CC BY
128
УДК 621.789:620.18
Многоуровневые механизмы деформационного поведения технического титана и сплава Ti-6Al-4V, подвергнутых обработке высокочастотными электронными пучками
А.В. Панин1,2, М.С. Казаченок1, О.Б. Перевалова1, Е.А. Синякова1, К.В. Круковский1, С.А. Мартынов1
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Изучено влияние облучения высокочастотным электронным пучком на морфологию поверхности, микроструктуру и фазовые превращения в поверхностных слоях технического титана ВТ1-0 и титанового сплава ВТ6. Выявлен многоуровневый характер пластической деформации модифицированных поверхностных слоев исследованных образцов в процессе одноосного растяжения. Показано, что основным механизмом пластической деформации модифицированных поверхностных слоев является сдвиг под действием максимальных касательных напряжений. Дислокационные механизмы деформации являются эффективным способом аккомодации материального поворота, вызванного смещением одной части кристалла относительно другой. Распространение некристаллографических сдвигов в поверхностном слое, имеющем неравновесную мартенситную структуру, связано с пластической дисторсией кристаллической решетки и развитием обратимых структурно-фазовых превращений.
Ключевые слова: технический титан, титановый сплав ВТ6, электронно-пучковая обработка, микроструктура, деформация, полосы сдвига, структурно-фазовые превращения
DOI 10.24411/1683-805X-2018-14005
Multiscale deformation of commercial titanium and alloy Ti-6Al-4V subjected to high-frequency electron beam treatment
A.V. Panin1,2, M.S. Kazachenok1, O.B. Perevalova1, E.A. Sinyakova1, K.V. Krukovsky1, and S.A. Martynov1
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
The paper studies the effect of high-frequency electron beam irradiation on the surface morphology, microstructure, and phase transformations in the surface layers of commercial titanium and titanium alloy Ti-6Al-4V. The plastic deformation of the modified surface layers of the studied specimens has been found to occur at several scale levels under uniaxial stretching. It is found that the main plastic deformation mechanism of the modified surface layers is shear induced by maximum tangential stresses. Dislocation deformation mechanisms effectively accommodate the material rotation caused by the displacement of one part of the crystal relative to the other. Non-crystallographic shear propagation in the surface layer with nonequilibrium martensitic structure is associated with the plastic distortion of the crystal lattice and with reversible structural phase transformations.
Keywords: commercial titanium, titanium alloy Ti-6Al-4V, electron beam treatment, microstructure, deformation, shear bands, structural phase transformations
1. Введение
Обработка непрерывными и импульсными электронными пучками является перспективным методом повышения твердости и износостойкости титана и его сплавов [1-3]. Под действием электронных пучков про-
исходят быстрый нагрев поверхностного слоя титановых сплавов до температуры, существенно превышающей температуру плавления, и его последующая кристаллизация. В результате после кристаллизации расплавляемого поверхностного слоя в нем происходит
© Панин А.В., Казаченок М.С., Перевалова О.Б., Синякова Е.А., Круковский К.В., Мартынов С.А., 2018
полиморфное Р^а'-превращение, протекающее по бездиффузионному мартенситному механизму и приводящее к формированию пластинчатой а'-фазы [4, 5]. Поверхностное упрочнение титановых сплавов связано также с образованием в расплавленном поверхностном слое мелкодисперсных фаз оксидов и интерметаллидов [6]. Кроме этого, может иметь место перераспределение легирующих элементов, обусловливающее повышение их коррозионной стойкости [7, 8].
В настоящее время подробно исследованы механизмы структурно-фазовых превращений, протекающих в поверхностных слоях титановых сплавов в процессе электронно-пучковой обработки. Однако описание закономерностей их деформации и разрушения при последующем механическом нагружении в литературе отсутствует. В какой-то степени это связано с тем, что тонкий поверхностный слой, имеющий мартенситную структуру, не позволяет существенно увеличить прочность материала при статическом нагружении. Более того, описать поведение материалов, обработанных электронным пучком, в рамках классических смесевых моделей механики деформируемого твердого тела не представляется возможным. Последнее связано с проблемой корректного учета сложнонапряженного деформированного состояния на границе раздела между поверхностным слоем и нижележащим материалом, характеризующимися разными механическими свойствами. В частности, нетривиальной задачей является рассмотрение двухосных напряжений в модифицированном поверхностном слое, имеющем градиентную структуру, вследствие эффекта Пуассона. Поскольку пластическое течение модифицированного при обработке поверхностного слоя и нижележащих объемных зерен развивается одновременно и самосогласованно на различных масштабных уровнях, то описание совместности деформации этих двух сред в рамках традиционных подходов физики прочности и пластичности также является затруднительным.
В работах [9, 10] показано, что деформационное поведение металлов и сплавов при различных видах нагружения может быть корректно описано лишь при рассмотрении нагруженного твердого тела как иерархически организованной системы. В рамках данного многоуровневого подхода в основе всех типов деформационных дефектов лежит локальная кривизна кристаллической решетки, которая сильно возмущает электронную подсистему и контролирует образование всех видов деформационных дефектов. Только при высокой локальной кривизне кристаллической решетки под действием внешних приложенных напряжений в ее междоузлиях могут образовываться новые разрешенные структурные состояния и развиваться пластическая дис-торсия [11]. Распространение в нагруженном кристалле деформационных дефектов, независимо от их размер-
ности, происходит исключительно путем локальных структурно-фазовых превращений. Образование трещин также связано со структурно-фазовым распадом деформируемого материала.
