Механизмы формирования текстуры сплава AZ31 в процессе РКУП Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

ВЕСТНИК ПЕРМСКОГО УНИВЕРСИТЕТА

2011 Серия: Физика Вып. 2 (17)

УДК 669.7/.8

Механизмы формирования текстуры сплава AZ31 в процессе РКУП

Н. Е. Скрябинаа, В. М. Пинюгжанина, Д. Фрушарь

а Пермский государственный университет, 614990, Пермь, ул. Букирева, 15

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

Исследованы возможные механизмы реализации пластической деформации сплава Л231 в процессе равноканального углового прессования (РКУП). Установлено, что пластическая деформация происходит за счет скольжения в базисной плоскости и двойникования. Таким образом, все полученные в работе значения показывают, что расчет фактора Шмида с одновременным исследованием текстуры можно представить в качестве критерия, позволяющего оценить возможности реализации пластической деформации по определенному механизму, к примеру, скольжением или двойникованием.

Ключевые слова: магний, сплав, РКУП, текстура, скольжение, двойникование, фактор Шмида.

1. Введение

Среди перспективных материалов для хранения водорода магний и сплавы на его основе занимают особое место благодаря высокой обратимой сорбционной емкости (до 7.6 % вес. [1]). В современной литературе неоднократно была отмечена возможность значительного улучшения кинетических характеристик материала-сорбента за счет формирования в нем мелкозернистой структуры путем интенсивной пластической деформации, к примеру, методом равноканального углового прессования (РКУП) [2]. Однако, как было установлено [3], степень измельчения сплава неоднозначно влияет на его сорбционные свойства.

В работах [3-6] показано, что в результате РКУП деформации в магниевых сплавах обычно формируется волокнистая текстура, что отличает полученные материалы от сплавов, деформированных прокаткой, которая приводит к образованию планарной текстуры.

Вместе с тем в любом случае текстурирован-ный сплав при прочих равных условиях демонстрирует более высокие сорбционные характеристики [3]. Очевидно, что как размер зерна, так и текстура обработанного материала определяются действующими механизмами реализации пластической деформации. В связи с этим изучение формирования текстуры позволит выработать физический подход к прогнозируемому созданию материалов с высокой обратимой сорбцией водорода.

2. Пластическая деформация магниевых сплавов

Как известно [7], структура магния представляет собой гексагональную плотнейшую упаковку (ГПУ). Среди прочих элементов, обладающих подобной структурой, магний занимает особое место, поскольку для него характерно отношение параметров решетки с/а = 1.624, которое весьма близко к теоретически возможному значению с/а = 1.633 (с - единичный отрезок вдоль кристаллографической оси 2, а - единичный отрезок вдоль кристаллографической оси х или у). К таким материалам относятся и магниевые сплавы с небольшим (менее 5%) содержанием легирующих компонентов.

Элементарная ячейка гексагональной плотно-упакованной решетки показана на рис. 1. Плоскостью упаковки с наибольшей перпендикулярной плотностью атомов является плоскость базиса {0001}, а направлением - направление < 1210 > .

Единичные дислокации в ГПУ решетке могут иметь векторы Бюргерса ^ = 1/3 < 1210 >, ь2 =<0001 >, Ь3 = 1/3 < Т2Т3 >. Мощность (величина) вектора Бюргерса равна а, вектора

Ь2 - с и вектора Ьъ - л]а2 + с2 . Поскольку с < а, то наименьшей энергией обладает единичная дислокация 1/3 < 1210 >. Поэтому все ГПУ металлы характеризуются легким скольжением дислокаций вдоль направлений, лежащих в базисной плоскости, и трудным скольжением вдоль оси с.

© Скрябина Н. Е., Пинюгжанин В. М., Фрушар Д., 2011

79

Перемещение дислокаций в первую очередь осуществляется вдоль наиболее плотноупакован-ных атомных рядов. В связи с этим, в зависимости от соотношения с/а параметров кристаллической решетки, скольжение либо по базисной {0001},

либо по призматической {.010} плоскости (рис. 2, а) является доминирующим [7]. Базисное скольжение, как первичный механизм реализации пластической деформации, наблюдается у металлов с показателем с/а, значительно превышающим или практически не отличающимся от идеального стехиометрического соотношения 1.633.

