Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор 12
1.1 Динамическое микро-и наноконтактное взаимодействие 12
1.1.1. Физические процессы в микроконтакте. Механизмы пластической і деформации при индентировании 12
1.1.2. Дислокационный механизм 14
1.1.3. Микромеханизм массопереноса материала за счет межузельных
атомов и малоатомных скоплений 17
1.1.4. Упругая деформация материала при индентировании 18
1.1.5. Фазовые переходы 18
1.1.6. Трехмерные дефекты 20
1.2. Способы изучения микро- и наноконтактного взаимодействия 21
1.2.1 Макро испытания (усреднение свойств по объему) 21
1.2.2 Локализованные микро- и нано- испытания 22
1.2.3. Моделирование 28
1.3. Методы микро- и нано испытаний 29
1.3.1. Метод кинетической микротвердости (наноиндентирование) 29
1.3.2. Динамические методы определения твердости 33
1.3.3. Зондовая сканирующая микроскопия 35
1.4 Постановка целей и задач исследования 36
Глава 2. Методика и техника эксперимента 38
2.1. Методики измерения время зависимых характеристик материалов 38
2.1.1. Индентирование однократным прямоугольным импульсом силы 38
2.1.2. Индентирование трапецеидальным импульсом силы 39
2.1.3. Индентирование ступенчато возрастающим импульсом силы 40
2.2. Экспериментальная установка 41
2.3. Калибровка экспериментальной установки 43
2.3.1 Источники погрешностей измерений и их оценка 43
2.4. Краткая характеристика исследуемых образцов 50
2.5 Выводы 51
Глава 3. Исследование время-зависимых механических свойств при микро- и наноконтактном взаимодействии методом индентирования однократным прямоугольным импульсом 52
3.1. Динамика процесса микроиндентирования 52
3.2. Активационные параметры и микромеханизмы формирования отпечатка на различных стадиях индентирования 55
3.3. Зависимость величин статической твердости, абсолютных и относительных значений активационного объема от процентного содержания кобальта 62
3.4 Выводы 65
Глава 4. Влияние скорости приложения испытательной нагрузки на динамику процесса последующей ползучести 67
4.1. Влияние скорости нагружения на динамику формирования отпечатка в LiF 67
4.1.1 Кинетика формирования отпечатка 67
4.1.2. Выявление основных стадий формирования отпечатка на стадии ползучести 72
4.1.3 Активационные параметры и микромеханизмы ползучести 74
4.2. Динамика формирования отпечатка и микромеханизмы пластичности при индентировании ПММА 77
4.2.1. Кинетика формирования отпечатка 77
4.3. Влияние скорости нагружения на величину динамической твердости и коэффициенты скоростной чувствительности 80
4.4 Выводы 84
Глава 5. Исследование механических свойств с применением методики, основанной на анализе отклика материала на ступенчато-нарастающий импульс силы 85
5.1 Кинетика формирования отпечатка 85
5 5.2. Стадийность процесса деформирования на отдельных (ступеньках) этапах
нагружения 95
5.3 Активационные параметры и микромеханизмы 97
5.4 Масштабный и скоростной факторы в формировании числа твердости 100
5.5 Выводы 102
заключение и основные выводы по работе 104
литература 105
- Физические процессы в микроконтакте. Механизмы пластической і деформации при индентировании
- Индентирование однократным прямоугольным импульсом силы
- Зависимость величин статической твердости, абсолютных и относительных значений активационного объема от процентного содержания кобальта
- Выявление основных стадий формирования отпечатка на стадии ползучести
Введение к работе
Актуальность работы обусловлена возросшим в последнее время интересом к разработке новых методов неразрушающего контроля и исследованию механических свойств материалов на новом наномасштабном уровне характерных размеров объекта или деформируемой области материала. Особый интерес вызывают закономерности и механизмы кратковременной пластической деформации, протекающей в микро- или нанообъ-емах твердых тел и тонких приповерхностных слоях, механические свойства которых могут существенно отличаться от аналогичных свойств в макрообъеме.
Предложенная в 70-е годы XX века методика программируемого квазистатического вдавливания индентора с непрерывной регистрацией глубины внедрения и силы сопротивления [1] значительно повысила разрешение и информативность традиционных методов индентирования, что позволило впоследствии перейти к измерениям, проводимым на отпечатках глубиной значительно меньше одного микрона с разрешением лучше чем 1 нм. В настоящее время наноиндентирование {depth-sensing testing) в режиме квазистатического нагружения позволяет определять широкий спектр механических свойств твердых тел, в том числе и время-зависимых [2] (микро- и нанотвердость, модуль Юнга и др.).
