CC BY
81
УДК 539.386, 621.7, 621.923
Исследование механизмов наноструктурирования поверхностного слоя при пластическом деформировании скользящим индентором. Моделирование на атомном масштабе
В.П. Кузнецов, А.Ю. Никонов1, А.И. Дмитриев1,2, С.Г. Псахье1,2, А.В. Макаров3,4
Курганский государственный университет, Курган, 640669, Россия
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
2 Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
3 Институт машиноведения УрО РАН, Екатеринбург, 620219, Россия 4 Уральский федеральный университет, Екатеринбург, 620002, Россия
В работе с использованием метода молекулярной динамики проведено моделирование на атомном масштабе процесса пластического деформирования шероховатой поверхности кристаллического тела. Исследовались атомные механизмы, посредством которых происходят генерация и развитие дефектов структуры поверхностного слоя и модификация его свойств. Исследования выполнены на монокристаллах с ГЦК и ОЦК атомными решетками. Варьировался радиус индентора выглаживающего инструмента, реализованного через действие силового поля цилиндрической формы, а также число проходов нагружения. Показаны различие и общность поведения обоих кристаллитов в условиях пластического деформирования поверхности. Несмотря на отличие в масштабах по отдельным параметрам, результаты компьютерного моделирования находятся в хорошем качественном согласии с данными экспериментальных исследований.
Ключевые слова: наноструктурирование, метод молекулярной динамики, выглаживание, нанофрагментация, остаточные напряжения
Nanostructuring mechanisms of a surface layer under plastic deformation with a gliding indenter. Atomic scale simulation
V.P. Kuznetsov, A.Yu. Nikonov1, A.I. Dmitriev1,2, S.G. Psakhie1,2 and A.V. Makarov34
Kurgan State University, Kurgan, 640669, Russia 1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia
2 Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia
3 Institute of Engineering Science UrB RAS, Ekaterinburg, 620219, Russia
4 Ural Federal University, Ekaterinburg, 620002, Russia
In the work, plastic deformation of a rough crystal surface was studied using atomic scale molecular dynamics simulation to inquire into the atomic mechanisms by which structural defects develop in a surface layer and modify its properties. The study was performed on fcc and bcc single crystals. The parameters to be varied were the indenter radius of a burnishing tool with a cylindrical force field and the number of indenter passes. Distinct and common features of the behavior of both crystallites under surface plastic deformation were demonstrated. Despite the scale difference of individual parameter, the results of computer simulation agree qualitatively well with experimental data.
Keywords: nanostructuring, molecular dynamics, burnishing, nanofragmentation, residual stress
1. Введение
В целом ряде современных приложений состояние поверхностного слоя, его твердость, износостойкость, прочностные свойства, качество обработки и другие характеристики имеют ключевое значение и во многом
определяют эксплуатационные свойства различных узлов и деталей машин. Поэтому вопросу изучения физико-механических свойств поверхности и улучшению ее характеристик путем применения различных способов обработки уделяется пристальное внимание [1-7]. Од-
© Кузнецов B.n., Никонов A.Ю., Дмитриев A.K, Псахье С.Г., Макаров A.B., 2012
ним из эффективных методов высокопроизводительной обработки функциональных поверхностей прецизионных деталей в машиностроении является метод поверхностного пластического деформирования выглаживанием [4-6]. В результате выглаживания, используемого на финишной стадии изготовления деталей, происходит не только существенное снижение шероховатости поверхностного слоя до 100 и менее нанометров [4], но и повышаются его прочностные свойства. Так, в работе [5] отмечается, что при таком способе обработки поверхности удается повысить износостойкость деталей на 20-40 %, сопротивление усталости — на 30-70 %, сопротивление контактной усталости — на 20-40 %. Установлено, что изменение свойств выглаженных поверхностей связано с изменением структуры тонкого поверхностного слоя вследствие пластической деформации. Под действием индентора выглаживающего инструмента происходит изменение ориентации и формы зерен, которые подвергаются измельчению, сплющиванию и вытягиванию, формируя текстуру поверхностного слоя [6]. Подобные изменения структуры подтверждаются работами различных авторов [7-10], где, в частности, отмечается возможность формирования наноструктурированного поверхностного слоя при трении, что является результатом неоднородного распределения деформации и развития сдвиговой неустойчивости материала вблизи поверхности [10, 11].
Несмотря на многочисленные данные экспериментальных исследований, полного понимания механизмов, реализующихся в условиях наноструктурирующего выглаживания по-прежнему нет. Это обусловлено тем, что исследование структурных изменений, происходящих в поверхностном слое материала непосредственно в процессе обработки, представляется крайне сложной задачей. Изучение процесса затруднено наложением большого числа побочных факторов. Кроме того, выглаживание является динамически нестабильным процессом с возможным возникновением интенсивных автоколебаний. В этой связи методы численного моделирования могут являться важным дополнением к экспериментальным исследованиям. В рамках численного моделирования можно детально проанализировать особенности поведения материала в условиях пластического деформирования с точки зрения возможного контроля качества свойств поверхностного слоя.
