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Caractérisation mécanique par flexion, nano- et macro-indentation de revêtements de SiC par PACVD micro-onde sur acier
Caract&isation mbcanique de rev6tements de Sic
Ann. Chim. Sci. Mat, 1998,23, pp. 891-898
CARACtiRISATION lM&XNIQUE PAR -ON, NANO- ET MACRO-INDRNTATION DE B PAR PACVD MICRO-ONDE SURACIER C. ANGELELISa,
M. DUCARROIRb,
E. FELDERa,
DE Sic
M. IGNATC, S. SCORDOb
8 CEMEF - Ecole des Mines de Paris - UMR 7635 CNRS, BP 207,06904 Sopbia-Antipolis cedex, France. b lMP - UPR 8521 CNRS - Universitk - 52, Avenue de Villeneuve, 66860 Perpignan, France. c LTPCM, URA 29 CNRS - ENSEEG - Domaine Universitaire, BP 75,38402 Saint Martin d’H&res, France. - Mechaaical Abstract SIC coatings 001 steel.
testing
by
bending,
nano-
and
macro-indentation
of
micro-wave
PACVD
Various Sic coatings were deposited on a steel substrate in a micro-wave plasma activated CVD device, then tested by a depth-sensing indentation instrument for measurement of their hardnefis and of their Young’s modulus. Tests by three-point bending and by Vickers and Rockwell C indentation yielded consistent results about their rupture aud &emnce properties. The mechanical origin of the damage patterns induced by indentation is discussed on the basis of a numerical simulation of the testing. par CVD Acti& par un Plasma R&urn6 - Diff&ents rev&ements de SIC sont &pods sur un sub&at d’tir (PACVD) micm-onde, puis test& par mum-indentation pour d&rminer leur dun%&et leur module d’Clasticit& Des essais de flexion sous MEB et de macmindentation Rockwell C et Vickers f&m&sent des r&~~ltats concordants sur leurs propri& de ~ptme et d’adh&ence. L’origine m&anique des faci& d’endommagement en indentation est d&cut& & partir de la simulation num&ique de I’essai. 1. lNTRODUCTION Dans ce travail, nous caract&isons les pmpri&% m&aniques de divers rev&ements Sic d&o& sur un substmt acier par PACVD micm-onde a lWe d’essais de nano-indentation, macro-Won et flexion trois points. Les conditions de tisation et l’btude de la microstmcture de ces d&&s sent d&&es de mani&e d&ill&e en [ 1.21et nous ne ferons ici que de brefs rappels. La tenue tianique de d&&s SCC a&Z &ud%e auparavant [3-51 par des essaisde flexion 3 points et 8 rayme (“scratch-test”). Ces essais n&essitent des moyens exp&imentaux assez peu courants et sp&itiques. En outre, la r&lisation des &~rouvettes de flexion est d&cate et la pm&lure d’essai assez contraignante (cf. ci-apti). Enfin, on connait ma1 ie champ de contra&e induit par l’essai & rayure et son calcul est t&s difficile. Notre objectif est done de comparer les endommagements induits par l’essai de flexion et les essaisd’indentation Vickers et Rockwell C. L..es&ultats des essais d’indentation sent iuterpn%% 2 l’aide du cakul du champ de conirainte induit & partir des caradkistques &a.&ques et plastiques des &p&s et des substrats mesur&s par nano-indention et macm indentation Meyer.
Les d&&s ttudi& appartiennent a la famille des composb Si-C obtenus par PACVD (puissance 350 W) sur acier 35cD4 (4135 ou 35CrMo4) sous diff&entes conditions d’&bomtion (temp&ature du substrat Ts et d&it d’hydro&ne Dm) & paair de t&ram&hylsilane dilu& (0,05-O,;! l/h) dans l’argon (5,5 l/b) sous la &me pression (65 Pa) et temps (15 mn) de d+& [2]. Ils prbsentent diverses compositions et +aisseurs. Tii
B part : E. Fel&r, CEMEF - Fkole des Mines de Paris, BP 2Q7,06904 Sophia-Antipolis u&x, France.
C. Angelelis
Le Qbleau 1 r&apitule les valeurs des pamm&aes d’&boration de ces films et leurs caract&istiques. sont en forme de disque (6chantiUons r6f&enc& h4OA) ou de lamelle mince (&ha&Ions r~f&encts MOP). TABLEAU l’e$aisseur
1 - Conditions et caract&istiques des [email protected]: T, est la temp&ature du substrat, du d&p& Si/C le rapport des concentrations en masse de silicium et de carbone.
3. $XRACTFNSTIOUEB
et a/.
Les substrats
DHZ le d&bit d’hydrog&ne,
e
WOLOGIOUES
Des essais de nano-indentation
ont tti effect&s
sous tmis forces
10 - 50 et 100 mN.
On en d&Iuit
E1 et HI
,
module d’Young et dun% du film, en dt?pouillant les domx%s selon la m&bode d’oliver & Pharr [6] ; on effectue ensuite une correction pour prembe en compte la mauvaise estimation & l’aire de contact entre le mat&au et l’indenteur qui d&xule de cette m&hode [7] ; ceci conduit aux valeurs E2 et Hz consid&%% dam la suite de ce travail comme
le module
on peut estimer thermique (tableau. pas possible
d’Young
la contrainte
et la dud &idueUe
des films
[g]. A pti
de la valeur
dans le film thermo&stique
de EZ et de la temp&ature
ot,, due ?I fa diff&ence
Aa = 7.10m6 K-l que nous supposons identique en premi&re approximation pour tow La m&ode Cemef permet dgalement de calculer la wntrainte d’&mlement co des films. de mesurer
leur loi d’&xouissage
181, cet t+crouissage
est done consid&
comme
& wition
des coefftients
T,,
de dilatation les Chantillons Comme il n’est
nul.
