CC BY
82
УДК 621.789 : 620.18
Мезоскопические структурные состояния на наномасштабном уровне в поверхностных слоях титана и его сплава Ti-6Al-4V, создаваемые ультразвуковой и электронно-пучковой обработкой
В.Е. Панин1,2, А.В. Панин1,2, О.Б. Перевалова1, А.Р. Шугуров1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Ультразвуковая и электронно-пучковая обработка технического титана ВТ1-0 и его сплава ВТ6 (Ti-6Al-4V) создают в поверхностном слое неравновесную зеренно-субзеренную иерархическую субструктуру, которая обусловливает многоуровневую фрагментацию материала и проявляет эффект демпфирования. Высокотемпературная ОЦК-структура поверхностного слоя при охлаждении в градиентном поле температур (при электронно-пучковой обработке) и при разрушении ультразвуком Р-фазы в исходном сплаве испытывает неравновесный фазовый переход в плотноупакованную ГПУ-структуру а-фазы. Избыточный удельный объем Р-фазы иерархически распределяется в а-фазе распространением неравновесных мартенситных фаз а', а" и в виде локального образования ю-фазы по границам зерен а-фазы. Удельный объем неравновесных фаз превышает удельный объем а-фазы. Это позволяет исключить образование микропор и обусловливает фрагментацию материала на микро- и наномасштабных структурных уровнях при неравновесном фазовом переходе Р ^ а. Полосы мартенситной а'-фазы вызывают фрагментацию а-фазы на микромасштабном уровне. Полосы мартенситной а"-фазы распространяются в пределах неравновесных полос а'-фазы, имеют толщину ~1.5 нм и фрагментируют материал в пространстве наномасштабных уровней. Этот процесс контролируется электронной подсистемой, которая создает наномасштабные мезоскопические структурные состояния для образования мартен-ситных неравновесных фаз. Обратимость упругопластической деформации при образовании неравновесных мартенситных фаз на наномасштабном структурном уровне лежит в основе эффекта демпфирования поверхностного слоя, подвергнутого ультразвуковой или электронно-пучковой обработке. Получено экспериментальное подтверждение образования наномасштабных ме-зоскопических структурных состояний, обусловливающих новый механизм обратимой деформации, при нарушении трансляционной инвариантности решетки в деформируемом твердом теле.
Ключевые слова: титан, сплав Ti-6Al-4V, фрагментация, ультразвуковая и электронно-пучковая обработка, наномасштабные мезоскопические структурные состояния, неравновесные мартенситные фазы, иерархическая мезосубструктура, эффект демпфирования
DOI 10.24411/1683-805X-2018-15001
Mesoscopic structural states at the nanoscale in the surface layers of titanium and its alloy Ti-6Al-4V in ultrasonic and electron beam treatment
V.E. Panin1,2, A.V. Panin1,2, O.B. Perevalova1, and A.R. Shugurov1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
Ultrasonic and electron beam treatment of commercial titanium VT1-0 and its alloy VT6 (Ti-6Al-4V) produces a nonequilibrium grain-subgrain hierarchical substructure in the surface layer, which causes a multiscale fragmentation of the material and reveals a damping effect. When cooled in the gradient temperature field (during electron beam treatment) and when the P phase of the initial alloy is destroyed by ultrasound, the high-temperature bcc structure of the surface layer undergoes a nonequilibrium phase transition into an hcp а-phase structure. The excess specific volume of the P phase is hierarchically distributed in the а phase through the growth of nonequilibrium а' and а" martensite, and in the form of local ю-phase precipitation along the grain boundaries of the а phase. The specific volume of the nonequilibrium phases exceeds the specific volume of the а phase. This eliminates the formation of micropores and causes material fragmentation at the micro- and nanoscale structural levels during the nonequilibrium P ^ а phase transition. The growing а' laths cause the fragmentation of the а phase at the microscale level. The а" laths grow within the nonequilibrium а' laths; they have a thickness of -1.5 nm and fragment the material at the nanoscale level. This process is controlled by the electronic subsystem that creates nanoscale mesoscopic structural states for the formation of nonequilibrium martensite phases. The reversible elastoplastic deformation of the nonequilibrium martensite phases at the nanoscale level governs the damping effect of the surface layer subjected to ultrasonic or electron beam treatment. The generation of nanoscale mesoscopic structural states and related with them the new mechanism of reversible deformation in the conditions of broken translational invariance of the lattice in a deformable solid has been confirmed experimentally.
Keywords: titanium, Ti-6Al-4V alloy, fragmentation, ultrasonic and electron beam treatment, nanoscale mesoscopic structural states, nonequilibrium martensite phases, hierarchical mesosubstructure, damping effect
© Панин B.E., Панин A.B., Перевалова О.Б., Шугуров А.Р., 2018
1. Введение
Фрагментация материала в деформируемом твердом теле является важным механизмом нарушения его трансляционной инвариантности [1-7]. Исследование фрагментации в контакте медь-медь, полученном в условиях сварки взрывом, показало, что данный процесс является многоуровневым, генерируя иерархические структурные трансформации в широком структурно-масштабном интервале [6, 7]. В то же время механизм фрагментации на наномасштабном уровне остается до сих пор невыясненным. Если трансляционные моды деформации удовлетворительно описываются движением деформационных дефектов, то в отношении ротационных мод нарушения трансляционной инвариантности деформируемого твердого тела определенной ясности нет.