Очевидно, что возможность реализации деформационных структурно-фазовых переходов в нагруженном кристалле зависит от стабильности существующих в нем фаз. Метастабильная мартенситная структура, сформированная в поверхностных слоях титановых сплавов в процессе электронно-пучковой обработки, должна способствовать реализации структурных трансформаций при их последующем механическом нагружении. При этом объемная доля мартенситных фаз и их стабильность определяются как параметрами электронно-пучковой обработки, так и наличием легирующих элементов.
В данной работе представлены результаты исследований закономерностей деформации образцов технического титана ВТ1-0 и титанового сплава ВТ6 (Т-6А1-4У), подвергнутых сканирующей электронно-пучковой обработке и последующему одноосному растяжению.
2. Методика эксперимента
Электронно-пучковая обработка пластин технического титана ВТ1-0 и титанового сплава ВТ6 (Т + 6% А1+ 4 % V), находящихся в состоянии поставки, осуществлялась на установке 6Е400 путем сканирования их поверхности высокочастотным непрерывным электронным пучком диаметром 0.5 мм, развернутым в линию длиной 27 мм. Частота развертки электронного пучка составляла 100 Гц. Расстояние от выпускного окна до поверхности образца было равным 630 мм. В процессе обработки титановые пластины размером 100х 100x2 мм3 перемещались относительно электронного пучка со скоростью 20 мм/с. Сила тока электронного пучка при обработке пластин ВТ1-0 и ВТ6 варьировалась в пределах от 10 до 60 мА, что соответствует плотности энергии 75-450 Дж/см2.
Образцы для механических испытаний изготавливали методом электроискровой резки в форме двусторонней лопатки размером 3x10x1мм3 (ВТ1-0) и 3x30x2 мм3 (ВТ6). Одноосное статическое растяжение образцов ВТ1-0 и ВТ6 проводили на испытательной машине INSTRON 5582 при комнатной температуре со скоростью нагружения 0.3 мм/мин. Микротвердость образцов измеряли на микротвердомере ПМТ-3 при нагрузке 50 г.
Для изучения механизмов деформации поверхность и боковую грань титановых образцов подвергали механической шлифовке и электролитической полировке. Морфологию плоской и боковой поверхности нагруженных образцов исследовали с помощью оптического профилометра New"View 6200, атомно-силового микро-
Рис. 1. Изображения поверхности (а, б) и EBSD-карта боковой грани (в) образца ВТ1-0, подвергнутого электронно-пучковой обработке с плотностью энергии 220 Дж/см2. Растровая электронная микроскопия
скопа (ACM) Solver HV и контактного профилометра Alpha-Step IQ (KLA-Tencor). Микроструктурный анализ образцов ВТ1-0 и ВТ6 проводили на растровом электронном микроскопе (РЭМ) LEO EVO 50, оборудованном приставками Oxford Instruments INCAx-act для мик-рорентгеноспектрального анализа и Oxford Instruments Nordlys для исследований методом дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD). Фазовый состав образцов ВТ 1-0 и ВТ6, параметры кристаллической решетки a-Ti, полные среднеквадратичные смещения атомов (м2 ) 002 вдоль направления (002) определяли методом рентгеноструктурного анализа (PCA) с использованием дифрактометров Shimadzu XRD-6000 и ДРОН-7 методом симметричной и асимметричной съемки с углами скольжения рентгеновского луча 2°, 5°, 7°.
3. Экспериментальные данные
3.1. Изменение микроструктуры поверхностных слоев титановых образцов ВТ1-0 и ВТ6 под действием электронно-пучковой обработки
Проведенные исследования показали, что электронный луч, развернутый в линию, создает на поверхности образца ВТ1-0 узкую ванну расплава. В результате перемещения образца в поперечном направлении относи-
тельно электронного луча на его поверхности формируется бороздчатый рельеф (рис. 1, а), шероховатость которого увеличивается с ростом плотности энергии электронного луча. Методом оптической профиломет-рии установлено, что при плотности энергии 220 Дж/см2 высота выступов на поверхности образца ВТ1-0 составляет 7 мкм, а расстояние между ними достигает 200 мкм.
В расплавляемом при обработке поверхностном слое образцов ВТ1-0 при кристаллизации образуются первичные зерна P-Ti с поперечным размером 2040 мкм, которые при последующем охлаждении приобретают пластинчатую морфологию вследствие полиморфного P^a'-превращения (рис. 1, б). Согласно результатам электронно-микроскопических исследований, поперечные размеры мартенситной a'-фазы варьируются в пределах от 200 до 500 нм, а их продольные размеры достигают 50 мкм и ограничены размером зерен a-Ti (рис. 2).