TABLEAU 2 - Caract&istiques m&aniques des d&p& Et (E2) et HI (Hz) sont le module d’Young et la dun& d&&its des essais de nano-indentation interp&% selon la m&ode Oliirer & Pharr [Cemef), 00 la contrainte d’&oulement plastique et CQ, la valeur th&xique de la contrainte rtssiduelle d’origine tbermique
MOP7
1
147
17,5
II
155
19
10.3
1
-0,62
En ce qui coocerne les substrats, des essais d’indentation Meyer (indenteur sphCrique en acier) ont $alemeot & r&d&s, selon une proctsdure &rite par ailleurs [8]. Is dun%6 et le coefficient d’brouissage &s substrats dont le film a eti d&o& B 873 K sont notablement plus Clew% que la dun& et le coefficient d’timuissage des substrats dent le film a Cti d+x& a 673 K Qableau 3). La nauo-indentation et la macmdureti Vickers pratiqu6es SW les faces an&es repolies de.s &zhantillons confiint cette diff&ence de dureti. La mont& B 873 K (600°C) a produit un changement de structure du substrat acier; comme cette transformation s’est accumpagn6e d’une modification de volume, la valeur du tableau 2 pour La contra&e r&iduelle d’origine thermique oth est probablement enon& On y reporte aussi I’estimation de la nanwlureti H thtie deduite de la rhdologie d&en&& par les essais Meyer sous l’hypoth&se d’un frottement nul ou maximal [4]. Les valeurs utili&s pour la caract&isation en arhaence des films (exp&ience et simulation num&ique) sont celles du Bbleau 2 pour les d&&s et celles des essais Meyer (tableau 3) pour les subswats. Le coefficient ck Poisson est consid&ti Cgal B 0,3 dam tow les cas.
Caractbkation
mhcanique
de rev6tements
de Sic
893
TABLEAU 3 - Camct&istiques #ologiques d&em&&s par nan&ndentatioo et indentation Meyer et Vickers drs substrats (apds d&x%). Et et Hi sent le module d’Young et la dun& d&its des essais de nano-indentation in@nSs se1011la m&ode Oliver & Pharr, 01 et n les cara&&iques de la Ioi d’&rouissage d&&es d’essais de du& Meyer, H~ofie la valeur Worique de la nanodureti d&We de cette loi d’krouissage, Hv la dmete:Vickers.
~1 : diam&tm de l’indenteur sphtique utilis(s
a) Echantillons Equivalents 1 MOA5 673K-0 lJhdeH2
b) Echantillons Cquivalems & MOAl 673 K - 1 lib de Hz
c) Echantillons Equivalents a MOAl 1 873 K-O l/hdeHz
FIG. 1. - Influence des conditions d’daboration sur les endommagements induits par flexion : TABLEAU 4 - Contraintes de flexion initiant les divers endommagementc
* contra&e effective = @flexion) + 0th Ces essais&blent une mauvaise tisistance & la rupture et une faible adhtrence des d@ts obtenus ?I673 K saris appoa d’hydrogkne (films = MOAS) (fieure la). Une contminte de flexion faible bbleau 4) provoque dam les films MOPl-5-6 plusieurs endommagements simultads: fissuration et tillage man&. Les d&pats effect& B la m&w temp&atunz, mais avec un ajout dhydrog&ne (khantillon MOP3-2 = MOAl) ou a une temp&ture plus &levt?e (Bchantillons MOPi’-8-10 = MOAl 1) ont une tenue m&nique sup&ieure comme le montrent 1~ figures u Dans les deux cas, aucune perte d’adIb%we n’est observ&z avant le &but de plastication du substrat En owe, la tissuration primaire apptit pour un niveau plus 8ed de contra&: 481-464 MPa pour MOP7-8 contre 239-318 Mpa pour MOPl-S-6) ; la fissuration prima& des &chantillons MOP3 apparait 21un niveau encore plus Clew5 518 MPa; ce sont les Bchantillons MOW-8 qui p&went la meilleure adbhrence (tableau. En tenant compte des contraintes ksiduelles d’origine thermique ath, on voit quc la contrainte effwtive initiant la fissuration primaire des d+&s form& sous hydrogbne ii basse tempCrature est 4 fois plus importante que c&e relative aux d&&s saris hydmgbne: 200 MPa contre
894
50 MPa.
C. AngeCelis et al.
Lap valeurs
ConfiiquelaValeurde~
n6gatives
de la txntminte effective de fwuration primabe du d&p& f& estsluestimceetdevradtrerevueuMrieurement
B haute temp&mm
Ap&s indentation avec des indenteurs Viikers et Rockwell pour une large gamme de forces, les empreintes sont observ&s eo micmscopie cptique et les diff&utea d&rio&ons sont relev& (t%sumtion ou tillage). Les forces appliqu(ies vont de 0.25 N B 2500 N.
FIG. 2 - Influence des conditious d’&tboration sur l’aspect des indentations Vickers a) Echantillon MOA.5 (673 K - 0 IIh de Hz) (400 N) b) Edrantillon MOAl (673 K - 5 vh de Hz) (400 N) c) Echantillon MOAl 1 (873 K - 0 IIh de Hz) (400 N) d) Echantillon MOAl 1 (873 K - 0 l/h de HZ, (2.500 N) Les observations rejoignent celles effect&es lors des essais de flexion trois points: - Le. film +s~? B basse bmpthture et saris hyh&e (MOA.5) montre la plus faible n%istauce ?I la fssuration ou a la d&&&ion; l’&aillage dtbute pour une fora assezfaibie (30 N) et la surf= d&ouverte &end tout autour de l’empminte. Cette smi%ce ~~w~~~~ec k fom~appliqde. pour 400 N par exemple, une indentation Vickers pm&it une tr+s large ---[finwc. - Pour l’&hantillon MOAl d&post5P 673 K sous un flux d’hydrog&, l%caillage axnmence pour une force plus importaate (100 N). LX film se comporte comme un ma&au fragile et prod& de uombreuses fissures miiales qui s’&ndeut loin de la surface &ail&e Mjoure. Plus p&is&net& l’&aillage se pr&it tntre deux fmures mdiales condcutives et produit la figure “en &oile” p&s & l’indentation. Ceci suggiire que la fragiliti du film dt%mine son tillage.