Рис. 1. Элементарная ячейка ГПУ решетки с векторами Бюргерса единичных дислокаций

В ГПУ металлах возможны два механизма пластической деформации: дислокационный и двой-никование. Так, исследования [8-10] последних лет свидетельствуют о том, что перемещение дислокаций в гексагональной упаковке магниевых сплавов может происходить по следующим схемам. Системы скольжения < а > типа соответствуют направлению < 1210 > движения дислокаций с вектором Бюргерса Ь1 в базисной {0001} (рис. 2, а), призматической {ш 10} (рис. 2, а) и пирамидальной {ш 11} (рис. 2, б) плоскости. Системы скольжения < с + а > типа соответствуют направлению < 1213 > движения дислокаций с вектором Бюргерса Ь в плоскости пирамиды

второго рода {1122} (рис. 2, б).

Другим действующим механизмом деформации является двойникование [11], которое происходит по плоскости {1012} в направлении сдвига

< 1011 > либо по плоскости {ю 11} в направлении

< 1(П2 > (рис. 2, в).

(0110)

(0001)

а)

(1101

(1122)

б)

(1101

(1012)

в)

Рис. 2. Плоскости скольжения (а-б) и двойникова-ния (в) в магниевых сплавах

В первом случае происходит удлинение, а во втором - сжатие кристаллической решетки вдоль кристаллографической оси с. Двойники растяжения и сжатия обеспечивают практически одинаковую микроскопическую сдвиговую деформацию (соответственно 0.1289 и 0.1377). В то же время они по-разному ориентируют кристаллическую решетку относительно первоначального положения [11]. Двойники растяжения поворачивают базисную плоскость на 86.3° вокруг исходного направления < 1120 >, а двойники сжатия - на 56.2° вокруг того же самого направления. Указанное обстоятельство приводит к тому, что нормаль к базисной плоскости или кристаллографическая ось с в процессе деформации отклоняется от своего первоначального положения на углы 86.3° или 56.2° соответственно. Нередко наблюдается вторичное двойникование [11-12], когда двойники {1012}< 1011 > образуются внутри каркаса двойников {юн}< 1012 > . В этом случае результирующий поворот кристаллографической оси с составляет около 38°.

Как известно [13], возможность реализации пластической деформации поликристаллических материалов удовлетворяет критерию Мизеса. Указанное правило заключается в том, что для аккомодации сплава к приложенным напряжениям без нарушения сплошности зеренных границ в каждом зерне должно действовать до пяти систем скольжения. Таким образом, даже наличие преимущественного механизма деформации означает, что пластическая деформация в сплаве сопровождается скольжением и в других плоскостях, которое носит менее выраженный характер и может способствовать или препятствовать развитию основного механизма.

пользуя подход, изложенный в монографии [13]. В основе данного подхода лежит установление связи между внешней нагрузкой, приложенной к образцу, и напряжением, действующим вдоль направления сдвига в плоскости скольжения. Если к кристаллу вдоль его оси приложено внешнее нормальное напряжение с, то сдвиговое напряжение т, действующее в плоскости скольжения в направлении скольжения, находят как с cos ф cos X, где ф - угол между осью образца и нормалью к плоскости скольжения, а X - угол между направлением силы и направлением скольжения.

При растяжении кристалла плоскость скольжения в процессе деформации поворачивается таким образом, что направление скольжения приближается к оси растяжения.

Скольжение будет иметь место, когда приведенное напряжение сдвига достигает некоторого критического значения тс. Это утверждение называют законом Шмида.

Ниже представлены приблизительные отношения тс для плоскостей скольжения в поликристал-лическом магниевом сплаве AZ31. Указанные значения были получены на основании результатов нескольких экспериментальных и теоретических исследований [12, 14-15].