Исследования многих авторов, посвященные компьютерному моделированию поведения поверхностного слоя в условиях внешнего воздействия, показывают, что модели, основанные на методах механики сплошной среды, не позволяют полностью раскрыть механизмы структурных перестроек, протекающих в материале вблизи поверхности [12-16]. В том числе в работах [15, 16] с помощью моделирования методом конечных элементов было показано, что в условиях выглаживания
материал вблизи поверхности при многократном прохождении индентора по обрабатываемой детали испытывает циклические знакопеременные напряжения. По нашему мнению, такой характер воздействия на материал может приводить к формированию нанозеренной структуры поверхностного слоя. Однако сам механизм фрагментации в рамках макроскопической постановки задачи выявить не представляется возможным. Для этой цели больше подходят методы дискретного подхода, основанные на концепции частиц [ 17-20]. Такой подход позволит, во-первых, непосредственно задать исходную шероховатость поверхностного слоя и учесть анизотропию его свойств, а во-вторых, явно учесть генерацию дефектов структуры и особенности их развития при пластическом деформировании исследуемого материала.
Таким образом, целью настоящих исследований было изучение особенностей зарождения и развития структурных дефектов в кристаллических материалах при моделировании процесса наноструктурирующего выглаживания методом частиц атомного масштаба — методом молекулярной динамики [19, 20], а также сопоставление результатов компьютерного моделирования с данными экспериментальных исследований процесса выглаживания коррозионно-стойкой мартенситной стали.
2. Экспериментальное исследование выглаживания поверхностности стали 20X13
Результаты обработки выглаживанием поверхностных слоев конструкционных сталей были исследованы на образцах, изготовленных из стали 20X13 и подвергнутых закалке от 1050 °С в масле с последующим низкотемпературным отпуском при 150 °С. Обработку выполняли на токарном центре Ми1^ В300 инструментом с узлом динамической стабилизации, что обеспечивало виброустойчивость процесса [21]. Было установлено, что алмазное выглаживание высокопрочной низкоотпу-щенной стали 20X13 с силой Р = 230 Н обеспечивает лишь частичное сглаживание вершин микронеровностей точения [22, 23] и не приводит к формированию приповерхностного слоя с сильно диспергированной структурой мартенсита (рис. 1, а). В деформированной зоне А толщиной ~ 4 мкм просвечивающая электронная микроскопия [24] выявляет смешанные структуры. На отдельных участках поверхностного слоя сохраняется структура реечного мартенсита низкоотпущенной стали (рис. 1, б). Однако на других участках образуется фрагментированная структура, свидетельствующая о развитии начальных стадий ротационной деформации (рис. 1, б, в). Полученные данные указывают на то, что первоначально деформация развивается обычными механизмами скольжения и двойникования, приводящими к фрагментации исходной структуры мартенсита. Однако после исчерпания указанных механизмов пластич-
Рис. 1. Структура закаленной и низкоотпущенной при 150 °С стали 20X13 после выглаживания с силой Р = 230 (а-в) и 340 Н (г-е): электронная сканирующая микроскопия поперечного шлифа (а, г), электронная просвечивающая микроскопия слоя А (б, в) на рис. 1, а и слоя В на рис. 1, г (д, е); светлопольные изображения (б, в, д), темнопольное изображение в рефлексе (110)а (е)
ности дальнейшая деформация развивается уже за счет разворотов (ротаций) фрагментов, имеющих размеры 300-500 нм и более (рис. 1, б, в). В результате ротаций фрагментов формируются границы, которые вначале представляют собой сложные дислокационные скопления, имеющие значительную ширину (100-200 нм), и малоугловые разориентировки, на что указывает точечная микродифракция (рис. 1, б, в).
При увеличении степени деформации поверхностного слоя низкоотпущенной стали за счет увеличения силы выглаживания до Р = 340 Н происходит дальнейшее развитие ротационных мод деформации, вследствие чего наблюдаются перестройка указанных малоугловых границ в более тонкие большеугловые границы и уменьшение размеров фрагментов. В итоге при выглаживании с силой Р = 340 Н низкоотпущенной стали 20X13 со структурой реечного мартенсита в поверхностном слое толщиной 2-3 мкм (зона В на рис. 1, г) возникает высокодисперсная (в основном нанокристал-лическая) структура (рис. 1, д, е): многие фрагменты имеют размеры менее 100 нм и значительные разориен-тировки, на что указывает кольцевой вид микродифракции.
3. Описание компьютерной модели процесса
На основе полученных экспериментальных данных построим численную модель процесса поверхностного пластического деформирования выглаживанием на атомном масштабе. Проанализируем возможности модели, ее адекватность, сопоставляя с имеющимися данными, а также проведем исследование механизмов, реализующихся вблизи поверхностного слоя кристаллического материала в условиях нагружения, имитирующего процесс выглаживания.