Camctbrbation
mhcanique
de revhments
895
de SIC
Vickers LfMOAll
q
Rockwell 0.1
0.01 0.1
1
10
loo
loo0
moo
PO9 a) DSuition des diff6IrM.S pamdWs cafadristiws
b) Fissures radiales en iodentation Vidcers et Rockwell
1
1
0.1
0.01 ’ ’ 10
0.1
*,““’
a
“““’
100
““u loo0
0.01 N-tooo
0.1
Po\1)
1
10
loo
loo0
PW
c) Surface ecaillpn en indentation Viikers et Rodwell FIG. 3 - Evolution avec la fora P de l’endommagemcnt en in&nWon
Vickers d Rockwell dcs d&&s
loo00
896
C. hgelelis
et a/.
Pour cbaque &bantillon et chaque force appliqu&z hire de la surface &ail& et la longueur des fissures mdiales ont I$& mesur&s.Pour une indent&on Vickers, Lq est le diam&re du cucle dont la surface est celle de I’aire de I’empteinte plus l’aire d&couve&, Lf cst le diam& du cercle enveloppant lcs fissures radials. Pour une indentation Rockwell, de est le diamhe du cemle enveloppant la surface hill& et df est le diamhe du ce& incluant les fissures radiiales.La finun illustre ces pammhea. Lea donnent leur holution avec la force appliqu& P. Lea diffbtes d&&orations (tissmation et &ail@) zqpmisent pour des forces plus faibles en indentation Vickws qu’en indentation Rockwell @gures 3b-c). Deux explications peuvent &e donoh. Tout d’abord, la concentmtion de a~~traiutes qui s’eff&tue p&s des coins de la pymmi& Vickers est bien counue pour favoriser la fmuration radiale (Crzspeu de fissums mdiales sent obsuv&s sur lea empreintes Rockwell des &cbantillons MOA5 et 11).La~ikncraisonestI’inclioaison~trqque~tclafaa&lapyTami&VidrasparrapplnaU~ (- 200) quelle que soit la force, alors que le c&e a pointe sph&ique Rockwell p&&e une inclhison qui augmente de O~3Ooaveclaforce.chplusI’~~~I’indcn~aveclasurfacedu~estimpacant@luSI’indeotau:t “aigu~. plus les dommages m dans le film seront cot&d&&& nofamment B cause d%n bourn& plus impoctantLorsdespMniers~deI’~RochvelLI’intenleurapparaft~plPtpumattciauetiln’ya pas de &~ons dans le fib Ensuite. lomqu’oa d&asse la pointe anondie de I’indeWmr Rockwe& celui-ci apparalt comme plus sip cpw:l’imlenteur Viikms. Ce pihomhe se manhtfz dam l’~olntkm de8 hnguuus camc@&Ques (iissuration 00 &aillage) en fonction de la force. Cette holution se tit suivant une.loi puissance avec un exposant plus important dans le cas Ro&well qy dans le cas Viikmx (O&O,03 contm 0,52&O, 1). A cause du carx&e plus sip d: l’ind&eur Rockwe& la9 dh&hons kroluent done plus rapidement Cela est &ilement accent& par le fait que. pour P2 200 N, l’indentuu Rockwell a une p&&ration plus importante daas le mat&h que la pyramide Vickers. Auvudecescourbes,onpeutfamulerqudquesmmaquesghhles: - La fissuration radiale apparaTttoujoura avant 1’6caillage. Mais cette fissuration qui apparazt dans les premiers stades d: l’indentation Rockwell, peut totalement dispamh du fait de l’&aiUage qui intervient iomque l’indanteur continue 21 s’enfonceq c’est le cas de i’&hatillon MOA5 et, dans une moindre mesure, de l’&bantillon MOAl 1. - Pour une farce don&, les &WIIES radiaIes induites par les deux types d’indemeum, lomqu’elles existent, ont B peu p&s la m&me loagueur w. Par contre, la surface (ScaillCeest plus importante autour d’une indentation Rockwell qu’autour d’une indent&on Vickers (finure. En conclusion, on peut t&r deux types d’enseignement de cetk analyse: - L’essai Vickers semble plus int&essant pour csm&iser I’des films quc l’essai Rockwell. Ce r&&at est original et ne sembie pas avoir 196mendo& auparavaut. L’essai Vickers pr&ente en e&t l’avantage & bien dissocier I’apparition de3 fissumtions radish d de l’tillage, et ces deux d&riorations apparaissent plus pr&ocement. Les diff6-&wmportement~lesulms apparhmt plus nettement qu’avec l’essai Rockwell. - Des trois d&&s &&its, a&i de I’&4antillon MOAl I a saris aucun doute la meihre adhhnce ; de plus, c’est le film le plus ductile wmme le montre le faible niveau de fissuration r&ale. La fissuration radhle est la plus importante pour l’bhantillon MOAl, et le film semble ici &tre le plus fragile. Mais lea r&ultats de l’essai Vi&em montrent que ce film a une adh&ace &pdvalente 81celle de I’&antiilon NOA5, tout en pr&entant un compnWmen t totalement diffhntz Pour MOA5. l’aire hill& tad k former un ax& amour & cette empreinte. Pour MOAl, les &ailh sent s5pan% puisqu’elh appamisse& entm deux fissures m&ales. L’easai Rockwell met bieo en &vkhce la dB&ence d: co-t entre les deux films: pour MOA5,l’&aillage est t&s simiiaire & ceiui observh en Vickers, alors que pour MOAl l’hillage est extrthement faible et ne peut pas &re mesud (tirmre.
