CC BY
50
УДК 539.372, 531.01, 620.172
Механизмы формирования деформационного рельефа на поверхности поликристаллических образцов ВТ1-0 при одноосном растяжении
А.В. Панин1,2, М.С. Казаченок1, В.А. Романова1, P.P. Балохонов1, А.И. Козельская1,
Е.А. Синякова1, К.В. Круковский1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Методами дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD), оптической и атомно-силовой микроскопии, а также методом численного моделирования исследованы закономерности огрубления поверхности образцов технического титана ВТ1-0 в процессе одноосного растяжения. Показано, что внутризеренное скольжение обусловливает поворот поверхностных зерен, который сопровождается наклоном их поверхности, а также формированием ступени на их границе с соседними зернами. Продемонстрировано влияние кристаллографической ориентации зерен на характер их формоизменения, а также степень их поворотов, развивающихся в условиях стесненности пластической деформации.
Ключевые слова: технический титан, одноосное растяжение, деформационный рельеф, повороты зерен, дислокационное скольжение, EBSD-анализ, численное моделирование
Formation mechanisms of the deformation relief on the surface of polycrystalline VT1-0 titanium specimens under uniaxial tension
A.V. Panin1,2, M.S. Kazachenok1, V.A. Romanova1, R.R. Balokhonov1, A.I. Kozelskaya1, E.A. Sinyakova1, and K.V. Krukovskii1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
Surface roughening in uniaxially tensile specimens of commercial titanium VT1-0 is investigated using electron backscatter diffraction, optical and atomic force microscopy, and numerical simulation. It is shown that intragranular slip governs the rotation of surface grains accompanied by the inclination of their surface and the formation of a step at their interface with neighboring grains. The effect of the crystallographic grain orientation on the grain shape change and the degree of grain rotations occurring in the conditions of constrained plastic deformation is demonstrated.
Keywords: commercial titanium, uniaxial tension, deformation relief, grain rotations, dislocation glide, EBSD analysis, numerical simulation
1. Введение
Исследование деформационного рельефа, возникающего на поверхности конструкционных материалов в процессе нагружения, позволяет получить подробную информацию об основных механизмах их пластической деформации и последующего разрушения. В случае монокристаллических материалов деформационный рельеф, как правило, проявляется в виде полос скольжения, образованных смещением одной части кристалла относительной другой вдоль определенных кристаллографи-
ческих плоскостей. Анализ преимущественной ориентации полос сдвига, расстояния между полосами, а также высоты ступеней на поверхности нагруженного монокристалла, образованных в результате подобных кристаллографических сдвигов, позволяет продемонстрировать стадийность процесса пластической деформации монокристалла, оценить напряженно-деформированное состояние и т.п. [1].
Огрубление поверхности нагруженных поликристаллов связано с одновременным и самосогласованным
© Панин А.В., Казаченок М.С., Романова В.А., Балохонов P.P., Козельская А.И., Синякова Е.А., Круковский К.В., 2016
развитием процессов их пластической деформации на различных структурных и масштабных уровнях. Кристаллографическое скольжение и двойникование в отдельных зернах приводит к образованию ступеней субмикронных размеров на их поверхности. В свою очередь, развороты поверхностных зерен, а также их индивидуальные или коллективные смещения в направлении, нормальном к свободной поверхности, вызывают эффект «апельсиновой корки», формирование на поверхности поликристаллических металлов различных полосовых или складчатых структур мезомасштабного диапазона [2, 3]. Наконец, развитие полос локализованной деформации в условиях, когда дислокационные механизмы деформации оказываются подавленными, является причиной появления очагов макролокализации пластического течения, максимальным проявлением которой является шейка.
Закономерности формирования деформационного рельефа на поверхности нагруженных поликристаллов подробно исследованы в большом числе теоретических и экспериментальных работ. Показано, что огрубление поверхности может быть связано с различной величиной фактора Шмида в отдельных зернах [4-7], момент-ными напряжениями на их границах [8], возникновением на неплоской границе раздела между поверхностными и объемными зернами напряжений, нормальных к плоскости поверхности [9, 10], и т.д. Существенный вклад в огрубление поверхности нагруженных материалов могут также вносить развороты зерен, однако вопрос о проявлении данного механизма деформации в крупнозернистых поликристаллах, нагружаемых при комнатной температуре, остается дискуссионным.