Особый интерес в ротационных модах пластического течения представляет генерация в них неравновесных мартенситных фаз ю, а' и а", которых нет в равновесных диаграммах состояния [8-13 и др.]. Это свидетельствует о том, что ротационные моды деформации с формированием кристаллографических разориентаций не могут быть описаны в рамках исходной кристаллической структуры и ее деформационных дефектов. Так, границы фрагментов в ротационных модах деформации соответствуют новым структурно-фазовым состояниям, которые возникают в кристаллической решетке с нарушенной трансляционной инвариантностью. Их нельзя на наномасштабном уровне описывать на основе аппарата теории дисклинаций [5].
В этом отношении большой интерес представляют мартенситные фазы, создаваемые в поверхностном слое сплава Ti-6Al-4V высокочастотными электронными пучками. Как показано в [14], при пластической деформации растяжением титана и сплава Ti-6Al-4V созданные в них высокочастотными электронными пучками неравновесные мартенситные фазы полностью превращаются в равновесную а-фазу. Это означает, что мезо-субструктура из неравновесных мартенситных фаз может быть эффективным релаксационным фактором. Данный вопрос является очень актуальным для формулировки принципов создания в конструкционных материалах субструктур с эффектом демпфирования.
Настоящая работа посвящена исследованию многоуровневой мезосубструктуры титана и его сплава ^-6А1-4У, которая создается ультразвуковой обработкой и высокочастотным электронным воздействием. Положительное влияние высокочастотного электронного воздействия на пластичность материала широко используется на практике [15-19]. Однако специфика многоуровневой мезоскопической субструктуры и ее влияние на эффекты демпфирования при нагружении титана и его сплавов до сих пор не исследованы. Согласно [20, 21], в мезоскопической субструктуре с вы-
сокой релаксационной способностью должны быть созданы кривизна кристаллической решетки и однородно развитые в междоузлиях зон кривизны решетки мезо-скопические структурные состояния. Механизм пластической дисторсии атомов из узлов кристаллической решетки в междоузлия зон ее кривизны обусловливает высокую релаксационную способность материала, его ударную вязкость и эффект демпфирования.
2. Материал и методы исследования
Высокочастотную электронно-пучковую обработку пластин технического титана ВТ 1-0 и титанового сплава ВТ6 (Ti + 6 % Al + 4 % V) осуществляли в вакуумной камере 6Е400 путем сканирования их поверхности высокочастотным электронным пучком диаметром 0.5 мм, развернутым в линию длиной 27 мм. Частота развертки электронного пучка составляла 100 Гц. Пластины перемещались относительно электронного пучка со скоростью 20 мм/с.
В отличие от широко применяемого метода электроимпульсной обработки, когда материал сохраняется в твердом состоянии, в данном исследовании сканирующим электроимпульсным пучком на поверхности образца создавали дорожку расплавленного материала шириной 23 мм. Его кристаллизация вызывала образование столбчатой структуры с текстурированными границами зерен, которые генерировали многоуровневую систему неравновесных мартенситных полосовых структур. Силу тока электронного пучка варьировали в пределах 10-60 мА, что определяло плотность энергии 75-450 Дж/см2. Использовали также импульсную электронно-пучковую обработку меньшей мощности. Материал кристаллизовался в ОЦК-структуре Р-фазы. При охлаждении в градиентном поле температур, создаваемом подложкой, фронт температур проходил через T = 882 °C, когда происходило полиморфное фазовое превращение ОЦК ^ ГПУ. На границе раздела плотно-упакованной ГПУ-структуры и ОЦК-структуры с большим удельным объемом возникает кривизна решетки и периодическая модуляция нормальных стп и касательных т напряжений [22, 23]. В зонах сжимающих напряжений стп образуется плотноупакованная а-фаза, в зонах растягивающих стп образуются неравновесные мар-тенситные фазы, в которых локализуется избыточный свободный объем, равный разности удельных объемов ОЦК Р-фазы и ГПУ а-фазы.
Структурные исследования проводили с использованием просвечивающей электронной микроскопии (JEOL 2100), растрового электронного микроскопа LEO EVO 50, оборудованного приставками Oxford Instruments INCAx-act для микрорентгеноспектрального анализа и Oxford Instruments Nordlys для исследования структуры методом дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD).