a) Echantillon MOAI (5 l/b de HZ, b) Echantilion MOA5 (0 l/b de Hz) FIG. 4 - Influence du d&it dbydmgbne sur l’aspect des indentations Rockwell h 400 N des d&i% effect&s a 673 K
Caract&isation
mkanique
de rev&ements
897
de SIC
5.3. La simulation num&ique des essais d’iwhtation a 6ti &We g&e au oxie de calcul par Uments finis FORGE 2@. Les champs de d&l acements et de conbaintes dans 1’6chantillon sent calcul& duxant la phttration d: I’indenteur en supposant un f rot&meat nul. La pyramide Viikers est nzpn%ent& par le cBne axisym&rique 6quivalent & MOAl et demi-angle au sommet 70,3O. Le.9 r&&tats p&euh cnncenmt les wntraintes, en surf&e dea t2cbantis MOAll, aprh uoe indentation & 50 N wJ), ils fourniasent des hdicaths inptnssantes SUTles modes d: ~ondcsfilmsLawndnaintedlFcaivepeseeteeestlasomme&lacon~induite~I’indentationct&la coatwint+~~themtique~(taMePu).Lcscontrai~sont~mfonction&ladistance~rctivisee parEerayonde~a,cenryan&contacttCantlaprojectionsurlasurfaoenominale&ladistsnrdclapbinte& I’iodentw au dunk point dt amtact indenteur-ntat&iau. Sur w fim la longueur exp6rimmtak des fissures radialesestrepo~.
limite de la fissuration radiale r/a = I .57 (vahr expbimwtale)
-1 -2 1 1.oo a) Echantillon MOAl(673 7
so*
1
I
L
2.00 rla K - 5 l/h de HZ), de dur& relative h = 13,4 1.50
2.50
3.00
(GM
6 5 4 3 2
limite de la fissuration radiale r/a = 1.15 (wlcur exp&immtale)
i 0 -1 -2 1.00
1.20
1.40
r/a ‘Xb0
1.80
b) Echantillon MOAll (873 K XI l/h de Hz). de duret6 relative li = 4.2 FIG. 5 - Evolution en surface des contra&es radiales a, et orthoradiales a++ avec la dice le rayon de contact) pour une force d’indentation de 50 N (h = dureti d&& sur dureti sub&rat)
2.00 radiale r&t&
r/a (a est
898
C. Angelelis et al.
La durett? impottante de la couche lit&e Ies d&formations plastiques sow I’indenteur. Le mode.de deterioration et la rdpartition des contraintes eatconditionnCe par la valeurde la dured relative 1: h=------ H(film) H(suhstrat) - A cause de la t&s fotte durttc relative de l’&tantiIIon MOAl (1 = 13,4), Ie film est fl&hi sur la surface du subs&at couri3& par sa d#rmation plastique. En corkquetrce (&Rg-&), une contraittte mdiale brr de traction t&s &v& (environ 6 GPa) apparaR au niveau du point de contact u= d&c&t ensuite tth mp&mcnt et devient compmssive pour un rapport r/a > 1.6. Pour r/a >2. crrr teste B peu p&s constante (-1.6 GPn). La contra&e ordmmdkle a++, est @letnmtt we tmetion p&s de la mm Q contact. Mais clle dktolt plus Ientemettt et devieat compressive pour da > fl. La comparaisott avec les obsetvatiotts exp6rimentaks suggtre qtte Ia fLsauratiott circulaite et I’kaiUage sottt induits par tme contra&e tmdiak en forte traction. La fiwration tadiak est favoris% par tme cotttrainte c&mt&aIe de traction supbieure dlO.5 GPa. ll faut signaler que la Iintite drs fissutes r&ales est pm&e de oelle tie Ia xone &s contraintes rndiales de traction. Ceci sugg&e bien une connexion entre la fissuration radiale et Eeailbtge, cotnme cela a i% obsed lam de 1’6tudc exp&imentale. - La dun& relative plus baase & I’&hantilIon MOAl1 (I = 4.2) induit un champ de contrainte t&s diff6rent pour Ie t&me niveau de force (femur,: Une contrainte o&w&ale de traction est n6enntoins prdsente; elk induit une fwsuration tadiak pour une valeur ddpwant 05 CPa Mais cette zone & contrainte ortbomdiale de traction est plus r&&e que dans le cas pet eEectivetttent I’&&atttillon MOAll p&+ztc peu de ftssuw m&ales. La contraintz tadiale, par contre, reste toujours cotttpressive et d&mitjuaqtt% -1.6 GPa. Si on se k&e au tnkanisme de dkollemmt par fIambage propod par hksball et Evans [9] Ies exp&memationa ont ntontrt? qw cette contrainte mdiale compressive ne sufllsait pas pour provoqua 1’6caillage du film. Ce t&&at confirme done la bonne temte de cc film d&j& observlseexp&imentalement par flexion.
6. CONCLUSlONS Entre Ies dew essais & flexion quasi statique et d%den&tion norrnaIe, il se d&gage un bon accotd: une temptrature de deposition plus 6levr?e favor&e I’adJx!nna du film De plus. sur Ia base de ces r&uItats, on peut dim gr pour uru apprwhe scmiquantiwive de I’~acc. I’cssai Vickcss semble plus in&want que I’essai Rwkwell (lissuratiorts radiala; plus &ettdw et plus pokoces). f&Ice a sa situplicit de mise en ceu~re, I’eaaai d’i nonnale se n%Ie done d’une grande utilid pour l’app&&ioa de la tenue mkanique des Nms minces. pattkatlikrettmnt s’il est combine wet une sitnttlntion nudrique qui pemtet & relier la taiIk et I’aspect dea endommsgemats B un champ de contraintes. Comme ceIa a ctc mend, la mtxl6liition numt%ique est un outil tr& int&asant pour comptwtdre a la fois le processusd’initiation des dommages et celui de leur extension. A tetme. on peut ea@r que cet outil petmettra d’&ablir un c&&e quantitatif de qualiticatlon de I’adb6tence des frlttts minces lt partir de I’essai d’indentation notmak.
