Các nghiên cứu về độ bền của vật liệu có xu hướng tập trung vào các thí nghiệm cơ học liên quan đến các vật liệu có kích thước từ nanomet đến micromet. Trong số các lý do chính cho điều này là (1) việc phát hiện ra các cấu trúc đặc trưng ở cấp độ nano và (2) thay đổi tính chất cơ học liên quan đến việc kết cấu vật liệu bị thu nhỏ . Ví dụ về mục (1) bao gồm các thành phần cấu thành với kích thước và cấu trúc đặc trưng theo thứ tự nanomet, được tiêu biểu hóa bằng graphene, fullerenes và ống nano carbon. Mặc dù các mô phỏng đã chỉ ra độ bền cực cao và các tính chất vật lý đặc biệt khác của các vật liệu này, cuối cùng, mô phỏng không gì khác hơn là dự đoán được thực hiện trên máy tính, và chứng minh thử nghiệm là điều cần thiết để thiết lập tính hợp lệ của chúng.1) . Vật phẩm (2) có nguồn gốc từ việc phát hiện ra rằng các kim loại vật chất thu nhỏ kích thước theo thứ tự micromet hoặc nanomet, chẳng hạn như các kết nối dây siêu nhỏ và các thành phần mạch trong các thiết bị điện tử bán dẫn thể hiện các tính chất cơ học đặc trưng khác biệt đáng kể so với các kim loại vĩ mô. Một ví dụ điển hình là trường hợp hiện tượng năng suất trong kim loại, trong đó ứng suất sản xuất (trong trường hợp đơn tinh thể) xấp xỉ không đổi và không phụ thuộc kích thước đối với vật liệu vĩ mô, nhưng tăng khi giảm kích thước mẫu ở quy mô micromet hoặc nhỏ hơn 2). Hầu hết các thí nghiệm sử dụng mẫu vật được làm từ vật liệu vĩ mô, đó là, được chuẩn bị thông qua các quy trình từ trên xuống và các phương pháp được sử dụng để chuẩn bị mẫu, cũng như các quy trình thí nghiệm được sử dụng để nghiên cứu chúng, liên quan đến sự khác biệt đáng kể về kỹ thuật và diễn giải giữa các nhà nghiên cứu và kỹ sư, với kết quả là các tính chất cơ học đặc trưng của vật liệu có kích thước nano hoặc micron vẫn chưa được hiểu rõ.
Để thực hiện các thử nghiệm tải cơ học cho các mẫu vật có kích thước từ nanomet đến micron, việc xử lý chùm tia ion tập trung (FIB) và quan sát kính hiển vi điện tử quét (SEM) có tầm quan trọng rất quan trọng. Trong bài báo này, sau lần đầu tiên thảo luận về vai trò của FIB và SEM trong các thí nghiệm nhằm mô tả các tính chất cơ học của mẫu vật siêu nhỏ được chế tạo thông qua các quy trình từ trên xuống, chúng tôi trình bày một nghiên cứu trường hợp từ nhóm nghiên cứu của chúng tôi: thí nghiệm nén căng thẳng được thực hiện trong một SEM với quan sát tại chỗ .
Thay đổi tính chất sức mạnh vật liệu liên quan đến thu nhỏ
Càng nhỏ thì mạnh hơn là một nguyên lý được thiết lập tốt cho độ bền cơ học của vật liệu. Ví dụ, trong nội thất của kính và gốm có tồn tại các khuyết tật ở quy mô micron, không thể nhìn thấy bằng mắt thường. Khi kích thước của mẫu vật liệu trở nên nhỏ hơn, xác suất mẫu sẽ chứa các khuyết tật gây tử vong (khuyết tật chịu trách nhiệm cho sự cố của vật liệu) cũng giảm theo, làm tăng độ bền vật liệu. Ngoài ra, đối với các vật liệu kim loại đã được báo cáo rằng ứng suất tăng đối với các mẫu có kích thước theo thứ tự micromet trở xuống. Trong hiện tượng này, một vai trò quan trọng được chơi bởi các bộ phận lệch hướng, chi phối các đặc tính biến dạng dẻo của vật liệu; hiện tượng này liên quan đến việc thu hẹp kích thước mẫu được đưa ra bằng cách giảm số lần sai lệch ban đầu, ít nguồn sai lệch hơn, nguồn trật khớp ngắn hơn, sai lệch cần thiết về mặt hình học và ảnh hưởng lớn hơn do bề mặt tự do và giao diện với các vật liệu khác. Nghiên cứu sức mạnh vật chất ảnh hưởng đến một loạt các lĩnh vực. Ví dụ, các đặc tính môi trường và nhiệt độ cao dự kiến sẽ thể hiện sự phụ thuộc bất thường và đặc trưng vào kích thước mẫu khi mẫu được thu nhỏ vào chế độ vi mô hoặc kích thước nano.