Рис. 1. Светлопольное изображение пластинчатой структуры а-Т в поверхностном слое образца титанового сплава Т^6А1-4У, подвергнутого электронно-пучковой обработке при Ж = 30 Дж/см2. АВ — граница наследственного столбчатого зерна Р-Ть Просвечивающая электронная микроскопия
3. Результаты исследования
3.1. Мезосубструктура, возникающая при кристаллизации расплавленного поверхностного слоя
Интерфейс расплавленного металла с кристаллической подложкой характеризуется модуляцией термических напряжений вследствие различия коэффициентов теплопроводности в сопрягаемых средах. Как следствие, происходит столбчатая кристаллизация расплавленного поверхностного слоя с образованием протяженных границ зерен, текстурированных относительно поверхности образца. При мощности электронного пучка 450 Дж/см2 происходит высокоскоростная закалка расплавленного поверхностного слоя с образованием в нем высокотемпературной ОЦК-структуры. В процессе охлаждения, когда достигается температура поли-
Рис. 2. Изображение двойниковых границ внутри пластин а-Т в поверхностном слое образца титанового сплава Т^6А1-4У, подвергнутого электронно-пучковой обработке при Ж = = 30 Дж/см2. Пластины а-Т унаследованы от мартенситных пластин а'-фазы. Просвечивающая электронная микроскопия
морфного превращения Т = 882 °С, происходит высокоскоростной структурно-фазовый переход в ^ а с образованием в а-структуре множества полос неравновесной мартенситной фазы а' (рис. 1). Это обусловливает фрагментацию структуры а-фазы на микромасштабном уровне. Источниками а'-фазы являются протяженные границы зерен столбчатой структуры. На рис. 1 представлен фрагмент АВ такой границы зерен. Согласно [22, 23], на границах разориентированных зерен возникает модуляция нормальных стп и касательных т напряжений. Поэтому зоны растягивающих нормальных напряжений являются источниками генерации неравновесных полос а'-фазы, удельный объем которой в 2 раза превышает удельный объем равновесной а-фазы с плотноупакованной ГПУ-решеткой.
Неравновесность полос а'-фазы проявляется при обработке поверхностных слоев сплава ВТ6 электронны-
ГёЛ
* 110а + Ш(312)а"
021а"
Рис. 3. Темнопольное изображение (а) и соответствующая микроэлектронограмма (б) пластинчатой а"-фазы в поверхностном слое титанового сплава Ti-6Al-4V, подвергнутого электронно-пучковой обработке при W = 30 Дж/см2. Темнопольное изображение получено в близко расположенный рефлексах 110a-Ti и 111, принадлежащем плоскости обратной решетки (312)а"- фазы1. Просвечивающая электронная микроскопия
241а1
~б\
212(143)а"+ 112ß
111(143)«"+ 100а
Рис. 4. Темнопольное изображение (а) и соответствующая микроэлектронограмма (б) пластинчатой а"-фазы, образующейся на глубине 30 мкм от поверхности титанового сплава Ti-6AI-4V, подвергнутого электронно-пучковой обработке при W = 21 Дж/см2. Темнопольное изображение получено в рефлексе 111, принадлежащем плоскости обратной решетки (143) а''. Просвечивающая электронная микроскопия
ми пучками невысокой мощности -30 Дж/см2 (рис. 2). Как видно из рис. 2, в полосах а'-фазы возникают поперечные прослойки двойников деформации. Их генерируют источники на границах полос а- и а'-фаз. В отдельных зернах, где образуются сильнонеравновесные полосы а -фазы, их границы генерируют нанополосы а"-фазы большой плотности (рис. 3). На глубине Н = = 30 мкм от поверхности, где велико влияние зерен подложки, происходит мультиплетное распределение нано-полос мартенситной а"-фазы (рис. 4).
В зернах благоприятной ориентации хорошо выражены ротационные моды деформации при полиморфном превращении ОЦК ^ ГПУ. Их механизм связан с последовательной генерацией наноструктурных двойников деформации (рис. 5). Источники их генерации периодически распределены на границах разориенти-рованных зерен а-фазы. Последовательная генерация
Рис. 5. Светлопольное (а) и темнопольное изображение (б) и соответствующая микроэлектронограмма (в) двойников в зернах а-фазы в поверхностном слое титанового сплава Т^ 6Al-4V, подвергнутого электронно-пучковой обработке при Ж =450 Дж/см2. Темнопольное изображение получено в рефлексе 211 двойника а-фазы. Плоскость двойникования (1121). Просвечивающая электронная микроскопия
наноструктурных двойников деформации осуществляет материальный поворот в зерне С а-фазы. Наконец, в отдельных зонах на границах текстурированных зерен
Ш
211(215)а 131(215)а
\ ■ 1
31ÜW + 120(215)а
Рис. 6. Темнопольное изображение (а) и соответствующая микроэлектронограмма (б) нанокристаллической м-фазы (указано стрелкой) в поверхностном слое титанового сплава Т^6А1-4У, подвергнутого электронно-пучковой обработке при W = 30 Дж/см2. Темнопольное изображение получено в совпадающих рефлексах 310м+ 120(215)а. Просвечивающая электронная микроскопия
а-фазы обнаруживаются следы неравновесной ш-фазы (рис. 6).
Как видно из рис. 1-6, в структурно-неоднородной среде важную роль в осуществлении многоуровневых трансляционно-ротационных процессов неравновесного фазового перехода ß ^ а играют многочисленные границы раздела, на которых образуются периодичес-
кие источники деформационных дефектов и неравновесных структурно-фазовых процессов. Без участия границ раздела невозможно самосогласование мезоско-пических масштабов многоуровневых процессов структурно-фазовых переходов. Это связано с необходимостью создания зон избыточного объема в кристаллической решетке, где электронная подсистема создает мезо-скопические структурные состояния и образуются источники структурных трансформаций. В иерархически организованных системах зоны избыточного объема в кристаллической решетке должны возникать на всех структурно-масштабных уровнях вплоть до наномасш-таба.