Однако отсутствие специальных методик и низкое временное разрешение существующей аппаратуры не позволяет исследовать быстропротекающие процессы пластической деформации под индентором с адекватным временным разрешением. Это ограничивает информацию о динамике пластической деформации, что не дает возможности понять природу физических процессов, происходящих при индентировании.
Поэтому весьма важным и актуальным представляется разработка методов динамического индентирования (с высоким пространственным и временным разрешением одновременно) и исследование кинетики формирования отпечатка в различных условиях нагружения, в частности, варьируемых изменением амплитуды, формы и характерных времен импульса нагрузки.
Исследования процесса формирования отпечатка с высоким пространственным и временным разрешением, особенно на начальной стадии внедрения, могут дать качественно новое понимание механизмов деформирования при действии кратковременных вы-
7 соких локальных напряжений. Кроме того, знание реальной динамики внедрения инден-
тора позволит получить и качественно новую информацию о роли масштабного, и скоро-
К, стного факторов при деформировании субъмикрообъемов различных материалов.
Интерес к исследованию поведению материала в условиях действия кратковремен
ных высоких локальных напряжений (в нанометровом диапазоне размеров области де
формирования) обусловлен также и тем, что подобные условия встречаются и в большом
числе практически важных задач наноконтактного взаимодействия, например, при атом-
но-силовой зондовой микроскопии поверхности, при записи и считывании информации с
сії помощью наномеханического воздействия на материал носителя быстродействующей ло-
кальной нагрузкой [3] и др. Кроме того, такого рода исследования предоставляют возможность в максимально контролируемых условиях смоделировать и получить качественно новую информацию о процессах пластической деформации, протекающих в более сложных задачах наноконтактного взаимодействия, например при микроабразивном износе, сухом трении, измельчении, дроблении, царапании, помоле, механическом сплавлении твердых тел, соударении микрочастиц между собой и с поверхностью, механической и механохимической шлифовке и полировке и др.
Исследование кинетики формирования микроотпечатков в керамиках, полимерах, ионных кристаллах представляет самостоятельный интерес, т.к. позволяет получить качественно новую информацию об этих материалах, находящих все большее практическое применение, особенно в области микро- и нанотехнологий, когда механические характеристики определяются свойствами в нанообъеме.
Исходя из этого, можно заключить, что проблема исследования динамики дефор-
^ мирования, механических свойств и механизмов массопереноса материала в зоне контакта
в условиях действия кратковременного локального нагружения в нанометровой шкале размеров еще далека от полного разрешения и является весьма актуальной.
Целью работы являлось экспериментальное исследование динамики деформиро
вания, выявление микромеханизмов массопереноса и их роли в пластической деформации
материалов с различной структурой при микро- и наноиндентировании в условиях, при-
J& ближенных к реальным наноконтактным процессам.
8 В соответствии с поставленной целью были сформулированы следующие задачи
исследования:
Разработать ряд взаимодополняющих методик и создать экспериментальные условия для исследования динамики формирования отпечатка, выявления микромеханизмов массопереноса материала из-под индентора и исследования механических свойств материала с высоким пространственным (до 1 нм) и адекватным временным (до 50 мкс) разрешением.
Выявить особенности динамики формирования отпечатка в условиях действия импульсов нагрузки различной формы (прямоугольного, трапецеидального, ступенчато-нарастающего) и оценить степень автомодельности процесса локального деформирования.
Установить роль коллективных процессов в пластичности при индентировании аморфных металлических сплавов (АМС) на примере сплава CoxFe85-xBi5, (х = 15, 17, 19, 25, 30, 40, 64). Выявить влияние концентрации отдельных компонентов этого сплава на кинетику и микромеханизмы формирования отпечатка, а также выявить корреляцию концентрационных зависимостей величин твердости и активационного объема на различных стадиях формирования отпечатка.
Установить влияние скорости приложения нагрузки к индентору в фазе ее роста на кинетику и микромеханизмы дальнейшего формирования отпечатка на этапе постоянства величины действующей силы.
Выявить динамику формирования отпечатка и микромеханизмов массопереноса в условиях действия ступенчато-нарастающей нагрузки. Установить роль влияния масштабного и скоростного факторов на величину микро- и нанотвердости ряда материалов (LiF, ZrC>2, ПММА). Определить коэффициент скоростной чувствительности твердости этих материалов.
