CC BY
72
МАШИНОСТРОЕНИЕ • МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
УДК 548.735
И. В. АЛЕКСАНДРОВ, В. Д. СИТДИКОВ, Я. Т. БОНАРСКИ
ЭВОЛЮЦИЯ КРИСТАЛЛОГРАФИЧЕСКОЙ ТЕКСТУРЫ В ТЕХНИЧЕСКИ ЧИСТОМ ТИТАНЕ, ПОДВЕРГНУТОМ РАВНОКАНАЛЬНО-УГЛОВОМУ ПРЕССОВАНИЮ
В данной статье представлены результаты экспериментальных исследований и компьютерного моделирования процессов формирования кристаллографической текстуры в технически чистом И в ходе 1^4 проходов равноканально-углового прессования (РКУП) по маршруту ВС. Целью проведенных исследований было установление действующих механизмов деформации в зависимости от степени деформации, накопленной в процессе РКУП. Исследования проводились методами рентгеноструктурного анализа и компьютерного моделирования. Компьютерное моделирование выполнялось в рамках вязкопластической самосогласованной модели. При этом в качестве возможных действующих систем скольжения рассматривались базисные, призматические, пирамидальные (первого и второго рода) системы скольжения. Кроме того, учитывалась возможность активизации систем двойникования растяжения и сжатия. В результате проведенных экспериментальных исследований были установлены закономерности формирования преимущественных ориентировок. Впервые с помощью компьютерного моделирования было показано, что при РКУП выполненном вплоть до четвертого прохода при температуре 723 К, процессы текстурообразования в П могут быть объяснены активизацией базисных, призматических и пирамидальных (первого рода) систем скольжения и систем двойникования сжатия.
При этом увеличение числа проходов может приводить к усилению вклада базисных и призматических систем скольжения, а также незначительному ослаблению вклада пирамидальных систем скольжения (первого рода). Вместе с тем, двойникование сжатием может быть заметно лишь при первом проходе РКУП. Кристаллографическая текстура ; титан ; равноканально-угловое прессование
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время метод интенсивной пластической деформации (ИПД) широко используется для получения объемных ультрамелко-зернистых (УМЗ) материалов со средним размером зерен в несколько десятков-сотен нанометров. Этим материалам присущи уникальные механические и физические свойства [1-3]. При этом в ходе ИПД изменяется микроструктура, в частности, уменьшается размер зерен, растут плотность дислокаций и разориентировки между соседними зернами и т. д. [1-3]. Процесс ИПД сопровождается формированием развитых кристаллографических текстур, характер которых во многом определяет уровень структурно чувствительных свойств. При этом исследования процессов формирования кристаллографических текстур позволяют судить о механизмах,
Контактная информация: (347)273-79-77
ответственных за протекание пластической деформации.
Изучение процессов текстурообразования в металлах с ГЦК структурой проводилось во многих работах [4-7]. В частности, в результате исследования эволюции кристаллографической текстуры при РКУП чистой Си [4, 5] было обнаружено, что первый проход приводит к формированию сильной преимущественной ориентации зерен. При этом увеличение степени накопленной деформации способствовало усилению кристаллографической текстуры. Было показано [4, 5], что несмотря на высокое число эквивалентных систем скольжения в ГЦК решетке характер кристаллографических текстур, формирующихся в результате РКУП, зависит от выбранного маршрута прессования.
Исследования процессов текстурообразова-ния в материалах с ГПУ решеткой очень ограничены [8-11]. При этом трактовка полученных
результатов усложнена, поскольку наряду с ограниченным числом систем скольжения в этих материалах могут быть активными также и системы двойникования.
Результаты экспериментальных исследований Ті с ГПУ решеткой, подвергнутого первому проходу РКУП при 623 К, показали, что в микроструктуре содержится большое количество двойников [8]. Это позволило сделать вывод о том, что Ті при первом проходе РКУП деформируется преимущественно посредством двой-
никования по плоскостям типа {і0 1 і}. В работе [9] представлены результаты микроструктур-ных исследований образцов Ті после первого прохода РКУП, осуществленного при температурах от 473 К до 873 К. При этом было установлено заметное влияние температуры прессования на действующие механизмы деформации. В частности, в результате ПЭМ исследований было выявлено, что деформация двойниковани-ем заметно активизируется в интервале температур от 473 до 623 К, однако дальнейшее увеличение температуры вплоть до 873 К приводит к ощутимому уменьшению роли двойникования и активизации дислокационного скольжения [9].