EBSD-анализ микроструктуры боковой грани образца ВТ1-0, подвергнутого электронно-пучковой обработке с плотностью энергии 220 Дж/см2, показал, что толщина расплавляемого поверхностного слоя не превышает 50 мкм (рис. 1, в). Ниже формируется зона термического влияния, в которой новые зерна не обра-
Рис. 2. Светлопольное (а) и темнопольное изображения (б) разных локальных мест микроструктуры поверхностных слоев образцов ВТ1-0, подвергнутых обработке электронным пучком с плотностью энергии 220 Дж/см2. Темнопольное изображение получено в рефлексе 002a_Ti. Просвечивающая электронная микроскопия
Нр, МПа
150 200 250 цт
Рис. 3. Распределение микротвердости по боковой грани образцов ВТ1-0 (а) и ВТ6 (б), подвергнутых обработке электронным пучком с плотностью энергии 75 (1), 150 (2), 220 (3), 300 (4), 375 (5) и 450 Дж/см2 (6)
зуются, однако имеет место интенсивная фрагментация зерен а-Ть
Анализ распределения микротвердости по боковой грани исследованных образцов ВТ1-0 показал, что максимальная степень их упрочнения достигается при электронно-пучковой обработке с плотностью энергии 220 Дж/см2 (рис. 3, а). Существенно увеличить твердость и толщину модифицированного слоя путем дальнейшего увеличения плотности энергии электронного пучка не представляется возможным, поскольку имеют место интенсивный рост поверхностных зерен, приводящий к разупрочнению обрабатываемой поверхности, а также образование кратеров.
Аналогичным бороздчатым рельефом поверхности характеризуются образцы титанового сплава ВТ6, подвергнутого электронно-пучковой обработке. Как видно из рис. 4, а, при облучении с плотностью энергии 220 Дж/см2 в расплавляемом слое при кристаллизации формируются первичные зерна Р-фазы со средним поперечным размером 15 мкм, границы которых наглядно проявляются на поверхности образца вследствие различной скорости их роста. Темные и светлые вертикальные полосы на изображениях, полученных методом оптической профилометрии, связаны с бороздчатым рельефом поверхности образцов ВТ6, формирующимся в процессе электронно-пучковой обработки. С увели-
чением плотности энергии электронного пучка до 450 Дж/см2 средний размер зерен возрастает до 40 мкм (рис. 4, б). Зерна содержат мартенситные пластины, унаследованные от а'-фазы, с поперечным размером 80 нм (рис. 4, в и рис. 5, а). Кроме того, внутри и по границам данных пластин наблюдаются фазы а"-Т и Р-Т (рис. 5, б, в).
Анализ микроструктуры боковой грани образцов ВТ6 показал, что в случае однократной электронно-пучковой обработки с плотностью энергии 450 Дж/см2 толщина расплавляемого слоя достигает 70 мкм (рис. 4, в) и увеличивается до 150 мкм при повторном сканировании поверхности высокочастотным электронным пучком.
В отличие от образцов ВТ1-0, электронно-пучковая обработка образцов ВТ6 приводит к двукратному увеличению микротвердости поверхностных слоев (рис. 3, б). Анализ распределения микротвердости по боковой грани исследованных образцов наглядно демонстрирует наличие расплавляемого поверхностного слоя, характеризующегося постоянным значением микротвердости, и зоны термического влияния, микротвердость которой монотонно уменьшается до исходного значения. Чем выше плотность энергии электронного пучка, тем больше микротвердость и толщина модифицированного поверхностного слоя.
Рис. 4. Оптическое изображение поверхности (а, б) и РЭМ-изображение боковой грани (в) образцов ВТ6, подвергнутых электронно-пучковой обработке с плотностью энергии 220 (а) и 450 Дж/см2 (б, в)
Рис. 5. Светлопольные (а, б) и темнопольное изображения (в), а также соответствующая микроэлектронограмма микроструктуры поверхностных слоев образцов ВТ6, подвергнутых обработке электронным пучком с плотностью энергии 450Дж/см2. Темнопольное изображение получено в совпадающих рефлексах 103а_т;, 103а»_Т; и 112р_т;. Просвечивающая электронная микроскопия
3.2. Закономерности пластической деформации упрочненных поверхностных слоев титановых сплавов при одноосном растяжении
3.2.1. Технический титан ВТ1-0
АСМ-исследования поверхности нагруженных образцов ВТ1-0, подвергнутых электронно-пучковой обработке и последующему одноосному растяжению, показали, что деформация поверхностных зерен, имеющих мартенситную структуру, происходит путем скольжения (рис. 6, а, б) и двойникования (рис. 6, в). Длина линий скольжения ограничена поперечными размерами мартенситных кристаллов, а их ориентация в соседних мартенситных пластинах оказывается различной. Высота поверхностных ступеней, образованных соседними линиями скольжения, составляет 20-40 нм. Данные ступени образованы путем последовательных более мелких сдвигов в перпендикулярных направлениях (рис. 6, б).
Как видно из рис. 7, а, на поверхности нагруженных образцов также наблюдаются некристаллографические полосы сдвига, ориентированные под 45° к оси нагру-
жения и распространяющиеся через большое количество зерен. Причем расстояние между полосами сдвига на поверхности и на боковой грани исследованных образцов оказывается одинаковым и составляет 200 мкм. Необходимо отметить, что черный цвет полос сдвига, наблюдаемых на оптическом изображении (рис. 7, а), обусловлен высокой шероховатостью поверхности, рассеивающей отраженный свет. Причиной локального огрубления поверхности в полосах сдвига является интенсивное скольжение в поверхностных зернах (рис. 7, б).
