Исследование механизмов пластической деформации вблизи симметричных границ зерен наклона в интерметаллиде Ni3Al

УДК 538.913 + 539.374.1

Е.Г. Харина, Г.М. Полетаев, Р.Ю. Ракитин,

А.Н. Мартынов, М.Д. Старостенков Исследование механизмов пластической деформации вблизи симметричных границ зерен наклона в интерметаллиде Ni3Al

E.G. Kharina, G.M. Poletaev, R.Yu. Rakitin,

A.N. Martynov, M.D. Starostenkov The Research of Mechanisms of Plastic Deformation nearby Symmetry Tilt Grain Boundaries in Intermetallide Ni3Al

Методом молекулярной динамики исследуются структурные превращения вблизи симметричных границ зерен наклона <111> и <100> в №3А1 в условиях деформации сжатия-растяжения. Показано, что внутризерен-ное скольжение может осуществляться за счет расщепления зернограничных дислокаций при пластической деформации. При этом при испускании с границы частичной дислокации в зерне образуется антифазная граница.

Ключевые слова: молекулярная динамика, границы

зерен, деформация, зернограничное проскальзывание, внутризеренное скольжение.

Границы зерен оказывают существенное влияние на деформационное поведение поликристаллов. Экспериментально установлено, что границы зерен и тройные стыки при микропластической деформации являются источниками дислокаций [1, 2]. По мнению многих исследователей, такое явление, как ползучесть, осуществляется при коррелированном действии зернограничного проскальзывания и внутризе-ренного скольжения [3]. Основным механизмом, отвечающим за сверхпластичность (явление аномально высокой пластичности ультрамелкозернистых металлов и сплавов), согласно [2-4], является зернограничное проскальзывание. До настоящего времени дискуссионным остается вопрос о движущей силе и механизме зернограничного проскальзывания. Как считают авторы работы [5], проскальзывание по границам вызывается скольжением, происходящим в зернах, и может быть результатом сдвига, который развивается в одном зерне, доходит до границы и вызывает скольжение в другом зерне. В публикациях [6, 7], наоборот, утверждается, что сначала происходит зернограничное проскальзывание за счет переползания зернограничных дислокаций, в результате которого возникают напряжения, приводящие к их расщеплению и испусканию дислокаций в зерно (внутризеренное скольжение). В случае, когда вектор Бюргерса зернограничных дислокаций составляет небольшой угол с границей зерен, по мнению авторов работ [2, 4, 8], зернограничное проскальзывание

Structural transformations nearby symmetry tilt grain boundaries <111> and <100> in Ni3Al in conditions of pressure-tension deformation are studied by the method of molecular dynamics. It is shown that inter-grain shift can take place at the expense of the splitting of grain boundary dislocations at a plastic deformation. For all that anti-phase boundary is formed during emission from boundary of a partial dislocation in the grain.

Key words: molecular dynamics, grain boundaries, deformation, grain boundary sliding, inter-grain shift.

осуществляется за счет их скольжения и испускание дислокаций в зерно происходит не с межзеренной границы, а с тройного стыка.

В настоящей статье рассматриваются результаты, полученные при исследовании методом молекулярной динамики механизмов пластической деформации вблизи симметричных границ зерен наклона <111> и <100> в интерметаллиде №3А1 в условиях одноосной деформации.

Интерметаллид №3А1 выделяется из ряда подобных упорядоченных сплавов уникальным свойством -положительной температурной зависимостью предела текучести. В связи с этим такие сплавы находят практическое применение в качестве жаропрочных и высокопрочных конструкционных материалов.

Методика компьютерного эксперимента. Границы наклона создавались посредством поворота двух кристаллов №3А1 относительно друг друга на угол разориентации 0 вокруг осей <111> или <100> (рис. 1). Получающийся расчетный блок обрезался по краям таким образом, чтобы он приобрел форму параллелепипеда и не содержал по краям пустот. Атомы, находящиеся за границей этого параллелепипеда, удалялись. Затем удалялись атомы, находящиеся за линией межзеренной границы в области другого зерна. После процедуры удаления лишних атомов проводилась первичная динамическая релаксация при начальной температуре 0 К в течение 10 пс (1000 итераций). При этом атомы смещались в по-

ложения, соответствующие минимуму энергии, что сопровождалось незначительным разогревом расчетного блока. После стабилизации температуры проводилось охлаждение расчетного блока до 0 К.

