Спросить
Войти
УДК 621.789.620.18
Влияние кривизны кристаллической решетки на иерархию масштабов деформационных дефектов и характер пластического течения металлических материалов
В.Е. Панин1,2,3, А.В. Панин1,2, О.Б. Перевалова1, И.А. Шулепов1, И.В. Власов1
Показано, что кривизна кристаллической решетки является ответственной за иерархию масштабов деформационных дефектов на нано-, микро-, мезо- и макроструктурных уровнях в деформируемом твердом теле. В основе генерации всех типов деформационных дефектов лежит механизм структурных трансформаций. Кристаллическая решетка играет роль кристалла-поляризатора потоков деформационных дефектов. На начальной стадии пластической деформации кривизна возникает в междоузлиях решетки и она генерирует наномасштабные дефекты толщиной 1-2 нм. Увеличение кривизны выдавливает наномасштабные дефекты с образованием дислокаций. Самой простой схемой поляризации является мартенситная деформация. С увеличением деформирующего напряжения в поляризаторе открываются новые каналы. Возникают деформационные дефекты более крупных масштабов. Нарушение перекрытия электронных оболочек генерирует трещины. Развитие трещин обусловливает разрушение материала. Если созданы условия деформации только на наномасштабном уровне, когда функционирует только механизм структурной трансформации, пластическое течение осуществляется сверхпластически. Рассмотрена специфика деформации неравновесных а- и Р-фаз в сплаве Ti-6Al-4V. Эта специфика связана с неравновесным наличием ванадия в а-фазе и наличием алюминия в Р-фазе.
DOI 10.24411/1683-805X-2020-14001
Effect of lattice curvature on the hierarchy of scales of deformation defects and on plastic flow in metallic materials
V.E. Panin1,2,3, A.V. Panin1,2, O.B. Perevalova1, I.A. Shulepov1, and I.V. Vlasov1
Lattice curvature is shown to be responsible for the hierarchy of scales of deformation defects at the nano-, micro-, meso- and macrostructural levels in a deformable solid. The generation of all types of deformation defects occurs by the mechanism of structural transformations. The crystal lattice acts as a crystal polarizer for the flux of deformation defects. Curvature appears at the initial stage of plastic deformation at lattice interstices and gives rise to nanoscale defects 12 nm thick. As the curvature increases, the nanoscale defects are expelled with the formation of dislocations. The simplest polarization scheme is martensitic deformation. An increase in the deforming stress causes the opening of new channels in the polarizer. Deformation defects of a larger scale are formed. Changes in the overlap of electron shells induce cracks. Cracking causes fracture of the material. If the conditions for deformation are satisfied only at the nanoscale level, when only the mechanism of structural transformation is functioning, the plastic flow is superplastic. The deformation behavior of nonequilibrium а and Р phases in Ti-6Al-4V alloy is studied. Its specificity is associated with the nonequilib-rium presence of vanadium in the а phase and the presence of aluminum in the Р phase.
© Панин В.Е., Панин А.В., Перевалова О.Б., Шулепов И.А., Власов И.В., 2020
Рис. 1. Кривые плотности электронных состояний Ы(Е) в диапазоне энергий 0-100 (а) и 540-740 эВ (б) стали 10Г2ФБЮ: в исходном состоянии (7) и после поперечно-винтовой прокатки при Т = 850 °С (2)
До сих пор пластичность и прочность твердых тел описывались в иерархии масштабов деформационных дефектов на микро-, мезо- и макроуровнях. Это было корректно в трансляционно-инвари-антных кристаллах. В реальных условиях пластической деформации возникает кривизна кристаллической решетки, которая обусловливает расширение спектра деформационных дефектов. Благодаря кривизне решетки возникает новый класс деформационных дефектов, связанных со структурной трансформацией. Принципиально важный экспериментальный результат получен в [1]. Создание кривизны решетки низколегированной стали смещает низкоэнергетические электроны в область межузельных структурных состояний, и там они могут экранировать новые межузельные деформационные дефекты (рис. 1). Поскольку кривизна решетки непрерывно изменяется, то структурные трансформации могут происходить на на-номасштабном уровне и быть подвижными. Таким образом, логично полагать, что структурные трансформации будут генерировать подвижные нано-масштабные деформационные дефекты. Такие меж-узельные наномасштабные мезоскопические структурные состояния описывались в ряде работ [1-7]. Но они представлялись как неподвижные дефекты. Так, в титановом сплаве Т1-6Л1-4У в результате ультразвуковой обработки поверхностного слоя или воздействия на него электронным пучком возникали протяженные полосы очень мелких дефектов толщиной каждый несколько нанометров (рис. 2) [2]. Это наномасштабные деформационные дефекты, которые связаны с кривизной кристаллической решетки и дают вклад в пластическое течение. Они образуются механизмом структурной трансформации и в литературе мало описаны.