[I] M. L.elogeais,M. Ducanuir, Thin Solid Films, 197 (1991) 257-267. [Z] S. Scordo, “Contribution lt I’&& de rev&ements dun SIC stir a&r ftar d6p& cbimique lt partir d’une Phase gazeuse acti& par un plasma micm-onde ou radloftiquence”. a Universiti & Per&urn (1995). 131 M. L.elogeais,M. Ducarroir, Surf. Coat. Techn.. 48 (1991) 121-129. (4) M. Ignat, M. Ducarmir. M. Lelogeais. Cl. Garden, Thin Solid Alms. 220 (1992) 271-276. [Sl M. Ramsey.H.W. Chandler, T.F. Page, Thin Solid Films, 201 (1991) 81-89. 161 W.C. Oliver, G.M. Pharr, “An impPavad technique for determJning hardness and elastic medulus using load and displacement sensing indentation experiments”, J. Mater. Res.. 7 (9) (1992) 1564-1583. 17) E. Felder, P. Naval, C. Aageleiis, ‘%ewetical study of tk indeatatlon of elastoplastic materials - Application to the interpretation of the data from depth-sensing indentation instruments”, Actes dcs hum&s Scientiliqua de la SecictL Trihologique de France,Nancy,SlRPR Eldheur Paris (1996) 191~201. [SI E. Felder, C. Angelellis. M. Dueanolu. hi. @at. P. Maw&, “Prop&& rmkaniquesdes films minces: Probl6matiqueset moyens de mesure”. Ann. Chim. Sci. Mat. 23 (1998) @sent atunh. [9I D.B. Marshall, AG. Evans.-Me awrement of adherenceof residually stressedtbia fdms by indentation I. Mechanics of interface &lamination “, Journal of Applied Physics, 56 (IO) (1984) 2632-2638.
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M. DUCARROIRb,
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testing
by
bending,
nano-
and
macro-indentation
of
micro-wave
PACVD
Various Sic coatings were deposited on a steel substrate in a micro-wave plasma activated CVD device, then tested by a depth-sensing indentation instrument for measurement of their hardnefis and of their Young’s modulus. Tests by three-point bending and by Vickers and Rockwell C indentation yielded consistent results about their rupture aud &emnce properties. The mechanical origin of the damage patterns induced by indentation is discussed on the basis of a numerical simulation of the testing. par CVD Acti& par un Plasma R&urn6 - Diff&ents rev&ements de SIC sont &pods sur un sub&at d’tir (PACVD) micm-onde, puis test& par mum-indentation pour d&rminer leur dun%&et leur module d’Clasticit& Des essais de flexion sous MEB et de macmindentation Rockwell C et Vickers f&m&sent des r&~~ltats concordants sur leurs propri& de ~ptme et d’adh&ence. L’origine m&anique des faci& d’endommagement en indentation est d&cut& & partir de la simulation num&ique de I’essai. 1. lNTRODUCTION Dans ce travail, nous caract&isons les pmpri&% m&aniques de divers rev&ements Sic d&o& sur un substmt acier par PACVD micm-onde a lWe d’essais de nano-indentation, macro-Won et flexion trois points. Les conditions de tisation et l’btude de la microstmcture de ces d&&s sent d&&es de mani&e d&ill&e en [ 1.21et nous ne ferons ici que de brefs rappels. La tenue tianique de d&&s SCC a&Z &ud%e auparavant [3-51 par des essaisde flexion 3 points et 8 rayme (“scratch-test”). Ces essais n&essitent des moyens exp&imentaux assez peu courants et sp&itiques. En outre, la r&lisation des &~rouvettes de flexion est d&cate et la pm&lure d’essai assez contraignante (cf. ci-apti). Enfin, on connait ma1 ie champ de contra&e induit par l’essai & rayure et son calcul est t&s difficile. Notre objectif est done de comparer les endommagements induits par l’essai de flexion et les essaisd’indentation Vickers et Rockwell C. L..es&ultats des essais d’indentation sent iuterpn%% 2 l’aide du cakul du champ de conirainte induit & partir des caradkistques &a.&ques et plastiques des &p&s et des substrats mesur&s par nano-indention et macm indentation Meyer.
Les d&&s ttudi& appartiennent a la famille des composb Si-C obtenus par PACVD (puissance 350 W) sur acier 35cD4 (4135 ou 35CrMo4) sous diff&entes conditions d’&bomtion (temp&ature du substrat Ts et d&it d’hydro&ne Dm) & paair de t&ram&hylsilane dilu& (0,05-O,;! l/h) dans l’argon (5,5 l/b) sous la &me pression (65 Pa) et temps (15 mn) de d+& [2]. Ils prbsentent diverses compositions et +aisseurs. Tii
B part : E. Fel&r, CEMEF - Fkole des Mines de Paris, BP 2Q7,06904 Sophia-Antipolis u&x, France.
C. Angelelis
Le Qbleau 1 r&apitule les valeurs des pamm&aes d’&boration de ces films et leurs caract&istiques. sont en forme de disque (6chantiUons r6f&enc& h4OA) ou de lamelle mince (&ha&Ions r~f&encts MOP). TABLEAU l’e$aisseur
1 - Conditions et caract&istiques des [email protected]: T, est la temp&ature du substrat, du d&p& Si/C le rapport des concentrations en masse de silicium et de carbone.
3. $XRACTFNSTIOUEB
et a/.
Les substrats
DHZ le d&bit d’hydrog&ne,
e
WOLOGIOUES
Des essais de nano-indentation
ont tti effect&s
sous tmis forces
10 - 50 et 100 mN.
On en d&Iuit
E1 et HI
,
module d’Young et dun% du film, en dt?pouillant les domx%s selon la m&bode d’oliver & Pharr [6] ; on effectue ensuite une correction pour prembe en compte la mauvaise estimation & l’aire de contact entre le mat&au et l’indenteur qui d&xule de cette m&hode [7] ; ceci conduit aux valeurs E2 et Hz consid&%% dam la suite de ce travail comme
le module
on peut estimer thermique (tableau. pas possible
d’Young
la contrainte
et la dud &idueUe
des films
[g]. A pti
de la valeur
dans le film thermo&stique
de EZ et de la temp&ature
ot,, due ?I fa diff&ence
Aa = 7.10m6 K-l que nous supposons identique en premi&re approximation pour tow La m&ode Cemef permet dgalement de calculer la wntrainte d’&mlement co des films. de mesurer
leur loi d’&xouissage
181, cet t+crouissage
est done consid&
comme
& wition
des coefftients
T,,
de dilatation les Chantillons Comme il n’est
nul.
