Деформационные механизмы формирования текстуры в сплаве AZ31 в процессе РКУП Текст научной статьи по специальности «Физика»

ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА

2012 Серия: Физика Вып. 1 (19)

УДК 669.7/.8

Деформационные механизмы формирования текстуры в сплаве AZ31 в процессе РКУП

Н. Е. Скрябинаa, В. М. Пинюгжанинa, Д. Фрушарь

3 Пермский государственный национальный исследовательский университет,

614990, Пермь, ул. Букирева, 15

ь Институт Л. Нееля, НЦНИ, ВР166, 38042, Гренобль, Франция

Исследованы механизмы образования текстуры деформации в сплаве Л231 посредством равноканального углового прессования (РКУП) при комнатной температуре. Установлено, что формирование текстуры сплава в процессе однократного прохода осуществляется за счет скольжения в базисной плоскости и двойникования. Теоретическое рассмотрение в рамках представлений механики среды со структурой позволяет установить корреляцию между условиями деформации в зоне сдвига и типом текстуры. Показано, что фактор Шмида в случае текстурированных поликристаллических материалов можно использовать для оценки возможности реализации пластической деформации по определенному механизму.

Ключевые слова: пластическая деформация, РКУП, текстура, Л231, фактор Шмида.

1. Введение

Оптимальной формой хранения водорода с точки зрения эффективности и безопасности являются гидриды металлов. Среди перспективных материалов для реализации такого подхода особого внимания заслуживают магний и сплавы на его основе, которые способны обратимо поглощать водород в количестве, удовлетворяющем требованию DOE [1]. Подготовка материалов для насыщения водородом, как правило, сводится к измельчению его структуры путем интенсивной пластической деформации. Это позволяет значительно улучшить кинетику реакции прежде всего за счет увеличения удельной доли поверхностей раздела в образце. В случае с магнием улучшения сорбционных характеристик можно достичь, используя равноканальное угловое прессование (РКУП) на определенном этапе подготовки материала [2]. В ходе РКУП происходит радикальная перестройка микроструктуры, которая, однако, сопровождается не только фрагментацией материала, но и образованием сильно выраженной текстуры [3].

Вопрос о влиянии текстуры кристаллических твердых фаз на кинетику поглощения ими водорода мало освещен в литературе. В этом направлении довольно показательной является работа [4] по изучению диффузионных свойств пленок Ni с различной предпочтительной ориентацией зерен. Проведенные авторами испытания показали пре-

восходство всех текстурированных образцов над образцом, состоящим из хаотично ориентированных кристалликов. Степень такого превосходства зависела от типа текстуры. Принимая во внимание данные, представленные в работах [3, 5], указанную закономерность можно распространить и на материалы на основе магния. В частности, авторы публикации [5], исследуя кинетику абсорбции водорода многослойными тонкими пленками М^/М, обнаружили преимущество в случае, когда базисные плоскости Mg (типа {0001}) располагались

параллельно поверхности образца по сравнению с ситуацией, когда подобной ориентацией обладали пирамидальные плоскости типа {-011}.

Зависимость скорости поглощения водорода магниевыми сплавами от характера текстуры может быть обусловлена несколькими обстоятельствами. Во-первых, энергетические барьеры для адсорбции водорода на разных атомных плоскостях могут отличаться в силу различной плотности атомных рядов и характера электронных связей. Во-вторых, сплавы на базе магния имеют гексагональную кристаллическую решетку, которая характеризуется анизотропией диффузионных свойств, обусловленной симметрией структуры [6]. Сильно текстурированный поликристалл можно в определенной степени рассматривать подобно монокристаллу, поскольку теперь весь объем материала обладает одним или несколькими выделенными направлениями, вдоль которых свойства не

© Скрябина Н. Е., Пинюгжанин В. М., Фрушар Д., 2012

65

меняются при переходе от одного зерна к другому. Кроме того, в сплавах с предпочтительной ориентацией зерен большинство из них обычно имеют близкие углы разориентировки (см., к примеру, работу [7]), а потому, вероятно, и схожие диффузионные свойства.

Таким образом, упорядочение структуры сплава обеспечивает формирование в нем предпочтительных каналов диффузии водорода макро- или мезоскопического уровня. Следовательно, знание принципов текстурообразования при конкретном способе пластической деформации позволит разработать стратегию получения материала с высокими сорбционными параметрами. Цель настоящей работы состоит в изучении механизмов образования текстуры деформации в промышленном магниевом сплаве AZ31 посредством РКУП.