В настоящей работе показано, как образуются наномасштабные деформационные дефекты и как они могут давать значительный вклад в пластическую деформацию.
Титановый сплав Т1-6Л1-4У (ВТ6) обладает тем преимуществом, что его две фазы а и р сильно отличаются своей структурой и пространственно разделены. Гексагональная структура а-фазы построена на Б-р-электронах сферической симметрии и легко перестраивается в пространстве. ОЦК-структура р-фазы построена на пространственно ориентированных орбиталях ё-электронов и имеет очень высокую устойчивость. Это позволяет проРис. 2. Светлопольное изображение пластин а&-Т1, сформированных в пластинах а-Т на глубине 70 мкм от поверхности титанового сплава Т1-6Л1-4У, подвергнутого ультразвуковой обработке
следить влияние кривизны кристаллической решетки на механическое поведение материалов различной структуры, которые деформируются в одинаковых условиях. Тем самым имеется возможность выявить характер самосогласования их пластического течения. И оказывается, что роль кривизны решетки является определяющей в этом самосогласовании благодаря структурной трансформации.
Исходный сплав был поставлен в прутках 040 мм. Прутки сплава подвергали поперечно-винтовой прокатке на трехвалковом министане РСП 14-40 при температуре T = 1000 °C, что было выше температуры полиморфного превращения. Таким образом, легирующие элементы Al и V были растворены в ОЦК твердом растворе. При закалке сплава, когда он проходил температуру полиморфного превращения, алюминий должен был сменить решетку на ГПУ, а ванадий выйти из нее. Из ОЦК-решетки ß-фазы должен был выйти алюминий, а он частично там остается. Таким образом были созданы неравновесные а- и ß-фазы: в а-фазе сохранялся остаточный ванадий, в ß-фазе — остаточный алюминий. Во всем объеме сплава создавалась кривизна кристаллической решетки.
Алюминий нарушает трансляционную инвариантность структуры ß-фазы. Атомы ванадия рассеивают s-p электроны алюминия, уменьшая их вклад в межатомную связь. Необходимо было выявить самосогласование пластической деформации такого сплава.
Для проведения механических испытаний из прокатанных поперечно-винтовой прокаткой прутков методом электроискровой резки изготавливали образцы Шарпи размером 7 х 7 х 55 мм3 с V-об-разным надрезом. Ударную вязкость определяли при температурах в интервале от +20 до -70 °C на автоматизированном маятниковом копре Instron 450MPX с инструментированным бойком. Механические испытания образцов на одноосное растяжение выполняли на универсальной электромеханической испытательной машине Instron 5582 со скоростью 5 • 10-4 с-1 при комнатной температуре. Образцы в форме двойных лопаток с площадью поперечного сечения 3 х 1 мм2 и длиной рабочей части 15 мм вырезали на электроискровом станке. Фазовый состав образцов ВТ6, параметры кристаллической решетки а-Ti, объемную долю ß-фа-зы, полные среднеквадратичные смещения атомов вдоль направления 002 определяли методом рентгеноструктурного анализа с использованием ди-фрактометра Shimadzu XRD-6000.
Методами просвечивающей электронной микроскопии на микроскопе JEM 2100 исследовали микроструктуру и фазовый состав образцов ВТ6. Морфологию пластической деформации исследовали профилометром NewView 6200.