Научная новизна работы заключается в следующем. С высокими пространственным и временным разрешением исследована динамика формирования отпечатка. Выявлена многостадийность формирования отпечатка при различных способах нагружения индентора (скачкообразное, трапецеидальное, ступенчато-нарастающее). Выявленные стадии отличаются характерными временами, кинетическими и активационными параметра-
ми. Установлена роль и доля точечных дефектов и дислокаций в процессе формирования
отпечатка. Обнаружена корреляция величины активационного объема с концентрацией
кобальта при индентировании железо-кобальтовых АМС CoxFe85-xBi5- Выявлено влияние
глубины отпечатка и скорости относительной деформации на величину динамической
твердости материалов с различным типом связи (ионные кристаллы — LiF, керамики на
основе Zr02, полимеры — ПММА). Для всех материалов определены коэффициенты ско
ростной чувствительности микро- и нанотвердости в широком диапазоне величин скоро
сти относительной деформации от 10'2 до 102 с"1.
\У Научная ценность и практическая значимость работы. Получены данные и ус-
тановлены закономерности деформирования различных материалов при различных видах локального нагружения (скачкообразной, трапецеидальной, ступенчато-нарастающей нагрузкой) в максимально контролируемых условиях с высоким пространственным и временным разрешением. Предложен ряд методик и описана измерительная аппаратура для исследования кинетики и микромеханизмов быстропротекающей локальной деформации в условиях, близких к реальным наноконтактным взаимодействиям: соударение твердых тел между собой, с подвижной и неподвижной поверхностью, при абразивном износе, сухом трении, высокоплотной механической записи информации на носители и др.
Выявленные закономерности временной и масштабной зависимости динамики и механизмов локальной пластической деформации в разных материалах с различной структурой могут составить физическую основу новых технологий, их обработки и более разнообразного практического применения, в частности в сфере разработки и производства носителей информации с механическим принципом записи (в том числе и основанном на нанесении наноотпечатков на матрицу [3]).
Апробация работы. Полученные результаты были представлены на следующих
конференциях и семинарах: XXXV Международном семинаре «Актуальные проблемы
прочности» (Псков, 1999); Международной конференции «Релаксационные явления в
твердых телах» (Воронеж, 1999); VI Международной научно-технической конференции
«Актуальные проблемы материаловедения» (Новокузнецк, 1999); II Международной кон-
Ф ференции «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений»
10 (Тамбов, 2000); X Международной конференции «Взаимодействие дефектов и неупругие
явления в твердых телах» (Тула, 2001); XXXVII Международном семинаре «Актуальные
'А проблемы прочности» (Киев, 2001); Международной молодежной научной конференции
«XXVII Гагаринские чтения» (Москва, 2001); IV, V, VI, VII Державинские чтения (Тамбов, 1999-2002).
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:
1. Новые перспективные методики динамического наноиндентирования, позво
ляющие использовать этот метод для моделирования элементарных актов реальных нано-
Q контактных процессов. Модернизация экспериментальной установки в сторону расшире-
ния спектра ее возможностей и повышения пространственного и временного разрешений. Новое программное обеспечение, позволяющее полностью автоматизировать процесс обработки экспериментальных данных.
В LiF, 2лОг, ПММА установлена зависимость динамики формирования отпечатка и динамической твердости от скорости приложения нагрузки в режиме ее линейного роста. Показано изменение кинетики формирования отпечатка, активационных параметров и микромеханизмов на разных этапах формирования отпечатка при ступенчатом на-гружений.
Установлена общность динамических закономерностей формирования отпечатка, при индентировании скачкообразно приложенной нагрузкой ряда материалов с различной структурой и типом связи: CoxFe85-xBi5, ПММА. Показано, что формирование отпечатка во всех исследованных материалах происходит в несколько четко выраженных стадий, отличающихся друг от друга характерным временем, скоростными зависимостями, кинетическими и активационными параметрами. При этом основной объем отпечатка формируется в течение 10-20 мс, в зависимости от типа исследуемого материала и величины испытательной нагрузки.
Показано, что при индентировании исследовавшихся материалов формирование отпечатка сначала проходит стадию упругого деформирования материала, а затем — стадию, где определяющую роль играют межузельные микромеханизмы массопереноса. При
'Ф этом даже в мягких материалах их роль в формировании отпечатка достигает десятков
процентов, а в твердых — может практически полностью определять его формирование. В мягких материалах кроме этого наблюдаются стадии, следующие за межузельными, где определяющую роль играют дислокационные микромеханизмы массопереноса.
5. С высоким пространственным (до 1 нм) и временным (до 50 мкс) разрешением исследована кинетика формирования отпечатка при наноиндентировании аморфных металлических сплавов CoxFe85-xBi5, (х = 15, 17, 19, 25, 30, 40, 64). Показано, что изменение активационного объема более чувствительно к процентному содержанию иона металла кобальта, чем изменение твердости.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав и списка цитированной литературы, содержащего 228 наименований. Полный объем составляет 121 страницу машинописного текста, в том числе оглавление и 43 иллюстрации.