3.2. Эффект демпфирования в титановом сплаве ВТ6, обусловленный электронно-пучковой обработкой поверхностного слоя
Возникновение неравновесных мартенситных фаз с увеличенным удельным объемом в результате обработки поверхностного слоя титанового сплава ВТ6 электронным пучком должно обусловливать эффект демпфирования материала при внешнем механическом воздействии. Подобный эффект наблюдали в [13] методом скретч-тестирования после обработки сплава ВТ6 ударным ультразвуком. В [13] отожженный образец сплава ВТ6 подвергался ультразвуковой обработке с последующим скретч-тестированием и исследованием профиля царапины обработанного материала с использованием атомно-силового электронного микроскопа.
Обнаруженный в [13] эффект демпфирования в сплаве ВТ6 представлен на рис. 7. Как видно из рис. 7, а, профиль царапины в исходном сплаве ВТ6 характеризуется глубоким минимумом в средней зоне скретч-ка-навки и образованием в ней локализованной экструзии материала по боковым сторонам. Профиль царапины в поверхностном слое, обработанном ультразвуком, не имеет глубокого минимума, а экструзия материала по боковым сторонам скретч-канавки слабо локализована (рис. 7, б). Это свидетельствует о проявлении эффекта демпфирования в поверхностном слое, если он подвергнут ударной ультразвуковой обработке.
На рис. 8 представлены профили царапин поверхностных слоев ВТ6 в исходном состоянии и после электронно-пучковой обработки. Если профиль основания
Рис. 7. Профили царапин на поверхности титанового сплава Ti-6Al-4V, находящегося в исходном состоянии (а) и подвергнутого ультразвуковой обработке (Ш) [13]
0 5 10 15 20 25 мкм 0 5 10 15 20 25 мкм
Рис. 8. 3D-изображения (а, в) и соответствующие профили царапин (б, г) на поверхности титанового сплава Ti-6A1-4V, находящегося в исходном состоянии (а, б) и подвергнутого электронно-пучковой обработке (в, г)
скретч-канавки в исходном образце близок к плоскому, то в результате электронно-пучковой обработки на дне царапины экструдируется мощный выступ материала. На обеих сторонах скретч-канавки также происходит интенсивная пластическая экструзия материала. Это иллюстрирует проявление эффекта демпфирования поверхностного слоя при его скретч-тестировании. Если сравнить представленные профили скретч-канавок в сплаве ВТ6, подвергнутом различной обработке, то видно, что эффект демпфирования материала, обработанного ударным ультразвуком, выражен значительно больше, чем в результате электронно-пучковой обработки. В то же время на рис. 7 экструзия материала выражена очень неоднородно, что связано с сильной неоднородностью напряженно-деформированного состояния, создаваемого ударным ультразвуком. Профиль экструзии материала на рис. 8 как на дне трещины, так и на боковых ее сторонах, представлен гладкой кривой. Это может быть связано только с нано-микро-масштабными структурными уровнями пластической экструзии материла, подвергнутого высокочастотной электронно-пучковой обработке. Структурные исследования с помощью просвечивающей электронной микроскопии это полностью подтверждают (рис. 9).
Как видно из рис. 9, в условиях электронно-пучковой обработки в материале образуются наноразмерные полосы а'-фазы толщиной до 30 нм. Внутри пластин а'-фазы развивается пластинчатая система параллель-
ных нанополос а"-фазы. Их поперечные размеры составляют всего 1.5 нм. Другими словами, электронно-пучковая обработка поверхностных слоев сплава ВТ6 создает возможность нано-микромасштабного пластического течения при скретч-тестировании. Неравновесные нанопластины а"-фазы, имеющие по сравнению с а-фазой увеличенный в 2 раза удельный объем, могут обратимо его изменять механизмом смещения атомов в межузельные мезоскопические структурные состояния. Это лежит в основе эффекта демпфирования материала, обработанного мощными электрическими импульсами или ударным ультразвуком.