На первом этапе исследования в качестве модельного материала был выбран кристаллит меди. Выбор материала обусловлен накопленным авторами работы опытом моделирования поведения такого металла [20, 25] и использованием верифицированного ранее межатомного потенциала, построенного в рамках метода погруженного атома [20, 25-27]. Данный потенциал с высокой степенью точности описывает упругие и поверхностные свойства, а также энергетические параметры дефектов моделируемой системы. Уравнения движения интегрировались с шагом по времени А? = = 0.001 пс. Вычисления были проведены на многопроцессорном кластере БИ СуЬепа с использованием про-
граммного пакета LAMMPS [28]. Полное число атомов превышало 1500000. Моделируемый кристаллит был ориентирован таким образом, что кристаллографические направления [100], [010] и [001] ГЦК-решетки соответствовали осям X, У и Z. Размеры модельного образца в направлении осей координат были равны 40.13x24.95 х 16.63 нм соответственно.
Схематическое изображение модельного образца представлено на рис. 2. На начальном этапе в моделируемом кристаллите явно задавалась шероховатость поверхностного слоя с максимальной глубиной 2.5 нм. Исходная шероховатость создавалась путем удаления атомов поверхностного слоя, попадающих в сферу с радиусом, который варьировался в диапазоне от 0 до 2.5 нм. Центр сферы располагался на уровне исходного поверхностного слоя, а ее положение в плоскости XOZ определялось с помощью датчика случайных чисел. В направлении оси Z моделировались периодические граничные условия, многократно повторяющие моделируемый фрагмент и тем самым позволяющие имитировать протяженность образца в заданном направлении. Остальные поверхности (вдоль X и У) задавались свободными. Нижний слой атомов был неподвижным, имитируя подложку. Толщина слоя подложки составляла 0.73 нм. Над слоем подложки задавался специальный «демпфирующий» слой атомов, в котором использовалась процедура уменьшения кинетической энергии, аккумулируемой вследствие динамического нагружения. Использование слоя со свойствами отвода тепла позволило имитировать протяженность модельного образца вглубь материала по направлению оси У. Толщина «демпфирующего» слоя составляла 1.45 нм. Его кинетическая температура — температура, получаемая из равенства тепловой и кинетических энергий, поддерживалась в интервале от 125 до135 К.
Процесс нановыглаживания проводился с использованием индентора, действие которого было реализовано через силовое поле, имеющее форму цилиндра определенного радиуса с осью, направленной вдоль оси ^ На атомы, попадающие внутрь этой области, действовали силы по направлению от оси цилиндра. Направление и величина силы описываются формулой F(г) = —К(г — К)2, где К — константа; г — расстояние от центра цилиндра до атома; R — радиус цилиндра. При этом при г> R F(r) = 0. Процесс выглаживания
модельного материала проводился с использованием двух инденторов, радиусы которых отличались в 4 раза: 4 и 16 нм. Безусловно, эти значения на несколько порядков меньше величины реального радиуса заточки сферического индентора, применяемого при технологии выглаживания [21-24]. Задание реальной геометрии ин-дентора на размерах моделируемой сборки означало бы нагружение плоскостью. Такая постановка задачи существенно затруднит анализ динамики структурных преобразований в поверхностном слое, возникающих при движении цилиндра за счет распределения области концентратора напряжений. Скорость перемещения центра индентора составляла 10 м/с, что близко к предельным скоростям выглаживания, используемым на токарно-фрезерных центрах.
4. Моделирование нановыглаживания кристаллита меди
4.1. Выглаживание индентором с радиусом 4 нм
Результаты моделирования показали, что процесс нановыглаживания с радиусом цилиндрического инден-тора 4 нм на малом пространственном интервале напоминает процесс резания или царапания. При горизонтальном движении такого индентора перед ним по ходу движения образуется «валик» из атомов верхнего слоя. По мере перемещения цилиндра высота «валика» растет. Это хорошо видно на рис. 3, где в различные моменты времени изображен рельеф поверхности центрального монослоя атомов, расположенного параллельно плоскости ХОУ. Стрелками отмечено положение оси цилиндрического индентора в данный момент времени.
Рис. 2. Схематическое изображение моделируемого образца
Рис. 3. Профиль поверхности центрального монослоя в различные моменты времени. Стрелкой показано положение индентора. В момент і = 0 индентор находится над поверхностью кристаллита
Рис. 4. Структура моделируемого кристаллита в момент времени < = 2 не
Если сопоставить профиль поверхности до и после прохождения индентора (например на рис. 3 профили при t = 0 и 2 нс), то можно видеть, что характерные размеры шероховатости поверхностного слоя заметно уменьшаются. Разница в масштабах достигает одного порядка величины, что при данных размерах моделируемого фрагмента может быть интерпретировано как имитация процесса выглаживания. Действительно, после прохождения индентора шероховатость поверхности не исчезает полностью, а идет ее сглаживание. Особенности индентора (его малый радиус кривизны) приведут к тому, что формируемый по ходу движения «валик» из атомов поверхностного слоя в дальнейшем будет способствовать росту силы сопротивления движению ин-дентора. Следует ожидать, что при достижении определенной критической величины силы сопротивления тангенциальному движению индентор начнет перемещаться вертикально в направлении оси Y над поверхностью кристаллита, тем самым создавая наведенную периодическую шероховатость, обусловленную особенностями процесса. Такое поведение может быть сопоставлено с результатами нановыглаживания, получаемого в рамках динамической неустойчивости процесса [21].