Личное участие автора в получении результатов, изложенных в диссертационной работе. В работах, написанных в соавторстве, автору принадлежит разработка, создание и отладка экспериментальных установок, проведение экспериментов, обработка полученных данных, а также участие в планировании экспериментов, обсуждении результатов и написании статей.
Физические процессы в микроконтакте. Механизмы пластической і деформации при индентировании
Физические процессы в микро- и наноконтакте формируют механические свойства материала при контактном взаимодействии в процессах сухого трения, износа и др. Одной из наиболее простых (с точки зрения техники определения ее величины) и информативных характеристик является твердость и микротвердость материала. При этом формирование числа твердости зависит от очень многих обстоятельств. Его невозможно однозначно связать с каким-либо одним физическим процессом с участием надежно установленных элементарных физических объектов (точечные дефекты, дислокации и т.д.) и микромеханизмов их взаимодействия или соотнести с определенными фундаментальными свойствами твердого тела [4]. В первую очередь это обусловлено спецификой сложнонапря-женного состояния под индентором: деформация очень локализована (в области порядка размера отпечатка), напряжения в максимуме могут в сотни раз превышать предел текучести материала даже при квазистатическом индентировании, структура и межатомные расстояния сильно искажены. До сих пор однозначно не установлено, какие атомные механизмы массопереноса определяют размеры отпечатка (а, следовательно, и величину твердости), 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? Во многом неопределенность в этих вопросах обусловлена тем, что подавляющее большинство исследований в области индентирования ориентированы на чисто механические аспекты проблемы и, как следствие этого, индентирование остается вещью в себе, с неясными и порой противоречивыми физическими основаниями рассмотрения получаемых экспериментальных результатов. Иными словами, «твердость измеряют все, но почти никто не задумывается об ее природе» [5]. Начальным этапом любого микроконтактного процесса является формирование собственно пятна контакта между двумя взаимодействующими телами. В квазистатических условиях сила, вдавливающая индентор в материал, возрастает бесконечно медленно и действует столь долго, что уже не вызывает дальнейшего погружения индентора. Такое равновесие в твердых телах наступает благодаря достижению критического напряжения сдвига, при котором повышенная концентрация дислокаций и двойников, накопление их по границам зерен и блоков при одновременном увеличении размеров отпечатка (а значит и падения средних напряжений), ведет к постепенному прекращению пластической деформации. При вдавливании индентора в кристаллические материалы, плотность дислокаций в объеме под ним понижается от центра отпечатка к периферии образца, в результате чего образуются дислокационные лучи в определенных кристаллографических направлениях [6]. При этом скорость приложения нагрузки должна быть достаточно малой, и по возможности одинаковой для всех используемых нагрузок, а выдержка под нагрузкой достаточно длительной с тем, чтобы индентор пришел в состояние покоя, а величина твердости, асимптотически приближаясь к некоторому постоянному значению, отличалась бы от него не более чем на погрешность измерения. Для того чтобы условия наноин-дентирования могли считаться квазистационарными, время изменения прикладываемой нагрузки от нуля до максимального значения должно быть не менее 10-15 с, а время выдержки под нагрузкой достигать 30-60 с для пластичных металлов и 5-15 с для более жестких материалов [7].