2. Формирование текстуры. Теоретическое рассмотрение

Закономерности формирования преимущественных ориентировок в сплаве AZ31 (96 % Mg, 3 % Al, 1% Zn, вес. %) путем РКУП проще всего рассмотреть на примере однократного прессования заготовки при комнатной температуре. В таких условиях не требуется учитывать влияние рекристал-лизационных процессов, кроме того, магниевый сплав как ГПУ материал имеет ограниченное число систем скольжения, что упрощает анализ и позволяет предсказать особенности текстуры без необходимости обращаться к сложным вычислениям.

Согласно результатам, представленным в работах [8-13], пластическая деформация в магнии и его сплавах может осуществляться при вовлечении одной или нескольких систем скольжения - базисной {0001} < 1210 > , призматической {l010}

< 1210 > , а также пирамидальных - {l011}

< 1210 > и {1122} < 1213 >. Деформация также может реализоваться за счет двойникования [14], которое происходит по плоскости {1012} в направлении сдвига < 1011 > либо по плоскости {l011} в направлении < 1012 > . Перечисленные системы скольжения (двойникования) в магниевых сплавах сильно неравноправны, что количественно выражается в различии пороговых сдвиговых напряжений, необходимых для активации конкретного механизма деформации. В случае одноосного сжатия или растяжения кристалла под влиянием нагрузки с сдвиговое напряжение т, действующее в плоскости скольжения в направлении скольжения, находят как ©•cos (^)-cos (А), где ф - угол между осью образца и нормалью к плоскости скольжения, а А - угол между направлением силы и направлением скольжения. Скольжение дислокаций (или двойникование) будет иметь место, когда приведенное напряжение сдвига достигнет некото-

рого критического значения тс. Это утверждение называют законом Шмида, а само произведение ^ = cos (^)-cos (А) - фактором Шмида.

Предварительным экспериментом [15] было установлено, что сплав AZ31 в исходном состоянии не имеет выделенных направлений. Таким образом, поликристалл до деформации можно представить как совокупность большого числа хаотично ориентированных зерен (кристалликов), настолько большого, чтобы материал можно было считать изотропным. Конечный элемент материала, для которого выполняется приближение изотропности или у которого проявляются макроскопические свойства, характерные для всего агрегата (т.е. теряются индивидуальные особенности фрагментов и их совокупностей немакроскопических размеров), принято называть представительным объемом. Другими словами, в масштабе представительного объема деформацию сплава допустимо описывать, используя математический аппарат механики сплошных сред.

Описание эволюции свойств поликристалличе-ского агрегата сводится к заданию уравнений для всего образца и его отдельного фрагмента - зерна, а также граничных условий, отражающих совместность деформации соседних зерен материала в представительном объеме. Полученную систему уравнений дополняют гипотезой о связи механических характеристик на различных уровнях и законом нагружения образца.

В современных теориях пластичности мерой реакции деформируемого тела на внешнее воздействие является тензор скорости градиентов смещений Lj,. симметричная часть которого представляет собой тензор скорости деформации D j, а антисимметричная составляющая Wj характеризует поворот деформируемого элемента как жесткого целого [16-17].

LJ = Dj + Wj

d„. =

= І

[lj + lp \ wj=T2L - LJ)

(1)

Тензор скорости вращения зерна в общем случае представляет собой сумму двух вкладов: первый из них ^ у соответствует переориентации невзаимодействующих зерен в поле макронапряжений, второе слагаемое оэу является результатом действия на конкретное зерно моментных напряжений, возникающих из-за различий в его пластической деформации и деформации смежных зерен:

і

[фг = X eJkWkj

(2)

Вектор угловой скорости <ф находят как свертку с тензором Леви-Чивиты еуь. Интегрирование величины фі и суммирование по всем зернам

даст искомое распределение кристаллографиче-

ских ориентировок в образце в данный момент времени.