На рис. 4 приведена структура моделируемого кристаллита в момент времени t = 2 нс. Цветом выделено геометрическое положение поверхностных атомов вдоль оси Y: от светлого к темному. В качестве базового уровня выбран слой, глубина которого соответствует глубине проникновения индентора (3 нм).
Для анализа особенностей структурных перестроек в процессе нановыглаживания был использован алгоритм поиска локальных структурных изменений, который позволяет идентифицировать появление таких дефектов, как дислокации и дефекты упаковки в ГЦК-решетке. Описание алгоритма приведено в работе [29]. Результаты исследований показали, что в объеме образца при моделировании процесса выглаживания возникают многочисленные дефекты структуры. Это преимущественно дефекты упаковки, а также дислокации, стен-
ки дислокаций и пр. В процессе движения индентора их число растет и они распространяются от поверхности в объем материала. Тем самым в результате пластической деформации формируется модифицированный поверхностный слой, обладающий свойствами отличными от свойств материала в объеме. Формирование многочисленных дефектов в поверхностном слое означает также возможность поверхностной нанофрагментации и формирование нанозеренной структуры.
На рис. 5 показан моделируемый фрагмент со сформировавшейся структурой поверхностных дефектов. Центры атомов, имеющих локальную топологию структурных связей для идеальной ГЦК-решетки, отмечены мелкими точками (бездефектные участки). Центры атомов, имеющих локальную топологию структурных связей, отличную от ГЦК-решетки, отмечены крупными точками.
4.2. Выглаживание индентором с радиусом 16 нм
Поскольку размеры индентора с радиусом 16 нм сопоставимы с размерами самого моделируемого фрагмента, алгоритм задания нагрузки для имитации процесса нановыглаживания отличался от предыдущей задачи. Нагрузка также моделировалась в два этапа: вдавливание и горизонтальное движение индентора, но исходное положение центра индентора задавалось вне моделируемого фрагмента. По мере вдавливания на левый край моделируемого фрагмента начинали действовать силы со стороны силового поля индентора, который погружался на глубину 3 нм, сопоставимую с величиной максимальной шероховатости поверхности.
После достижения заданной глубины моделировалась релаксация образца на временном интервале длительностью 5 пс. На втором этапе нагружения моделировалось движение индентора в направлении оси X (рис. 6) с постоянной скоростью 10 м/с. За время полного расчета индентор смещался вдоль оси X на величину 56 нм.
Согласно результатам вычислений задача с радиусом индентора 16 нм в большей степени соответствует технологическому процессу наноструктурирующего вы-
Рис. 5. Трехмерное изображение локальных структурных изменений в моделируемом кристаллите в момент времени t = 1.8 пс
Рис. 6. Схематическое изображение процесса нановыглаживания. Радиус индентора — 16 нм
глаживания, поскольку меньшая кривизна индентора практически не способствует формированию «валика» отвального материала из атомов поверхностного слоя. Происходит вдавливание отдельных шероховатостей поверхности в объем материала, что приводит к появлению как пластической, так и значительной части упругой составляющих деформации поверхностного слоя. Как и в предыдущей задаче, происходит сглаживание исходной шероховатости поверхностного слоя в пределах одного порядка (от 2 до 0.5 нм). Однако значительная доля запасенной упругой деформации, обусловленная воздействием индентора малой кривизны, приводит к тому, что после снятия нагрузки (прохождения инден-тора) уровень поверхности восстанавливается в среднем на 0.5 нм до значения у = 22.5 нм (рис. 7). Значительный перепад высот на краях моделируемого кристаллита обусловлен выбором свободных граничных условий вдоль оси X, при которых возможно смещение по плоскостям скольжения части граничного слоя фрагмента под действием приложенной нагрузки.
Рис. 8. Структура моделируемого кристаллита в момент времени ґ = 4 нс. Цветом отмечено вертикальное положение поверхностного атома
На рис. 8 приведена структура моделируемого кристаллита в момент времени t = 4 нс. Цветом выделено геометрическое положение поверхностных атомов вдоль оси Y: от светлого к темному. В качестве базового уровня выбран слой, глубина которого соответствует глубине проникновения индентора (3 нм).
Анализ структуры моделируемого фрагмента показал, что при движении индентора в поверхностном слое формируется больше дефектов структуры, чем в случае выглаживания индентором с радиусом 4 нм. Кроме того, возрастает и глубина проникновения дефектов в объем материала. Такое различие обусловлено увеличением площади контакта и распределением нагруженной области. В процессе движения индентора число структурных дефектов растет и они распространяются от поверхности в объем материала (рис. 9). Тем самым результатом пластического деформирования является формирование модифицированного поверхностного слоя, обладающего свойствами отличными от свойств материала в объеме. Анализируя ячеистую структуру, сформированную многочисленными пересекающимися плоскостями дефектов упаковки вычитания, можно высказать предположение о возможной нанофрагментации и формировании нанозеренной структуры в поверхностном слое моделируемого фрагмента. На рис. 9 показан моделируемый фрагмент со сформировавшейся структурой поверхностных дефектов.