Таблица 1. Приблизительные отношения критических напряжений сдвига для базисного (тсбаз), призматического (тспр), < c + a > пирамидального

(тспир) скольжения и двойникования «удлинения» (тсдв) в сплаве AZ31 при различных температурах и скорости деформации ~ 10~1 с-1 (н/о - не определено)

Температура Отношение тсЬаз: тспр: тсшр: тсдв

Комнатная ~1:н/о:н/о:4

150-200 °С ~1: 10:15:6

250-300 °С ~1:7:6:6

3. Закон Шмида

В ходе РКУП [2] заготовка продавливается через два канала установки, пересекающиеся под некоторым углом. Пластическая деформация в таком случае осуществляется сдвигом, который происходит в месте пересечения каналов матрицы под действием приложенного давления. В общем случае напряженное состояние материала зависит от угла раствора матрицы, величины приложенного давления, трения, наличия встречного давления.

Нами установлено [3-4], что в результате прохода по каналам РКУП матрицы (однократного или многократного) в сплавах магния с малым содержанием легирующих компонентов формируется сильно анизотропная структура поликристалли-ческой заготовки. Этот результат хорошо согласуется с данными, приведенными в работе [5].

Возникающую в процессе деформации анизотропию структуры сплава можно исследовать, ис-

Принято считать [14-15], что при комнатной температуре пластическая деформация в поликри-сталлических магниевых сплавах реализуется преимущественно путем базисного скольжения и двойникования. Вместе с тем критические напряжения, необходимые для активации указанных деформационных механизмов, допустимо рассматривать как независимые от температуры.

Из данных, представленных в табл. 1, следует, что с ростом температуры заметно снижается пороговая величина сдвиговых напряжений, необходимых для возникновения небазисного скольжения. В связи с этим при температурах выше 250 °С такие механизмы как двойникование и скольжение в плоскостях пирамиды второго рода становятся конкурирующими, поскольку реализуются при практически одинаковых значениях критических напряжений и оба обеспечивают дополнительную

деформацию решетки вдоль кристаллографической оси c.

Произведение 008 в 008 X называют фактором Шмида ц. По определению т = с ц, а потому, чем больше величина фактора Шмида для данной системы скольжения, тем большие сдвиговые напряжения будут действовать вдоль направления скольжения.

Фактор Шмида выражает относительное сопротивление пластической деформации кристалла, поэтому сравнение его действующих значений для различных систем скольжения (с учетом отношений критических напряжений) позволит установить наиболее предпочтительный механизм деформации образца и объяснить формирование текстуры.

При расчете фактора Шмида на практике бывает удобно выразить угол X через угол а между направлением скольжения и проекцией внешней силы в плоскости скольжения (рис. 3). Отложим в направлении приложенной силы отрезок AB и из точки B опустим перпендикуляр BC на плоскость скольжения. Достроим пирамиду ABCD таким образом, что AD = AC. Тогда для гипотенузы BD прямоугольного треугольника BCD, используя теорему косинусов, можно записать BD2 = AD2 + AC2 -2AD• ACооБа+ AC2 • ^2в .

В свою очередь сторону BD треугольника ABD можно выразить как

, 008 X

BD 2 = AD 2 +^~

sin2 в

--2 AD • AC-

sin в

Принимая во внимание, что AD = AC, после математических преобразований получим cos X = sin в cos а. Откуда фактор Шмида ц = cos в sin в cos а.

Рис. 3. К вычислению фактора Шмида для поли-кристаллического образца с гексагональной синго-нией (АВ - направление, вдоль которого действует внешнее напряжение с, АЫ - нормаль к плоскости скольжения, АБ - направление скольжения)

Согласно модели Закса [16], поликристалличе-ский агрегат можно представить как совокупность зерен, каждое из которых представляет собой кристаллик, произвольно ориентированный по отношению к внешнему полю напряжений. При этом фактор Шмида такого образца представляет собой среднее по объему от значений, полученных для всевозможных ориентаций зерен агрегата.

В отсутствие текстуры ориентация всех плоскостей скольжения равновероятна и соответствует значению фактора Шмида 0.32. При наличии текстуры целесообразно рассматривать кристаллографическое направление текстурного максимума, не учитывая рассеяние текстуры в некотором угловом интервале. Аналогичное приближение использовали в работах [9, 12].