TABLEAU 2 - Caract&istiques m&aniques des d&p& Et (E2) et HI (Hz) sont le module d’Young et la dun& d&&its des essais de nano-indentation interp&% selon la m&ode Oliirer & Pharr [Cemef), 00 la contrainte d’&oulement plastique et CQ, la valeur th&xique de la contrainte rtssiduelle d’origine tbermique
MOP7
1
147
17,5
II
155
19
10.3
1
-0,62
En ce qui coocerne les substrats, des essais d’indentation Meyer (indenteur sphCrique en acier) ont $alemeot & r&d&s, selon une proctsdure &rite par ailleurs [8]. Is dun%6 et le coefficient d’brouissage &s substrats dont le film a eti d&o& B 873 K sont notablement plus Clew% que la dun& et le coefficient d’timuissage des substrats dent le film a Cti d+x& a 673 K Qableau 3). La nauo-indentation et la macmdureti Vickers pratiqu6es SW les faces an&es repolies de.s &zhantillons confiint cette diff&ence de dureti. La mont& B 873 K (600°C) a produit un changement de structure du substrat acier; comme cette transformation s’est accumpagn6e d’une modification de volume, la valeur du tableau 2 pour La contra&e r&iduelle d’origine thermique oth est probablement enon& On y reporte aussi I’estimation de la nanwlureti H thtie deduite de la rhdologie d&en&& par les essais Meyer sous l’hypoth&se d’un frottement nul ou maximal [4]. Les valeurs utili&s pour la caract&isation en arhaence des films (exp&ience et simulation num&ique) sont celles du Bbleau 2 pour les d&&s et celles des essais Meyer (tableau 3) pour les subswats. Le coefficient ck Poisson est consid&ti Cgal B 0,3 dam tow les cas.
Caractbkation
mhcanique
de rev6tements
de Sic
893
TABLEAU 3 - Camct&istiques #ologiques d&em&&s par nan&ndentatioo et indentation Meyer et Vickers drs substrats (apds d&x%). Et et Hi sent le module d’Young et la dun& d&its des essais de nano-indentation in@nSs se1011la m&ode Oliver & Pharr, 01 et n les cara&&iques de la Ioi d’&rouissage d&&es d’essais de du& Meyer, H~ofie la valeur Worique de la nanodureti d&We de cette loi d’krouissage, Hv la dmete:Vickers.
~1 : diam&tm de l’indenteur sphtique utilis(s
a) Echantillons Equivalents 1 MOA5 673K-0 lJhdeH2
b) Echantillons Cquivalems & MOAl 673 K - 1 lib de Hz
c) Echantillons Equivalents a MOAl 1 873 K-O l/hdeHz
FIG. 1. - Influence des conditions d’daboration sur les endommagements induits par flexion : TABLEAU 4 - Contraintes de flexion initiant les divers endommagementc
* contra&e effective = @flexion) + 0th Ces essais&blent une mauvaise tisistance & la rupture et une faible adhtrence des d@ts obtenus ?I673 K saris appoa d’hydrogkne (films = MOAS) (fieure la). Une contminte de flexion faible bbleau 4) provoque dam les films MOPl-5-6 plusieurs endommagements simultads: fissuration et tillage man&. Les d&pats effect& B la m&w temp&atunz, mais avec un ajout dhydrog&ne (khantillon MOP3-2 = MOAl) ou a une temp&ture plus &levt?e (Bchantillons MOPi’-8-10 = MOAl 1) ont une tenue m&nique sup&ieure comme le montrent 1~ figures u Dans les deux cas, aucune perte d’adIb%we n’est observ&z avant le &but de plastication du substrat En owe, la tissuration primaire apptit pour un niveau plus 8ed de contra&: 481-464 MPa pour MOP7-8 contre 239-318 Mpa pour MOPl-S-6) ; la fissuration prima& des &chantillons MOP3 apparait 21un niveau encore plus Clew5 518 MPa; ce sont les Bchantillons MOW-8 qui p&went la meilleure adbhrence (tableau. En tenant compte des contraintes ksiduelles d’origine thermique ath, on voit quc la contrainte effwtive initiant la fissuration primaire des d+&s form& sous hydrogbne ii basse tempCrature est 4 fois plus importante que c&e relative aux d&&s saris hydmgbne: 200 MPa contre
894
50 MPa.
C. AngeCelis et al.
Lap valeurs
ConfiiquelaValeurde~
n6gatives
de la txntminte effective de fwuration primabe du d&p& f& estsluestimceetdevradtrerevueuMrieurement
B haute temp&mm
Ap&s indentation avec des indenteurs Viikers et Rockwell pour une large gamme de forces, les empreintes sont observ&s eo micmscopie cptique et les diff&utea d&rio&ons sont relev& (t%sumtion ou tillage). Les forces appliqu(ies vont de 0.25 N B 2500 N.
FIG. 2 - Influence des conditious d’&tboration sur l’aspect des indentations Vickers a) Echantillon MOA.5 (673 K - 0 IIh de Hz) (400 N) b) Edrantillon MOAl (673 K - 5 vh de Hz) (400 N) c) Echantillon MOAl 1 (873 K - 0 IIh de Hz) (400 N) d) Echantillon MOAl 1 (873 K - 0 l/h de HZ, (2.500 N) Les observations rejoignent celles effect&es lors des essais de flexion trois points: - Le. film +s~? B basse bmpthture et saris hyh&e (MOA.5) montre la plus faible n%istauce ?I la fssuration ou a la d&&&ion; l’&aillage dtbute pour une fora assezfaibie (30 N) et la surf= d&ouverte &end tout autour de l’empminte. Cette smi%ce ~~w~~~~ec k fom~appliqde. pour 400 N par exemple, une indentation Vickers pm&it une tr+s large ---[finwc. - Pour l’&hantillon MOAl d&post5P 673 K sous un flux d’hydrog&, l%caillage axnmence pour une force plus importaate (100 N). LX film se comporte comme un ma&au fragile et prod& de uombreuses fissures miiales qui s’&ndeut loin de la surface &ail&e Mjoure. Plus p&is&net& l’&aillage se pr&it tntre deux fmures mdiales condcutives et produit la figure “en &oile” p&s & l’indentation. Ceci suggiire que la fragiliti du film dt%mine son tillage.