Учитывая результаты исследований [12-13], при комнатной температуре направление разворота зерна будет зависеть от исходной ориентации и скорости пластических сдвигов только в одной (базисной) плоскости скольжения, а также плоскостях двойникования. Двойникование развивается на самых ранних стадиях деформирования как самостоятельная мода пластичности и вместе с тем представляет собой механизм, призванный обеспечить непрерывность деформации при переходе от одного фрагмента сплава к другому. Связанную с двойникованием переориентацию участков зерна можно интерпретировать подобно аккомодационному развороту, поскольку истоками самих двойников в ГПУ материалах обычно являются межзе-ренные границы и ранее сформировавшиеся двойниковые прослойки [18].

Таким образом, приращение функции распределения ориентировок за счет двойникования целесообразно полностью связать с тензором Щу. В силу аддитивности каждого из вкладов - ту и Щу -на первом этапе рассуждений не будем принимать во внимание двойникование и связанные с ним пластические аккомодации (щу = 0), оставаясь в рамках одной из хорошо зарекомендовавших себя в физике пластичности модели Т. Линя [19-20], основные приближения которой заключаются в следующем:

а) скорости полных деформаций Ву поликри-сталлического агрегата определяются аддитивным вкладом упругих Веу и пластических В у составляющих;

б) скорости полных деформаций Ву поликри-сталлического агрегата равны скоростям полных деформаций йу отдельных зерен;

в) пластические деформации являются изохо-рическими;

г) упрочнение изотропно и определяется суммарным сдвигом по всем системам скольжения.

Для каждой системы скольжения полагают справедливым закон Шмида, а развитие пластической деформации на уровне зерна удовлетворяющим критерию Мизеса-Тейлора [19] о необходимости активации как минимум пяти независимых систем скольжения или, в крайнем случае, двойни-кования. Однако условие Мизеса не выполняется, если деформация поликристалла осуществляется исключительно путем двойникования.

Равенство тензоров В у и йу является в данном случае математическим выражением гипотезы Войта [17], согласно которой напряжение поли-кристаллического агрегата определяется усреднением напряжений в его зернах. Указанная закономерность в общем случае не отражает реальную ситуацию. Однако поскольку для нас представляет интерес установившееся состояние, при котором фрагменты поликристалла достигли наиболее

предпочтительной ориентировки в поле действующих напряжений, сделанное предположение можно считать оправданным.

Хотелось бы отметить, что более громоздкие вязкопластические и самосогласованные приближения эффективной среды [21-22] сводятся к модели Линя при комнатной температуре и в отсутствие учета краевых эффектов для зерен материала.

В физических теориях пластичности поворот зерна обычно интерпретируют как вращательное движение квазитвердого тела. При таком рассмотрении зерно представляется заключенным в жесткую оболочку, а тензор скорости вращения ту находят как [17]

/ . £ \

Юу =! - Ъгп! ) . (3)

£ V )

Величины йг- и п представляют собой соответственно безразмерные компоненты направления скольжения и нормали к плоскости в задействованной системе скольжения с порядковым номером £. Из формулы (3) следует, что в отсутствие процессов пластической аккомодации направление вращения зерна и, соответственно, текстура материала будет определяться геометрией деформации представительного объема через суперпозицию вкладов от действующих систем скольжения. Для выяснения направления ориентации изолированного зерна в поле макроскопических напряжений “в пределе” можно положить Ьу = I у, где 1у является тензором скорости градиента смещений микрообъема, считая, что его поворот будет совершаться до тех пор, пока не будет достигнута корреляция (в данном случае равенство) между макро- и микроструктурными характеристиками сплава.

У

х1

X

® 2 = 2

Рис. 1. Системы координат для описания геометрии деформации представительного объема при РКУП

Согласно авторам публикации [23], градиент скорости перемещений Ь' в зоне сочленения каналов РКУП матрицы в системе координат (ХУ2)' (рис. 1) записывают как

Ь" =

0 -у 0

0 0 0

0 0 0

(4)

В данном случае полагают, что деформация осуществляется путем простого сдвига вдоль направления Ох', а перемещение материала происходит исключительно в плоскости ХОУ.