На стадии предразрушения нагруженных образцов ВТ1-0, подвергнутых предварительной электронно-пучковой обработке, наблюдается распространение периодических трещин, ориентированных под углом 45° к оси нагружения (рис. 7, в). Появление трещин связано с тем, что в области шейки величина некристаллографического сдвига одной части кристалла относительно другой существенно возрастает. Как видно из рис. 7, в, фрагменты материала, сформированные сопряженными трещинами, смещаются на расстояние до 40 мкм.
/А У >
Рис. 6. АСМ-изображения поверхности образца технического титана ВТ1-0, подвергнутого обработке электронным пучком с плотностью энергии 220 Дж/см2 и последующему одноосному растяжению, е = 10 %
Рис. 7. Оптическое (а) и РЭМ-изображения (б, в) поверхности образца технического титана ВТ1-0, подвергнутого обработке электронным пучком с плотностью энергии 220 Дж/см2 и последующему одноосному растяжению, 8 = 10 (а, б) и 40 % (в)
Анализ РЭМ-изображений предварительно шлифованной и полированной боковой грани образцов ВТ1-0 наглядно демонстрирует различный характер деформации предварительно расплавленного поверхностного слоя и нижележащих объемных зерен при одноосном растяжении (рис. 8, а). Основным механизмом деформации объемных зерен является дислокационное скольжение, в то время как деформация поверхностного слоя осуществляется за счет распространения некристаллографических полос сдвига, ориентированных под углом 45° к оси нагружения. Использование оптической интерференционной микроскопии позволяет выявить тер-расно-ступенчатую морфологию боковой поверхности предварительно расплавленного слоя, обусловленную смещением одной части кристалла относительно другой на расстояние около 5 мкм (рис. 8, б, в).
Наличие мартенситной а'-фазы обусловливает увеличение в 1.5 раза микротвердости модифицированного поверхностного слоя образцов ВТ1-0, однако не оказывает существенного влияния на их прочностные свойства и величину относительного удлинения при одноосном растяжении. Из рис. 9, а видно, что с ростом плотности энергии электронного пучка имеет место постепенное увеличение прочности и снижение пластичности исследованных образцов. Однако максимальное увеличение предела прочности, которое достигается при плотности энергии 220 Дж/см2, не превышает 50 МПа.
3.2.2. Титановый сплав ВТ6
При одноосном растяжении образцов ВТ6, подвергнутых предварительной электронно-пучковой обработке, также наблюдается развитие деформации упрочнен-
//, мкм 6
т у\у
О -■-'-■-'-■-^-■-
0.0 0.2 0.4 0.6 мм
Рис. 8. Изображения боковой грани (а, б) и соответствующая профилограмма (в) образца ВТ1-0, подвергнутого обработке электронным пучком с W = 220 Дж/см2 и последующему одноосному растяжению, 8 = 10 %. Растровая электронная микроскопия (а) и оптическая профилометрия (б, в)
О 10 20 30 40 8,% 0 2 4 6 8 10 8,%
Рис. 9. Кривые «напряжение-деформация» образцов ВТ1-0 (а) и ВТ6 (б), находящихся в состоянии поставки (1) и подвергнутых обработке электронным пучком с плотностью энергии 75 (2), 150 (3), 220 (4) и 450 Дж/см2 (5)
ных поверхностных слоев на различных масштабных уровнях. Рисунок 10 демонстрирует полосы скольжения и двойники в зернах а-титана, имеющих мартенситную структуру. Кроме того, в предварительно расплавленном поверхностном слое образцов ВТ6 наблюдаются некристаллографические полосы сдвига, ориентированные в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений (рис. 11). Как видно из рис. 11, а, б, с увеличением плотности энергии электронного пучка от 220 до 450 Дж/см2 расстояние между соседними полосами сдвига возрастает от 50 до 200 мкм. При этом, как и в случае образцов ВТ1-0, распространение некристаллографических сдвигов в поверхностных слоях нагруженных образцов ВТ6 сопровождается образованием ступеней на их боковой грани (рис. 11). Однако вплоть до разрушения образца ВТ6 полосы сдвига остаются локализованными в упрочненном поверхностном слое.
Следует отметить, что некристаллографические полосы сдвига, представленные на рис. 11, состоят из более мелких полос, расстояние между которыми не превышает 5 мкм. Распространение последних удается
детально исследовать в случае, когда образцы ВТ6 перед растяжением подвергались шлифовке и полировке для удаления бороздчатого рельефа. Рисунок 12 демонстрирует смещение одной части кристалла относительно другой, а также последовательный характер данных сдвигов в сопряженных направлениях максимальных касательных напряжений. Последнее проявляется в нарушении прямолинейности полос сдвига вследствие смещения фрагментов материала, ограниченных соседними полосами. Кроме того, распространение полос сдвига приводит к развитию в поверхностных зернах мелких трещин, ориентированных под углом 45° к оси нагружения, расстояние между которыми также составляет 5 мкм (рис. 10, а).