4. Обсуждение результатов
Неравновесное полиморфное структурное превращение в ^ а при охлаждении титана и его сплавов происходит в условиях высокоскоростного процесса. Поскольку удельный объем в-фазы в 2 раза превосходит удельный объем плотноупакованной а-фазы, избыточный объем при структурно-фазовом переходе должен диспергироваться в иерархии структурно-масштабных уровней. Увеличить межатомные расстояния в плотно-упакованной структуре равновесного трансляционно-инвариантного кристалла а-фазы термодинамически невозможно. Поэтому данный процесс инициируется на существующих границах раздела (в поликристаллах это границы зерен), а затем распространяется в объем зерен путем генерации неравновесных фаз ю, а', а" с
Рис. 9. Светлопольное (а) и темнопольное (б) изображение и соответствующая микроэлектронограмма (в) микроструктуры, формирующейся в процессе скретч-тестирования титанового сплава И-6А1-4^ подвергнутого предварительной электронно-пучковой обработке с плотностью энергии 21 Дж/см2. Темнопольное изображение получено в рефлексе 002 а"-фа-зы. Просвечивающая электронная микроскопия
увеличенными удельными объемами. Для генерации неравновесных фаз нужен локальный избыточный объем и образование в нем мезоскопических структурных состояний. На границах зерен такие области возникают в периодических зонах растягивающих нормальных напряжений, которые генерируют в а-фазу полосы нерав-
новесной а'-фазы. На интерфейсах а'- и а-фаз возникают более мелкие зоны растягивающих нормальных напряжений. Они генерируют наноструктурные полосы а"-фазы. На наномасштабном уровне для образования новых мезоскопических структурных состояний должно происходить возмущение электронной подсистемы, которое необходимо активировать созданием кривизны кристаллической решетки. Эту роль, в частности, выполняют внешние высокочастотные электронные пучки или обработка твердого тела ультразвуком. Таким путем создается многоуровневая иерархическая система распределения неравновесных мартенситных фаз с увеличенным удельным объемом. Это высокоэффективный релаксационный фактор, который создает нанофрагмен-тацию материала и эффект демпфирования при внешнем нагружении.
Связь наномасштабных мезоскопических структурных состояний с электронной подсистемой свидетельствует о многомасштабности проблемы демпфирования неравновесных субструктур. Другими словами, в основе многомасштабности демпфирования неравновесных мезоскопических субструктур должен лежать единый методологический подход. Основой такого подхода являются нарушение трансляционной инвариантности кристаллической решетки, которое характеризуется кривизной решетки.
Данное заключение хорошо согласуется с новым направлением в современном материаловедении, связанным с созданием новых неравновесных структур в условиях кручения под давлением [8-12 и др.]. Согласно [24], в условиях кручения под давлением кривизна решетки может достигать более 200° мкм-1. В титане и его сплавах в этих условиях возникает ю-фаза [8-12 и др.]. Однако связь данного эффекта с кривизной кристаллической решетки в литературе не обсуждается. Природа активации наномасштабных мезоскопических структурных состояний связана с возникновением кривизны кристаллической решетки и соответствующим возмущением электронной подсистемы твердого тела под воздействием различных внешних полей. Об этом убедительно свидетельствуют результаты структурных исследований титана и его сплавов, подвергнутых кручению под давлением [8-12]. Так, вопрос о механизме влияния электронных переходов из s-, р-полос в d-по-лосу электронно-энергетического спектра титана на структурно-фазовое превращение в ^ ю уже обсуждался в литературе [20, 25-28]. Авторами [25-28] это обсуждение проведено на основе одноуровневого энергетического анализа электронных переходов и их возможной связи с нарушением симметрии в исходной кристаллической решетке (подобно дисперсии Пай-ерлса).
Подобный одноуровневый энергетический анализ возможных структурных трансформаций при фазовом
переходе а ^ ю проведен в [26]. Авторы [26] показали, что минимальный энергетический барьер в а ^ ю фазовом переходе достигается в модели, когда в группе из шести ближайших атомов в элементарной ячейке а-фазы четыре атома смещаются на 0.063 нм, а два атома смещаются на 0.042 нм для образования элементарной ячейки ю-фазы. Естественно, что для различных смещений двух групп атомов в междоузлиях ячейки а-фазы должны существовать соответствующие мезо-скопические структурные состояния. Именно с этой целью титан необходимо подвергать кручению под давлением, когда в междоузлиях кривизны решетки возникает широкий спектр различных наномасштабных мезоскопических структурных состояний.
Нетрудно видеть, что для осуществления любых неравновесных структурно-фазовых переходов в междоузлиях твердого тела должны возникать наномасштаб-ные мезоскопические структурные состояния. Но в трансляционно-инвариантном кристалле электронная подсистема создает возможные структурные состояния только в узлах основной решетки. Наномасштабные ме-зоскопические структурные состояния, необходимые для неравновесных структурно-фазовых переходов, могут возникать только в условиях кривизны кристаллической решетки.
В деформируемом твердом теле кривизна кристаллической решетки создается всегда [20, 29, 30]. Она играет особенно важную роль в условиях кручения под давлением [9-12, 24], при ползучести [29-33], при высокочастотной электронно-пучковой обработке [14, 15, 19]. Поскольку кривизна решетки существенно изменяет пространство кристалла, согласно [34], должна изменяться его энергия, а также его электронная структура [25-28].
Слабое заполнение электронами связующих состояний d электронной полосы титана и образование в Т ю-фазы в условиях высоких давлений связывают в [26] с переходом высокоэнергетических sp-электронов на связующие состояния электронно-энергетической d-полосы титана. Согласно [20, 35], в зонах кривизны решетки, где нарушается трансляционная инвариантность кристалла, потенциал многочастичного взаимодействия создает в междоузлиях мезоскопические структурные состояния. Кривизна решетки при неравновесном фазовом переходе в ^ а и высокочастотные смещения валентных электронов, активируемые высокочастотными электронными пучками, создают необходимые условия для генерации неравновесных фаз а', а" и образования ю-фазы в локальных областях сильного сближения атомов Т в зонах кривизны решетки.