Рис. 7. Профиль поверхности центрального монослоя в различные
моменты времени. Стрелкой показано положение индентора. В мо- Рис. 9. Трехмерное изображение локальных структурных изменений
мент ґ = 0 индентор находится слева и над поверхностью кристаллита в моделируемом кристаллите в момент времени ґ = 3.5 пс
5. Моделирование нановыглаживания монокристалла а^е
Поскольку технология метода выглаживания чаще всего используется при производстве различных узлов и деталей, изготовленных из сталей и сплавов, то на втором этапе исследований моделировалось нановыглаживание основного компонента таких материалов — железа. В качестве моделируемого объекта был рассмотрен монокристалл а-железа (ОЦК-кристалл с параметром решетки 0.2855 нм), размеры которого составляли 40x25 х 15 нм. Как и в предыдущем случае, кристаллографические направления [100], [010] и [001] кристаллита были ориентированы вдоль осейX, Y, Z. Потенциал взаимодействия атомов описывался в рамках метода погруженного атома [26, 27]. Взаимодействие с движущимся индентором было также реализовано через силовое поле, имеющее форму цилиндра в одном случае с радиусом 4 нм, в другом — 16 нм. Ось цилиндра была ориентирована параллельно оси ^ На этапе вдавливания индентор погружался в образец на глубину 3 нм, что соответствует величине исходной шероховатости, задаваемой явно, как и в предыдущих расчетах. На втором этапе индентор смещался вдоль оси X параллельно поверхности образца с постоянной скоростью 10 м/с.
Анализ структуры моделируемого фрагмента в различные моменты времени выявил схожие процессы
формирования дефектов структуры, которые зарождаются в области контакта индентора с поверхностью материала, а затем по мере продвижения индентора распространяются из поверхностного слоя в объем кристаллита. На рис. 10 показаны конфигурация поверхностных атомов нагружаемого монокристалла и его внутренняя структура в различные моменты времени. Рисунки 10, а и б соответствуют начальной стадии процесса обработки поверхности, рисунки 10, в и г — его завершению после однократного прохода индентора. Видно, что в результате обработки моделируемого кристаллита, как и в случае с медным образцом, происходит снижение размеров исходной шероховатости поверхности, что с учетом выбранных размеров рассматриваемого фрагмента имитирует технологический процесс выглаживания на нанометровом масштабе.
Из сопоставления структур, приведенных на рис. 9 и 10, можно также видеть отличия в характере зарождающихся дефектов в приповерхностной области для двух рассматриваемых металлов. Так, если в случае меди в образце преимущественно возникали планарные дефекты — дефекты упаковки вычитания, ориентированные вдоль системы скольжения {111} в ГЦК-решет-ке, то в а-железе это множество линейных дефектов, представляющих сложную систему изогнутых линий, переплетенных между собой. Послойный анализ конфигурации атомов в плоскостиXOY, выделяемых в направ-
Рис. 10. Структура поверхностных атомов моделируемого фрагмента а-железа (а, в) и внутренняя структура атомов (отмечены крупными точками), имеющих локальную топологию, отличную от идеальной для ОЦК-решетки (б, г), в начале и в конце однократного прохождения индентора по поверхности обрабатываемого материала; ґ = 1 (а, б) и 3.9 нс (в, г)
лении оси Z, выявил, что в результате прохождения индентора в объеме монокристалла а-железа формируются линейные дефекты — краевые дислокации, проходящие через весь моделируемый образец либо формирующие замкнутые дислокационные петли, которые могут перемещаться из приповерхностной области в объем нагружаемого материала. По мере прохождения индентора по поверхности обрабатываемого материала число дефектов растет и они образуют сложную систему переплетенных кривых (рис. 10, г), в которой затруднительно выделение отдельного дефекта.
Как отмечалось выше, формирование взаимно пересекающихся плоскостей дефектов упаковки для медного кристаллита может приводить к формированию разори-ентированной нанозеренной структуры. Исследование структуры монокристалла а-железа показало, что результатом обработки поверхности выглаживанием также является наноструктурирование поверхностного слоя. На рис. 11 показан фрагмент моделируемого кристаллита в момент времени t = 7.8 нс, что соответствует конечному этапу повторного прохождения индентора по поверхности обрабатываемого материала. Изображения на рис. 11, а и б отличаются только взаимным разворотом изображенного фрагмента вокруг оси ОХ (начальное направление [100]) на 2°. Хорошо видно, что если
для изображения на рис. 11, а идеальная ОЦК-структура просматривается в нижней и правой верхней частях представленного фрагмента, то на рис. 11, б это справедливо для левой части фрагмента. Анализ атомной структуры показал также, что наноблоки связаны между собой промежуточным слоем, структура которого за счет взаимного влияния блоков отличается от атомной конфигурации идеальной решетки. Таким образом, в результате обработки выглаживанием на атомном масштабе в поверхностном слое материала возможно формирование разориентированных наноблоков, разделенных между собой интерфейсными слоями.
5.1. Оценка напряженного состояния кристаллической решетки
Для исследования динамики изменения напряжений в приповерхностной области моделируемого образца при нановыглаживании была выделена область кубической формы, отмеченная на рис. 12 как область А. Размеры выделенной области в направлении осей X, У и Z были равны 5 х 5 х 5 нм соответственно. Ее геометрическое расположение вдоль осей X и Z соответствовало середине моделируемого кристаллита, а вдоль оси У — глубине приблизительно равной 30 % от высоты образца.