В работе [10] кристаллографическая текстура, сформированная в Ті в результате первого прохода РКУП при температуре 723 К, указывает на активизацию дислокационного скольжения по базисным и пирамидальным системам скольжения. Было показано, что тип и интенсивность кристаллографической текстуры, сформированной в результате первого прохода РКУП Ті, практически не изменяются при увеличении числа проходов и изменении маршрута РКУП. Этот факт был объяснен ограниченным числом систем скольжения в ГПУ металлах [10]. Экспериментальные исследования процессов текстурообразования в Ті в ходе 1^4 проходов РКУП при температуре 673 К по маршруту С, при котором заготовка поворачивается на 180о относительно продольной оси между последовательными проходами, представлены в работе [11]. Было установлено, что увеличение числа проходов РКУП сопровождается ослаблением интенсивности кристаллографической текстуры. В то же время ее тип в целом не изменяется.
В настоящей статье представлены результаты экспериментальных исследований и компьютерного моделирования процессов формирования кристаллографической текстуры в Ті в ходе 1^4 проходов РКУП по маршруту ВС (поворот заготовки вокруг продольной оси на угол 90о по часовой стрелке между последующими прохо-
дами). Целью этих исследований было установление взаимосвязи между сформировавшимися преимущественными кристаллографическими ориентировками и механизмами деформации, а также выявление действующих систем скольжения и двойникования.
1. МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТА И КОМПЬЮТЕРНОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ
Технически чистый Ti (0,12 вес. % O, 0,01 вес. % H, 0,04 вес. % N, 0,07 вес. % C и 0,18 вес. % Fe) со средним размером зерен 10 мкм был выбран в качестве исследуемого материала. Размеры заготовок для РКУП составляли 60x8x8 мм3. РКУП было проведено при температуре 723 K с углом пересечения каналов Ф = 90о. Скорость прессования равнялась 6 мм/с. Степень накопленной деформации при одном проходе РКУП соответствовала е = 1,15 [1]. Экспериментальные исследования кристаллографической текстуры проводились методом рентгеноструктурного анализа в Институте металлов и материаловедения им. Крупковского Польской академии наук (г. Краков). Анализ кристаллографической текстуры после 1^4 проходов РКУП по маршруту ВС проводился в геометрическом центре плоскости поперечного сечения заготовки (рис. 1, а). Съемка полюсных фигур (ПФ) проводилась методом рентгеноструктурного анализа с помощью дифрактометра системы Philips X’Pert, оснащенного текстурным гониометром ATC-3. Радиальный угол изменялся от 0о до 75о, а азимутальный угол — в интервале от 0о до 360о с шагом 5о. Диаметр облучаемой области соответствовал 0,6 мм. Результаты экспериментальных исследований и моделирования представлялись в виде функций распределения ориентировок (ФРО), рассчитанных с использованием пакета программы Labo-TEX [12]. Моделирование процессов текстуро-образования проводилось в рамках вязкопластической самосогласованной (ВПСС) модели [13]. В качестве исходной текстуры использовалась экспериментальная текстура Ti образца (рис. 1, б), представленная в виде 800 отдельных ориентировок. Учет влияния двойникования на кристаллографическую текстуру проводился по схеме преобладающей переориентации двойни-кованием, предложенной Tome [14]. Деформационное упрочнение процессов текстурообразо-вания соответствовало модели Voce [15]. При моделировании температура деформации соответствовала 723 K, что совпадало с температурой экспериментальных исследований.
В качестве возможных плоскостей скольжения и двойникования рассматривались базисные {0001} < 1 120 >, призматические {1010}
< 1210 >, пирамидальные первого рода {1011} < 1210 > с вектором Бюргерса
а = 1/3^1120^, пирамидальные первого рода
{1011} < 1 123 > и второго рода {2112} < 2113 > с вектором Бюргерса
с + а = 1/3 < 1123 > системы скольжения, а также системы двойникования растяжения {1012} < 1011 > и сжатия {2112} < 2113 > . Каждому семейству плоскостей скольжения и двойникования задавалось значение относительного критического скалывающего напряжения сдвига (КСНС). На основе расчета минимальной работы, затраченной на деформацию, производился выбор активных систем скольже-
ния и двойникования. Варьирование значения КСНС вышеуказанных систем скольжения и двойникования проводилось исходя из сопоставления смоделированных функций распределения ориентировок (ФРО) с экспериментальными ФРО.
2. ПОЛУЧЕННЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ
И ИХ обсуждение
Экспериментальные исследования показали, что исходная кристаллографическая текстура носит черты текстуры прокатки, формирующейся в ^ при комнатной температуре [16] (рис. 1, б). В связи с этим, до моделирования эволюции кристаллографической текстуры в ^ при РКУП было проведено моделирование процессов тек-стурообразования при прокатке со степенью обжатия 50 % при комнатной температуре.
у!
» X
а
б
в
Рис. 1. Система отсчета, связанная с заготовкой (а), экспериментальная (б) и модельная (в) ФРО XI
в исходном состоянии
Рис. 2. Позиции наблюдаемых ориентировок для Ті при РКУП
б
Рис. 3. Экспериментальная (а) и модельная (б) ФРО Ті для сечения ф2 = 0о после первого прохода РКУП
Смоделированная ФРО прокатанного XI представлена на рис. 1, в. Оказалось, что она в целом подобна соответствующей экспериментальной ФРО (рис. 1, б). При этом результаты моделирования оказались похожими на экспериментальные результаты при рассмотрении в качестве возможных действующих систем скольжения призматических, базисных и пирамидальных (первого рода) систем скольжения и двойникования растяжения и сжатия с относительными КСНС: хпризм = 0,85, тбазис= 2,5, ^пирам = 2,5, тдвр = 1,2 и тдвс = 1,7 соответственно [16]. Для наиболее наглядного представления и интерпретации ФРО, на рис. 2 и в таблице собраны идеальные ориентировки, соответствующие текстурным максимумам РКУП Тг
Полученный файл с объемными долями ориентировок модельной текстуры прокатанного XI использовался в качестве входного файла при моделировании процессов текстурообразо-вания при РКУП.
Экспериментальная ФРО XI после первого прохода РКУП характеризуется тремя главными максимумами, соответствующим ориентировкам А1, А2 и В (рис. 3).
Наблюдаемые ориентировки в Ті. Сечение ф2 =0о
{ИМ} < и™ > Ф: Ф
А1 (2113)[1230] 270 45
А2 (2112)[Т0И] 255 45
В (21Щ2І33] 240 60
С (2112)[224Т] 210 66
ші (І2І0)[2130] 0 90
Ш2 (1210)[0001] 90 90
шз (2111)[1230] 180 90
Ш4 (1210)[0001] 270 90
В работе [11] также экспериментально наблюдались характерные текстурные максимумы. Подобное расположение текстурных максимумов наблюдается при моделировании, когда базисные
{0001} < 1 120 >, призматические {1010}
< 1210 >, пирамидальные первого рода {1011} < 1 123 > системы скольжения и двойникование сжатия {21 1 2} < 21 1 3 >
Мах=13.502
Мт=0.000
б
Рис. 4. Экспериментальная (а) и модельная (б) ФРО СР Ті для сечения ф2 = 0о после четвертого прохода РКУП по маршруту ВС
рассматриваются в качестве возможных механизмов деформации с относительными
щей четырем проходам максимальное значение ФРО падает до уровня 13,5 единиц (рис. 5).
КСНС: гбазис = 1,00, г
призм
= 1,32,
гпирам = 1,47 и
^двс = 1,75 (рис. 3, б). Такие системы скольжения и двойникования, в общем случае, являются наиболее типичными для XI (соотношение параметров решетки с/а = 1,587) [9, 16-18].
При реализации РКУП по маршруту ВС заготовка поворачивается на угол 90°. При этом основные текстурные максимумы А1, А2, которые наблюдались при первом проходе РКУП, после четвертого прохода исчезают. Вместе с тем текстурный максимум В все еще виден на экспериментальной ФРО, но его интенсивность довольно низка. При этом после четвертого прохода экспериментальная ФРО характеризуется появлением целого ряда новых текстурных максимумов С, 01, 02, 03 и 04 (рис. 4), среди которых преобладающими по интенсивности являются компоненты 02, 03 и С.
Сравнение экспериментальных и модельных ФРО XI после четвертого прохода РКУП указывает на хорошее соответствие между полученными результатами (рис. 4). Увеличение максимального значения ФРО и текстурного индекса наблюдается уже после первого прохода РКУП (рис. 5). После четвертого прохода РКУП значения максимума ФРО и текстурного индекса, которые характеризуют остроту текстуры, несколько уменьшаются. При этом после первого прохода РКУП максимальное значение ФРО составляло ~17 единиц, а при дальнейшем увеличении степени деформации до соответствую-
При этом вклад базисных систем скольжения {0001}<иу1’^ существенно уменьшился и
о
-3,4 -3,2 -3,0 -2,8 -2,6 -2,4 -2,2 -2,0 - 1,8 - 1,6
- 1,4
- 1,2
★ максимум ФРО
• текстурный индекс
1 2 3
Число проходов РКУП
Рис. 5. Зависимости максимального значения ФРО и текстурного индекса от числа проходов РКУП
По-видимому, это в какой-то степени связано с уменьшением средней активности систем скольжения на зерно, а также изменением активных систем скольжения (рис. 6).