Естественно, что изменение концентрации d-элект-ронов на связующих d-состояниях в титане при его легировании железом или кобальтом [10-12] существенно влияет на закономерности образования ю-фазы
100a+020Ti3O5 + 020а"
} Ч
10 мкм ЯI I
Рис. 10. Светлопольное (а) и темнопольное изображение (б) и соответствующая микроэлектронограмма (в) нанокристал-лической структуры, сформированной в поверхностном слое титанового сплава Т^бА!-^ в процессе ультразвуковой обработки. Темнопольное изображение получено в совпадающих рефлексах 100а-Т + 020Т^05 + 020а"-Т1 Просвечивающая электронная микроскопия
в условиях кручения под давлением. Так, в сплаве Т + 4 вес. % Fe при кручении под давлением объем возникающей ю-фазы достигает 95 % (в Т он составляет 40%). Изменяется степень деформации, при которой начинает образовываться ю-фаза. В литературе нет подробного анализа связи кривизны решетки и электрон-
/
340(437)а"
ш
/
251(437)а"
111(437)oi' + 110а /
10 мкм |
Рис. 11. Светлопольное изображение (а) и соответствующая микроэлектронограмма (б) пластин а"-Т^ сформированных в пластинах а-Ti на глубине 70 мкм от поверхности титанового сплава Ti-6Al-4V, подвергнутого ультразвуковой обработке. На микроэлектронограмме наблюдаются рефлексы, принадлежащие (437) плоскости обратной решетки а"-фазы, и рефлексы 110, принадлежащие а-фазе. Просвечивающая электронная микроскопия
ной подсистемы в образовании ю-фазы. Обсуждается, например, подобие кристаллических решеток ю- и в-фаз [12]. Однако структурно-фазовые состояния в сплавах, несомненно, определяются электронной подсистемой. Специфика мартенситных превращений в титановых сплавах связана с участием в структурных трансформациях межузельных структурных состояний в зонах кривизны кристаллической решетки. Это нано-масштабный структурный уровень, который полностью контролируется электронной подсистемой.
Многоуровневый характер эффекта демпфирования и его связь с электронной подсистемой конструкционных и функциональных материалов является очень актуальной проблемой. В титановом сплаве ВТ6 он исследован в [13] и представлен выше на рис. 7. В настоящей работе проведены структурные исследования с использованием просвечивающей электронной микроскопии возможных неравновесных фазовых превращений в
сплаве ВТ6, обработанном ультразвуком. На рис. 10 представлены изображения мезосубструктуры обработанного поверхностного слоя сплава ВТ6 на расстоянии Н = 5 мкм от поверхности. Видно, что при обработке ВТ6 ультразвуком возникли нанополосы неравновесной а"-фазы, имеющей нанокристаллическую структуру (рис. 10, в). На рис. 11 представлена при большом увеличении полоса а'-фазы с образованием в ней нанополос а"-фазы, толщина которых составляет -1.5 нм. Это свидетельствует о том, что образование нанополос а"-фазы есть механизм фрагментации сплава ВТ6 на наномасштабном структурном уровне. Поскольку структурные состояния а"-фазы принадлежат нано-масштабному структурному уровню, представленная на рис. 11, а мезосубструктура является экспериментальным подтверждением теоретического предсказания [20, 35] о возникновении в зонах кристаллической решетки с нарушенной трансляционной инвариантностью нано-мезоскопических структурных состояний.
Данное утверждение имеет принципиально важное значение в физической мезомеханике материалов. На-номасштабные мезоскопические структурные состояния связаны с нанофрагментацией материала и являются принципиально новым механизмом ротационной пластической деформации твердых тел на наномасш-табном структурном уровне, где необходимо учитывать пластическую дисторсию. Это будет лежать в основе построения нелинейной механики пластической деформации и разрушения твердых тел как многоуровневых иерархически организованных систем.
Описание в многоуровневой механике наномасш-табного структурного уровня требует учета изменения электронной подсистемы, в которой происходят электронные переходы s, р ^ d в электронно-энергетических полосах металлов, а также электронные переходы s, р, d ^ f в соединениях [26]. В физической мезомеханике при исследовании структурно-фазовых состояний и превращений анализ кристаллического пространства, его фрагментации и энергии является основой многоуровневого подхода.
5. Заключение
В рамках многоуровневого подхода физической ме-зомеханики исследованы неравновесная зеренно-субзе-ренная мезосубструктура и эффект демпфирования в титане ВТ1-0 и его сплаве ВТ6, подвергнутых ультразвуковой и высокочастотной электронно-пучковой обработке. В обработанном поверхностном слое толщиной -70 мкм формируется многомасштабная фрагментиро-ванная иерархическая субструктура, созданная системами полос неравновесных мартенситных фаз а', а" и локальными выделениями ю-фазы. Полосы а'-фазы фраг-ментируют а-фазу на микромасштабном уровне. Полосы мартенситной а"-фазы возникают в пределах нерав-
новесных полос а'-фазы, имеют толщину -1.5 нм и фрагментируют материал на наномасштабном структурном уровне, который контролируется электронной подсистемой твердого тела. Именно поэтому мезосуб-структура, связанная с а"-фазой, определяет предел измельчения структуры материала в условиях интенсивной пластической деформации.