Если в вопросе интерпретации результатов измерений при наноиндентировании постоянно предлагаются и новые альтернативные подходы [8-10], и методы коррекции традиционных методик [11, 12], — физические основания и понимание микромеханизмов формирования пятна контакта остаются малоудовлетворительными. Сейчас фактически только чисто дислокационные механизмы формирования отпечатка проанализированы подробно в литературе [13-15]. Начало пластического течения ассоциируется с образованием и последующим распространением в объем образца краевых дислокаций, дислокационных петель и двойников [13-18, 66], причем не только в металлах, но даже в керамиках [19]. Между тем, как показано в [20, 21], наиболее конкурентоспособными по отноше й нию к дислокационным механизмам при высоких давлениях и больших локальных на пряжениях могут быть деформации за счет движения точечных дефектов и их кластеров атомарных размеров. Сложность в том, что в настоящее время нет надежных методов in situ наблюдения движения точечных дефектов. Даже атомно-силовая микроскопия в ре жиме сканирования не способна пока различать, образуются ли точечные дефекты при формировании пятна контакта [22]. В [23] была предпринята попытка оценить вклад дис локационной пластичности в полную энергию пластической деформации Wp при инденти ровании керамик ХхОг- Результаты расчетов показали, что даже при плотности дислока Ґ \ ций 10 м" вклад дислокационной пластичности в Wp не превосходит 10%. По [24] для пластичности в нанометровом диапазоне глубин наиболее вероятны именно недислокационные механизмы. Моделирование методом молекулярной динамики [25-28] показывает, что решающую роль в этом может играть образование и движение точечных дефектов. Косвенно в пользу этого свидетельствует тот факт, что изменение твердости с глубиной происходит в два этапа — быстрый спад при малых глубинах отпечатка (в несколько раз при погружении на 10-15% от максимальной глубины отпечатка h по данным [29, 30]) и медленное приближение к стационарному значению твердости — с дальнейшим увеличением h. Представляется вполне возможным, что на быстрой стадии доминирующую роль в формировании пластичности играют точечные дефекты, а на медленной стадии — генерация и движение дислокаций. По некоторым оценкам, роль точечных дефектов представляется первичной, определяющей энергетику процесса микровдавливания вообще [31], или, по крайней мере, его начальной стадии [32-34]. В свою очередь, образование точечных дефектов в пятне контакта должно заметно влиять на силы трения в реальных нано-контактных процессах [27, 35].
Индентирование однократным прямоугольным импульсом силы
При импульсном (динамическом, ударном) нагружении методом составного стержня Гопкинсона и т.п. [183-185, 188] реализуются очень короткие (до единиц мкс) времена контакта, обеспечиваются высокие скорости деформации, но получить при этом размеры пятна контакта микрометровых размеров получить невозможно.
Дело в том, что этот метод динамического нагружения использует ускорение бой Ы ка с помощью газового ружья. При этом достигаются скорости перемещения индентора до 100 м/с, но кинетическая энергия индентора так велика, что формируются отпечатки с диагональю в сотни микрон и более даже в жестких материалах. Используются для динамического нагружения и маятниковые копры [181], где скорость индентора не превышает 10 м/с, но как и в первом случае фронт и длительность нагружения регулировать невозможно.
Для получения отпечатков микрометровых размеров приходится уменьшать скорость бойка [188, 189] и, соответственно, переходить к миллисекундным временам жизни
пятна контакта. При этом, в отличие от [183 - 185], появляется возможность контролиро вать длительность и величину прилагаемой нагрузки и варьировать их в широких пределах. Непрерывная запись кинетики внедрения индентора в материал позволила обнаружить многостадийность этого процесса и формирования зоны деформирования, определить основные кинетические и динамические параметры, в том числе и активационные [32]. Показано, что пятно контакта формируется через стадии: а) упругой деформации, б) пластической деформации за счет генерирования и перемещения точечных дефектов и малоатомных кластеров (краудионов), в) дислокационной пластичности [190]. При этом, даже в мягких кристаллах доля точечных дефектов в формировании числа микротвердости всегда очень существенна, а при переходе к жестким материалам и миллисекундным длительностям контакта формирование отпечатка может быть обусловлено, главным образом, недислокационной пластичностью [33].
О При абразивном и эрозивном износе размеры повреждения на поверхности материала могут частично восстанавливаться в промежутке между двумя последовательными контактами. Например, повреждения глубиной менее 20 нм на поверхности MgO полностью упруго восстанавливаются [191]. При импульсном нагружении об упругом восстановлении можно судить по скорости и амплитуде отскока бойка [192], которые зависят от соотношения упругих и пластических свойств материала Н/Е, где Н— твердость, Е — модуль упругости Юнга [193]. Прямые измерения коэффициента восстановления е — W/WR (где Wi - начальная энергия бойка, WR - кинетическая энергия отскока) позволили установить, что способность материала к диссипации энергии уменьшается с ростом отношения Н/Е [193], что также важно в понимании механизмов абразивного и эрозивного износа.