Как и в случае образцов ВТ1-0, распространение полос сдвига в расплавляемом слое образцов ВТ6, подвергнутых электронно-пучковой обработке и последующему одноосному растяжению, не оказывает существенного влияния на характер кривой нагружения, а также на прочность и пластичность (рис. 9, б). Несмотря на двукратное увеличение микротвердости поверхностного слоя образцов ВТ6, обработанных элект-
Рис. 10. АСМ-изображения поверхности образца ВТ6, подвергнутого обработке электронным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2 и последующему одноосному растяжению, е = 10 %. Стрелками указаны трещины в поверхностном слое
Рис. 11. Изображения боковой грани (а-в) и соответствующая профилограмма (г) образца ВТ6, подвергнутого обработке электронным пучком с Ж = 220 (а) и 450 Дж/см2 (б-г) и последующему одноосному растяжению, е = 15 %. Растровая электронная микроскопия (а, б) и оптическая профилометрия (в, г)
ронным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2, увеличение предела прочности не превышает 70 МПа. При этом величина относительного удлинения до разрушения образцов с модифицированным поверхностным слоем практически не изменяется.
4. Обсуждение результатов
Более 80 лет назад, в начале 40-х годов XX века Дж.И. Тейлор, Э. Орован и М. Поляни впервые выдвинули концепцию дислокаций для объяснения атомного механизма пластичности кристаллов. С тех пор была успешно развита теория дислокаций, на основе которой были объяснены основные закономерности деформационного поведения твердых тел в различных условиях
нагружения. Тем не менее, часть вопросов так и осталась нерешенной. Прежде всего, это касается кривой «напряжение-деформация», которую невозможно корректно рассчитать на основе только микроскопических представлений теории дислокаций. Другими словами, до сих пор не существует прямого перехода от микроподходов физики пластичности к макроподходам механики сплошной среды.
Корректное описание деформационного поведения нагруженного твердого тела возможно лишь при его рассмотрении как многоуровневой иерархически организованной системы, деформация которой развивается одновременно и самосогласованно на различных структурно-масштабных уровнях. Причем в качестве элемен-
5 мкм
Т:
/А
/
ё; £ У К
, \у
20 мкм I-1
Рис. 12. РЭМ-изображения боковой грани (а) и поверхности (б) образца ВТ6, подвергнутого обработке электронным пучком с плотностью энергии 450 Дж/см2 и последующему одноосному растяжению, е = 10 %. Поверхность образца перед растяжением была подвергнута шлифовке и полировке
30° 40° 50° 60° 20 30° 40° 50° 60° 20
Рис. 13. Дифрактограммы образцов титана ВТ1-0 (а) и ВТ6 (б), подвергнутых электронно-пучковой обработке (1) с плотностью энергии W = 220 (а) и 450 Дж/см2 (б) и последующему одноосному растяжению 8 = 3 (2), 5 (3), 10 (4), 15 % (5); асимметричная (а) и симметричная съемка (б)
тарного акта пластической деформации следует рассматривать не движение дислокаций, а поток точечных дефектов, связанный с развитием локальных структурных превращений в областях высокой кривизны кристаллической решетки [12-14]. Роль локальных структурных превращений в пластической деформации нагруженных твердых тел удается убедительно продемонстрировать на примере образцов технического титана ВТ1-0 и титанового сплава ВТ6, подвергнутых электронно-пучковой обработке и последующему одноосному растяжению.
В процессе кристаллизации в поверхностных слоях образцов ВТ1-0 и ВТ6, расплавленных высокочастотным электронным пучком, первоначально возникают зерна в-фазы. Вследствие того что поток тепла направлен в объем материала, при достижении температуры полиморфного превращении Т = 882 °С на границе между расплавляемым поверхностным слоем и объемом материала начинается структурно-фазовый переход ОЦК^ГПУ, который фронтально распространяется в направлении свободной поверхности через всю толщину расплавленного слоя. Поскольку плотноупако-ванная структура а-фазы имеет меньший удельный объем, между а- и в-фазами возникают напряжения, которые приводят к сильной кривизне их интерфейса. Как следствие, в расплавляемом поверхностном слое образуются пластины а'-фазы, которые обусловливают повышение его микротвердости. При последующем механическом нагружении релаксация сдвиговых напряжений приводит к пластической дисторсии кристаллической решетки и формированию в расплавляемом поверхностном слое мартенситных ш- и а"-фаз. Последнее наглядно подтверждается результатами рентгено-структурного анализа, согласно которому структура модифицированного поверхностного слоя образца ВТ1-0 соответствует только а-фазе (рис. 13, а, кривая 1). Однако при последующем одноосном растяжении при 8 = 3 % на рентгенограмме, кроме рефлексов а-Т1,
возникают рефлексы фаз ш-Т и а"-Т1, объемная доля которых составляет 30 и 15 % соответственно (рис. 13, а, кривая 2). С увеличением степени деформации объемные доли ш- и а"-фаз постепенно уменьшаются. При 8 = 10 % объемные доли ш- и а"-фаз не превышают 1.5 %, а при степени деформации 8 = 15 % и более рентгеновские пики, соответствующие данным фазам, полностью исчезают (рис. 13, а, кривые 3-5). Отметим, что при деформации титанового сплава Т-Ре в условиях кручения под высоким давлением также наблюдали структурно-фазовый переход а^ш. При этом объемная доля ш-фазы достигала 40 % [15].