Возникновение неравновесных мартенситных фаз в условиях высокоскоростного фазового перехода ß-a связано с необходимостью многомасштабного распределения в материале избыточного объема, возникающего при трансформации ОЦК-структуры ß-фазы в ГПУ-структуру a-фазы. Это проблема неравновесных фазовых переходов, в которых изменение электронной подсистемы играет определяющую роль. Высокочастотная электронно-пучковая обработка является эффективным инструментом воздействия на электронную подсистему при неравновесных структурно-фазовых переходах и фрагментации материала на наномасштабном структурном уровне.
Скретч-тестирование поверхностных слоев, обработанных ультразвуком и импульсным электронным пучком, обнаруживает эффект демпфирования в материале. Он связан с обратимостью упругопластической деформации при образовании неравновесных мартенситных фаз, которые имеют увеличенный удельный объем и мезоскопические структурные состояния в зонах кривизны кристаллической решетки. Важная роль нано-масштабного структурного уровня в эффекте демпфирования требует подробного исследования изменения электронной подсистемы в механическом поведении иерархически организованных твердых тел.
Структурными исследованиями поверхностных слоев сплава ВТ6, обработанных ударным ультразвуком, получено экспериментальное подтверждение теоретического предсказания [20, 35] об образовании на нано-масштабном уровне мезоскопических структурных состояний при нарушении трансляционной инвариантности решетки в деформируемом твердом теле.
Работа выполнена в рамках государственного задания по Программе фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг. (проект III.23.1.1), проекта РФФИ № 17-01-00691, интеграционного проекта СО РАН № 4.
Литература
1. Рыбин В.В., Вергазов А.Н., Лихачев В.А. Вязкое разрушение молибдена как следствие фрагментации структуры // ФММ. - 1974. -Т. 37. - № 3. - С. 620-624.
2. Золоторевский Н.Ю., Рыбин В.В. Фрагментация и текстурообра-зование при деформации металлических материалов. - СПб.: Изд-во СПбГПУ, 2014. - 208 с.
3. ТрефиловВ.И., МильманЮ.В., ФирстовA.C. Физические основы прочности тугоплавких металлов. - Киев: Наукова думка, 1975. -315 с.
4. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 224 с.
5. Лихачев В.А., Рыбин В.В. Дисклинации в идеально фрагментиро-ванном кристалле // ФТТ. - 1976. - Т. 18. - С. 163-165.
6. Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю., Ушанова Э.А. Анализ разориен-тированных структур в модельном соединении медь-медь, полученном сваркой взрывом // ЖТФ. - 2004. - Т. 84. - № 12. - С. 8195.
7. Рыбин В.В., Ушанова Э.А., Золоторевский Н.Ю. Особенности строения разориентированных структур в бислойной пластине медь-медь, полученной сваркой взрывом // ЖТФ. - 2013. - Т. 83. -№ 9. - С. 63-72.
8. Edalati K., Horita Z. A review on high-pressure torsion (HPT) from 1935 to 1988 // Mater. Sci. Eng. A. - 2016. - V. 652. - P. 325-352.
9. Ivanisenko Y., Kilmametov A., Rosner H., Valiev R.Z. Evidence of a ^ m phase transition in titanium after high pressure torsion // Int. J. Mater. Res. - 2008. - V. 99. - P. 36-41.
10. Kilmametov A.R., Ivanisenko Yu.I., Straumal B.B., Gornakova A.S., Mazilkin A.A., Hahn H. The a ^ m transformation in titanium-cobalt alloys under high-pressure torsion // Metals. - 2018. - V. 8. - No. 1. -doi 10.3390/met8010001.
11. Straumal B.B., Kilmametov A.R., Ivanisenko Yu., Mazilkin A.A., Valiev R.Z., Afonikova N.S., Gornakova A.S., Hahn H. Diffusive and dis-plasive phase transitions in Ti-Fe and Ti-Co alloys under high pressure torsion // J. Alloy. Compound. - 2018. - V. 735. - P. 2281-2286.
12. Kilmametov A.R., Ivanisenko Yu., Mazilkin A.A., Straumal B.B., Gornakova A.S., Kriegel M.J., Fabrichnaya O.B., Rafaja D., Hahn H. The a ^ m and в ^ m phase transformation in Ti-Fe alloys under high-pressure torsion // Acta Mater. - 2018. - V. 144. - P. 337-351.
13. Панин В.Е., Панин А.В., Почивалов Ю.И., Елсукова Т.Ф., Шугу-ровА.Р. Масштабная инвариантность структурных трансформаций при пластической деформации наноструктурных твердых тел // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. - № 1. - C. 57-71. - doi 10.24411/ 1683-805X-2017-00016.
14. Панин А.В., Казаченок М.С., Перевалова О.Б., Синякова Е.А., КруковскийК.В., Мартынов С.А. Многоуровневые механизмы деформационного поведения технического титана и сплава Ti-6Al-4V, подвергнутых обработке высокочастотными электронными пучками // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 4. - С. 45-56. - doi 10.24411/1683-805X-2018-14005.
15. Троицкий О.А. Электромеханический эффект в металлах // ЖЭТФ. - 1969. - Т. 10. - № 1. - С. 18-22.