На рис. 13 приведены временные зависимости изменения нормальных ахх и о^ и тангенциального оху напряжений для выделенного объема А. Стрелкой указан момент времени, когда центр индентора находился над центром рассматриваемой области. Напряжения рассчитывались путем вычисления сил между атомами, расположенными в выделенном элементе кристаллита. Видно, что если в направлении оси У образец испытывает только сжимающие напряжения, то вдоль оси X, совпадающей с направлением движения индентора, напряжения меняют знак со сжимающих на растягивающие при приближении индентора к выделенному участку. Согласно принципам физической мезомеха-
Рис. 11. Различные ориентации левой части моделируемого кристал- Рис. 12. Схематическое изображение моделируемого фрагмента и
лита после формирования наноблочной структуры. Вращение вы- положение выделенных областей, для атомов которых рассчитыва-
полнено в лабораторной системе координат лось изменение напряжений
ники [30, 31], а также результатам, представленным в работах [32, 33], именно формирование таких локальных областей с избыточным удельным атомным обье-мом способствует зарождению и развитию структурных дефектов при пластическом деформировании кристаллической решетки. После прохождения индентора над выделенной областью растягивающие напряжения быстро спадают и меняются на сжимающие с небольшим остаточным значением, являющимся результатом под-жатия кристаллита вблизи поверхности. Аналогичный знакопеременный характер переключения напряжений в поверхностном слое при прохождении индентора наблюдается и для сдвиговой компоненты а, подобно тому, как это отмечалось в работах [15, 16] для макромасштаба. Следует отметить, что явный учет кристаллической структуры моделируемого материала приводит к тому, что рассчитываемые зависимости не являются гладкими, а имеют флуктуации вокруг среднего значения, связанные с формированием дефектов структуры и анизотропией кристаллической решетки. Таким образом, степень колебаний компонент напряжений может являться количественной оценкой плотности генерируемых дефектов. Согласно полученным данным, величина отклонений значения напряжений от среднего возрастает при приближении положения индентора к выделенной области А, а также в момент достижения точек экстремума функции усредненного значения. Можно утверждать, что именно в эти моменты времени и в этих областях поверхности происходит генерация основной доли структурных дефектов при пластическом деформировании поверхностного слоя.
На рис. 14 представлены результаты послойного исследования тонкого поверхностного слоя образцов из термоупрочненной стали 20X13, имеющей структуру тетрагонального низкоотпущенного мартенсита. Использовалась обработка выглаживанием сферическим индентором с радиусом заточки R = 4 мм при силе Р = 340 Н, подаче 51 = 0.08 мм/об., скорости выглаживания V =100 м/мин. Наблюдаемое упрочнение на глубину до 250 мкм при выглаживании обусловлено диспергированием тонкого приповерхностного слоя, увеличе-
Рис. 13. Временные зависимости компонент напряжений: а^ (а), ауу (б) и а (в) для выделенного фрагмента А, изображенного на рис. 12. Стрелкой отмечен момент времени прохождения индентора над центром выделенной области
нием дефектности кристаллического строения (плотности дислокаций), а также протеканием в тетрагональном мартенсите процессов деформационного динамического старения [23]. Выглаживающая обработка обес-
В, мин а, МПа
48 ■1 ш -0
44 1 □ * / а + * у- --300
40 V О / !/■ * а / --600
36 -■ \.и в«»
' V ■ ■ Ф у' * » - -900
32 . ■ п
28 ■ л а ^ • □ □ л ■ ■-1200
24 --1500
1 1 1 0 100 1 1 1 1 1 200 300 И, мкм
Рис. 14. Изменение микротвердости по Виккерсу НУ0.025 (а), интегральной ширины В рентгеновской линии (110)а и остаточных напряжений а по глубине к поверхностного слоя образцов из закаленной и низкоотпущенной при 150 °С стали 20X13 (б) после выглаживания с силой Р = = 340 Н
печивает повышение износостойкости поверхностей в условиях трения скольжения и абразивного воздействия [24], а также формирование благоприятных остаточных сжимающих напряжений. На образцах из термоупрочненной стали 20Х13 максимальный уровень остаточных сжимающих напряжений аост на поверхности составил -1500 МПа (рис. 14, б).
Таким образом, данные экспериментальных измерений хорошо согласуются с результатами компьютерного моделирования и подчеркивают роль напряженного состояния модифицированного поверхностного слоя в изменении его прочностных свойств.