Очевидно, что ш- и а"-фазы зарождаются на границах раздела между пластинами а'-фазы, характеризующихся различными кристаллографическими ориента-циями и, соответственно, различными упругими свойствами. Теоретическими расчетами [16, 17] было показано, что на границе раздела двух сред с различными механическими характеристиками при нагружении возникают осцилляции локальных нормальных и касательных напряжений, которые могут существенно превышать средние приложенные напряжения. Именно наличие локальных областей растягивающих нормальных напряжений на интерфейсах пластин а'-Т обеспечивает возможность вышеописанных фазовых превращений, поскольку объем элементарной ячейки а"-фазы (0.06998 нм3) и ш-фазы (0.0641) в 2 раза превышает объем элементарной ячейки а-фазы (0.0353 нм3).
При одноосном растяжении образцов ВТ6 наряду с развитием локальных структурных превращений
имеет место фазовый переход Как видно из рис. 13, б, при 8 = 16 % рентгеновские пики, соответствующие в-Т1, исчезают. Кроме того, наблюдается уменьшение объемной доли а"-фазы, сформированной в процессе предварительной электронно-пучковой обработки.
Развитие структурно-фазовых трансформаций в поверхностных слоях образцов ВТ1-0 и ВТ6, подвергну-
тых электронно-пучковой обработке и последующему механическому нагружению, связано с неустойчивым состоянием кристаллической решетки мартенситных фаз. Последнее подтверждается высокими значениями полных среднеквадратичных смещений атомов вдоль направления 002, определенных методами рентгено-структурного анализа. Так, в предварительно расплавленном поверхностном слое исследованных образцов величина (и2 составляет 0.015-0.030 нм, что в 23 раза превышает величину смещений в образцах ВТ1-0 и ВТ6, находящихся в состоянии поставки.
Представленные в настоящей работе результаты показали, что пластическое течение предварительно расплавленного поверхностного слоя, имеющего мартен-ситную структуру, развивается одновременно на различных масштабных уровнях. Наименьшим масштабным уровнем пластической деформации образцов ВТ1-0 и ВТ6 следует рассматривать наноуровень, связанный с переходами валентных электронов между 5- и ^-поло-сами электронных состояний в зонах локальной кривизны кристаллической решетки, обеспечивающими трансформации низкотемпературной ГПУ-фазы в мартенсит-ные ш- и а"-фазы. Деформация расплавляемого поверхностного слоя на микромасштабном уровне развивается также путем дислокационного скольжения в отдельных ламелях пластинчатой а'-фазы. Поскольку движение дислокаций ограничено поперечными размерами узких мартенситных пластин, оно не приводит к необходимому формоизменению модифицированного поверхностного слоя при одноосном растяжении. В результате для того чтобы обеспечить высокую скорость высвобождения энергии, запасенной как в границах зерен, так и в дефектной структуре самих зерен, пластическая деформация расплавляемых поверхностных слоев образцов ВТ1-0 и ВТ6 осуществляется путем развития некристаллографических полос сдвига, обеспечивающих смещение атомов механизмом движения точечных дефектов на расстояние, существенно превышающее величину постоянной кристаллической решетки.
Сдвиг в направлении максимальных касательных напряжений обусловливает появление момента силы, ориентированного перпендикулярно оси растяжения и развитию полосы сброса. Процесс формирования полос сброса постепенно распространяется вдоль нагруженного образца в виде нелинейной волны. Распространение полос сброса, ориентированных в направлениях ттах, обусловливает формирование террасно-ступенча-той структуры на боковой поверхности титановых образцов, подвергнутых обработке высокочастотным электронным пучком и последующему одноосному растяжению (рис. 8).
Очевидно, что сдвиг одной части кристалла относительно другой, формирующий на боковой поверхности исследованных образцов ступени высотой от 5 до
40 мкм, не может происходить путем одновременного сдвига всех атомных плоскостей. Иными словами, сдвиг в расплавляемом поверхностном слое при напряжениях, не намного превышающих предел текучести титанового сплава, не может сопровождаться разрывом многочисленных атомных связей в области полосы сдвига. Вероятнее всего, столь сильный сдвиг может быть реализован лишь путем локальных структурных трансформаций кристаллической решетки неравновесных фаз а'-Т и а"-Т в равновесную а-фазу. Для осуществления в полосе некристаллографического сдвига механизма структурных трансформаций, которые обеспечивают локализованное пластическое течение движением точечных дефектов, необходимы внутренние источники точечных дефектов. Такие источники возникают на интерфейсах пластин а'-фазы. В свою очередь, границы а'-фазы генерируют дислокации в модифицированном поверхностном слое, которые могут уменьшать кривизну решетки в полосах сброса. Такой механизм был предсказан в теории распространения полос локализованной деформации [18]. Данная работа является экспериментальным подтверждением результатов [18].