В общем случае интенсивность огрубления поверхности зависит от многих факторов: условий нагружения, размеров зерен и их кристаллографической ориентации, состояния границ зерен, напряженно-деформированного состояния и др. В данной работе экспериментально и численно исследовано влияние кристаллографической ориентации поверхностных зерен на закономерности формирования деформационного рельефа на поверхности образцов технического титана ВТ1-0 в процессе одноосного растяжения при комнатной температуре.
2. Материал и методика исследования
В качестве материала для исследований был выбран технически чистый титан ВТ1-0, подвергнутый отжигу в вакууме при температуре 750 °С в течение 1 ч. Образцы ВТ1-0 для механических испытаний изготавливали методом электроискровой резки в форме двусторонней лопатки размером 2x1x8 мм3. Для снятия дефектного слоя, возникшего в результате резки, полученные образцы подвергали механической шлифовке и электролитической полировке. Одноосное статическое растяжение образцов проводили на испытательной машине
INSTRON 5582 при комнатной температуре со скоростью нагружения 0.3 мм/мин.
Морфологию поверхности нагруженных образцов титана ВТ1-0 исследовали с помощью оптического про-филометра NewView 6200, оптического микроскопа Zeiss Axiovert 40 MAT и атомно-силового микроскопа (АСМ) Solver HV. Микроструктурный анализ образцов ВТ1-0 проводили на растровом электронном микроскопе LEO EVO 50, оборудованном приставками Oxford Instruments INCAx-act для микрорентгеноспектрального анализа и Oxford Instruments Nordlys для исследований методом дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD).
Методом численного моделирования была исследована эволюция напряженно-деформированного состояния в микрообъемах поликристаллического титана, содержащих 50 и более зерен, в условиях одноосного растяжения. Трехмерная поликристаллическая структура, сгенерированная методом пошагового заполнения [9, 10], приведена на рис. 1, а. Поликристалл рассматривается как конгломерат зерен, различным образом ориентированных по отношению к нагрузке. Для этого в каж-
Рис. 1. Модельная поликристаллическая структура, сгенерированная методом пошагового заполнения (а), и EBSD-карта микроструктуры образца ВТ1-0 (б)
дом зерне вводилась локальная система координат, задающая кристаллографическую ориентацию зерна относительно глобальной системы координат. В соответствии с данными EBSD-анализа ориентация зерен задавалась случайным образом, чтобы смоделировать отсутствие выраженной текстуры в образце. Определяющие соотношения зерен, построенные в рамках физической теории пластичности и анизотропной упругости, решались в локальных координатах. Подробно постановка задачи и описание модели поликристаллического титана приведены в [10].
Краевая задача решалась в динамической постановке методом конечных элементов. В соответствии со схемой, приведенной на рис. 1, а, растяжение задавалось путем смещения торцевых граней вдоль оси Xx. Верхняя и нижняя поверхности являлись свободными от действия внешних сил. На боковых поверхностях задавались условия симметрии, что имитировало условия стесненной деформации в объеме образца.
3. Экспериментальные данные
Методом EBSD-анализа установлено, что исследуемый образец ВТ1-0 характеризуется равноосной зерен-ной структурой со средним размером зерна 120 мкм (рис. 1, б). Следует отметить, что EBSD-карты, представленные в формате «градации серого», не всегда отражают степень разориентации зерен. Например, зерна 1 и 2 не очень сильно отличаются по цвету, однако характеризуются различной пространственной ориентацией. В то же время у зерен 3 и 4, также имеющих одинаковый цвет, взаимная разориентация оказывается существенно меньше. Для наглядности ориентации кристаллической решетки указанных зерен приведены в виде шестиугольных призм, повернутых на соответствующие углы.
