Atomistische Simulation tribologischer Elementarprozesse bei nanokristallinen Übergangsmetallen

Es werden Phänomene während der Deformation von nanokristallinen (nc) Übergangsmetallen untersucht, die unter bestimmten tribologischen Beanspruchungsszenarien auftreten. Hauptsächlich findet hierfür die Methodik der Molekulardynamik-Simulation (MD) Anwendung. Es werden mehrfach Vergleiche zu Experimenten hergestellt. Die Verallgemeinerung der Ergebnisse auf andere Metalle und Polykristalle, auch andere Längenskalen und Dehnraten, wird diskutiert. Es wird gezeigt, dass die Faltenbildung bei der Furchung einer glatten nc Metalloberfläche ohne geometrische Einschränkungen eine kristallplastische Ursache hat. Dies widerspricht bisherigen Berichten, die eine fluiddynamische Ursache angeben. In dieser Arbeit wird ein neues Modell eingeführt, mit welchem die polykristalline Grundstruktur hinsichtlich ihres Fließverhaltens differenziert wird. Damit wird erklärbar, warum Faltensenken mit Oberflächendefekten zusammenfallen. Das Modell projiziert das atomare Gleitsystem auf die Indenterschneide und erlaubt damit die Identifizierung von ""weichen"" und ""harten"" Körnern oder Zwillingen. Damit erhalten bisherige Theorien zur Faltenbildung, basierend auf kontinuumsmechanischen Mehrphasenmodellen, eine physikalisch nachvollziehbare Grundlage. Die Faltenstruktur auf atomarer Ebene zeigt frappierende Ähnlichkeit mit rasterkraftmikroskopischen (AFM) Furchungsexperimenten an mikrokristallinem Kupfer. Da der Ursprung des Faltungsvorgangs als kristallographisch angegeben wird, ist eine Verallgemeinerung auf metallische Polykristalle naheliegend. Falteneinschluss wird in Zusammenhang mit der Bildung von lamellaren Verschleißpartikeln gebracht. Bei der Reibung von puren nc Metalloberflächen dominieren Mechanismen der Kornvergröberung gegenüber denen der Kornfeinung. Bisherige Literaturberichte machten diesbezüglich heterogene Aussagen. Die extern aufgebrachte Scherung wird zunächst über Kristallgitterumorientierung, später über stark lokalisierte Nanoscherbänder (NSB) und optimal ausgerichtete Gleitsysteme akkomodiert. Eine Abwandlung von obigem Modell mit Projektion auf das Schersystem macht dies sichtbar. Der für die Kornfeinung wichtige Prozess der Kontinuierlichen Dynamischen Rekristallisation (CDRX) wird zum ersten Mal in situ auf atomarer Ebene sichtbar gemacht. Damit wird die Literaturvorstellung von der CDRX bestätigt, welche aus ex situ Analysen von tribologischen Experimenten gewonnen wurde. Die Untergrenze für das Operieren von CDRX wird auf eine Korngröße von etwa 5 nm herabgesetzt. Legierungspotentiale für Au-Ni-Co werden basierend auf Lösungsenthalpien entwickelt. Damit wird gezeigt, dass die Zugabe von bis zu 10 Atom-% Kobalt zu nc Gold zu keiner signifikanten Erhöhung der Scherfestigkeit führt, in Übereinstimmung mit experimentellen Ergebnissen und theoretischen Vorhersagen der Literatur. Kobalt scheint jedoch die Bildung von NSBs zu begünstigen. Außerdem wird verringerte Duktilität, Texturierung und Aufrauung bei Asperitenkollision beobachtet. Einzelne Deformationsmechanismen werden während der athermischen, homogenen Festkörperscherung von nc Gold manuell gezählt. Die relativen quantitativen Vorkommen sind nicht im Widerspruch zu theoretischen Vorhersagen der Literatur zu metallischen Polykristallen basierend auf Defektenergien. Trotz des bekannten Wechsels in den Deformationsmechanismen, könnten diese Vorhersagen damit auch Gültigkeit für Nanokristalle behalten. Es wird gezeigt, dass initiale Bruchstückbildung bei der einmaligen Kollision von metallischen Nanoasperiten nicht ohne geeignete nicht-metallische Oberflächenbelegung möglich ist. Entweder brechen keine Bruchstücke ab oder sie haften durch Metalladhäsion wieder an. Bruchstückbildung wird mit einem Wassermodell erzielt und nicht mit Alkanen. Es wird spekuliert, ob die Ursache dafür eine tensidische Wirkung der Oberflächenbelegung auf abreißende Asperitenbrücken ist. In einem Exkurs werden die Parameter eines einfachen, kontinuumsmechanischen, elastoviskoplastischen Materialmodells jeweils an eine Nanoindentation in nc Gold in MD-Simulation und Experiment angepasst. MD und Experiment unterscheiden sich hierbei um etwa 8 Größenordnungen (GO) in den Dehnraten und 2 GO in den Längenskalen. Die Nutzung der Modellparameter über die GO hinweg führt zu unterschiedlichen Spannungsantworten. Innerhalb der MD ist ein Transfer um 1 GO in der Länge und 2 GO in der Dehnrate möglich. Das nicht-idente Materialverhalten zwischen MD und Experiment wird hauptsächlich auf den Dehnratenunterschied zurückgeführt.