4. Материалы и методика исследования

Объектом исследования служил промышленный сплав AZ31 (96% Mg, 3% Al, 1% Zn, вес. %). Деформацию материала осуществляли в установке РКУП с углом пересечения каналов 105° девятью проходами по маршрутам A и ВС при температуре 275° С. Образцы представляли собой пластинки размерами 11*11x2 мм, вырезанные из центральной части каждой заготовки сплава AZ31 перпендикулярно оси прохода через канал матрицы.

Рентгеноструктурные исследования проведены на дифрактометрах PW1720 (Philips) и D5000 (Siemens), текстуру изучали на дифрактометре Texture (Siemens) в Cu Ка излучении. Расчет текстуры вели по программам Igor Pro 5 (продукт WaveMetrics Inc.) и LaboTex Inc. Особенности анализа текстуры изложены в работе [4].

Из расчета порошковых дифрактограмм установили, что отношение параметров c/a решетки для сплава AZ31 составляет 1.625.

Величину фактора Шмида для текстурирован-ных образцов рассчитывали следующим образом.

В работе [3] было показано, что в процессе РКУП происходит упорядочение кристаллитов сплава таким образом, что нормали к их базисным плоскостям выстраиваются в некотором направлении, ортогональном направлению скольжения. Тем самым происходит формирование волокнистой текстуры с осью (012) [l 21]. Указанная ориентировка с достаточной степенью точности описывает текстурные максимумы, наблюдаемые в случае 9 проходов при температуре 275° С как по маршруту A, так и ВС. Интенсивность текстурных максимумов иных (не базисных) ориентировок для всех исследуемых образцов оказывается на порядок ниже.

В таком случае угол в между осью образца и нормалью к плоскости скольжения есть ни что

иное, как угол между двумя плоскостями с индексами ((Ш) и (012), который определили как

/?1^2 + &1&2 + ~(^2 + ^2 ^1) + ^ 1112

0080 =---------------------:---г---:--------—---------,

N1н 21

где

h2 + k2 + h,k, + -ЗI a| /,2

Hi I=

(hikili) = (00i), (h2k2/2)=(0i2).

2

Затем, используя индексы направления оси текстуры [121], рассчитали угол X между осью образца и направлением скольжения по формуле

и1и2 + 2 -^(м1У2 + У1М2 ) + (^| ^!^2

1^1 И2 I

cos к =

где

Ic

2 2 I c I 2

U + Vi - UjVj +| — | Wj

V a

Ні=

[ulvlwl ]=[°Oi], [u2v2 w2 ]=[l2i]

[1120] [2110]

[2110]

[1120]

I ^2пЛ i _V3 .

cosl a +— | = — cos a ч sin a

V 3 у 22

Обозначили фактор Шмида, соответствующий направлению оси текстуры, как ц0, а два других значения как ц+ и 1_. Тогда с учетом представленных выше рассуждений ц0,1+ и рассчитывали по формулам

Л0 = |cos в cos к = |cos в sin в cos a I;

Л /ТА

cos в sin в

л+ =

л- =

І л/з .

— cosa--sin a

22

V у

г

cos в sin в

І л/з .

— cosa +-sin a

22

V у

В базисной плоскости имеется шесть попарно коллинеарных направлений скольжения (рис. 4). Вполне очевидно, что каждое из двух противоположных направлений соответствует одному и тому же фактору Шмида по абсолютной величине, а потому в общем случае только три из шести указанных направлений скольжения являются независимыми.

Далее, исходя из кристаллографии ГПУ металлов и полученных результатов, вычислили значения фактора Шмида для других систем скольжения и двойникования. В связи с этим все искомые параметры - углы между осью образца, плоскостью и направлением скольжения - выразили как функции известных факторов иоа± для базисной плоскости, измеренных углов в и а, а также отношения о/а параметров ячейки сплава.

Для призматической системы скольжения

, баз

пр

К± =

V0,;

cos2 в

cos2 в sin2 в-(л±) .