В системе координат (ХУ2), удобной с позиции наблюдателя (когда одна из осей направлена вдоль оси канала прохода), тензор градиента скорости смещений будет выглядеть следующим образом:

Ьу = -у

- БІпвСОБв

СОБ2 в

0

- БІП в БІП в СОБ в 0

0

0

0

(5)

в=*_ф 2 2

Антисимметричная часть тензора Ь -0

Ж- = — 2

- (СОБ2 в + БІП2 в) 0

СОБ2 в + БІП2 в 0 0

.(6)

Если активным будет являться одно направление скольжения, то тензор скорости поворота зерна в соответствии с формулой (3) запишется как

У

юа = ~х у 2

0 П\Ь2 -Ь\П2 щЪъ -Ъхпъ

ь\п2 -ЩЪ2 0

Ъ п -п Ъ Ъ п -п Ъ 0

п2Ъ3 - Ъ2п3

. (7)

Приравнивая (6) и (7), получим систему урав-

нений

П\Ъ2 - Ъ\П2 = 1 пхЪъ -Ъхпъ = 0 . п2Ъ3 - Ъ2п3 = 0

(8)

Рассмотрим возможные случаи соотношения между компонентами п3 и Ь3 в уравнениях (8):

1) п3 Ф 0, Ь3 Ф 0, тогда п1п2 = Ь1Ь2 и Ь\- Ь\ = 1/п2, что само по себе является невыполнимым условием;

2) п3 = 0, Ь3 Ф 0, откуда следует равенство п1 = п2 = 0, которое противоречит первому уравнению в системе (8);

3) п3 Ф 0, Ь3 = 0, откуда следует равенство Ь1 = Ь2 = 0, которое также противоречит первому уравнению в системе (8).

Таким образом, обязательным условием совместности уравнений (8) является равенство нулю компонент п3 и Ь3, т.е. как нормаль к плоскости скольжения, так и направление скольжения при геометрии сдвига, заданного тензором Ь у, должны расположиться в плоскости ХОУ.

Исходя из взаимной ортогональности векторов

Ь и п , их компоненты можно записать следующим образом: п1 = б1^(п1)-со5(5), Ь1 = sign(Ь1) ^ш(5), п2 = sign(n2)•sin(5), Ь2 = sign(b2)•cos(5), где sign(x) - функция знака, 5 - угол между осью абсцисс и нормалью к плоскости скольжения.

Используя условие связи йу = В у, получаем

(9)

В свою очередь, симметричная часть тензора Ь у

=—

2бІП в СОБ в Біп2 в- СОБ2 в 0

БІП2 в- СОБ2 в - 2БІП в СОБ в 0

0

0

0

. (10)

Подставляя выражения для п и Ъ в уравнение (9) и сравнивая с компонентами тензора Бу, находим 5 = 90°- Ф/2. При сопоставлении величин ё11 и Б11 с соответствующими значениями ё12 и Б12, обнаруживается, что

[пхЪх = СОБ в БІП в > 0 [п2Ъ1 = - СОБ2 в < 0

(11)

т.е. в системе координат (ХУ2) компоненты вектора-нормали к плоскости скольжения противоположны по знаку, следовательно, в рассматриваемый момент времени плоскость скольжения расположена параллельно плоскости сдвига.

Представляется, что в процессе деформации при повороте зерна базисная плоскость будет стремиться ориентироваться параллельно плоскости макроскопического сдвига, а направление скольжения - вдоль направления сдвига. При этом в проекции У02 нормаль к базисной плоскости составит с осью канала прохода в направлении 0У угол 5 = 90°- Ф/2.

Далее учтем, что по мере накопления пластических сдвигов в процесс деформации может вовлекаться максимальное число базисных систем скольжения. Такое предположение вполне оправ-данн в силу требования сохранения сплошности межзеренных границ (критерий Мизеса) и вместе с тем трудности перемещения дислокаций в иных (небазисных) плоскостях. В базисной плоскости существуют две независимые системы скольжения, дислокации в которых перемещаются вдоль направлений Ъ " и Ъ".

Используя (3), вычисляем тензор О-, суммируя вклады от каждой системы скольжения. Затем,

х

проводя рассуждения, аналогичные тем, что были изложены выше для ситуации с одним направлением скольжения, приходим к следующим равенствам:

n3 = 0 b" + b" = 0 b" + b" = sin 5 b'2 + b" = cos 5

(12)

Параметр X представляет собой отношение вкладов в сдвиговую деформацию от каждой системы скольжения. В отличие от ситуации с одним направлением скольжения здесь каждая его компонента заменяется суммой соответствующих проекций Ь[ + ХЬ{ и Ь2 + ХЬ", ориентация нормали п при этом сохраняется. Другими словами, реализация еще одного направления движения дислокаций не меняет тенденцию к расположению базисной плоскости параллельно плоскости сочленения каналов. При условии равенства накопленных деформаций, т.е. когда X = 1 и Ь" = -Ь", направления

скольжения Ь и Ь будут располагаться симметрично относительно прямой, вдоль которой осуществляется макроскопический сдвиг. Асимметрия этих векторов будет свидетельствовать о преимущественном вкладе какого-либо направления скольжения и может получить количественную оценку вычислением соответствующих факторов Шмида.