6. Обсуждение и выводы
В заключение отметим, что результаты компьютерного моделирования на масштабе отдельных атомов позволили выявить механизмы, посредством которых возможно развитие процесса, связанного с наноструктурированием поверхностного слоя при обработке выглаживанием. Согласно полученным данным, этот процесс может происходить путем формирования системы многочисленных пересекающихся плоских дефектов — дефектов упаковки вычитания, как в случае медного образца, либо за счет формирования сложной системы переплетающихся линейных дефектов — краевых дислокаций, как в случае образца а-железа. В обоих случаях это приводит к формированию отдельных раз-ориентированных зерен нанометрового масштаба, разделенных между собой интерфейсным слоем. Следует отметить, что степень разориентации зерен, глубина проникновения дефектов структуры в обьем материала и их общее число увеличиваются при повторном прохождении индентора по поверхности обрабатываемого материала. Установлено также, что зарождение дефектов структуры кристаллической решетки в области контакта индентора с поверхностью нагружаемого материала происходит в условиях циклических знакопеременных напряжений, что справедливо как для продольных нормальных, так и для тангенциальных компонент. Момент зарождения дефектов связан с локальным перераспределением избыточного удельного атомного обьема и формированием разреженных областей. Обнаруженный эффект находится в полном соответствии с принципами физической мезомеханики, а также с ранее полученными результатами компьютерного моделирования, выполненного для других материалов и условий нагружения.
Отметим также, что представленные результаты не являются в полной мере имитацией технологического процесса выглаживания, поскольку используемые в работе масштабы модельного образца, исходной и результирующей шероховатости, радиуса кривизны индентора существенно отличаются от используемых реальных величин. Так, если характерные размеры результирую-
щей шероховатости отличаются примерно в 10 раз, то радиус кривизны индентора более чем в 1000 раз. Тем не менее, результаты, полученные на атомном масштабе, находятся в хорошем согласии с результатами исследований, проведенных на макромасштабе [15], где, в частности, показано изменение напряженно-деформированного состояния материала вблизи индентора, а также подтверждаются данными экспериментальных исследований. Это говорит о корректности постановки физической модели процесса и выбора методов решения задачи наноструктурирующего выглаживания.
Работа выполнена при частичной поддержке проекта № 13.3 по программе ОЭММПУ РАН № 13, интеграционного проекта СО РАН № 127 со сторонними организациями и гранта РФФИ № 11-08-01025-а.
Литература
1. Korzynski M. Modeling and experimental validation of the force-sur-face roughness relation for smoothing burnishing with a spherical tool // Int. J. Mach. Tool. Manu. - 2007. - V. 47. - P. 1956-1964.
2. Суслов А.Г., Гуров Р.В., Тишевских E.C. Отделочно-упрочняющая обработка поверхностным пластическим деформированием // Упрочняющие технологии и покрытия. - 2008. - № 9. - С. 20-21.
3. Панин В.Е., Сергеев В.П., Панин А.В. Наноструктурирование поверхностных слоев конструкционных материалов и нанесение наноструктурных покрытий. - Томск: ТПУ, 2008. - 286 с.
4. Кузнецов В.П., Макаров А.В., Киряков А.Е. Экспериментальные исследования формирования поверхностного слоя деталей при финишной обработке выглаживанием на токарно-фрезерных центрах // Современные проблемы машиностроения: Труды V Межд. научно-техн. конф. - Томск: Изд-во ТПУ, 2010. - С. 571-576.
5. Одинцов В.Г. Финишная обработка деталей алмазным выглаживанием и вибровыглаживанием. - М.: Машиностроение, 1981. -160 с.
6. Пшибылъский В. Технология поверхностной пластической обработки. - М.: Металлургия, 1991. - 478 с.
7. Макаров А.В. Наноструктурирующая фрикционная обработка углеродистых и низколегированных сталей // Перспективные материалы. Том IV: Уч. пособие / Под ред. Д.Л. Меерсона. - Томск: ТГУ, 2011. - С. 123-207.
8. Heilmann P., Clark W.A., Rigney D.A. Orientation determination of subsurface cells generated by sliding // Acta Metall. - 1983. - V. 31. -No. 8. - P. 1293-1305.
9. Korshunov L.G., Makarov A.V., Chernenko N.L. Ultrafine structures formed upon friction and their effect on the tribological properties of steels // Phys. Met. Metallogr. - 2000. - V. 90. - No. 1. - P. S48-S58.
10. Makarov A. V, Savrai R.A., Pozdejeva N.A., Smirnov S. V, Vichuzha-nin D.I., KorshunovL.G., Malygina I.Yu. Effect of hardening friction treatment with hard-alloy indenter on microstructure, mechanical properties, and deformation and fracture features of constructional steel under static and cyclic tension // Surf. Coat. Tech. - 2010. - V. 205. -No. 3. - P. 841-852.
11. Тарасов С.Ю., Рубцов В.Е. Сдвиговая неустойчивость в подповерхностном слое материала при трении // ФТТ. - 2011. - Т. 53. -№ 2. - С. 336-340.
12. Смелянский В.М. Механика упрочнения материалов поверхностным пластическим деформированием. - М.: Машиностроение, 2002. - 300 с.
13. Yen Y.C., Sartkulvanich P., Altan T. Finite element modeling of roller burnishing process // CIRP Annals — Manufacturing Technology. -2005. - V. 54. - No. 1. - P. 237-240.
14. Klocke F., Backer V., Wegner H., Zimmermann M. Finite element analysis of the roller burnishing process for fatigue resistance increase of engine components // J. Eng. Manufacture. - 2011. - V. 225. -No. 1. - P. 2-11.