Наиболее активными системами скольжения при РКУП по маршруту ВС по отношению к другим системам скольжения и двойникования являются базисные, призматические и пирамидальные (первого рода) системы скольжения (рис. 6, а).
Исследование эволюции кристаллографической текстуры в Ті, формирующейся в результате 4-х проходов РКУП, выявило формирование выраженных максимумов, соответствующих ориентировкам С, 01, 02, 03 и 04, которые отсутствовали после первого прохода.
стал сопоставимым с вкладом пирамидальных систем скольжения (рис. 6, а).
18-
12-
8-
6-Г
4
0
4
0,60
0,55
0,50
0,45
0,40
Л 0,25 Ч
Р 0,20
■ Призматиче ские
• Бажсные
* Пирамидальные <c+a> ▼ Двойникование сжатия
' х~ууС.
1 проход : 2 проход ; 3 проход ; 4 проход
1 2 3 4 5
Деформация по фон Мизесу
а
U
3,9 л
3,8-
1 проход 2 проход 3 проход 4 проход
3,7- ■ ■
■ .■J
3,6- И ■ ■ ■ ■
шш 1 г ■
3,5- ■ ■ ■ ■ ■ ■
3,4- \ V ■ ч -
ч ■ ■
3,3- щ ■
Л ■
3,2- ■ ■ ■
■ ■ ■
■ ■ ■ ■ _
3,1 - ■ч. ■ ■
, 1- ■ 1 1 —, 1
12 3 4
Деформация по фон Мизесу
полученном с поперечного сечения заготовки. Вклад данных ориентировок в вид кристаллографических текстур после первого и четвертого проходов РКУП изменяется. При этом активность базисных, призматических и пирамидальных (первого рода) систем скольжения и двойникование сжатия также изменяется. В частности, увеличение числа проходов при РКУП может приводить к усилению вклада базисных и призматических систем скольжения, а также незначительному ослаблению вклада пирамидальных систем скольжения (первого рода) для указанных условий РКУП. Среднее число действующих систем скольжения уменьшается в ходе каждого прохода РКУП. Двойникование сжатием заметно лишь в начале первого прохода РКУП.
БЛАГОДАРНОСТИ
Авторы выражают благодарность кандидату технических наук Г.И. Раабу за помощь при подготовке РКУП образцов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
б
Рис. 6. Относительная активность систем скольжения и систем двойникования (а) и средняя активность систем на зерно (б) в зависимости от степени деформации (Ti, РКУП, T = 723 K)
Таким образом, обнаружено, что активность базисных, пирамидальных и призматических систем скольжения является определяющей в формировании кристаллографической текстуры в Ti в процессе РКУП. Роль двойникования заметна лишь в начале первого прохода РКУП при рассмотренных условиях (Т = 723 K, скорость прессования 6 мм/с.) (рис. 6, а).
Активизацию дислокационного скольжения и подавление роли двойникования при РКУП Ti, реализованном при 723 К, также наблюдали в работе [9].
ВЫВОДЫ
В ходе экспериментальных исследований и компьютерного моделирования процессов тек-стурообразования в Ti, подвергнутом РКУП при температуре 723 K, обнаружено формирование кристаллографических текстур, характеризующих идеальные ориентировки A1, А2, В, С, D1, D2, D3 и D4, обозначенных на ФРО,
1. Valiev, R. Z. Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation / R. Z. Valiev, R. K. Islamgaliev, I. V. Alexandrov // Progress Mater. Sci. 2000. № 45. P. 103-189.
2. Segal V.M. Equal channel angular extrusion: from macromechanics to structure formation / V. M. Segal // Mater. Sci. Eng. 1999. A271. P. 322333.
3. Iwahashi, Y. An investigation of microstruc-tural stability in an Al-Mg alloy with submicrometer grain size / Y. Iwahashi, J. Wang, Z. Horita, et al. // Scripta Mater. 1996. V. 35. P. 973-2982.
4. Li, S. Texture evolution during multi-pass equal channel angular extrusion of copper: Neutron diffraction characterization and polycrystal modeling / S. Li, I. J. Beyerlein, D. J. Alexander, S. C. Vogel // Acta Mater. 2005. V. 53. P. 2111-2125.