Vai trò của FIB trong việc chuẩn bị mẫu vật
Mẫu vật được sử dụng trong các thí nghiệm cơ học để kiểm tra sự phụ thuộc vào kích thước mẫu trong chế độ vi mô và kích thước nano thường được chuẩn bị bởi FIB. Các phương pháp khác, chẳng hạn như quang khắc và khắc khô, được sử dụng trong một số trường hợp, nhưng FIB có lợi thế là có thể xử lý các vật liệu khác nhau và mang lại sự tự do đáng kể trong việc lựa chọn hình dạng mong muốn của mẫu được xử lý. Mặt khác, một nhược điểm là chùm ion gallium được sử dụng trong FIB để lại một lớp thiệt hại trên bề mặt được xử lý; vì độ dày của lớp này thường là vài chục nanomet, nó có thể có ảnh hưởng đáng kể đến các tính chất cơ học của mẫu vật siêu nhỏ và nano.
Hình 1 (a) cho thấy kết quả quan sát kính hiển vi điện tử truyền qua (TEM) (hình ảnh trường sáng) của vùng lân cận bề mặt đã xử lý của mẫu đồng bị ủ (Cu, độ tinh khiết 99,999%), với quá trình xử lý được thực hiện bằng cách sử dụng một FB-2200 (điện áp tăng tốc 40 kV, hiện tại 10 pA trở xuống). Đối với loại xử lý này, chúng tôi sử dụng một chùm tia song song với bề mặt đang được xử lý. Hình ảnh TEM cho thấy một lớp thiệt hại, có độ dày vài chục nanomet, được để lại gần bề mặt tự do. Nhóm nghiên cứu của chúng tôi đã cố gắng loại bỏ các lớp được xử lý khỏi mẫu bằng cách nghiền ion argon (Ar) bằng Gentle Mill Hi 3). Hình 1 (b) cho thấy ảnh TEM của mẫu Cu chịu phay Ar ion (điện áp gia tốc 0,5 kV) sau khi xử lý FIB. Lưu ý rằng quy trình đã loại bỏ thành công lớp thiệt hại do FIB giới thiệu. Đối với silicon (Si), đã có báo cáo rằng các lớp hư hỏng do quá trình xử lý FIB giới thiệu có thể được loại bỏ bằng cách áp dụng xử lý nhiệt sau bước FIB 4-5) .
Khi chế tạo các mẫu cực nhỏ, việc xử lý mẫu đúng cách là vô cùng quan trọng. Hình 2 cho thấy một quy trình chế tạo được phát triển bởi nhóm nghiên cứu của chúng tôi để lắp ráp mẫu vật trên chip 3). Trong trường hợp này, các thành phần của mẫu vật bao gồm một nanorod vàng đơn tinh thể (Au), vật thể của phép đo được cài đặt ở trung tâm của khung Si hình kim cương; nhấn phần trên của khung cho phép tải trọng căng được áp dụng cho nanorod. Cơ chế kính hiển vi và thiết bị lắng đọng hơi cục bộ được sử dụng để chiết xuất vật liệu siêu nhỏ Si và Au được điều chế từ vật liệu vĩ mô thông qua FIB, và để cài đặt thành phần Au trong khung Si. Lưu ý rằng, trong hai thành phần của mẫu thử của chúng tôi, tốc độ xay của Au cao hơn so với Si và do đó khi chúng tôi thực hiện phay Ar bằng cách sử dụng chùm tia rộng sau khi xử lý FIB, do đó về cơ bản chỉ có thành phần Au bị ảnh hưởng.