Расстояния между полосами сдвига удовлетворительно описываются в рамках энергетического подхода, аналогично тому, который был предложен А. Гриффит-сом для описания механизма распространения трещин в хрупком материале. В рамках энергетического подхода любой сдвиг в нагруженном твердом теле рассматривается как релаксационный процесс, который может происходить только при условии, если при этом будет уменьшаться энергия системы. Это означает, что энергия, которая выделится в результате зарождения и распространения полосы сдвига, должна быть больше энергии, которая требуется для подобной сдвиговой деформации. Причем релаксация растягивающих напряжений происходит не только внутри полосы сдвига, но и в областях, прилегающих к краям полосы сдвига. Однако при удалении от полосы сдвига приложенные напряжения в упрочненном поверхностном слое вновь возрастают, приближаясь к исходному уровню на расстоянии, соизмеримом с толщиной упрочненного слоя. Это способствует возникновению в соседних областях, где напряжения остаются нерелаксированными, новых полос сдвига. Таким образом, в упрочненном поверхностном слое формируется система параллельных мезо-скопических полос сдвига, каждая из которых обеспечивает одинаковую диссипацию энергии упругой деформации в прилегающих областях.
Расстояние между соседними полосами сдвига в нагруженных образцах ВТ1-0 и ВТ6 определяется не только толщиной упрочненного слоя, но и его твердостью. Зависимость расстояния между полосами сдвига от плотности энергии электронного пучка можно
объяснить в рамках модели [19], описывающей закономерности растрескивания покрытий при одноосном растяжении. Согласно [19], максимальное расстояние между соседними трещинами Àmax определяется соотношением
. nh
Amax =-f (1)
Tf
где h — толщина покрытия; af — предел прочности покрытия при растяжении; Tf — предельная сдвиговая прочность границы раздела покрытие-подложка.
Поскольку в исследованных образцах полосы сдвига возникают только в расплавляемом поверхностном слое, то в выражении (1) в качестве предельной сдвиговой прочности границы раздела покрытие-подложка можно использовать величину когезионной прочности между расплавляемым поверхностным слоем и нижележащей зоной термического влияния, равную прочности расплавляемого слоя при растяжении. Принимая во внимание критерий Мизеса, согласно которому предел прочности при сдвиге в >/з раз меньше, чем предел прочности при растяжении, а также воспользовавшись соотношением Тейлора [20], согласно которому связь между пределом прочности материала и его твердостью описывается как сту = H/3, можно рассчитать максимальное расстояние между полосами сдвига, наблюдаемыми в наших экспериментах. Проведенные оценки показали, что расстояние между полосами сдвига должно в 1.8 раза превышать толщину упрочненного слоя, в котором они распространяются.
5. Заключение
В работе исследованы закономерности изменения морфологии поверхности и микроструктуры поверхностных слоев технического титана ВТ1-0 и титанового сплава ВТ6 в процессе обработки высокочастотным электронным пучком с плотностью энергии 75450 Дж/см2. Показано, что в результате перемещения исследованных образцов в поперечном направлении относительно электронного луча, развернутого в линию, на их поверхности формируется бороздчатый рельеф, обусловленный плавлением и последующей кристаллизацией поверхностного слоя. Вследствие быстрой скорости охлаждения первичные зерна P-Ti, образующиеся в расплавленном поверхностном слое, испытывают полиморфное Р^а'-превращение. Поперечные размеры мартенситных пластин а'-фазы в образцах ВТ1-0 и ВТ6 варьируются в пределах от 80 до 500 нм. Кроме того, в образцах ВТ6 внутри и по границам мартенситных пластин а'-фазы наблюдаются фазы a"-Ti и P-Ti. С увеличением плотности энергии электронного пучка возрастают толщина модифицированного поверхностного слоя и его микротвердость. Макси-
мальная микротвердость поверхностного слоя образцов ВТ1-0 и ВТ6 составляет 3070 и 6450 МПа соответственно.
Пластическая деформация поверхностных слоев образцов ВТ1-0 и ВТ6, подвергнутых электронно-пучковой обработке и последующему одноосному растяжению, развивается одновременно и самосогласованно на различных масштабных уровнях. Сдвиг под действием максимальных касательных напряжений необходимо рассматривать в качестве ведущего механизма пластической деформации поверхностных слоев исследованных образцов. Релаксация сдвиговых напряжений приводит к пластической дисторсии кристаллической решетки и формированию мартенситных ю- и а"-фаз. Трансформацию а-фазы в мартенситные ю- и а"-фазы путем переходов валентных электронов между s- и d-полосами электронных состояний в зонах локальной кривизны кристаллической решетки, следует рассматривать как наномасштабный уровень пластической деформации образцов ВТ1-0 и ВТ6. Развитие обратимых фазовых превращений а^ю^а и Р^
приводит к распространению в расплавляемом поверхностном слое, имеющем пластинчатую а'-фазу, некристаллографических полос сдвига, обеспечивающих смещение одной части кристалла относительно другой на расстояние до 40 мкм. При этом дислокационное скольжение зерен в области полос сдвига является аккомодационным процессом, позволяющим релаксировать сдвиговые и моментные напряжения в нагруженном образце и обеспечивать сохранение его сплошности. Периодичность распространения некристаллографических полос сдвига может быть описана в рамках энергетического подхода, предложенного А. Гриффитсом для описания механизма распространения трещин в хрупком материале.
Авторы выражают благодарность академику РАН Панину В.Е. за полезное обсуждение и замечания, высказанные при подготовке настоящей статьи.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 годы (направление III.23) и проекта РФФИ № 17-01-00691.
Литература
1. Xu H., Zhang W., Fan K., Fu P. TC4 titanium alloy microstructure and properties influenced by high frequency scan of electron beam // Rare Metal Mater. Eng. - 2017. - V 46. - No. 6. - P. 1457-1462.