До сих пор все рассуждения основывались на том, что направление и степень разворота каждого из зерен характеризуется исключительно интенсивностью базисного скольжения. Тем не менее определенную роль в формировании текстуры может играть и двойникование. Как уже отмечалось ранее, двойникование в магниевых сплавах осуществляется по плоскости типа {ю 12] в направлении сдвига < 1011 > либо по плоскости {1011] в направлении < 1012 >. По мере деформирования магниевых сплавов в основном, как правило, образуются двойники типа {.012]< 1011 > (см., к примеру, работы [13, 24, 25]). По отношению к исходному зерну они ориентированы таким образом, что угол между базисными плоскостями двойника и недвойникованной областью составляет 86° [13, 25].

Хотелось бы подчеркнуть, что двойникова-ние, будучи самостоятельным механизмом деформации, может обеспечить лишь небольшое число фиксированных переориентаций одной части зерна относительно другой. Поэтому интенсивность текстуры, обусловленной двойникованием в образце с беспорядочно ориентированными зернами, по всей вероятности, будет меньше интенсивности текстуры, возникшей вследствие базисного скольжения.

Другими словами, в этом случае роль двойникова-ния в упорядочении структуры не может рассматриваться как первостепенная.

Естественно предположить, что двойникование будет иметь место в тех локальных микрообъемах материала, где базисная плоскость преимущественно ортогональна плоскости сдвига, а потому не может быть задействована для реализации пластической деформации. В этой ситуации двойникова-

ние по системе {ю12]< 1011 >, согласно изложенному выше правилу, обеспечит разворот базисной плоскости на угол 86°, в результате чего она сориентируется практически параллельно плоскости пересечения каналов РКУП матрицы.

Обобщая приведенные выше рассуждения, можно заключить, что РКУП деформация сплава Л231 при комнатной температуре приведет к формированию текстуры, соответствующей упорядоченному расположению базисных плоскостей с преимущественной ориентацией их нормалей вдоль некоторого направления (оси текстуры). Ось текстуры будет расположена в плоскости УОХ (рис. 1) и составит с направлением экструзии угол 5 = 90°- Ф/2. Число активных систем скольжения будет равно количеству направлений в базисной плоскости, соответствующих наибольшему значению фактора Шмида.

З. Материалы и методика эксперимента

С целью подтверждения развитых выше положений была исследована текстура промышленного сплава AZ31 после однократной РКУП деформации при комнатной температуре. Брусок сплава размером ЮхШхШО мм продавливали через каналы РКУП матрицы с углом пересечения 1О5°. Образец представлял собой пластинку размерами 10^10^2 мм, вырезанную из центральной части заготовки сплава перпендикулярно направлению экструзии.

Рентгенографическое исследование текстуры проводили при помощи дифрактометра Texture (Siemens) в Cu-Ka излучении. Построение и расчет полюсных фигур вели с использованием программного обеспечения Igor Pro 5 (продукт WaveMetrics Inc.) и LaboTex Inc. Особенности количественного анализа преимущественных ориентировок изложены в работе [2]. Установка кристаллографических и кристаллических координатных осей показана на рис. 2.

Величину фактора Шмида рассчитывали по методике, описанной в работах [2б] для всех систем скольжения и двойникования. Полученный результат представили в виде комбинации /г0 / ц+ / г-, где значения г0, г+ и М- соответствуют вкладам от не-коллинеарных направлений сдвига в плоскости

каждого типа, где реализуется пластическая деформация (рис. 3, а).

[П20]

[2110]

[001] X

А (И

/

ОБРАЗЕЦ

а)

X

Двойникование, а также скольжение в плоскостях типа

пирамидальное {1122], может осуществляться по шести независимым направлениям. В связи с этим из каждой пары направлений, принадлежащих плоскостям (граням) одной четырехгранной пирамиды (см. рис. 3, б), выбрали то, которому отвечает больший фактор Шмида.

