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.