Для исследования влияния кристаллографической ориентации поверхностных зерен образца ВТ1-0 на за-
кономерности формирования деформационного рельефа было проведено сопоставление изображений морфологии участка поверхности и соответствующих карт EBSD, полученных при различных степенях деформации. Установлено, что интенсивность внутризеренного скольжения в нагруженных титановых образцах крайне неоднородна. Как видно из рис. 2, а, в зернах образца ВТ1-0, деформированного на 5 %, наблюдаются грубые либо тонкие полосы скольжения. Кроме того, на предварительно полированной плоской поверхности образца ВТ1-0 проявляются границы зерен. Анализ профиля поверхности на участке, содержащем зерна 1 и 2, показал, что на границе между этими зернами образуются ступени субмикронной высоты, а поверхность зерен приобретает различный наклон (рис. 3, а, б). С увеличением степени деформации образца от 5 до 20 % интенсивность дислокационного скольжения внутри зерен практически не изменяется (ср. рис. 2, а, б). При этом поверхность зерен существенно искривляется, а их границы становятся более выраженными. Последнее наглядно подтверждается увеличением высоты ступени между зернами 1 и 2 от 0.25 до 1.00 мкм (рис. 3, б, г).
Наклон и искривление поверхности зерен в нагруженных образцах ВТ1-0, а также появление ступеней на границе между зернами сопровождаются их поворотами относительно оси нагружения. Величина поворотов зерен может быть численно оценена по изменению углов Эйлера ф^ ф и ф2, определяющих ориентацию кристаллической решетки зерен относительно выбранной системы координат (табл. 1). Сравнительный анализ данных, приведенных в табл. 1 и рис. 2-4, показал, что интенсивность внутризеренного скольжения не имеет однозначной корреляции со степенью поворота зерен. Например, хорошо видно, что скольжение в зерне 1 более ярко выражено, чем в зерне 2 (рис. 2-4). Атомно-силовая микроскопия показала, что при деформации 20% в зерне 1 наблюдаются системы полос гру-
мкм
мкм
0.00
0.05
0.10
0.15
0.20
0.00 0.05
0.10 0.15
0.20
0.25
Рис. 3. Морфология поверхности (а, в) и соответствующие профилограммы вдоль линий АВ (б) и CD (г) образца ВТ1-0, подвергнутого одноосному растяжению до 8 = 5 (а, б) и 20 % (в, г); оптическая профилометрия
бого скольжения, образующие на поверхности зерна ступени высотой 20 нм. Расстояние между соседними следами скольжения составляет ~1.5 мкм (рис. 4, а, б). В то же время интенсивность скольжения в зерне 2 проявляется существенно слабее: высота ступеней, образованных следами скольжения, не превышает 5 нм, а расстояние между ними — 0.5 мкм (рис. 4, в). При этом углы Эйлера ф1 и ф для зерен 1 и 2 изменяются в близком диапазоне, тогда как угол ф2 демонстрирует существенно большее изменение в зерне 2, чем в зерне 1. С другой стороны, интенсивность скольжения в зернах 6 -8 примерно одинакова (рис. 5), однако при этом изменение углов Эйлера ф1 и ф2 оказывается наиболее существенным в зерне 7 (табл. 1).
В отличие от внутризеренного скольжения, высота ступеней, образующихся на границе между поверхностными зернами, испытавшими поворот, хорошо коррелирует с изменением их углов Эйлера. Сравнительный
анализ изменения углов Эйлера у зерен 6-8 показал, что в образце ВТ 1 -0, деформированном на 20 °%, именно зерно 7 характеризуется максимальным разворотом,
Таблица 1
Изменение углов Эйлера поверхностных зерен при растяжении образца ВТ1-0
Деформация
№ зерна 5 % 20 %
Лфх Дф Дф2 Дф1 Дф Дф2
1 2.2° 6.9° 0.2° 5.3° 4.7° 1.8°
2 3.3° 4.7° 11.0° 8.6° 2.3° 9.4°
3 2.4° 6.2° 0.1° 7.0° 2.4° 0.0°
4 2.4° 5.8° 1.7° 5.9° 2.5° 2.8°
6 0.2° 5.0° 2.2° 5.0° 0.1° 3.3°
7 18.6° 1.5° 18.8° 12.4° 0.1° 9.9°
8 0.6° 4.5° 4.0° 4.1° 1.9° 3.7°
Рис. 4. Изображение (а) и соответствующие профили поверхности АВ (б) и CD (в) зерен 1 и 2 в образце титана ВТ1-0, подвергнутом одноосному растяжению, 8 = 20 %; атомно-си-ловая микроскопия
Рис. 5. 2D- (а) и 3D-изобрaжения (б) тройного стыка зерен 6-8 в нагруженном образце титана ВТ1-0, одноосное растяжение, е = 20 %; атомно-силовая микроскопия
имеет сильный наклон поверхности и высокую ступень на границе с соседними зернами (рис. 5). В то же время не наблюдается образования ступени между зернами 6 и 8, степень поворота которых оказывается существенно меньше.