а)

(0111)

б)

Рис. 2. Кристаллическая и кристаллографическая установка координатных осей по отношению к образцу (а) и гексагональной системе координат (б) (X, У, 2 - оси кристаллической системы координат, ЬБ - продольное направление, ТБ - поперечное направление, ЕБ - направление экструзии)

Рис. 3. К пояснению выбора направлений сдвига при расчете фактора Шмида: а - неколлинеарные направления скольжения в плоскостях типа {0002 }, {101 0} и {1011}, б - пример плоскостей типа {1011}, принадлежащих одной четырехгранной пирамиде

4. Результаты эксперимента и их обсуждение

Полюсные фигуры, соответствующие отражениям от плоскостей с индексами (002), (100), (101) и (110) в заготовке, прошедшей однократную РКУП деформацию при комнатной температуре, представлены ниже на рис. 4. Крестиками на проекциях обозначены местоположения полюсов плоскостей, принадлежащих локальным микрообъемам материала с одинаковой кристаллографической ориентацией. С целью расшифровки полученных распределений интенсивности

принимается, что в исходном состоянии (до деформации) плоскость, для которой построена полюсная фигура, располагается параллельно поверхности образца и ориентирована по отношению к его системе координат так, как показано на рис.

2, б. После деформации исследуемая плоскость за-

а)

ш

б)

в)

г)

Рис. 4. Полюсные фигуры, снятые для различных плоскостей в образце сплава Л231, прошедшего РКУП деформацию при комнатной температуре: а - (002), б - (100), в - (101), г - (110)

нимает новое положение, отвечающее некоторым индексам [ны] в исходной кристаллографической

системе координат. Лежащее в плоскости направление скольжения теперь характеризуется индексами (иу^^.

Как и следовало ожидать, наибольшая интенсивность отражений характерна для плоскостей базиса (002), причем сам текстурный максимум смещен от центра в направлении ТБ. В процессе деформации базисные плоскости в заготовке сориентировались таким образом, что их нормали выстроились преимущественно вдоль прямой, составляющей с направлением экструзии угол 38-40° относительно оси канала прохода, а сама базисная плоскость сориентировалась параллельно плоскости сдвига. Тем самым сформировалась волокнистая текстура с осью (102)[100]. Приведенное значение угла согласуется с результатом, который может быть получен из формулы 90°- Ф/2 для Ф = 105°.

Таблица 1. Значения фактора Шмида для образца сплава Л231, деформированного в каналах РКУП матрицы одним проходом при комнатной температуре (ось напряжений вдоль направления [001])

Система скольжения (двойникования) Фактор Шмида ц0/^

Базисная 0.43 /0.43 /0.00

Призматическая 0.00/0.20/0.20

Первая пирамидальная 0.00/0.20/0.20

Вторая пирамидальная 0.27/0.13/0.05

Двойникование [10Т2} < 1011 > 0.19/0.19/0.06

Двойникование {1011] < 1012 > 0.23 /0.23 /0.01

Рассчитанные значения фактора Шмида для текстуры указанного типа приведены в табл. 1. В данном случае направление оси образца было выбрано совпадающим с направлением экструзии ББ (см. рис. 2), которое в кристаллографических координатах соответствует индексам [001]. Хорошо видно, что наиболее высокие значения данного показателя /г0 = ц+ = 0.43. Следовательно, приведенное напряжение сдвига достигается в именно базисной плоскости скольжения. Исходя из этого, деформация в процессе РКУП развивалась пред-

положительно по базисным плоскостям. Наличие двух направлений с одинаковыми значениями фактора Шмида ц0 = ц+ = 0.43 и одного с ц. = 0 указывает на то, что в ходе прессования, по-видимому, были задействованы именно два направления скольжения, что согласуется с выводами, сделанными на основе предложенной ранее модели.

Аналогичная ситуация наблюдается и при расчете факторов Шмида, когда направление оси образца выбирается таким образом, что совпадает с поперечным направлением ТБ (табл. 2), которое в исходной установке (см. рис. 2) расположено вдоль направления [120].

