованных материалов принимают при малых глубинах (единицы-десятки нм) величину от нескольких десятых долей до единиц атомарного объема, в зависимости от типа исследуемого материала. При увеличении h у растет выходя на стадию насыщения при глубинах 100-400 нм, в зависимости от типа исследованного материала. Например, числовые значения у на стадии насыщения для LiF и Al составляло значения порядка 10 м , а для керамики на основе ZrO2, Si и плавленого кварца порядка 10-29 м3 (рис. 4).
Полученные значения величин W и у (см. рис. 3 . и рис. 4.) на начальных стадиях пластической деформации всех исследованных материалов (h < 100-400 нм) характерны для моноатомных микромеханизмов пластичности. При больших глубинах (h > 400 нм) в мягких материалах (LiF, Al) числовые значения величин W и у принимают значения характерные для дислокационных микромеханизмов, а в более твердых материалах (наноструктурированная керамика на основе ZrO2, Si и плавленый кварц) остаются характерными для моно-или малоатомных микромеханизмов. В интервале 100 нм < h < 400 нм числовые значения величин W и у для мягких материалов (LiF, Al) характерны для малоатомных микромеханизмов пластичности (например, краудионы, малоатомные кластеры, сложные комплексы точечных дефектов) или одновременного дей-
48
НОВЫЕ КОМБИНИРОВАННЫЕ ПРИБОРЫ ПО ДИНАМИЧЕСКИМУ НАНОИНДЕНТИРОВАНИЮ И РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ КИНЕТИКИ ФОРМИРОВАНИЯ ОТПЕЧАТКА, МИКРОМЕХАНИЗМОВ ПЛАСТИЧНОСТИ И РАЗРУШЕНИЯ ТВЕРДЫХ ТЕЛ В МИКРО- И НАНОШКАЛЕ Тюрин А. И, Пирожкова Т. С., Шуварин И. А.
ствия моноатомных и дислокационных микромеханизмов пластичности.
Используемые в работе методы и аппаратура для микро- и наноиндентирования [1-2, 13-15] может быть использована также для моделирования процессов трещинообразования и определения прочностных свойств материала без разрушения всего образца.
Прочность материала при индентировании чаще всего характеризуется такими величинами как коэффициент вязкости разрушения - Kc, поверхностная энергия разрушения - G, параметр Палмквиста - а, микрохрупкость - у и др. [2, 12-15]. Величины Kc, G, а и у зависят от типа исследуемого материала, величины приложенной нагрузки - Р, типа применяемого ин-дентора, температуры и т.д. Для корректного применения расчетных моделей разрушения и определения количественных значений величин Kc G, а и у необходимо выполнения ряда критериев разрушения, возникающего около отпечатка [2]. К наиболее значимым из них принято относить:
образование трещин строго в углах отпечатка - критерий Ту;
совпадение числа трещин и числа углов отпечатка В = Мф/^гл= 1;
выполнение критерия А = С/r ~ 2,0 - 2,5.
Здесь С - длина трещины, r - характерный размер пластического отпечатка.
Для исследования процессов трещинообразования под действием высоких локальных нагрузок и определения прочностных характеристик индентирование проводилось с использованием трех типов инденторов (ин-денторы Виккерса, Берковича и Бирбаума) в широком интервале величин прикладываемых нагрузок (Р - от 10 мН до 1 Н) и глубин отпечатка h.
В результате проведенных исследований были определены интервалы критических значений величины действующей силы - Ркр и глубины отпечатка - h^, при которых для каждого из применяемых инденторов выполняются критерии корректного расчета парамет-
ров трещиностойкости и определены количественные значения величин Kc G, а и у.
Установлено, что основные критерии разрушения (Ту, В = 1 и А ~ 2,0-2,5) выполняются только в некотором диапазоне исследованных интервалов Р и h (Рн<Ркр<Рв и ^<^р<^), который зависит от типа используемого индентора (рис. 5.). Так, например, для номинально чистого монокристаллического Si при использовании индентора Виккерса величина Ркр лежит в интервале от 0,4 Н до 0,7 Н (рис. 5.).
Рис. 5. Зависимость величины - А = С/r, коэффициента вязкости разрушения - Кс и поверхностной энергии разрушения - G от величины приложенной нагрузки - Р при индентировании номинально чистых монокристаллов Si для трех типов инденторов (1 - индентор Виккерса, 2 - индентор Берковича, 3 - индентор Бирбаума).
С - длина трещины, выходящей из угла отпечатка. r - характерный размер пластического отпечатка. На врезке показана схема отпечатка Берковича и характерных трещин около него.
При этом трещины образуются строго в углах отпечатка, В = 1 и А ~ 2,5. Из рисунка 5 видно, что с увеличением остроты индентора (уменьшением угла при вершине) интер-
49
Computational nanotechnology
3-2015
ISSN 2313-223X
валы Ркр и hKp закономерно смещаются в область меньших нагрузок.
Определение числовых значений величин K0 G, а и у показывает, что в пределах установленных интервалов Ркр и h^ (в которых выполняются критерии корректного расчета параметров трещиностойкости) все они остаются постоянными и не зависят от типа индентора. Характерные зависимости определенных параметров трещиностойкости, на примере величин Kc и G для Si редставлены на рис. 5. Так, например, при использовании индентора Берковича определяемые величины остаются постоянными в интервалах Ркр (от 100 мН до 300 мН) и h,<p (от 350 до 650 нм). За пределами установленных интервалов перестают выполняться необходимые критерии (Ту, Ли В). В случае меньших нагрузок это приводит к уменьшению и затем полному исчезновению трещин около отпечатка, а в случае больших нагрузок - к увеличению разрушения около отпечатка. При этом, например, величины Kc и G (при Р<Рн и h<hj, имеют завышенные, а при Р>Рв и h>h,3 - заниженные значения (рис. 5.).