Vai trò của SEM trong thí nghiệm cơ học
Không cần phải nói, mẫu vật siêu nhỏ và nano có thể được nhìn thấy trực tiếp bằng mắt thường; để quan sát mẫu vật và thiệt hại mà chúng phải chịu, chúng ta phải sử dụng kính hiển vi điện tử. Đặc biệt, khi điều tra biến dạng vật liệu và hiện tượng hỏng hóc, điều quan trọng là phải thực hiện các quan sát liên tiếp (tại chỗ quan sát) trong suốt quá trình, trong đó, thí nghiệm phải được tiến hành bên trong hệ thống SEM hoặc TEM. Do kính hiển vi điện tử chỉ có khả năng hạn chế để chứa thiết bị trong các buồng mẫu của chúng, chúng tôi buộc phải chuẩn bị một thiết bị thử tải siêu thu nhỏ được thiết kế tùy chỉnh. Sự lựa chọn sử dụng công cụ nào phụ thuộc vào mục đích thí nghiệm và quan sát. FE-SEM trong ống kính có độ phân giải hình ảnh cao dưới 1nm, nhưng sử dụng giá đỡ mẫu tương tự như được sử dụng cho các quan sát TEM, giới hạn kích thước của các mẫu có thể quan sát được đến vài mm. Vì lý do này, kích thước của dụng cụ kiểm tra có thể được cung cấp chỉ giới hạn ở âm lượng của đầu giữ. Ngược lại, thiết bị ngoài ống kính có ưu điểm là chứa các mẫu vật có kích thước lớn từ 10 đến 20 cm, nhưng độ phân giải hình ảnh không cao bằng các mẫu khác. Hình 3 (a), 3 (b) và 3 (c) cho thấy các thiết bị chúng ta sử dụng cho thử nghiệm tải trọng tại chỗ.
Vì hầu hết các thất bại trong cấu trúc kim loại được bắt nguồn từ nguyên nhân gây ra mệt mỏi, các cơ chế chi tiết cho hành vi này đã được làm rõ. Ví dụ, tải theo chu kỳ với tải biến dạng dẻo theo thứ tự 0,010 %% đến Cu làm phát sinh vùng biến dạng cục bộ, đặc trưng của hiện tượng mỏi, được gọi là dải trượt liên tục (PSB). Phần bên trong của PSB chứa các cấu trúc trật khớp mỏi được hình thành do sự tự tổ chức của các trật khớp thành cấu trúc giống bậc thang với chiều rộng theo thứ tự 1 Pha, từ đó tạo ra các vùng có chiều rộng tương tự trên bề mặt vật liệu thể hiện các đặc điểm thô ráp được gọi là đùn / xâm nhập 9 ). Thang đo chiều dài 1 đặc trưng của các cấu trúc này được xác định bởi trường biến dạng đàn hồi của các sai lệch riêng lẻ; nó là một thuộc tính nội tại không bị ảnh hưởng bởi kích thước mẫu. PSB gây ra sự không phù hợp biến dạng tại các giao diện ma trận và nồng độ ứng suất tại rễ xâm nhập; họ chi phối sự thất bại vật chất do mệt mỏi bằng cách phục vụ như các vị trí khởi đầu ưu tiên và con đường truyền bá cho các vết nứt mỏi. Mặt khác, điều này cũng ngụ ý rằng, khi một mẫu vật liệu tự nó có kích thước theo thứ tự micromet hoặc nanomet theo mọi hướng, các cấu trúc mỏi không thể được hình thành trong phần bên trong của vật liệu và hiện tượng thất bại do mỏi gây ra không nảy sinh. Nay sinh. Tuy nhiên, sự thật hay giả dối của dự đoán này vẫn chưa rõ ràng.
Do những khó khăn vốn có của các thí nghiệm, cho đến nay, về cơ bản không có báo cáo nào về các thử nghiệm tải theo chu kỳ để mô tả các tính chất cơ học của các mẫu với mức độ vi mô hoặc kích thước nano ở cả ba chiều. Ngay cả khi chúng tôi mở rộng xem xét đến toàn bộ các thử nghiệm để đánh giá cường độ vật liệu, chỉ có các thử nghiệm tải một chiều đã được thực hiện; trên hết, trong hầu hết các thí nghiệm, một biến dạng nén đơn giản được áp dụng cho các mẫu.
Trong những năm gần đây, từ lý do đơn giản của kiểu tải, một vài thử nghiệm biến dạng uốn đã được báo cáo. Tuy nhiên, những nghiên cứu này không thể làm sáng tỏ bản chất thuần túy và cơ bản của hiện tượng mỏi của vật liệu vi mô hoặc nano do sự hiện diện của gradient ứng suất trong các mẫu uốn cong vì độ dốc ứng suất gây ra sự phụ thuộc kích thước mẫu của hiện tượng mỏi. Để giải quyết vấn đề này, điều cần thiết là phải tiến hành các thử nghiệm nén lực căng, không làm tăng độ dốc ứng suất trong vật liệu. Được thúc đẩy bởi nền tảng này, nhóm nghiên cứu của chúng tôi đã thực hiện thử thách thử nghiệm nén căng thẳng bên trong một SEM với quan sát tại chỗ .