Camctbrbation
mhcanique
de revhments
895
de SIC
Vickers LfMOAll
q
Rockwell 0.1
0.01 0.1
1
10
loo
loo0
moo
PO9 a) DSuition des diff6IrM.S pamdWs cafadristiws
b) Fissures radiales en iodentation Vidcers et Rockwell
1
1
0.1
0.01 ’ ’ 10
0.1
*,““’
a
“““’
100
““u loo0
0.01 N-tooo
0.1
Po\1)
1
10
loo
loo0
PW
c) Surface ecaillpn en indentation Viikers et Rodwell FIG. 3 - Evolution avec la fora P de l’endommagemcnt en in&nWon
Vickers d Rockwell dcs d&&s
loo00
896
C. hgelelis
et a/.
Pour cbaque &bantillon et chaque force appliqu&z hire de la surface &ail& et la longueur des fissures mdiales ont I$& mesur&s.Pour une indent&on Vickers, Lq est le diam&re du cucle dont la surface est celle de I’aire de I’empteinte plus l’aire d&couve&, Lf cst le diam& du cercle enveloppant lcs fissures radials. Pour une indentation Rockwell, de est le diamhe du cemle enveloppant la surface hill& et df est le diamhe du ce& incluant les fissures radiiales.La finun illustre ces pammhea. Lea donnent leur holution avec la force appliqu& P. Lea diffbtes d&&orations (tissmation et &ail@) zqpmisent pour des forces plus faibles en indentation Vickws qu’en indentation Rockwell @gures 3b-c). Deux explications peuvent &e donoh. Tout d’abord, la concentmtion de a~~traiutes qui s’eff&tue p&s des coins de la pymmi& Vickers est bien counue pour favoriser la fmuration radiale (Crzspeu de fissums mdiales sent obsuv&s sur lea empreintes Rockwell des &cbantillons MOA5 et 11).La~ikncraisonestI’inclioaison~trqque~tclafaa&lapyTami&VidrasparrapplnaU~ (- 200) quelle que soit la force, alors que le c&e a pointe sph&ique Rockwell p&&e une inclhison qui augmente de O~3Ooaveclaforce.chplusI’~~~I’indcn~aveclasurfacedu~estimpacant@luSI’indeotau:t “aigu~. plus les dommages m dans le film seront cot&d&&& nofamment B cause d%n bourn& plus impoctantLorsdespMniers~deI’~RochvelLI’intenleurapparaft~plPtpumattciauetiln’ya pas de &~ons dans le fib Ensuite. lomqu’oa d&asse la pointe anondie de I’indeWmr Rockwe& celui-ci apparalt comme plus sip cpw:l’imlenteur Viikms. Ce pihomhe se manhtfz dam l’~olntkm de8 hnguuus camc@&Ques (iissuration 00 &aillage) en fonction de la force. Cette holution se tit suivant une.loi puissance avec un exposant plus important dans le cas Ro&well qy dans le cas Viikmx (O&O,03 contm 0,52&O, 1). A cause du carx&e plus sip d: l’ind&eur Rockwe& la9 dh&hons kroluent done plus rapidement Cela est &ilement accent& par le fait que. pour P2 200 N, l’indentuu Rockwell a une p&&ration plus importante daas le mat&h que la pyramide Vickers. Auvudecescourbes,onpeutfamulerqudquesmmaquesghhles: - La fissuration radiale apparaTttoujoura avant 1’6caillage. Mais cette fissuration qui apparazt dans les premiers stades d: l’indentation Rockwell, peut totalement dispamh du fait de l’&aiUage qui intervient iomque l’indanteur continue 21 s’enfonceq c’est le cas de i’&hatillon MOA5 et, dans une moindre mesure, de l’&bantillon MOAl 1. - Pour une farce don&, les &WIIES radiaIes induites par les deux types d’indemeum, lomqu’elles existent, ont B peu p&s la m&me loagueur w. Par contre, la surface (ScaillCeest plus importante autour d’une indentation Rockwell qu’autour d’une indent&on Vickers (finure. En conclusion, on peut t&r deux types d’enseignement de cetk analyse: - L’essai Vickers semble plus int&essant pour csm&iser I’des films quc l’essai Rockwell. Ce r&&at est original et ne sembie pas avoir 196mendo& auparavaut. L’essai Vickers pr&ente en e&t l’avantage & bien dissocier I’apparition de3 fissumtions radish d de l’tillage, et ces deux d&riorations apparaissent plus pr&ocement. Les diff6-&wmportement~lesulms apparhmt plus nettement qu’avec l’essai Rockwell. - Des trois d&&s &&its, a&i de I’&4antillon MOAl I a saris aucun doute la meihre adhhnce ; de plus, c’est le film le plus ductile wmme le montre le faible niveau de fissuration r&ale. La fissuration radhle est la plus importante pour l’bhantillon MOAl, et le film semble ici &tre le plus fragile. Mais lea r&ultats de l’essai Vi&em montrent que ce film a une adh&ace &pdvalente 81celle de I’&antiilon NOA5, tout en pr&entant un compnWmen t totalement diffhntz Pour MOA5. l’aire hill& tad k former un ax& amour & cette empreinte. Pour MOAl, les &ailh sent s5pan% puisqu’elh appamisse& entm deux fissures m&ales. L’easai Rockwell met bieo en &vkhce la dB&ence d: co-t entre les deux films: pour MOA5,l’&aillage est t&s simiiaire & ceiui observh en Vickers, alors que pour MOAl l’hillage est extrthement faible et ne peut pas &re mesud (tirmre.