ВЫВОДЫ
Таким образом, в работе, на примере ряда материалов ионные и ковалентные монокристаллы (LiF, Si, Ge), металлы (Л/), керамики (наноструктурированная керамика на основе диоксида циркония - ZrO2), полимеры (фторопласт - F4) и плавленый кварц исследована кинетика формирования отпечатка. Определены участки чисто упругой и упругопластической деформации. Выявлены критерии перехода (критические значения нагрузки и глубины) от упругой деформации к упруго-пластической. Определены энергетические характеристики процесса формирования отпечатка и установлена номенклатура структурных дефектов, ответственных за массоперенос на всех стадиях формирования отпечатка от единиц нм до нескольких микрон. Установлено влияние величины действующей силы, масштабного фактора и типа индентора на критерии корректного применения расчетных моделей разрушения и определения ряда прочностных параметров (K, G, а и у) при динамическом микро- и
наноиндентировании. Определены интервалы критических значений Ркр и h^, при которых для использованных в работе инденто-ров (Виккерса, Берковича и Бирбаума) выполняются необходимые критерии корректного расчета параметров трещиностойкости. Показано, что в границах установленных интервалов Ркр и h^ определяемые величины Kc G, а и y остаются постоянными и имеют одинаковые значения для использованных типов инденторов.
Работа выполнена при финансовой поддержке РНФ (грант № 15-19-00181).
Список литературы:
1. Springer Handbook of Nanotechnology / ed. by B. Bushan. Berlin: Springer, 2010. 1968 p.
2. Головин Ю.И. Наноиндентирование и его возможности. М. Машиностроение. 2009. 312 с.
3. Тюрин А.И., Воробьев М.О., Пирожкова Т.С. Разработка и изготовление линейки комбинированных приборов для измерения физикомеханических свойств материалов в микро- и наношкале // Computational nanotechnology. 2015. № 2. С. 42-45.
4. Surmeneva M.A., Mukhametkaliyev T.M., Surmenev R.A., Tyurin A.I., Pirozhkova T.S., Shuvarin I.A., Syrtanov M.S. Enhancement of the mechanical properties of az31 magnesium alloy via nanostructured hydroxyapatite thin films fabricated via radio-frequency magnetron sputtering// Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials. 2015. V. 46. P. 127-136.
5. Surmeneva M.A., Surmenev R.A., Mukhametkaliyev T.M., Oehr C., Tyurin A.I., Pirozhkova T.S., Shuvarin I.A., Teresov A.D., Koval N.N. Comparative study of the radio-frequency magnetron sputter deposited cap films fabricated onto acid-etched or pulsed electron beam-treated titanium // Thin Solid Films. 2014. V. 571. № 1. P. 218-224.
6. Головин Ю.И., Тюрин А.И. Современные проблемы нано-и микротвердости твердых тел // Материаловедение. 2001. № 1. С. 14.
7. Головин Ю.И., Шибков А.А., Боярская Ю.С., Кац М.С., Тюрин А.И. Импульсная поляризация ионного кристалла при динамическоминден-тировании // Физика твердого тела. 1988. № 11. С. 3491.
8. Головин Ю.И., Иволгин В.И., Коренков В.В., Тюрин А.И. Определение времязависимых пластических свойств твердых тел посредством динамического наноиндентирования// Письма в Журнал технической физики. 1997. Т. 23. № 16. С. 15-19.
9. Головин Ю.И., Тюрин А.И. Динамика начальной стадии микроин-дентирования ионных кристаллов // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 1995. Т. 59. № 10. С. 49
10. GolovinYu.I., Tyurin A.I. Dynamics and micromechanisms of the deformation of ionic crystals in pulsed microindentation // Physics of the Solid State. 1996. V. 38. № 6. P. 1000-1003.
11. Головин Ю.И., Тюрин А.И., Хлебников В.В. Влияние режимов динамического наноиндентирования на коэффициент скоростной чувствительности твердости тел различной структуры // Журнал технической физики. 2005. Т. 75. № 4. С. 91-95.
12. Ponton C.B., Rawlings R.D. Vickers indentation fracture toughness test. Pt. 1. Review of literature and formulation toughness equations. //Mater. Sci. and T echnology. 1989. V. 5. P. 865 - 872.
13. Ponton C.B., Rawlings R.D. Vickers indentation fracture toughness test, Part 2. Application and critical evaluation of standardised indentation toughness equations. // Mater. Sci. and Technology. 1989. V. 5. P. 961-976.
14. Новиков Н.В., Дуб С.Н., Булычов С.И. Методы микроиспытаний на трещиностойкость. // Заводская лаборатория. 1988. Т. 54. C. 60.
15. Викторов С.Д., Головин Ю.И., Кочанов А.Н., Тюрин А.И., Шуклинов А.В., Шуварин И.А., Пирожкова Т.С. Оценка прочностных и деформационных характеристик минеральных компонентов горных пород методом микроинаноиндентирования // Физико-технические проблемы разработки полезных ископаемых. 2014. № 4. С. 46-54.
50