Для первой пирамидальной системы скольже-

пирІ i

V = 2

/и'пр+ cos S + sin S

мЩр+ cos S - лба sin S

баз

cos S =

i+

3a"

4c2

Для второй пирамидальной системы скольже-

ния

Л»ир2 = |sin в cos a cos S+ cos в sin S|x

x sin в cosa sin S - cos в cos Si ,cosS =

л/3 І

1+

Рис. 4. Направления скольжения и сдвиговое напряжение т, действующие в базисной плоскости

На основании сделанного выше рассмотрения (рис. 3) угол а выразили как cos а = cos X / sin в. Полагая, что остальным направлениям скольжения соответствуют углы а + 2п/3 и а - 2п/3, получили

Факторы Шмида /л™?2 для других направлений скольжения были получены заменой cos а на cos (а ± 2п/3), как и в случае расчетов для базисной плоскости.

Направления сдвига < 1011 > и < 1012 >, вдоль которых происходит двойникование, содержат компоненту, параллельную направлению

2

+

i

+

2

2

2

c

< 1010 > в базисной плоскости, которое составляет с направлением < 1210 > угол в 30°. Поэтому при расчете факторов Шмида в случае двойнико-вания использовали выражение, полученное для плоскостей пирамиды второго рода с заменой а на а+п/6. Углы 5 между плоскостью двойникования и базисной плоскостью вычислили по формулам 1

cos S = -

для системы

1 + :

3a 4c2

{ти}

< 1012 >

или

cosS =

для системы

i+

{і0І2}

<1011>.

Л ) = Л0 + Л+ + Л-

ным образом коррелирует с волокнистым характером полученной текстуры, который свидетельствует о том, что в процессе деформации перемещение дислокаций в базисной плоскости кристаллитов сплава происходило только в одном направлении скольжения.

Таблица 2. Значения фактора Шмида для образца сплава Л131, деформированного в установке РКУП 9 проходами при температуре 275° С по маршруту Л

Окончательный результат для каждой системы скольжения или двойникования С представили как среднее арифметическое между тремя полученны-

С С С

ми значениями а , ц+ и ц_ для всех возможных

направлений скольжения:

1( c

Система скольжения Фактор Шмида 1/3 (mo + М+ + М-)

Базисная 1/3(0.50 + 0.25 +0.25)

Призматическая 1/3(0.00 + 0.20 + 0.20)

Первая пирамидальная 1/3(0.24+ 0.1S + 0.1S)

Вторая пирамидальная 1/3 (0.0S + 0.19 + 0.1S)

Двойникование (растяжение) 1/3(0.0б +0.12+ 0.27)

Двойникование (сжатие) 1/3(0.13 +0.05 +0.27)

1

2

c

C

C

5. Результаты и их обсуждение

Полученные значения фактора Шмида для образцов сплава Л231, деформированных в канале РКУП матрицы различными маршрутами, приведены в табл. 2 и 3. Количественное сходство представленных результатов объясняется тем, что исследуемые образцы после проходов демонстрируют практически одинаковое положение текстурного максимума.

Хорошо видно, что наибольшее значение данного показателя г = 0.50, а следовательно, и приведенное напряжение сдвига достигается в базисной плоскости скольжения. Другим плоскостям, по которым может реализоваться пластическая деформация, соответствуют меньшие значения фактора Шмида и более высокие напряжения активации скольжения (см. табл. 1). Следовательно, приведенные сдвиговые напряжения в таких системах ниже, и скольжение, прежде всего, развивается по базисным плоскостям.

Некоторым преимуществом по сравнению с небазисными системами скольжения обладает двойникование, поскольку характеризуется вторым по величине фактором Шмида г = 0.27 и пороговым значением касательных напряжений.

Представляет интерес и тот факт, что фактор Шмида для одного из трех направлений скольжения в базисной плоскости отличается от двух других, которые в свою очередь равны между собой.