Анализ карт фактора Шмида для призматической и базисной систем скольжения наглядно демонстрирует неоднородное изменение кристаллографической ориентации внутри поверхностных зерен образцов ВТ1-0, подвергнутых одноосному растяжению (рис. 6). В зер-
Рис. 6. Карты фактора Шмида для призматических (10 10)[1210] (а, б) и базисных систем скольжения (0001)[1210] (в, г) в поверхностных зернах образца ВТ1-0 до (а, в) и после 20% деформации (б, г). Максимальному фактору Шмида соответствует белый цвет, минимальному — черный
О 5 10 15 мкм 0 12 3 мкм
Рис. 7. Изображения (а, в) и соответствующие профилограммы AB и CD (б, г) поверхности нагруженного образца титана ВТ1-0 в области границы между зернами 9 и 10; одноосное растяжение, е = 20 %; атомно-силовая микроскопия
не 1 фактор Шмида для призматических систем скольжения (1010)[ 1210] меняется от 0.47 до 0.43 вблизи границы зерна, в то время как в центре данного зерна фактор Шмида уменьшается слабее (до 0.45). Напротив, фактор Шмида для базисных систем скольжения (0001)[1210] в зерне 1 увеличивается от 0.06 до 0.110.14. Отметим, что разворот зерен в нагруженном образце ВТ 1 -0 может сопровождаться как однонаправленным, так и разнонаправленным изменением фактора Шмида для различных систем скольжения.
Как было показано выше, не наблюдается корреляции между степенью разворотов поверхностных зерен и интенсивностью внутризеренного скольжения. Однако можно утверждать, что если какие-то зерна характеризуются существенным изменением углов Эйлера, т.е. испытывают сильный кристаллографический поворот (например, зерно 7 на рис. 5), то в окружающих зернах развивается интенсивное дислокационное скольжение. Последнее проявляется либо во включении системы вторичного скольжения (зерно 6), либо в увеличении плотности следов первичного скольжения (зерно 8).
Границы зерен на поверхности деформированного образца ВТ1-0 могут проявляться не только за счет разворота зерен и/или их смещения в направлении, перпендикулярном свободной поверхности, но и вследствие локального полиморфного превращения. EBSD-анализ показал, что на исследованном участке поверхности образца ВТ1-0, растянутого на е = 20 %, кристаллическая решетка зерен 5 и 9 трансформируется из ГПУ в ОЦК. Поскольку объем элементарной ОЦК-решетки (V = а3 = = 0.3323 = 0.03659 м3) больше, чем объем элементарной
ГПУ-решетки (V = a2ccos30° = 0.29782 • 0.4735 • л/з/2 = = 0.03637 м3), то в условиях стесненности деформации увеличение объема элементарной ячейки на AV = = 0.00022 м3 = 0.6 % сопровождается выдавливанием материала вдоль границы между соседними зернами (рис. 7). Детальное исследование выдавленного гребня между зернами 9 и 10 показало, что он состоит из складок высотой 20-40 нм. Расстояние между складками составляет 1 мкм.
4. Обсуждение результатов
Основной причиной огрубления предварительно полированной поверхности исследуемых образцов ВТ 1-0 в процессе одноосного растяжения является внут-ризеренное скольжение, приводящее к неоднородному удлинению как поверхностных, так и нижележащих объемных зерен и, соответственно, их утонению. В принципе, двойникование, вызывающее смещение частей зерен друг относительно друга, также обеспечивает эффективное формоизменение зерен. Однако поскольку двойникование наблюдалось только в единичных зернах нагруженных образцов ВТ1-0, оно не является предметом обсуждения настоящей статьи.