5. Beyerlein, I. J. Modeling texture and micro-structural evolution in the equal channel angular extrusion process / I. J. Beyerlein, R. A. Lebensohn, C. N. Tome // Mater. Sci. Eng. 2003. A345. P. 122138.
6. Toth, L.S. Nanomaterials by Severe Plastic Deformation: Fundamentals, Processing, Applications -NanoSPD2. EDs M. J. Zehetbauer and R. Z. Valiev. VILEY-VCH, Austria, Wien (2002).
7. Alexandrov, I.V. Formation of texture inhomogeneity in severely plastically deformed copper / I. V. Alexandrov, M. V. Zhilina, J. T. Bonarski // Bulletin of the Polish Academy of Sciences. 2006. V. 54. P. 199-208.
а
8. Kim, I. Deformation twins in pure titanium processed by equal channel angular pressing / I. Kim, J. Kim, D. H. Shin, X. Z. Liao, Y. T. Zhu // Scripta Mater. 2003. V. 48. P. 813-817.
9. Kim, I. Effects of equal channel angular pressing temperature on deformation structures of pure Ti / I. Kim, J. Kim, D. H. Shin, С. S. Lee, S. K. Hwang // Mater. Sci. Eng. 2003. V. A342. P. 302-310.
10. Alexandrov, I. V. Textures in nanostructured metals processed by severe plastic deformation / I. V. Alexandrov, А. А. Dubravina, A. R. Kilmametov, et. al. // Metals and Materials Int. 2003. V. 9. P. 151.
11. Perlovich, Yu. Formation of Inhomogeneous Texture and Structure in Metal Materials under Equal-Channel Angular Pressing / Yu. Perlovich, M. Isaenk-ova, V. Fesenko, et. al. // Mater. Sci. Forum. 2005. V. 495-497. P. 827-832.
12. Labosoft [Электронное издание]
(http://www.labosoft.com.pl).
13. Kocks, U. F. Texture and anisotropy: preffered orientations in polycrystals and their effect. Cambridge University Press. UK. Cambridge, 1998.
14. Tome, C. N. A Model for Texture Development Dominated by Deformation Twinning: Application to Zirconium Alloys / C. N. Tome, R. A. Leben-sohn, U. F. Kocks // Acta Metall. Mater. 1991. V. 39. P. 2667-2680.
15. Tome, C. N. The Relation between Macroscopic and Microscopic Strain Hardening in FCC Polycrystals / C. N. Tome, G. R. Canova, U. F. Kock, N. Christodoulou, J. J. Jonas // Acta metal. 1984. V. 32. P. 1637-1653.
16. Bozzolo, N. Microstructure and microtexture of highly cold-rolled commercially-pure titanium / N. Bozzolo, N. Dewobroto, H. R. Wenk, et. al. // J Mater Sci. 2007. V. 42. P. 2405-2416.
17. Yapici, G.G. Mechanical flow anisotropy in severely deformed pure titanium / G. G. Yapici, I. Karaman and H. J. Maier // Mater. Sci. Eng. 2006. V. A434. P. 294-302.
18. Shin, D. H. Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium / D. H. Shin, I. Kim, J. Kim, et. al. // Acta Mater. 2003. V. 51. P. 983-996.
19. Yu, S.H. Ultra Fine-Grain Symposium III / S.H. Yu, D.H. Shin, S.K. Hwang // The Metal Society (TMS). 2004. P. 227-234.
ОБ АВТОРАХ
a
s.
V
Александров Игорь Васильевич, проф., зав. каф. физики, гл. науч. сотр. ИФПМ НИЧ УГАТУ. Дипл. физик (БГУ, 1976). Д-р физ.-мат. наук по физике твердого тела (ИФМ УрНЦ РАН, 1997). Иссл. в обл. физики прочности и пластичности материалов.
Ситдиков Виль Даяно-вич, ст. преп. той же каф. Дипл. преп. физики и математики (БГПУ, 2002). Иссл. в обл. моделир. ме-хан. свойств, дефектн. структуры и кристаллографии. текстуры объемн. наноструктурных материалов.
Бонарски Ян, проф., гл. науч. сотр. ИМИМ Польской академии наук им. А. Крупковского. Дипл. физик металлов (ЛОЫ, 1981). Д-р техн. наук (ПАН, г. Краков, 2002). Иссл. в обл. кристалло-графич. текстуры, напря-женно-деформирован. состояния, рентгеност-руктурн. анализа.