15. Кузнецов В.П., Смолин И.Ю., Дмитриев А.И., Коновалов Д.А., Макаров А.В., Киряков А.Е., Юровских А.С. Конечно-элементное моделирование наноструктурирующего выглаживания // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - № 6. - С. 87-97.
16. Вичужанин Д.И., Макаров А.В., Смирнов С.В., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю. Напряженно-деформированное состояние и по-врежденность при фрикционной упрочняющей обработке плоской стальной поверхности скользящим цилиндрическим индентором // Проблемы машиноведения и надежности машин. - 2011. -№6.- С. 61-69.
17. Остермайер Г.П. Метод мезоскопических частиц для описания термомеханических и фрикционных процессов // Физ. мезомех.-1999. - Т. 2. - № 6. - С. 25-32.
18. Dmitriev A.I., Oesterle W., Kloss H. Numerical simulation of typical contact situations of brake friction materials // Tribol. Int. - 2008. -V. 41. - No. 1. - P. 1-8.
19. Begau C., Hartmaier A., George E.P, Pharr G.M. Atomistic processes of dislocation generation and plastic deformation during nanoindentation // Acta Mater. - V. 59. - 2011. - P. 934-942.
20. Дмитриев А.И., Никонов А.Ю., Псахъе С.Г. Атомистический механизм зернограничного проскальзывания на примере большеугловой границы Е = 5. Молекулярно-динамический расчет // Физ. мезомех. - 2010. - Т. 13. - № 4. - С. 15-24.
21. Кузнецов В.П. Имитационное моделирование влияния параметров технологической системы на виброустойчивость выглаживания поверхностей деталей // Металлообработка. - 2010. - Т. 55. -№ 1.- С. 7-15.
22. Кузнецов В.П., Дмитриева О.В., Макаров А.В., Киряков А.Е. Экспериментальные и теоретические исследования формирования субмикрошероховатых поверхностей деталей выглаживанием на токарно-фрезерных центрах // Изв. ТПУ. - 2011. - Т. 319. - № 2. -С. 40-45.
23. КузнецовВ.П., Макаров А.В., СаврайР.А., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю., Киряков А.Е. Формирование высококачественных поверхностей деталей из коррозионностойкой стали выглаживанием специальным инструментом с узлом динамической стабилизации на токарно-фрезерном центре // Упрочняющие технологии и покрытия. - 2011. - № 8. - С. 3-15.
24. Кузнецов В.П., Макаров А.В., Юровских А.С., Саврай Р.А., Киряков А.Е. Износостойкость поверхностей деталей из стали 20X13 с субмикро- и нанокристаллическими слоями, сформированными выглаживанием на токарно-фрезерном центре // Изв. Самарского научного центра РАН. - 2011. - Т. 13. - № 4(3). - С. 776-781.
25. Dmitriev A.I., Nikonov A.Yu. Simulating interaction of two symmetric grain boundaries under shear strain conditions // Tech. Phys. Lett. -2011. - V. 37. - No. 9. - P. 884-887.
26. Suzuki A., Mishin Y. Atomistic modeling of point defects and diffusion in copper grain boundaries // Interface Sci. - 2003. - V. 11. -No. 1. - P. 131-148.
27. Foiles S.M. Embedded-atom and related methods for modeling metallic systems // MRS Bull. - 1996. - V. 21. - No. 2. - P. 24-28.
28. Plimpton S.J. Fast parallel algorithms for short-range molecular dynamics // J. Comp. Phys. - 1995. - V. 117. - No. 1. - P. 1-19.
29. Honeycutt D.J., Andemen H.C. Molecular dynamics study of melting and freezing of small Lennard-Jones clusters // J. Phys. Chem. -1987. - V. 91. - P. 4950-4963.
30. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Наноструктурные состояния в твердых телах // ФММ. - 2010. - Т. 110. - № 5. - С. 486-496.
31. Панин В.Е., Панин А.В. Эффект поверхностного слоя в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 5. - С. 7-
15.
32. Dmitriev A.I., Psakhie S. G. The role of excess volume in the stage of plastic deformation initiation in near-surface regions of a loaded crystal // Tech. Phys. Lett. - 2006. - V. 32. - No. 8. - P. 664-666.
33. Dmitriev A.I., Zolnikov K.P., Psakhie S.G. Low-density layer formation and “lifting force” effect at micro- and meso-scale levels // Theor. Appl. Fract. Mech. - 2005. - V. 43. - No. 3. - P. 324-334.
Поступила в редакцию 08.11.2011 г.
Сведения об авторах
Кузнецов Виктор Павлович, к.т.н., зав. каф. КГУ, wpkuzn@mail.ru Никонов Антон Юрьевич, асп. ИФПМ СО РАН, nikonov@usgroups.com
Дмитриев Андрей Иванович, д.ф.-м.н., доц., внс ИФПМ СО РАН, проф. ТГУ, dmitr@ispms.tsc.ru Псахье Сергей Григорьевич, д.ф.-м.н., чл.-к. РАН, проф., дир. ИФПМ СО РАН, sp@ispms.tsc.ru Макаров Алексей Викторович, д.т.н., рук. лаб. ИМАШ УрО РАН, УФУ, makarov@imach.ru