Sau khi áp dụng xử lý nhiệt cho tấm Cu đa tinh thể trong chân không, hạt tinh thể thô và loại bỏ ứng suất dư, chúng tôi đã sử dụng nhiễu xạ tán xạ ngược điện tử (EBSD) để thu được thông tin cấu trúc tinh thể cho các bề mặt tấm. Từ một hạt có định hướng tinh thể mong muốn, chúng tôi đã chế tạo các mẫu vật siêu nhỏ bằng FIB. Mẫu thử có hình dạng loại I bao gồm một phần cơ sở, phần thử nghiệm và phần kẹp [Hình 5 (a)]. Các lớp thiệt hại bề mặt được giới thiệu bởi quá trình xử lý FIB đã được loại bỏ thông qua phay ion Ar. Hình 5 (b) cho thấy một bản lập thể chỉ ra hướng tinh thể của mẫu thử và các yếu tố Schmid tương ứng với 12 hệ thống trượt cho Cu. Mẫu thử có một hướng trượt duy nhất trong đó một hệ thống trượt được ưu tiên hoạt động; trong hình, hệ thống trượt sơ cấp có ứng suất cắt được giải quyết lớn nhất được dán nhãn B4 (sự kết hợp giữa mặt phẳng trượt B và hướng trượt 4). Ngoài ra, chúng tôi đã xác định các bức tường bên của khu vực thử nghiệm là Mặt 1 của Mặt 4 [Hình 5 (c)]. Đối với mẫu vật này, chiều cao của vùng mà qua đó trượt do vượt qua hệ thống trượt chính là khoảng 400nm.
Chúng tôi đã sử dụng Hysitron PI85 để tiến hành các thử nghiệm tải nén căng bên trong SU8230. Chúng tôi đã sử dụng FIB để tạo ra chip tải kim cương của thiết bị thành hình móc, và sau đó sử dụng móc này để chụp phần kẹp của mẫu thử để nhận ra tải nén căng [Hình 5 (d)].
Trong thử nghiệm nén sức căng (biên độ biến dạng: 7.5 × 10 -2 ), một vết nứt mỏi xuất hiện ở chu kỳ 7. Hình 6 cho thấy (a) hình ảnh SEM tại chỗ trong chu kỳ đầu tiên và (b) mối quan hệ căng thẳng - căng thẳng. Trong nửa chu kỳ đầu tiên áp dụng tải trọng căng, mẫu ban đầu biểu hiện biến dạng đàn hồi, sau đó cho thấy năng suất trong vùng lân cận τ = 56 MPa (điểm B trong hình).
Sau đó, khi đến = 82 MPa (điểm C trong hình), mẫu trở nên không ổn định và biểu hiện sự gia tăng nhanh chóng về chủng (sự căng thẳng). Chúng tôi lưu ý rằng giá trị ứng suất này lớn hơn khoảng 100 lần so với vật liệu khối (khoảng 0,5 MPa 10)). Trong các hình ảnh quan sát được ở cuối tải căng thẳng, các đường trượt mịn xuất hiện trên một khu vực rộng của khu vực thử nghiệm. Trong nửa chu kỳ còn lại (tải nén), mẫu thử ban đầu biểu hiện hành vi biến dạng đàn hồi, sau đó cho thấy năng suất ở = -31 MPa (điểm E trong hình). Do đó, mẫu vật thể hiện hiệu ứng Bauschinger: hiện tượng giảm ứng suất trong biến dạng ngược. Sau đó, kết hợp với quá trình làm cứng theo chu kỳ, mẫu thử liên tục thực hiện một chu kỳ biên độ dịch chuyển tăng nhanh và biên độ tải giảm nhanh, với một biến dạng cực lớn ở = -75 MPa (điểm G trong hình) ở phía nén.
Hình 4 cho thấy hình ảnh FE-SEM của mẫu vật, được chụp vào cuối mỗi nửa chu kỳ. Do sự căng thẳng dưới tải căng thẳng trong chu kỳ đầu tiên [Hình 4 (a)], các đường trượt mịn xuất hiện trên toàn bộ phần thử nghiệm, trong khi dưới tải nén [Hình 4 (b)], chúng tôi thấy nồng độ trượt cục bộ [xuất hiện của đùn]. Rõ ràng là từ các biến dạng trong chu kỳ 2 và các chu kỳ tiếp theo, biến dạng cục bộ này là không thể đảo ngược. Khi số lượng chu kỳ tăng lên, trượt cục bộ dẫn đến sự tăng trưởng và kéo dài của các đùn và xâm nhập ở quy mô nanomet, và cuối cùng là một vết nứt xuất hiện từ cơ sở của sự xâm nhập.