Интенсивность внутризеренного скольжения в нагруженных поликристаллах зависит не только от кристаллической ориентации индивидуальных зерен по отношению к направлению приложенной нагрузки, но и от степени разориентации между соседними зернами. Последняя определяет уровень концентрации напряжений вблизи межзеренных границ и, соответственно, скорость зарождения дислокаций. Таким образом, зерна,
имеющие максимальный фактор Шмида и наиболее разориентированные друг относительно друга, должны испытывать наибольшую степень пластической деформации. Однако, в отличие от монокристаллов, пластическая деформация зерен в поликристаллах в значительной степени определяется локальными условиями их нагружения. Вследствие неоднородной внутренней структуры силы, приложенные к поверхности зерен, могут существенно отличаться от сил, приложенных к поверхности образца. Как следствие, реальные значения фактора Шмида не всегда соответствуют значениям, определенным методом EBSD-анализа, поскольку в эксперименте фактор Шмида рассчитывается относительно продольной оси образца, совпадающей с осью нагру-жения. Поэтому однозначно связать кристаллографическую ориентацию поверхностных зерен с неоднородной степенью их деформации не представляется возможным.
Сравнительный анализ карт EBSD и оптических изображений соответствующих участков поверхности нагруженного образца ВТ1-0 показал, что все без исключения поверхностные зерна в той или иной степени испытывают поворот. При этом не наблюдается связи между интенсивностью внутризеренного скольжения и степенью их поворота. В настоящее время не существует единого мнения относительно механизма разворотов поверхностных зерен в металлических поликристаллах, подвергнутых одноосному растяжению при низких гомологических температурах. Поскольку нагруже-ние осуществляли при комнатной температуре, то формирование деформационного рельефа на поверхности исследованных образцов ВТ1-0 не связано ни с диффузионной ползучестью, ни с зернограничным скольжением, при котором зерна проворачиваются, скользя вдоль границы. В принципе, дислокационная ползучесть, наблюдающаяся в титане и его сплавах даже при комнатной температуре [11, 12], могла бы являться причиной огрубления поверхности. Например, в работе [13] убедительно показано, что при растяжении тонких пленок Pt со средним размером зерна менее 6 нм имеет место разворот зерен, обусловленный переползанием зерно-граничных дислокаций. Однако маловероятно, что развороты поверхностных зерен в исследованных крупнозернистых образцах ВТ1-0 связаны с дислокационной ползучестью. Данный процесс слишком медленно развивается во времени, поскольку также является термо-активируемым. Причем, последнее относится не к собственно движению дислокаций, а к миграции вакансий, которые контролируют их скольжение и переползание. Таким образом, можно полагать, что именно интенсивное внутризеренное скольжение является основной причиной разворота поверхностных зерен исследованных титановых образцов.
Известно, что в титане, имеющем ГПУ-решетку, при комнатной температуре деформации возможна актива-
ция 6 основных систем скольжения (по сравнению с 12 и 48 системами скольжения в ГЦК- и ОЦК-металлах соответственно). Причем первичное скольжение а-Т при комнатной температуре происходит по призматическим плоскостям {1010} в направлении наибольшей плотности упаковки атомов (1120) [14]. В проведенных экспериментах при увеличении степени деформации образцов ВТ1-0 от 5 до 20 % полосы скольжения внутри поверхностных зерен становятся более ярко выраженными, при этом активации новых систем скольжения не наблюдается. По-видимому, скольжения по базисным и пирамидальным плоскостям, для которых критические сдвиговые напряжения оказываются значительно выше, чем для призматических, не происходит. Некомпенсированный сдвиг внутри зерна вдоль одного из направлений может привести к появлению вращательных моментов, способных обеспечить разворот поверхностных зерен, если у последних отсутствует стесненность деформации со стороны свободной поверхности. Именно поэтому наиболее сильные смещения и развороты испытывают поверхностные зерна, расположенные вблизи боковой грани нагруженного образца ВТ1-0, имеющей две свободных поверхности. В то же время повороты поверхностных зерен в центре образца оказываются существенно меньше. В этой связи, в данной статье проведен сравнительный анализ изображений деформационного рельефа и соответствующих EBSD-карт разориентировок зерен, полученных в центре рабочей части нагруженных образцов.