Таким образом, из изложенного выше следует, что для лучшего понимания механизмов микроконтактных процессов необходимо систематическое исследование их на всех уровнях, от атомарного до макроскопического. При этом, из атомарных механизмов невозможно предсказать макроскопические свойства вследствие масштабного эффекта. Каждый из методов исследования заполняет свою нишу в размерной и временной шкале реальных микроконтактных процессов. Наноиндентирование в этой иерархической структуре занимает промежуточное положение между АСМ и макроскопическими методами и может быть использовано для моделирования элементарных актов контактного взаимодействия в нано- и микрометровом масштабе размеров пятна контакта. . Зондовая сканирующая микроскопия
С появлением техники сканирующей зондовой микроскопии (СЗМ) [194] стало возможным исследование микроконтактных процессов на атомарном и молекулярном уровне [195]. По сравнению с традиционными методами, техника СЗМ позволяет исследовать элементарный акт контактного взаимодействия в контролируемых условиях на-гружения и площади контакта с высоким разрешением как в вертикальном, так и латеральном направлении, исследовать динамику микроконтактных процессов в реальном времени, получать и обрабатывать ЗБ-изображение треков износа и т.д. Методом атомной силовой микроскопии (АСМ) было надежно установлено наличие масштабного эффекта — классические коэффициенты трения и скорости износа материалов на наноструктурном уровне меньше, чем на макроуровне. Для металлов эта разница колеблется в пределах 10 -ы 100 раз даже при условии, что среднее контактное давление в микротесте выше, чем в макроиспытаниях [165]. Исследования с помощью АСМ позволили установить ряд новых явлений в наноизносе, таких как эффект прилипания-скольжения, сдвиг материала по верхности и межфазный перенос, фрагментацию материала, многостадийность структур ных фазовых превращений и т. д. [22]. Возможность варьирования в широких пределах частотой колебаний кантилевера АСМ позволяет исследовать эти быстропротекающие (г процессы с максимальной степенью приближения к реальным технологическим процес сам [125].
Постановка целей и задач исследования Анализ имеющихся литературных данных и теоретических представлений о физических процессах показал что, происходящих в пятнах контакта при контактном взаимодействии двух шероховатых поверхностей (или отдельных частиц с поверхностью), свидетельствует о том, что эти процессы в микро- и нанометровом масштабе размеров кон-тактных пятен до сих пор исследованы недостаточно. Существует много противоречивых и неоднозначных результатов, в основном из-за того, что весь спектр физических условий в наноконтактах очень сложно воспроизвести в лабораторных условиях с помощью единственного, универсального метода.
Существующая техника микро- и наноиндентирования, обладая богатыми инфор мативными возможностями, остается до сих пор, в основном, квазистатическим методом - , испытания, быстродействие которого на несколько порядков величины меньше времени о жизни реальных наноконтактов. Динамическое (ударное) нагружение обеспечивает нужное быстродействие, но не укладывается в требуемый масштаб размеров пятна нано- и, даже, микроконтакта.
Зависимость величин статической твердости, абсолютных и относительных значений активационного объема от процентного содержания кобальта
Острота кончика индентора. Используемое при расчете твердости соотношение А he справедливо только для идеально острых инденторов. Все реальные инденторы имеют конечный радиус притупления вершины, обычно в пределах от 50 нм до 200 нм [127, 197]. Если это не учитывать, то при малых глубинах отпечатка расхождение между реальной и видимой глубиной погружения индентора может достигать десятков процентов [201]. Оценить остроту кончика индентора можно непосредственным измерением профиля его отпечатка в пластичном материале методом электронной микроскопии [99, 172], или аналогично описанной выше процедуре калибровки податливости, только при значительно меньших нагрузках [202]. Мы воспользовались третьей методикой [2, 107], в которой размер отпечатка непосредственно не измеряется. Сущность метода заключается в том, что изотропный материал (обычно используется плавленый кварц) индентируется в широком диапазоне нагрузок для получения отпечатков глубиной от единиц до сотен нанометров. Далее контактная глубина отпечатка hc определяется экстраполяцией начального наклона разгрузочной кривой (как было описано выше). Площадь контакта определяется независимо от hc с учетом реального Cframe = 0,538 нм/мН и экспериментально определяемой жесткости контакта S = dP/dh согласно выражению Votal frame J
Числитель формулы (19)- постоянная для данного материала величина, так как предполагается, что модуль Ег не изменяется при изменении нагрузки. Для плавленого кварца Ег= 69,6 ГПа и с учетом этого формула (19) принимает вид
Зависимость площади контакта Лсот глубины пластического отпечатка hc для используемого в работе индентора Берковича приведена на рис. 2.6. Сплошная линия соответствует теоретической площади контакта Ас = 24,56#Д а пунктирная — реальной площади проекции контакта. Интерполируя экспериментальные данные полиномиальной функцией, находим для данного индентора формулу реальной площади контакта, которую необходимо использовать при расчете твердости:
Из рисунка 2.6. видно, что расхождение реальной и идеальной зависимостей А A(hf) на чинается при глубине контакта меньше 300 нм, а при больших глубинах идеальная и ре альная зависимости совпадают. Следовательно, именно при hc 300 нм необходимо ис пользовать формулу (21) при расчете твердости.