16. Conrad H. Electroplasticity in metals and ceramics // Mater. Sci. Eng. A. Struct. - 2000. - V. 287. - P. 276-287.
17. Roh J.-H, Seo J.-J, Hong S.T., Kim M.-J., Hahn H.N., Roth J.T. The mechanical behaviour of 50-52-H32 aluminum alloys under a pulsed electric current // Int. J. Plasticity. - 2014. - V. 58. - P. 84-99.
18. Столяров В.В. Влияние химического и фазового состава на проявление ЭПЭ в титановых сплавах // Изв. РАН. Физика. - 2014. -Т. 78. - № 3. - С. 357-360.
19. Баранов Ю.В., Троицкий О.А., Авраамов Ю.С., Шляпин А.Д. Физические основы электроимпульсной и электропластической обработок и новые материалы. - М.: Изд-во МГИУ, 2001. - 843 с.
20. Panin V.E., Egorushkin V.E., Elsukova T.F. et al. Multiscale Translation-Rotation Plastic Flow in Polycrystals // Handbook of Mechanics of Materials / Ed. by C.-H. Hsuch et al. - Singapore: Springer Nature Singapore Pte Ltd., 2018. - doi 10.1007/978-981-10-6855-3_77-1.
21. Панин В.Е., Почивалов Ю.И., Панин С.В., Деревягина Л.С., Ори-шич А.М., Фомин В.М. Наноструктурирование и модификация поверхностных слоев ответственных узлов машин, механизмов и сварных соединений с целью повышения их хладостойкости и усталостной долговечности // Сб. докладов Межд. конф. «Материалы и технологии для Арктики». - СПб.: ЦНИИ КМ «Прометей», 2017. - С. 165-173.
22. Гриняев Ю.В., Панин В.Е. Расчет напряженного состояния в упруго нагруженном поликристалле // Изв. вузов. Физика. - 1978. -№ 12. - С. 95-101.
23. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in thin bounding layer // J. Appl. Phys. - 1995. - V 78. - No. 11. - P. 6826-6832.
24. Тюменцев A.H., Дитенберг И.А., Kopomaee А.Д., Денисов К.И. Эволюция кривизны кристаллической решетки в металлических материалах на мезо- и наноструктурном уровнях пластической деформации // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 3. - С. 63-79. -doi 10.24411/1683-805X-2013-00015.
25. Greeff C.W., Trinkle D.R., Albers R.C. Shock-induced a-m transition in titanium // J. Appl. Phys. - 2001. - V. 90. - P. 2221-2226.
26. Gupta S.C., Joshi K.D., Banerjee S. Experimental and theoretical investigations on d and f electron systems under high pressure // Met. Mater. Trans. A. - 2008. - V. 39. - P. 1593-1601.
27. TrinkleD.R., HenningR.G., Srinivasan S.G., Hatch D.M., Jones M.D., Stokes H.T., Albers R.C., Wilkins J.W. New mechanism for the a to m martensitic transformation in pure titanium // Phys. Rev. Lett. - 2003. -V. 91. - P. 025701.
28. Mc Mahan A.K. Pressure-induced changes in the electronic structure of solids // Physica B + C. - 1986. - V 139-140. - P. 31-41.
29. Панин B.E., Панин A.B., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф. Фундаментальная роль кривизны кристаллической структуры в пластич-
ности и прочности твердых тел // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. -№ 6. - С. 7-18. - doi 10.24411/1683-805X-2014-00059.
30. Panin V.E., Surikova N.S., Elsukova T.F. Vlasov I.V., Borisyuk D.V. Grain boundary sliding and rotational mechanisms of intragranular deformation at different creep stages of high-purity aluminum polycrys-tals at various temperatures and stresses // Mater. Sci. Eng. A. - 2018. -V. 733. - P. 276-284.
31. Goble R.L. A model for boundary diffusion controlled creep in poly-crystalline materials // J. Appl. Phys. - 1963. - V. 34. - P. 1679-1681.
32. Nabarro F.R.N. Deformation of Crystals by the Motion of Sintering Ions // Report of a Conference on the Strength of Solids. - London: The Physical Society, 1948. - P. 75-90.
33. Herring C. Diffusional viscosity of a polycrystalline solid // J. Appl. Phys. - 1950. - V. 21. - P. 437-450.
34. Алюшин Ю.А. Новая концепция в механике на основе понятий пространство, время и энергия // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. -№ 3. - C. 59-69. - doi 10.24411/1683-805X-2018-13007.
35. Гузев М.А., Дмитриев А.А. Бифуркационное поведение потенциальной энергии системы частиц // Физ. мезомех. - 2013. -Т. 16. - № 3. - С. 27-33. - doi 10.24411/1683-805X-2013-00004.
Поступила в редакцию 24.08.2018 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., акад., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, paninve@ispms.tsc.ru Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, pav@ispms.tsc.ru Перевалова Ольга Борисовна, д.ф.-м.н., проф., снс ИФПМ СО РАН, perevalova52@mail.ru Шугуров Артур Рубинович, д.ф.-м.н., снс ИФПМ СО РАН, shugurov@ispms.tsc.ru