Наиболее наглядно поворотное действие вращающего момента сил можно продемонстрировать на примере макроскопического изгиба нагруженного образца мелкозернистого армко-железа [15]. В процессе одноосного растяжения в нем распространяется полоса Лю-
Рис. 8. Изменение ориентации полосы Людерса, распространяющейся в нагруженном образце мелкозернистого армко-железа, одноосное растяжение, 8 = 2 (а) и 3 % (б); оптическая микроскопия [15]
б
Рис. 9. Схема переориентации сдвигов в образце, подвергнутом одноосному растяжению при условии свободных (а) и фиксированных захватов (б)
дерса, которая зарождается вблизи захвата испытательной машины и первоначально пересекает поперечное сечение рабочей части образца под углом приблизительно 45° к оси растяжения (рис. 8, а). Макроскопический сдвиг внутри полосы Людерса обеспечивает локальное удлинение образца, однако вызывает его смещение относительно оси нагружения. Если бы захваты испытательной машины не были закреплены, то подобная сдвиговая деформация привела бы к смещению оси об-
разца (рис. 9, а). В противном случае соосность захватов обусловливает появление момента силы, направленного перпендикулярно оси растяжения. По мере перемещения фронта полосы Людерса вдоль рабочей части вращательный момент непрерывно увеличивается и при достижении критической величины приводит к изменению направления распространения сдвигов внутри полосы Людерса на сопряженное и, соответственно, к ее переориентации (рис. 8, б и 9, б).
В условиях стесненности деформации со стороны соседних зерен их разворот, вызванный наличием вращательного момента, может быть реализован только при условии, когда смежные зерна могут легко деформироваться и тем самым подстраиваться под вращающееся зерно, сохраняя сплошность на межзеренных границах. На рис. 5 хорошо видно, что разворот зерна 7 сопровождается включением вторичных систем скольжения в приграничных областях смежных зерен 6 и 8. Подобное аккомодационное внутризеренное скольжение, связанное с непрерывным подстраиванием формы разворачивающихся зерен, имеет место в ультрамелкозернистых материалах, деформирующихся в режиме сверхпластичности [16].
Методом численного моделирования детально исследовано влияние кристаллографической ориентации зерен на закономерности огрубления поверхности поли-
Рис. 10. Карты фактора Шмида для призматических (10 10)[1210] (а, б) и базисных систем скольжения (0001)[ 1210] (в, г) в модельном поликристалле титана до (а, в) и после деформации 5 % (б, г). Максимальному фактору Шмида соответствует белый цвет, а минимальному — черный
Рис. 11. Интенсивность пластических деформаций на поверхности (а) и в поперечном сечении (б) модельного поликристалла при растяжении до 5 %
кристаллического титана в процессе одноосного растяжения. Из рис. 10 видно, что формирование деформационного рельефа связано с интенсивным вытягиванием и утонением как поверхностных, так и нижележащих объемных зерен, благоприятно ориентированных к направлению приложенной нагрузки. В первую очередь деформируются «мягкие» зерна, характеризующиеся максимальным фактором Шмида для призматического скольжения в плоскости (1100) в направлении [1120] (рис. 10, а, б). Зерна с наибольшим фактором Шмида для базисных систем скольжения также вовлекаются в пластическую деформацию, однако степень их утонения оказывается существенно меньше (рис. 10, в, г).
Различная деформация «мягких» и «твердых» зерен в образцах титана, подвергнутых одноосному растяжению, обусловливает формирование ступеней на границах поверхностных зерен. Нарушение плоскостности поверхности нагруженного поликристалла может также быть связано с образованием ступеней в теле зерна, если оно сопряжено с двумя нижележащими зернами, испытывающими различную степень деформации. При дальнейшем нагружении неоднородное формоизменение объемных зерен приводит к изгибу поверхностных зерен (рис. 10, б, г).