Как видно на рис. 1, низкоэнергетические электроны электронно-энергетического спектра малолегированной стали в результате поперечно-винтовой прокатки сместились в междоузлия. Это означает, что в междоузлиях появились структурные состояния, которые необходимо экранировать электронным газом. Такие электронные состояния создавали ультразвуком и электронно-пучковыми воздействиями в работе [2]. Но это было в тонком поверхностном слое. В настоящей работе кривизна кристаллической решетки создана во всем объеме материала, и она вызвала изменение электронно-энергетического спектра.
Очень важно, что смещаются только низкоэнергетические электроны, а высокоэнергетические электроны остаются на месте (рис. 1, б). Это означает, что устойчивость среды с кривизной решетки сохраняется. Появляется в ней только новый тип деформационных дефектов на наномас-штабном структурном уровне, которые очень чувствительны к кривизне кристаллической решетки.
На рис. 3 приведены результаты электронно-микроскопического исследования структуры сплава ВТ6 при измерении низкотемпературной ударной вязкости в исходном состоянии и после поперечно-винтовой прокатки при 1000 °C. Низкотемпературная ударная вязкость представлена в интервале температур от +20 до -70 °C. Видно, что при низких температурах исходный сплав имеет вязкохрупкий излом. Сплав, обработанный поперечно-винтовой прокаткой при T = 1000 °C, имеет вязкое разрушение. Причем при T = -70 °C динамические ротации вязкого разрушения достигают размеров 100 мкм. Подчеркнем, что в основе такого вязкого разрушения лежат созданная поперечно-винтовой прокаткой при T = 1000 °C кривизна кристаллической решетки и связанный с ней механизм структурной трансформации.
Рис. 3. Низкотемпературные фрактограммы разрушения при температурах +20, -40, -70 °С исходного сплава ВТ6 (а-в) и после поперечной винтовой прокатки при Т = 1000 °С (2-е), вихревая структура турбулентного течения при ударном разрушении при Т = -70 °С
Все представленные на рис. 3, г-е дефекты образованы механизмом структурной трансформации. Начинается этот процесс со схемы, представленной на рис. 2, и затем развивается в схему рис. 3, г-е вместе с эволюцией кристаллической решетки. Кривизна решетки во всем объеме сплава ВТ6 и структурная трансформация обусловили развитие в сплаве только наномасштабного механизма пластической деформации и отсутствие дислокационного пластического течения. Это специфика поперечно-винтовой прокатки сплава ВТ6 при Т = 1000 °С, которая устраняет трансляционную инвариантность в материале. Крупные динамические ротации в наномасштабной субструктуре создают структурную турбулентность пластической деформации.
Результаты измерения ударной вязкости сплава ВТ6 после различной температуры поперечно-винтовой прокатки в области температуры полиморфного превращения 850-1000 °С представлены на рис. 4. Приведены кривые «нагрузка - прогиб образца» вплоть до его разрушения. Площадь под такими кривыми характеризует энергию разрушения.
Как видно на рис. 4, все кривые поперечно-винтовой прокатки дают группу близких значений
Рис. 4. Кривые «нагрузка - прогиб образца» исследованных образцов ВТ6 в исходном состоянии (1) и при различных температурах поперечно-винтовой прокатки: 850 (2), 900 (3), 950 (4), 1000 °С (5). Т = 20 (а), -40 (б), -70 °С (в)
Рис. 5. Сложная траектория пластины мартенситной фазы на поверхности ударного разрушения при Т= -70 °С (а); изменение знака ротационной моды мартенситной фазы при ударном разрушении при Т= -70 °С (б); самоорганизация вихревых компонент ) мартенситной фазы с разным знаком поворота (в)
ударной вязкости при различных температурах, кроме Т = 1000 °С. Выделяется кривая 5, при которой создаются неравновесные а- и Р-фазы. В этом случае энергия разрушения сплава при поперечно-винтовой прокатке возрастает кратно. Это эффект нарушения трансляционной инвариантности в упорядоченных фазах а и р.