This thesis investigates phenomena that occur during tribological deformation of nanocrystalline (nc) transition metals. For this purpose, mainly Molecular Dynamics (MD) is applied. Where possible, comparisons to experiments are drawn. The generalization of the results to other metals, polycrystals and different length and time scales is discussed. It is shown that individual crystal plasticity induces fold formation during unconstrained surface plastic flow on nc metal surfaces. This is in contradiction to earlier reports, which give a fluid dynamical explanation. In this work, a new model is introduced that allows to differentiate the polycrystalline bulk structure regarding its plastic flow behaviour. It explains why fold sinks coincide with surface extending defects. The model projects the atomic glide system to the indenter edge and thus allows for the identification of ""soft"" and ""hard"" grains and twins. Hitherto continuum theories based on multiphase materials are provided with a physically comprehensable basis. Fold structures show remarkable similarity with atomic force microscopy (AFM) scratching experiments. Since the origin of fold formation is crystallographic, a generalization to polycrystals is obvious. Fold inclusion is brought into context with lamellar wear particle formation. During rubbing of pure nc metal surfaces, mechanisms of grain coarsening dominate over mechanisms of grain refinement. Earlier reports on this topic have provided inconsistent opinions. At first, the externally applied strain is accomodated by reorientation of crystal lattices, later by strongly localized nano shear bands (NSB) and optimally aligned glide systems. This is visualized using a modification of the above model. For the first time, the process of Continuous Dynamic Recrystallization (CDRX), which is important for grain refinement, is displayed in situ on the atomic scale. Thereby, the literature perception of CDRX, which was gained from ex situ analysis of tribological experiments, is confirmed. The lower bound for operation of CDRX is reduced to a grain size of about 5 nm. Alloy potentials for Au-Ni-Co are developed based on ethalpies of solution. It is shown that addition of 10 atomic-% of cobalt to nc gold does not induce a significant increase in shear strength, in agreement with experimental results and theoretical predictions from literature. However, cobalt seems to favour formation of NSBs. Moreover, reduced ductility and less texture formation and roughening is observed. Single deformation mechanisms are counted manually during athermal homogenuous bulk shear of nc gold. The relative quantitative occurances are not in contradiction with theoretical predictions from literature based on defect energies. Therefore, in spite of the known changes in deformation mechanisms, these predictions may still hold for nanocrystalline metals. It is shown that initial fragment formation during collision of metallic nanoasperities is not possible without suitable non-metallic surface overlayer. Either there is no breaking off of fragments or they directly re-adhere. Fragment formation is achieved using a simple water model, however, it was not possible with alcane lubrication. It is speculated, whether a surfactant effect of passivating molecules on tearing asperity bridges is neccessary. In an excursus, the parameters of a simple continuum-mechanical elasto viscoplastic material model are fitted using experiments and MD simulations of nanoindentation into a nc gold substrate. MD simulations and experiments differ by 8 orders of magnitude (OM) in strain rate and 2 OM in length scale. The use of model parameters across the OM leads to different stress responses of the material. However, a transfer of 1 OM in length and 2 OM in strain rate is possible within MD. The non-identical material behaviour is mainly traced back to the differences in strain rate.