Таблица 2. Значения фактора Шмида для образца сплава А231, деформированного в каналах РКУП матрицы одним проходом при комнатной темпе. ратуре (ось напряжений вдоль направления [120])

Система скольжения (двойникования) Фактор Шмида Mo/М+/М-

Базисная 0.43 /0.43 /0.00

Призматическая 0.00/0.25/0.25

Первая пирамидальная 0.00/0.22/0.22

Вторая пирамидальная 0.22/0.03 /0.04

Двойникование {1012] < 1011 > 0.1б / 0.1б / 0.І0

Двойникование {1011] < 1012 > 0.І2 / 0.І2 / 0.02

Системы двойникования характеризуются практически вторым по величине фактором Шмида д0 = д+ = 0.19 ^ 0.23 (см. табл. 1) и в то же время, значительно меньшим значением критических касательных напряжений при комнатной температуре по сравнению с призматическими и пирамидальными системами скольжения [12]. Указанные обстоятельства свидетельствует в пользу двойни-кования как предпочтительного механизма деформации перед скольжением в небазисных плоскостях.

Таким образом, преимущественный вклад конкретной системы скольжения в деформацию и образование текстуры в ходе РКУП может быть установлен, исходя из предложенного геометрического рассмотрения на основе правила Шмида. При комнатной температуре формирование текстуры в магниевых сплавах происходит в процессе реализации пластической деформации скольжением дислокаций по двум направлениям в базисной плоскости и (или) двойникованием. При этом вклад двойникования как самостоятельного механизма образования текстуры оказывается меньше.

За плодотворную дискуссию по расчету волокнистой текстуры авторы выражают свою признательность профессору лаборатории кристаллографии г. Кана (Франция) Daniel Chateigner, а также Министерству образования Пермского края за со-финансирование работы по Соглашению № С-2б/20 ІІ и Министерству образования и науки Российской Федерации за частичное финансирование работы по математическому моделированию интенсивной пластической деформации (рук. Скрябина Н.Е.).

Список литературы

1. Тарасов Б. П., Лотоцкий М. В., Яртысь В. А. Проблема хранения водорода и перспективы использования гидридов для аккумулирования водорода // Рос. Хим. Журн. 2006. Т. 1, №. 6. C. 34-48.

2. Скрябина Н. Е., Fruchart D., Girard G., Mi ragli a S. Формирование текстуры деформации в сплаве AZ31 под воздействием равноканального углового прессования // Вестн. Перм. ун-та. 2010. Сер. Физика. Вып. 1 (38) С. 97-101.

3. Girard G., Fruchart D., Miraglia S. et al. Equal Channel Angular Pressing (ECAP), a severe plastic deformation (SPD) technique to promote fast hydrogen absorption in mg alloys // Metal Hydrogen Systems: Proc. Inter. Sympos. Moscow, Russia, 2010. P. 141.

4. Cao Y., Li H., Szpunar J., Shmayda W. T. Effects of Textures on Hydrogen Diffusion in Nickel // Material Science Forum. 2002. Vol. 408-412. P. 1139-1144.

5. Ye S., Ouyang L., Zhu M. Hydrogen storage properties of preferentially orientated Mg-Ni multilayer film prepared by magnetron sputtering // Rare Metals. 2007. Vol. 25, № 6. P. 295-299.

6. Mehrer H. Diffusion In Solids: Fundamentals, Methods, Materials Diffusion-Controlled Processes. Leipzig: Springer-Verlag Berlin Heidelberg, 2007. 651 p.

7. He Y., Pan Q., Qin Y. et al. Microstructure and mechanical properties of ultrafine grain ZK60 alloy processed by equal channel angular pressing // J. Mater. Sci. 2010. Vol 45. P. 1655-1662.

8. Черняева Т. П., Грицина В. М. Характеристики ГПУ-металлов, определяющие их поведение при механическом, термическом и радиационном воздействии // Вопросы атомной науки и техники. 2008. Вып. 2. С. 15-27.

9. Del Valle J. A., Perez-Prado M. T., Ruano O. A. Deformation Mechanisms Responsible for the High Ductility in a Mg AZ31 Alloy Analyzed by Electron Backscattered Diffraction // Metal. Mater. Trans. Eng. 2005. Vol. 36A. P. 1427-1438.

10. Liu Y., Wu X. An Electron-Backscattered Diffraction Study of the Texture Evolution in a Coarse-

Grained AZ31 Magnesium Alloy Deformed in Tension at Elevated Temperatures // Metal. Mater. Trans. Eng. 2006. Vol. 37A. P. 7-17.