Наблюдается еще одна особенность пластической деформации сплава, обработанного поперечно-винтовой прокаткой при Т = 1000 °С. Из объема деформируемого образца вязко выдавливаются
потоки материала, которые распространяются по сложной траектории, в том числе с изменением направления своего распространения (рис. 5). На поверхности разрушения выдавленные потоки материала располагаются с учетом закона сохранения момента импульса. Распространение пластических потоков абсолютно некристаллографическое. Отсутствие трансляционной инвариантности решетки и в этом случае обусловили вязкое некристаллографическое пластическое течение.
Такие механизмы пластического течения в литературе описываются впервые.
Деформация, %
Рис. 6. Кривые ст-е сплава ВТ6 после поперечно-винтовой прокатки при различных температурах. Исходный сплав (1), после поперечно-винтовой прокатки при Т = 850 (2) и 1000 °С (3)
Как ведет себя материал на макроуровне, если в отсутствие трансляционной инвариантности при Т = -70 °С вязко выдавливаются его потоки и распространяются по сложным траекториям? Ответ дает прямой эксперимент (рис. 6). Как видно на рис. 6, поперечно-винтовая прокатка при Т= 1000 °С дает самый высокий предел текучести, сверхпластическое течение и близкую к исходному материалу пластичность. Нарушение трансляционной инвариантности а- и р-фаз остаточными легирующими элементами алюминия и ванадия естественно повышает его предел текучести. Представленная на рис. 3, г-е наномасштабная субструктура естественно обеспечивает сверхпластическое течение сплава. Крупные динамические ротации в наномасштабной субструктуре формируют вихревое некристаллографическое пластическое течение.
-60 -40 -20 0 20 Т,°С
Рис. 7. Низкотемпературна ударная вязкость сплава ВТ6 в исходном состоянии (1) и при различных температурах поперечно-винтовой прокатки: 1000 (2), 950 (3), 900 (4), 850 °С (5)
Высокую прочность материал, обработанный поперечно-винтовой прокаткой при Т = 1000 °С, проявляет и при измерении ударной вязкости (рис. 7). На рис. 7 приведены кривые ударной вязкости сплава ВТ6 в интервале температур от -70 до +20 °С, обработанного поперечно-винтовой прокаткой при различных температурах. Кривая 2, полученная в условиях поперечно-винтовой прокатки при Т = 1000 °С, значительно превышает остальные кривые, полученные при более низких температурах поперечно-винтовой прокатки. Превышение ударной вязкости сохраняется до температуры Т = -70 °С. Этот результат очень актуален для арктического материаловедения.
Наномасштабная субструктура материала образуется из легированной неравновесной а- и р-фаз механизмом структурной трансформации. Это новый релаксационный процесс в а- и р-фазах, легированных ванадием и алюминием. Необходимо рассмотреть вопрос самосогласования Б-р-электронов сферической симметрии алюминия и пространственно ориентированных ё-орбиталей электронов ванадия. Они самосогласовываться не могут. Если такое самосогласование возможно в электронной подсистеме у атомов алюминия и титана, то их электронные подсистемы перекрываются и у титана есть полиморфное превращение. У ванадия полиморфного превращения нет, он формирует стабильную ОЦК-структуру и его ё-элект-ронная подсистема не перекрывается с Б-р-электронами алюминия. Атомы ванадия и алюминия в а-и р-фазах испытывают кулоновское отталкивание. Это, во-первых, вызывает формирование наномасштабной мезоскопической субструктуры в ме-тастабильных а- и р-фазах при измерении ударной вязкости. Во-вторых, возникает возможность эффекта вязкого выдавливания полос материала, представленных на рис. 3.
Особо следует отметить островковый характер вязко выдавливаемых полос сплава ВТ6 (рис. 8). На рис. 8 представлен след от отколовшейся пластины бейнита после его разрушения при ударном нагружении в условиях Т = -70 °С. Такой характер вязкого течения свидетельствует о существовании сил отталкивания в среде. На рис. 8 поворот ротационной моды пакета по часовой стрелке сменяется поворотом смежного фрагмента против часовой стрелки. Распространение потока подчиняется закону сохранения момента импульса. Никакого крисРис. 8. След от отколовшейся пластины бейнита. Представлен островковый механизм роста. Выполнение закона сохранения момента импульса при распространении пластины бейнита
таллографического характера вязкого пластического течения на рис. 8 нет.