a) Echantillon MOAI (5 l/b de HZ, b) Echantilion MOA5 (0 l/b de Hz) FIG. 4 - Influence du d&it dbydmgbne sur l’aspect des indentations Rockwell h 400 N des d&i% effect&s a 673 K
Caract&isation
mkanique
de rev&ements
897
de SIC
5.3. La simulation num&ique des essais d’iwhtation a 6ti &We g&e au oxie de calcul par Uments finis FORGE 2@. Les champs de d&l acements et de conbaintes dans 1’6chantillon sent calcul& duxant la phttration d: I’indenteur en supposant un f rot&meat nul. La pyramide Viikers est nzpn%ent& par le cBne axisym&rique 6quivalent & MOAl et demi-angle au sommet 70,3O. Le.9 r&&tats p&euh cnncenmt les wntraintes, en surf&e dea t2cbantis MOAll, aprh uoe indentation & 50 N wJ), ils fourniasent des hdicaths inptnssantes SUTles modes d: ~ondcsfilmsLawndnaintedlFcaivepeseeteeestlasomme&lacon~induite~I’indentationct&la coatwint+~~themtique~(taMePu).Lcscontrai~sont~mfonction&ladistance~rctivisee parEerayonde~a,cenryan&contacttCantlaprojectionsurlasurfaoenominale&ladistsnrdclapbinte& I’iodentw au dunk point dt amtact indenteur-ntat&iau. Sur w fim la longueur exp6rimmtak des fissures radialesestrepo~.
limite de la fissuration radiale r/a = I .57 (vahr expbimwtale)
-1 -2 1 1.oo a) Echantillon MOAl(673 7
so*
1
I
L
2.00 rla K - 5 l/h de HZ), de dur& relative h = 13,4 1.50
2.50
3.00
(GM
6 5 4 3 2
limite de la fissuration radiale r/a = 1.15 (wlcur exp&immtale)
i 0 -1 -2 1.00
1.20
1.40
r/a ‘Xb0
1.80
b) Echantillon MOAll (873 K XI l/h de Hz). de duret6 relative li = 4.2 FIG. 5 - Evolution en surface des contra&es radiales a, et orthoradiales a++ avec la dice le rayon de contact) pour une force d’indentation de 50 N (h = dureti d&& sur dureti sub&rat)
2.00 radiale r&t&
r/a (a est
898
C. Angelelis et al.
La durett? impottante de la couche lit&e Ies d&formations plastiques sow I’indenteur. Le mode.de deterioration et la rdpartition des contraintes eatconditionnCe par la valeurde la dured relative 1: h=------ H(film) H(suhstrat) - A cause de la t&s fotte durttc relative de l’&tantiIIon MOAl (1 = 13,4), Ie film est fl&hi sur la surface du subs&at couri3& par sa d#rmation plastique. En corkquetrce (&Rg-&), une contraittte mdiale brr de traction t&s &v& (environ 6 GPa) apparaR au niveau du point de contact u= d&c&t ensuite tth mp&mcnt et devient compmssive pour un rapport r/a > 1.6. Pour r/a >2. crrr teste B peu p&s constante (-1.6 GPn). La contra&e ordmmdkle a++, est @letnmtt we tmetion p&s de la mm Q contact. Mais clle dktolt plus Ientemettt et devieat compressive pour da > fl. La comparaisott avec les obsetvatiotts exp6rimentaks suggtre qtte Ia fLsauratiott circulaite et I’kaiUage sottt induits par tme contra&e tmdiak en forte traction. La fiwration tadiak est favoris% par tme cotttrainte c&mt&aIe de traction supbieure dlO.5 GPa. ll faut signaler que la Iintite drs fissutes r&ales est pm&e de oelle tie Ia xone &s contraintes rndiales de traction. Ceci sugg&e bien une connexion entre la fissuration radiale et Eeailbtge, cotnme cela a i% obsed lam de 1’6tudc exp&imentale. - La dun& relative plus baase & I’&hantilIon MOAl1 (I = 4.2) induit un champ de contrainte t&s diff6rent pour Ie t&me niveau de force (femur,: Une contrainte o&w&ale de traction est n6enntoins prdsente; elk induit une fwsuration tadiak pour une valeur ddpwant 05 CPa Mais cette zone & contrainte ortbomdiale de traction est plus r&&e que dans le cas pet eEectivetttent I’&&atttillon MOAll p&+ztc peu de ftssuw m&ales. La contraintz tadiale, par contre, reste toujours cotttpressive et d&mitjuaqtt% -1.6 GPa. Si on se k&e au tnkanisme de dkollemmt par fIambage propod par hksball et Evans [9] Ies exp&memationa ont ntontrt? qw cette contrainte mdiale compressive ne sufllsait pas pour provoqua 1’6caillage du film. Ce t&&at confirme done la bonne temte de cc film d&j& observlseexp&imentalement par flexion.
6. CONCLUSlONS Entre Ies dew essais & flexion quasi statique et d%den&tion norrnaIe, il se d&gage un bon accotd: une temptrature de deposition plus 6levr?e favor&e I’adJx!nna du film De plus. sur Ia base de ces r&uItats, on peut dim gr pour uru apprwhe scmiquantiwive de I’~acc. I’cssai Vickcss semble plus in&want que I’essai Rwkwell (lissuratiorts radiala; plus &ettdw et plus pokoces). f&Ice a sa situplicit de mise en ceu~re, I’eaaai d’i nonnale se n%Ie done d’une grande utilid pour l’app&&ioa de la tenue mkanique des Nms minces. pattkatlikrettmnt s’il est combine wet une sitnttlntion nudrique qui pemtet & relier la taiIk et I’aspect dea endommsgemats B un champ de contraintes. Comme ceIa a ctc mend, la mtxl6liition numt%ique est un outil tr& int&asant pour comptwtdre a la fois le processusd’initiation des dommages et celui de leur extension. A tetme. on peut ea@r que cet outil petmettra d’&ablir un c&&e quantitatif de qualiticatlon de I’adb6tence des frlttts minces lt partir de I’essai d’indentation notmak.
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