Чтобы сохранить сплошность границы раздела между зернами, «твердые» зерна должны подстраиваться под «мягкие» зерна, деформирующиеся в первую очередь. Как было показано выше, основным механизмом подобного подстраивания является интенсивное дислокационное скольжение в приграничной области. На картах распределения интенсивности пластической деформации по поперечному сечению образца титана хорошо видно, что наиболее интенсивная деформация наблюдается на границе между сильно разориентированными зернами (рис. 11).
Ограничения, накладываемые на деформацию объемных зерен смежными зернами, приводят к тому, что внутризеренное скольжение сопровождается поворотом кристаллической решетки. Причем, чем интен-
сивнее деформация зерен, тем больше степень их поворота. Последнее проявляется в изменении величины фактора Шмида деформированных зерен, которое оказывается наиболее выражено в областях локализованной пластической деформации (рис. 10).
5. Заключение
Экспериментально и теоретически исследованы закономерности огрубления поверхности образцов технического титана ВТ1-0 в процессе одноосного растяжения при комнатной температуре. Сравнительный анализ изображений поверхности и EBSD-карт титанового образца показал, что формирование деформационного рельефа обусловлено внутризеренным скольжением, которое приводит к формоизменению поверхностных зерен и их повороту. В результате на предварительно полированной поверхности проявляются границы зерен, а сама поверхность зерен существенно искривляется. С ростом степени деформации нагруженного поликристалла границы зерен становятся более выраженными. Последнее связано с увеличением высоты ступеней на границах зерен вследствие их смещения друг относительно друга в направлении, перпендикулярном свободной поверхности.
Интенсивное внутризеренное скольжение обусловливает появление некомпенсированного сдвига внутри зерна и появление вращательного момента, который способен обеспечить разворот поверхностных зерен. Разворот зерен может быть реализован только при условии, когда смежные зерна могут подстраиваться под вращающееся зерно, сохраняя сплошность границы раздела между ними. Иными словами, поверхностные зерна будут испытывать максимальные повороты, если окружающие их зерна способны легко деформироваться одновременно по нескольким системам скольжения.
Однозначно связать кристаллографическую ориентацию поверхностных зерен с интенсивностью их скольжения и со степенью их поворотов не представляется возможным, поскольку в эксперименте фактор
Шмида рассчитывается относительно продольной оси образца, совпадающей с осью нагружения. Однако в нагруженном поликристалле силы, приложенные к поверхности зерен, могут существенно отличаются от сил, приложенных к поверхности образца.
Методом численного моделирования показано, что появление границ зерен на плоской поверхности титанового образца связано с интенсивным вытягиванием и утонением как поверхностных, так и нижележащих объемных зерен. Ступени могут также образовываться в теле поверхностного зерна, когда оно сопряжено с двумя нижележащими зернами, испытывающими различную степень деформации. С увеличением степени деформации поликристалла неоднородное формоизменение объемных зерен приводит к изгибу поверхностных зерен. В условиях стесненности деформации со стороны соседних зерен поворот кристаллической решетки внутри зерна является неравномерным. Наиболее интенсивную деформацию, а следовательно, разворот кристаллической решетки испытывают зернограничные области нагруженного поликристалла.
Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (проект № 14-19-00766). Карты дифракции обратно рассеянных электронов образцов ВТ1-0 получены на приборе LEO EVO 50 (Zeiss, Германия) в ЦКП «НАНОТЕХ» ИФПМ СО РАН.
Литература
1. Neuhauser H. Slip line formation and collective dislocation motion // Dislocation Solid. - 1983. - V. 8. - P. 319-340.
2. Baczynski G.J., Guzzo R., Ball M.D., Lloyd D.J. Development of roping in aluminum automotive alloy AA6111 // Acta Mater. - 2000. -V. 48. - P. 3361-3376.
3. Shin H.-J., An J.-K., Park S.H., Lee D.N. The effect of texture on ridging of ferritic stainless steel // Acta Mater. - 2003. - V. 51. -P. 4693-4706.