Максимальный фактор Шмида г = ц0 как раз отвечает направлению оси текстуры в исследуемых образцах. Указанное обстоятельство извест-

Таблица 3. Значения фактора Шмида для образца сплава Л231, деформированного в установке РКУП 9 проходами при температуре 275° С по маршруту ВС

Система скольжения Фактор Шмида 1/3 (Mo + М+ + М-)

Базисная 1/3(0.50 + 0.25 +0.25)

Призматическая 1/3(0.00 + 0.20 + 0.20)

Первая пирамидальная 1/3(0.24+ 0.1S + 0.1S)

Вторая пирамидальная 1/3 (0.0S + 0.19 + 0.1S)

Двойникование (растяжение) 1/3(0.0б +0.12+ 0.27)

Двойникование (сжатие) 1/3(0.13 +0.05 +0.27)

Принимая во внимание относительно слабую интенсивность текстурных максимумов, полученных при отражении от других плоскостей скольжения, можно окончательно сделать вывод, что наблюдаемая текстура обусловлена в первую очередь активным действием базисной системы скольжения.

Список литературы

1. Dornheim M., Doppiu S., Barkhordarian G et al. Hydrogen storage in magnesium-based hydrides and hydride composites // Scripta Mater. 2007. Vol. 56. P. 841-846.

2. Valiev R.Z., Langdon T.G. Principles of equal channel angular pressing as a processing tool for grain refinement // Progress In Material Science.

2006. Vol. 51. P. 881-981.

3. Скрябина Н. Е., Fruchart D., Girard G., Miraglia S. Формирование текстуры деформации в сплаве AZ31 под воздействием равноканального углового прессования // Вестн. Перм. ун-та. Сер. Физика. 2010. Вып. 1. С. 97-101.

4. Скрябина Н. Е., Заболотский Д. С., Fruchart D., и др. Инновационные технологии. Перспективные материалы для водородной энергетики. // Там же. 2009. Вып. 1. С. 89-96.

5. Eddahbi M., Del Valle J. A., Perez-Prado M.T., Ruano O.A. Comparison of the microstructure and thermal stability of an AZ31 alloy processed by ECAP and large strain hot rolling // Mater. Sci. Eng. 2005. Vol. 410. P. 308-311.

6. Yoshida Y., Arai K., Itoh S. et al. Realization of high strength and high ductility for AZ61 magnesium alloy by severe warm working // Sci. and Tech. Adv. Mater. 2005. Vol. 6. P. 185-194.

7. 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.

8. Ulacia I.,Yi S., Perez-Prado M.T. et al. Texture Evolution of AZ31 Magnesium Alloy Sheet at High Strain Rates // 4th International Conference on High Speed Forming. Columbus, USA, 2010. P. 189-197.

9. Wang Y. N., Huang J. C. Texture Characteristics and Anisotropic Superplasticity of AZ61 Magnesium Alloy // Mater. Trans. 2003. Vol. 44, № 11. P. 2276-2281.

10. Koike J. Enhanced Deformation Mechanisms by Anisotropic Plasticity in Polycrystalline Mg Alloys at Room Temperature // Metal. Mater. Trans. 2005. Vol. 36A. P. 1689-1696.

11. 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.

12. Barnett M.R., Keshavarz Z., Beer A.G., Ma X Non-Schmid behaviour during secondary twinning in a polycrystalline magnesium alloy // Ibid. 2008. Vol. 56. P. 5-15.

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

14. 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.

15. 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.

16. Taira S., Abe T. Crystallographic Study of yield Conditions of Polycrystalline Metals // The Japan Society of Mechanical Engineers. 1968. Vol. 11, № 45. P. 419-425.

Mechanisms of AZ31 alloy texture formation 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

In the work possible mechanisms of plastic deformation of AZ31 alloy during equal channel angular pressing (ECAP) are researched. It is revealed that plastic deformation takes place as a result of basal slip and twinning. Thus all the calculated values show that Schmid factors calculation and simultaneous texture investigation can be used as a criterion which allows estimating capabilities of plastic deformation via certain mechanism, for instance, slip or twinning.

Keywords: magnesium, alloy, ECAP, texture, slip, twinning, Schmid factor.