Соотношение между глубиной и площадью проекции контакта для идеального и реального инденторов. Материал — плавленый кварц. Форма отпечатка. Образование вокруг отпечатка навалов материала, вытесняемого из деформированного объема, также является одним из источников погрешности измерения глубины отпечатка, так как в этом случае контактная глубина hc получается меньше, чем в отсутствие навалов. Образование навалов вокруг отпечатка характерно для мягких и пластичных материалов и, практически, не имеет места для керамик и ковалентных кристаллов. Если нет возможности непосредственно измерить высоту навалов, то для их оценки существуют косвенные методы [127,203].
Тепловой дрейф. Изменение температуры образца или деталей измерительной системы наноиндентометра в процессе измерений также является причиной разницы между видимой и истинной глубиной погружения индентора. Высокая чувствительность датчика смещения ведет к тому, что колебание среднесуточной температуры в помещении пределах ± 0,2 С вызывает тепловой дрейф индентора со скоростью 0,01 нм/с [204]. При быстрых измерениях, естественно, такой дрейф не оказывает существенного влияния на результат измерений. Другой источник тепловой энергии - джоулево тепло, выделяемое в катушке нагружения. При максимальной нагрузке на индентор в катушке выделяется мощность 250 мВт. Часть этой теплоты расходуется на нагрев титанового штока, который расширяется и вызывает сдвиг подвижных пластин датчика. Оценка этого сдвига дает (при длине штока 250 мм) величину Ah/At = 0,025 нм/с. При временах измерения порядка 10 с им можно пренебречь.
Шероховатость поверхности образца. Любая поверхность, даже отшлифованная по высшему классу чистоты, содержит на поверхности неоднородности, высотой в десятки нанометров при расстоянии между отдельными пиками в десятки нанометров и более [35]. В результате, при первом контакте индентор может касаться образца всего в нескольких точках (и необязательно острой вершиной), что ведет к завышению контактной глубины погружения и соответствующему занижению контактной площади [205]. На практике, размер шероховатостей должен учитываться, как и острота вершины индентора. Если этого не делать, то измерения на глубинах меньше 20 нм нельзя считать достоверными [197].
Погрешность измерения глубины и нагрузки. Так как нагрузка и смещение измеряются с большой точностью, их влияние на точность вычисления твердости может быть оценена стандартным способом - логарифмированием и дифференцированием формулы (1):
Выявление основных стадий формирования отпечатка на стадии ползучести
Влияние скорости нарастания нагрузки на динамику формирования отпечатка и микромеханизмы пластичности в кристаллах LiF может быть вызвано тем, что формирование основной доли объема отпечатка в начальный момент времени обусловлено микромеханизмами, в которых доминирующую роль играют точечные дефекты. Учитывая, что точечные дефекты менее инерционны, чем малоатомные кластеры, а тем более дислокации, можно предположить, что с ростом скорости нагружения происходит более быстрое разбегание именно точечных дефектов по сравнению с дислокациями. Это может привести к возрастанию концентрации точечных дефектов в зоне деформации около отпечатка и торможению движения дислокаций, если скорость движения дислокаций меньше скорости перемещения точечных дефектов.
Существенные отличия в величине у на I и II стадиях ползучести, а также влияние скорости нагружения на ход зависимости у = f(t) на I стадии могут свидетельствовать о смене одного дислокационного механизма деформации другим при переходе от одной стадии ползучести к другой. Такой переход позволяет предположить смену механизма, лимитирующего движение дислокаций. Таким образом из исследования динамики формирования отпечатка с высоким временным разрешением и определения величины у, появляется возможность выявления характерных особенностей деформирования материала.
Кинетика формирования отпечатка под действием трапецеидального импульса нагрузки исследована на полимере ПММА при комнатной температуре. Амплитуда нагрузки составляла 24 мН, а длительность фронта нарастания силы Ц составляла 0,01 с; 0,1 си 1 с. Это обеспечивало скорости нагружения dP/dt = 2,4 Н/с; 240 мН/с, 24 мН/с, перекрывая достаточно широкий интервал — до двух порядков величины. Время выдержки индентора на этапе ползучести при постоянной нагрузке Ртах - const и комнатной температуре составляло tmax 20 с. Для каждой скорости нагружения индентора было сделано не менее 10 отпечатков, что обеспечивало достаточный объем данных для количественной и статистической обработки результатов.
Зависимость линейной скорости v(t) для различных скоростей нагружения при индентировании ПММА. 1 — dP/dt = 2,4 Н/с; 2 — dP/dt = 240 мН/с; 3 — dP/dt = 24 мН/с.