4. Efstathiou C., Sehitoglu H., Lambros J. Multiscale strain measurements of plastically deforming polycrystalline titanium: Role of deformation heterogeneities // Int. J. Plasticity. - 2010. - V. 26. - No. 1. -P. 93-106.
5. Stoudt M.R., Hubbard J.B. Analysis of deformation-induced surface morphologies in steel sheet // Acta Mater. - 2005. - V 53. - P. 42934304.
6. Wilson D., Roberts W., Rodrigues P. Effects of grain anisotropy on limit strains in biaxial stretching: Part I: Influence of sheet thickness and grain size in weakly textured sheet // Metall. Trans. A. - 1981. -No. 12. - P. 1603-1611.
7. Wittridge N.J., Knutsen R.D. A microtexture based analysis of the surface roughening behaviour of an aluminium alloy during tensile deformation // Mater. Sci. Eng. A. - 1999. - V. 269. - No. 1-2. - P. 205-216.
8. Moiseenko D.D., Panin V.E., Maksimov P. V., Panin S.V., Berto F. Material Fragmentation as Dissipative Process of Micro Rotation Sequence Formation: Hybrid Model of Excitable Cellular Automata // Physical Mesomechanics of Multilevel Systems 2014: AIP Conf. Proc. / Ed. by V.E. Panin, S.G. Psakhie, V.M. Fomin. - Melville, NY: American Institute of Physics, 2014. - V. 1623. - P. 427-430.
9. Панин A.B., Романова B.A., Балохонов Р.Р., Перевалова О.Б., Синя-
кова Е.А., Емельянова О.С., Леонтьева-Смирнова М.В., Карпенко Н.И. Формирование мезоскоиических складчатых структур на поверхности иоликристаллов стали ЭК-181 в условиях одноосного растяжения // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - № 4. - С. 57-68.
10. Romanova V., Balokhonov R., Zinovieva O., Shakhidjanov V. Numerical study of the surface hardening effect on the deformation-induced roughening in titanium polycrystals // Comp. Mater. Sci. - 2016. -V. 116. - P. 96-102.
11. Savage M.F., Neeraj T., Mills M.J. Observations of room-temperature creep recovery in titanium alloys // Metall. Mater. Trans. A. -2002. - V. 33. - No. 13. - P. 891-898.
12. Sato E., Yamada T., Tanaka H., Jimbo I. Categorization of ambient-temperature creep behavior of metals and alloys on their crystallo-graphic structures // Mater. Trans. - 2006. - V. 47. - No. 4. - P. 11211126.
13. WangL., Teng J., Liu P., Hirata A., Ma E., Zhang Z, Chen M., HanX. Grain rotation mediated by grain boundary dislocations in nanocrystal-line platinum // Nat. Commun. - 2014. - V. 5. - P. 4402. - doi 10.1038/ ncomms5402.
14. Tan X., Gu H., Laird C., Munroe N.D.H. Cyclic deformation behavior of high-purity titanium single crystals: Part I. Orientation dependence of stress-strain response // Metall. Mater. Trans. A. - 1998. -V. 29. - P. 507-512.
15. Панин A.B., Сон A.A., Иванов Ю.Ф., Копылов В.И. Особенности локализации и стадийности пластической деформации субмикрокристаллического армко-железа с полосовой фрагментированной субструктурой // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 3. - C. 5-16.
16. Останина Т.В., ТрусовП.В. Трехуровневая иерархическая модель структурной сверхпластичности // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. -№ 5. - C. 55-65.
Поступила в редакцию 05.05.2016 r.
Сведения об авторах
Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, pav@ispms.tsc.ru Казаченок Марина Сергеевна, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, kms@ispms.tsc.ru Романова Варвара Александровна, д.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, varvara@ispms.tsc.ru Балохонов Руслан Ревович, д.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, rusy@ispms.tsc.ru Козельская Анна Ивановна, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, annakozelskaya@gmail.com Синякова Елена Александровна, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, mea@ispms.tsc.ru Круковский Константин Витальевич, инж. ИФПМ СО РАН, kvk@ispms.tsc.ru