Количество атомов в расчетном блоке составляло от 2105 до 5 105. Оси координат были взяты следующими (рис. 1): ось X - перпендикулярно плоскости межзеренной границы в глубь одного из зерен; У - вдоль границы зерна и перпендикулярно оси наклона, Ъ - вдоль оси наклона. Вдоль осей X и У были наложены жесткие граничные условия, вдоль Ъ - периодические.

Рис. 1. Пример стартовой конфигурации расчетного блока в проекции на плоскость (111), содержащего симметричную границу зерен наклона <111> (показана пунктиром) с углом разориентации 0 = 7°

При описании межатомных взаимодействий в настоящей работе применялись парные центральные межатомные потенциалы Морза в виде

Фъ {Гу ) = DKLPa,e-aк^ri

где а^, Р^, DKL - параметры потенциалов, определяющих взаимодействие пары атомов сортов K и L; Гу - расстояние между / и у атомами.

Параметры потенциалов, характеризующие связи пар атомов А-А и В-В определялись по экспериментально известным свойствам чистых металлов: энергии сублимации, параметра решетки и объемного модуля упругости. Параметры потенциалов, соответствующих связям А-В, находились с учетом экспериментальных данных по интерметал-лиду №3А1: параметру решетки, объемному модулю упругости и энергиям образования антифазных границ типа у4<1 10> {100} и У <110> {111} согласно методике, приведенной в [9]. Была проведена апробация потенциалов Морза по температурному коэффициенту линейного расширения, скорости распространения продольных и поперечных упругих

волн, энергии образования и миграции вакансий [10, 11]. Полученные значения удовлетворительно согласуются с экспериментальными данными.

Температура расчетного блока задавалась через начальные скорости атомов согласно распределению Максвелла. Временной шаг интегрирования в уравнениях движения равнялся 0,01 пс = 10-14 с.

Одноосная деформация задавалась путем изменения соответствующих межатомных расстояний в стартовой конфигурации расчетного блока. В работе рассматривались деформации вдоль осей X, У и Ъ. Продолжительность молекулярно-динамических экспериментов составляла 0,1—0,2 нс, в течение которых температура расчетного блока оставалась постоянной. Температура во всех экспериментах задавалась равной 0,6Тпл, где Тш - температура плавления рассматриваемого металла. В завершении компьютерного эксперимента, для исключения тепловых смещений атомов, проводилось охлаждение расчетного блока до 0 К. Для изучения атомных механизмов структурной перестройки использовались специальные визуализаторы, основными из которых являлись визуализатор смещений атомов относительно начальных положений и визуализатор распределения потенциальной энергии.

Результаты. Значения стартовой деформации расчетного блока, при которых начинались пластические сдвиги при включении молекулярно-динамического эксперимента, зависели от угла разориентации зерен и от направления деформирования. Для пластической деформации характерным являлось резкое увеличение интенсивности зернограничной диффузии и появление коллективных смещений большого числа атомов. Причиной таких коллективных смещений являлись внутризеренное скольжение и зернограничное проскальзывание.

При малых значениях стартовой деформации в основном реализовывалось зернограничное проскальзывание, при котором происходили смещения атомов вдоль границы зерен. Причем для границ <111> в процесс проскальзывания вовлекалось большее число атомов, и относительное смещение зерен протекало более интенсивно, чем в случае границ <100>. С увеличением величины стартовой деформации включался механизм внутризеренного скольжения, которое заключалось в испускании дислокации с границы зерен (рис. 2).

Пластическая деформация осуществлялась при этом посредством совместного действия зернограничного проскальзывания и внутризеренного скольжения.

Сильная деформация сжатия вдоль осей У и Ъ приводила к расщеплению зернограничных дислокаций и миграции границы, а деформация растяжения, за счет увеличения избыточного свободного объема, приводила к образованию аморфной структуры в области границы зерен. При расщеплении зернограничной дислокации в бикристалле №3А1 в зерно испускалась частичная дислокация, в результате чего в зерне возникала антифазная граница (рис. 3).