11. Yang P., Meng L., Hu Y. et al. Analysis of Deformation Processes of Magnesium Alloy at Elevated Temperatures By Orientation Mapping // Image Analysis & Stereology. 2004. Vol. 23. P. 53-61.

12. Barnett M. R. A Taylor Model Based Description of the Proof Stress of Magnesium AZ31 during Hot Working // Metal. Mater. Trans. 2003. Vol. 34A. P. 1791-1806.

13. Li H., Hsu E., Szpunar J. et al. Determination of Active Slip / Twinning Modes in AZ31 Mg Alloy Near Room Temperature // J. Mater. Eng. Perfom.

2007. Vol. 16, № 3. P. 321-326.

14. Knezevic M., Levinson A., Harris R. et al. Deformation twinning in AZ31: Influence on strain hardening and texture evolution // Acta Mater. 2010. Vol. 58. P. 6230-6242.

15. Скрябина Н. Е., Заболотский Д. С., Fruchart D. et al. Инновационные технологии. Перспективные материалы для водородной энергетики // Вестн. Перм. ун-та. Сер. Физика. 2009. Вып. 1 (27). С. 89-96.

16. Van Houtte P., Li S., Seefeldt M. Delannay L. Deformation Texture Prediction: From The Taylor Model To The Advanced Lamel model // Int. J. Plasticity. 2005. Vol. 21. P.589-624.

17. Трусов П. В., Ашихмин В. Н., Швейкин А. И. Двухуровневая модель упругопластического деформирования поликристаллических материалов // Механика композиционных материалов и конструкций. 2009. Т. 15, № 3. С. 327344.

18. Полухин П. И., Горелик С. С., Воронцов В. К. Физические основы пластической деформации. М.: Металлургия, 1982. 584 с.

19. Lin Т. H. Analysis of elastic and plastic strain in face-centered cubic crystal // Journal of the Mechanics and Physics of Solids 1957. № 5. P. 143149.

20. Линь Т. Г. Физическая теория пластичности // Физические теории пластичности. Сер. Новое в зарубежной механике. 1976. Т. 7. С. 7-68.

21. Lebensohn R. A., Tome C. A Self-Consistent Viscoplastic Model: Prediction Of Rolling Textures Of Anisotropic Polycrystals // Mater. Sci. Eng. 1994. Vol. 175. P. 71-82.

22. Huang S., Zhang S., Li D. Modeling texture evolution during rolling process of AZ31 magnesium alloy with elastoplastic self consistent model // Trans. Nonferrous Met. Soc. China. 2011. Vol. 21. P. 1348-1354.

23. Beyerlein I. J., Lebensohn R. A., Tome C. Modeling texture and microstructural evolution in the equal channel angular extrusion process // Mater. Sci. Eng. 2003. Vol. 345. P. 122-138.

24. Ghaderi A., BarnettM. R.. Sensitivity of deformation twinning to grain size in titanium and magnesium//Acta Mater. 2011. Vol. 59. P. 7824-7839.

25. Barnett M. R., Keshavarz Z., Beer A. G., Ma X Non-Schmid behavior during secondary twinning in a polycrystalline magnesium alloy // Acta Mater.

2008. Vol. 56. P. 5-15.

26. Скрябина Н. Е., Пинюгжанин В. М., Fruchart D. Механизмы формирования текстуры сплава AZ31 в процессе РКУП // Вестн. Перм. ун-та. Сер. Физика. 2011. Вып. 2 (17). С. 79-85.

Deformation mechanisms of formation of AZ31 alloy texture during ECAP

N. Е. Skryabina a, V. М. Pinyugzhanina, D. Fruchartb

a Perm State University, Bukirev St., 15, 614990, Perm b Institute L. Neel, CNRS, BP166, 38042, Grenoble, France

The mechanisms of formation of texture in AZ31 alloy via equal channel angular pressing (ECAP) at the room temperature are researched. It is revealed that texture in the process of single pass forms due to basal slip and twinning. Theoretical consideration within conceptions of mechanics of structured medium allows establishing the correlation between deformation conditions in the shear zone and type of the texture. It is showed that Schmid factor in the case of textured polycrystalline materials can be used for an estimation of capabilities of plastic deformation by means of certain mechanism.

Keywords: plastic deformation, ECAP, texture, AZ31, Schmid factor.