При наличии ванадия в метастабильной а-фазе и алюминия в метастабильной Р-фазе кулоновское отталкивание ванадия и алюминия проявляется во время измерения ударной вязкости, что мы видим на рис. 3. Эти релаксационные процессы предотвращают образование трещин, но сохраняют высокую прочность материала.
Очень важным остается вопрос о совмещении высокой низкотемпературной ударной вязкости в сплаве ВТ6 и вязкого выдавливания полос материала с их островковым разделением. Совмещение пространственно ориентированных орбиталей ё-электронов ванадия со сферически симметричными Б-р-электронами алюминия вызывает появление сил кулоновского отталкивания в среде. В этих условиях возникает структурная трансформация как основной механизм деформации. В сплошной среде это создает сложную наносубструктуру, представленную на рис. 3, г-е, во всем объеме материала. Это обусловливает высокую низкотемпературную ударную вязкость. При вязком выдавливании свободных полос она формирует островко-вую структуру.
Кривизна кристаллической решетки в деформируемом твердом теле лежит в основе всей иерархии масштабов деформационных дефектов на на-но-, микро-, мезо- и макроструктурных уровнях. Основной механизм генерации всех типов деформационных дефектов связан со структурной трансформацией материала.
Наномасштабные деформационные дефекты зарождаются в междоузлиях кристаллической решетки (рис. 2). При больших пластических деформациях они имеют вид, представленный на рис. 3, е. При возрастании кривизны решетки наномасш-табные деформационные дефекты выдавливаются из междоузлий и создают дислокации как дефект кристаллической решетки.
Деформируемый кристалл для выдавливаемых дислокаций играет роль кристалла-поляризатора. Самый простой вид поляризации — мартенситный сдвиг. Далее формируется дислокационная субструктура. Зернограничные сдвиги обусловливают зернограничное скольжение. Так формируется ме-зоскопический структурный уровень деформации, который усложняется по законам системы многих тел.
Движущей силой данного иерархического процесса является рост кривизны решетки и структурная трансформация в междоузлиях, генерирующая образование наномасштабных деформационных дефектов. Что представляют из себя наномасштаб-ные деформационные дефекты, требует дополнительного исследования. Но характер деформации на рис. 3, е свидетельствует о том, что это глобальная проблема.
О возможности аномально высокой скорости перемещения деформационных дефектов при пластической деформации меди в колонне электронного микроскопа сообщалось в [8]. Энергия миграции дефектов составляла Е = 0.15 эВ, тогда как в меди энергия миграции вакансии равняется Е = 0.85 эВ. Природа этого эффекта в [8] не обсуждается. Но очень вероятно, что аномально высокая скорость пластических сдвигов в меди связана с движением наномасштабных деформационных дефектов в зонах кривизны кристаллической решетки. В меди такие зоны кривизны решетки при распространении локализованных пластических сдвигов сохраняются очень непродолжительное время, поэтому они обнаруживаются в ходе деформации. Когда они создаются при низкотемпературной ударной вязкости в сложной гетерогенной среде, они сохраняются долго. Отметим также, что бей-нит в низколегированной стали при больших деформациях также имеет структуру, которая построена на наномасштабных деформационных дефектах [9-13]. Бейнит возникает в зонах кривизны кристаллической решетки, построен на межузель-ных структурных состояниях и является наномасштабной средой. Его механическое поведение прекрасно иллюстрирует все закономерности, рассмотренные в данной работе. Но этому будет посвящена следующая статья.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг. (проект III.23.1.1).
Поступила в редакцию 22.06.2020 г., после доработки 22.06.2020 г., принята к публикации 29.06.2020 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., ак. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, проф. ТГУ, paninve@ispms.tsc.ru
Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, pav@ispms.tsc.ru
Перевалова Ольга Борисовна, д.ф.-м.н., проф., снс ИФПМ СО РАН, pereva1ova52@mai1.ru
Шулепов Иван Анисимович, к.ф.-м.н., вед. инж. ИФПМ СО РАН, shu1epovia@tpu.ru
Власов Илья Викторович, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, good0@yandex.ru