2. Rotshtein V.P., Shulov V.A. Surface modification and alloying of aluminum and titanium alloys with low-energy, high-current electron beams // J. Metall. - 2011. - 15 p. - doi 10.1155/2011/673685.
3. Гриценко Б.П., Коваль H.H., Иванов Ю.Ф., Круковский К.В., Гирсо-
ва Н.В., Тересов А.Д. Повышение износостойкости технически чистого титана ВТ1-0 и сплава ВТ6 // Изв. Самарск. научн. центра РАН. - 2011. - Т. 13. - № 4(3). - С. 1009-1013.
4. ZhangX.D., Hao S.Z., LiX.N., Dong C., Grosdidier T. Surface modification of pure titanium by pulsed electron beam // Appl. Surf. Sci. -2011. - V. 257. - P. 5899-5902.
5. Панин А.В., КазаченокМ.С., Бородовицина О.М., Перевалова О.Б.,
Степанова О.М., Иванов Ю.Ф. Изменение структуры поверхностных слоев технического титана ВТ1-0 в процессе обработки низкоэнергетическими сильноточными электронными пучками // ФММ. - 2016. - Т. 117. - № 6. - С. 571-582.
6. Proskurovsky D.I., Rotshtein V.P., Ozur G.E., Ivanov Y.F., Markov A.B.
Physical foundations for surface treatment of materials with low energy, high current electron beams // Surf. Coat. Technol. - V. 125. -No. 1-3. - P. 49-56,
7. Guo G., Tang G., Ma X., Sun M., Ozur G. Effect of high current pulsed electron beam irradiation on wear and corrosion resistance of Ti-6Al-4V // Surf. Coat. Technol. - 2012. - V. 229. - P. 140-145.
8. Okada A., Uno Y., Yabushita N., Uemura K., Raharjo P. High efficient surface finishing of bio-titanium alloy by large-area electron beam irradiation // J. Mater. Process. Technol. - 2004. - V. 149. - P. 506-511.
9. Панин В.Е., Егорушкин В.Е. Основы физической мезомеханики пластической деформации и разрушения твердых тел как нелинейных иерархически организованных систем // Физ. мезомех. -2015.- Т. 18. - № 5. - С. 100-113.
10. Егорушкин В.Е., Панин В.Е. Масштабная инвариантность пластической деформации планарной и кристаллической подсистем твердых тел в условиях сверхпластичности // Физ. мезомех. -2017.- Т. 20. - № 1. - С. 5-13.
11. Панин В.Е., Егорушкин В.Е., Панин А.В., Чернявский А.Г. Пластическая дисторсия — фундаментальный механизм в нелинейной
мезомеханнке пластической деформации и разрушения твердых тел // Физ. мезомех. - 2016. - Т. 19. - № 1. - С. 31-46.
12. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Шмаудер 3., Стороженко И.В. Эффекты локализации деформации в композитах на основе Al с включениями Al2O3 // Физ. мезомех. - 2001. - Т. 4. - № 3. - С. 35-47.
13. Toyooka S., Widiastuti R., Zhang Q., Kato H. Dynamic observation of localized strain pulsation generated in the plastic deformation process by electronic speckle pattern interferometry // Jpn. J. Appl. Phys. -2001. - V. 40 - P. 873-876.
14. Панин В.Е., Панин С.В. Мезомасштабные уровни пластической деформации поликристаллов алюминия // Изв. вузов. Физика. -1997. - Т. 40. - № 1. - С. 31-39.
15. Kilmametov A.R., Ivanisenko Yu.I., Mazilkin A.A., Straumal B.B., Gornakova A.S., Fabrichnaya O.B., Kriegel M.J., Rafaja D., Hahn H. The a^m and P^m phase transformations in Ti-Fe alloys under high-pressure torsion // Acta Mater. - 2018. - V. 144. - P. 337-351.
16. Гриняее Ю.В., Панин В.Е. Расчет напряженного состояния в упруго напряженном поликристалле // Изв. вузов. Физика. -1978.- № 12. - С. 95-101.
17. Cherepanov G.P. On the theory of thermal stresses in thin bounding layer // J. Appl. Phys. - 1995. - V. 78. - No. 11. - P. 6826-6832.
18. Егорушкин В.Е. Динамика пластической деформации. Волны нелинейной пластической деформации в твердых телах // Изв. вузов. Физика. - 1992. - Т. 35. - № 4. - С. 19-41.
19. Agrawal D.C., Raj R. Measurement of the ultimate shear strength of a metal-ceramic interface // Acta Metall. - 1989. - V 37. - No. 4. -P. 1265-1270.
20. Tabor D. The Hardness of Metals. - London: Clarendon Press, 1951.
Поступила в редакцию 08.07.2018 г.
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.т.н., нс ИФПМ СО РАН, kms@ispms.tsc.ru
Перевалова Ольга Борисовна, д.ф.-м.н., проф., снс ИФПМ СО РАН, perevalova52@mail.ru
Синякова Елена Александровна, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, mea@ispms.tsc.ru
Круковский Константин Витальевич, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, kvk@ispms.tsc.ru
Мартынов Сергей Андреевич, к.ф.-м.н., мнс ИФПМ СО РАН, martynov@ispms.tsc.ru