Рис. 2. Совместное действие внутризеренного скольжения и зернограничного проскальзывания в №3Л1, содержащем симметричную границу зерен наклона <111> 0 = 16°, при стартовой деформации вдоль оси У £у = 8%.

Отрезками показаны смещения атомов, стрелками - направления сдвигов, пунктирным контуром - положение границы

Рис. 3. Образование полоски АФГ при внутризеренном скольжении в №3Л1, содержащем симметричную границу зерна наклона <100> 0 = 16° при стартовой деформации сжатия вдоль оси У £у = -8%.

На рисунке изображен срез расчетного блока

Рис. 4. Аморфизация симметричной границы зерна наклона <100> при 0 = 16° при стартовой деформации £х = 8% . На рисунке изображен срез расчетного блока

При больших значениях стартовой деформации сжатия и растяжения (|£ ~ 7-9% в зависимости от параметров границы зерен) происходило интенсивное испускание с границы зерна комплекса дислокаций, что приводило к образованию структуры, состоящей из множества разориентированных относительно друг друга вдоль плотноупакованных плоскостей кристаллических кластеров. Размер кластеров зависел от величины приложенного напряжения.

При высоких значениях стартовой деформации растяжения в границах <111> и <100> (е>9%) внут-ризеренное скольжение и зернограничное проскальзывание были менее выражены на фоне разрушения кристаллической структуры вблизи межзеренной границы с образованием аморфной области (рис. 4). Избыток свободного объема, возникающий при растяжении, накапливался в такой области. При охлаждении расчетного блока атомы, находящиеся в аморфной области, оседали на ее границах, что приводило к образованию поры.

Заключение. Таким образом, в настоящей работе показано, что внутризеренное скольжение может осуществляться за счет расщепления зернограничных дислокаций при пластической деформации. Пластическая деформация вблизи границ зерен наклона в №3А1 осуществляется преимущественно посредством совместного действия зернограничного проскальзывания и внутризеренного скольжения. При испускании с границы частичной дислокации в зерне образуется антифазная граница.

Библиографический список

1. Дударев Е.Ф. Микропластическая деформация и предел текучести поликристаллов. - Томск, 1988.

2. Гуткин М.Ю., Овидько И. А. Предел текучести и пластическая деформация нанокристаллических материалов // Успехи механики. - 2003. - №1.

3. Розенберг В.М. Ползучесть металлов. - М., 1967.

4. Гуткин М.Ю., Овидько И.А., Скиба Н.В. Зернограничное скольжение и эмиссия решеточных дис-

локаций в нанокристаллических материалах при сверхпластической деформации // ФТТ. - 2005. -Т. 47, №9.

5. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. - М., 1987.

6. Kumar K.S., Van Swygenhoven H., Suresh S. Mechanical Behavior of Nanocrystalline Metals and Alloys // Acta Materialia. - 2003. - V. 51.

7. Ханнанов Ш.Х., Никаноров С.П. Стесненное зернограничное проскальзывание и неупругость поликристаллов // ЖТФ. - 2006. - Т. 76, №1.

S. Gutkin M.Yu., Ovid’ko I.A., Skiba N.V. Crossover from Grain Boundary Sliding to Rotational Deformation in Nanocrystalline Materials // Acta Materialia. - 2003. - V. 51.

9. Царегородцев А.И., Горлов Н.В., Демьянов Б.Ф., Старостенков М. Д. Атомная структура АФГ и ее влияние на состояние решетки вблизи дислокации в упорядоченных сплавах со сверхструктурой L12 // ФММ. -19S4. - Т. 5S, №2.

10. Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. Определение температуры плавления и температурного коэффициента линейного расширения методом молекулярной динамики // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2004. - №1.

11. Аксенов М.С., Ракитин Р.Ю., Полетаев Г.М., Старостенков М.Д. Локально инициированные упругие волны в ГЦК металлах // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2005. -Т. 2, №3.