Первый анализ полученных данных показал, что скорость нагружения dP/dt (или длительность фронта нагружения Ц при Ртах - const) оказывает существенное влияние на динамику и максимальную глубину формирующегося отпечатка на этапе ползучести (рис. 4.10).
Зависимости & (t) для различных скоростей приложения силы при индентировании ПММА. 1 - dP/dt = 2,4 Н/с; 2 - dP/dt = 240 мН/с; 3 - dP/dt = 24 мН/с. Увеличение скорости приложения нагрузки dP/dt от 24 мН/с до 2,4 Н/с приводило к уменьшению hmax на 80-100 нм (см. рис. 4.10.), т.е. составляло до 5 % от общей глубины отпечатка.
Кинетические параметры процесса внедрения индентора в ПММА в зависимости от dP/dt представлены на рис. 4.11 и рис. 4.12. Так, скорость погружения индентора v(t), представленная на рис. 4.11 зависит от величины dP/dt, изменяемой в интервале от 24 мН/с до 2,4 Н/с в течении первых 10-12 с. На следующем этапе они совпадали как по кинетике, так и по абсолютным значениям (рис. 4.11). Величина скорости относительной деформации (t) представлена на рис. 4.12, и не обнаруживает зависимости от скорости нагружения в исследуемом диапазоне величин dP/dt.
Для ПММА на рисунке 4.13 приведены зависимости In Є —f(t), которые обнаруживают два участка, имеющих характер близкий к линейным. Эти участки можно отождествить с отдельными стадиями этапа ползучести. Первая стадия характеризуется временем до 2-3 с, а вторая — от 3 с до 20 с. Учитывая экспоненциальный характер зависимости (t) и спрямление зависимостей In 6 =f(a) (см., рис.4.13) на выявленных стадиях ползучести позволяет применить уравнение Аррениуса и определить величину активационного объема у. Типичные значения зависимости y=f(t) представлены на рис.4.14. При этом числовые значения у на первой стадии ползучести имеют величину порядка 10"28 м3, а на второй стадии — возрастают до 5-10" м . Учитывая сложный характер строения макромолекулы полимера можно сопоставить величину у с характерными размерами макромолекулы, а также размерами отдельных боковых групп и ионов входящих в ее состав (см. п.3.2).
Учитывая полученные значения у можно предположить, что деформация ПММА на I стадии ползучести может происходить преимущественно за счет движения боковых групп макромолекулы. Увеличение активационного объема на П стадии ползучести свидетельствует в пользу того, что на данном этапе доминирующую роль в пластической деформации начинают играть отдельные хребтовые звенья макромолекулы. + А З
Описанные в предыдущем параграфе результаты свидетельствуют о влиянии твердости исследуемых материалов не только времени нахождения материала под нагрузкой, но и от скорости нагружения (от Ц), по крайней мере, на конечных этапах формирования отпечатка. Величину динамической твердости в процессе формирования отпечатка можно определить как Н = P(t)/Ac(t), где Ас — площадь проекции определить как Н = P(t)/Ac(t), где Ас — площадь проекции пластического отпечатка на поверхность материала в данный момент времени, P(t) — нагрузка в этот же момент времени.
На рис. 4.15 приведены результаты расчета твердости для LiF и ПММА, при различных длительностях фронта импульса нагружения (t$ = 0,01 с; Ц = 0,1 с; t$ = 1с). Зависимости H(t) исследованного диапазона величин Ц показывает качественно похожий ход зависимости — величина твердости падает с ростом времени выдержки индентора при постоянной нагрузке. При этом уменьшение длительности фронта нагружения приводит к увеличению Н материала.
В LiF она возрастала на 5 % при увеличении dP/dt от 24 мН/с до 2,4 Н/с. В ПММА зависимость # / от dP/dt была выражена слабее. Изменения Н в конце этапа ползучести составляли несколько процентов (до 3 %) при изменении скорости нагружения в том же диапазоне dP/dt.
В полулогарифмических координатах кривые Н —f(t) в конце этапа ползучести аппроксимируются для обоих материалов линейной зависимостью с погрешностью 8Н 10% (рис. 4.16). Как следует из следующего рисунка наклон зависимостей H(t) несколько различен. Следовательно, именно ПММА имеет большую склонность к упрочнению за счет влияния Ц. Между тем из макроскопических измерений известно, что аморфные полимеры, к которым относится и ПММА, только разупрочняются при нагружении. Полученный результат свидетельствует о существенном различии механических свойств макроскопических объемных образцов и поверхностных слоев в субмикрообъемах.
Количественно зависящие от времени свойства твердости принято оценивать величиной m — скоростной чувствительности твердости к скорости относительной деформации m=d(lnH)/d(ln).