Các hình ảnh trong Hình 5 là kết quả quan sát được mẫu vật sau khi thử nghiệm. Các tấm tinh thể có độ dày 100-300nm chạy qua phần thử nghiệm dọc theo hệ thống trượt sơ cấp B4. Ở bên 1 và bên 3, ép đùn / xâm nhập hình thành với độ cao trong phạm vi 170-430nm. Những sự đùn / xâm nhập này có một sự tương đồng bề ngoài với những gì được quan sát trên các bề mặt của Cu (với chiều rộng khoảng 1 daom), nhưng chúng có chiều rộng hẹp hơn và sự đùn ra trên một bề mặt tương ứng với sự xâm nhập trên bề mặt đối diện. Đến chu kỳ thứ 7, một vết nứt đã xuất hiện từ một vụ xâm nhập với một góc nhọn.
Bằng cách thử nghiệm với in-situ Quan sát, chúng tôi có thể xác định rằng các khoảng trống (ép đùn) xuất hiện cục bộ trong giai đoạn tải nén của chu kỳ đầu tiên, và các ép đùn / xâm nhập chịu trách nhiệm cho sự xuất hiện của vết nứt mỏi được hình thành do biến dạng lặp đi lặp lại của một số chu kỳ. Cơ chế cho sự hình thành này rõ ràng khác biệt với sự đùn / xâm nhập cơ bản đối với Cu số lượng lớn, hình thành trên bề mặt mẫu vật kết hợp với việc tự lắp ráp các trật khớp trong phần bên trong của vật liệu. Ngoài ra, nếu biến dạng có biên độ tương đương với cường độ được sử dụng trong các thử nghiệm này được áp dụng cho Cu (đơn tinh thể), sẽ xảy ra nhiều vết trượt, với các vết nứt mỏi phát sinh do va chạm giữa các dải trượt và dải biến dạng vĩ mô đi qua chúng; đối với mẫu vật được sử dụng trong thí nghiệm của chúng tôi, ngược lại, trượt phẳng chi phối biến dạng cho đến khi xuất hiện các vết nứt, lần đầu tiên xuất hiện ở cơ sở của sự xâm nhập. Do đó, kết quả của chúng tôi chỉ ra rõ ràng sự khác biệt đáng kể giữa các cơ chế chịu trách nhiệm hình thành các khuyết tật mỏi trong các mẫu vật liệu vi mô và vĩ mô.
Trong bài báo này, chúng tôi đã giới thiệu một phương pháp thử nghiệm nén theo chu kỳ căng thẳng với quan sát tại chỗ và áp dụng nó vào một cuộc điều tra các tinh thể đơn Cu để chứng minh tính tiện ích của nó trong việc mô tả tính chất cơ học của các mẫu vật liệu siêu thu nhỏ. Cải thiện sự hiểu biết về các cơ chế của sự mệt mỏi trong các vật liệu siêu thu nhỏ sẽ dẫn đến một tiến bộ to lớn không chỉ trong nghiên cứu học thuật mà còn trong thế giới công nghiệp. Trong hiện tượng mỏi, vết nứt bắt đầu chủ yếu từ bề mặt vật liệu, và do đó xử lý bề mặt (để loại bỏ các lớp được xử lý khi chế tạo mẫu vật) và tại chỗ các quan sát trong các bài kiểm tra là đặc biệt quan trọng. Đây là lý do tại sao các kỹ thuật FIB, các phương pháp xử lý bề mặt liên quan đến chúng và quan sát SEM đều đóng vai trò rất quan trọng. Ngoài ra, việc mô tả chính xác các tính chất cơ học của vật liệu vi mô và nano không chỉ phù hợp với sự hiểu biết về độ bền vật liệu, mà ngày càng trở nên cần thiết trong nhiều lĩnh vực để nghiên cứu các tính chất điện, phản ứng cơ học đối với điện sắt và các hiện tượng khác. Chúng tôi có mọi kỳ vọng rằng nhu cầu thử nghiệm cơ học với quan sát tại chỗ bên trong kính hiển vi điện tử sẽ ngày càng trở nên cấp bách hơn trong những năm tới.
