Структурные трансформации в области границ зерен нанокристаллических металлов при механическом нагружении | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/46

Структурные трансформации в области границ зерен нанокристаллических металлов при механическом нагружении

Проведен молекулярно-динамический анализ особенностей структурных трансформаций в границах зерен (ГЗ) нанокристаллических металлов с ГЦК- и ОЦК-решетками при сдвиговых нагрузках. Объектами исследования являлись образцы никеля и ванадия, содержащие симметричные наклонные ГЗ. Сдвиговое нагружение задавалось смещением с постоянной скоростью приповерхностных атомных слоев, параллельных плоскости ГЗ. Сдвиговая нагрузка вызывала высокоскоростное движение ГЗ вдоль нормали к их плоскости. Для инициирования движения ГЗ требуется достижение высоких напряжений. Периодические граничные условия препятствовали возникновению вращений зерен. Скорость движения ГЗ определялась скоростью сдвига и зависела от угла разориентации зерен. Обнаружено, что движение ГЗ имеет скачкообразный характер и сопровождается быстрым падением внутренних напряжений. Выявлены самосогласованные структурные трансформации атомных плоскостей, посредством которых происходит высокоскоростное движение ГЗ в металле.

Structural transformations in grainboundaryregion of nanocrystalline metals under mechanical loading.pdf Введение Нанокристаллические металлические материалы характеризуются уникальными физико-механическими свойствами, которые обусловлены малыми размерами зерен и высокой плотностью ГЗ [1, 2]. Функциональные возможности таких материалов для использования на практике далеко не исчерпаны, что стимулирует активное изучение наноразмерных и интерфейсных процессов, определяющих особенности формирования высоких показателей прочности, твердости, износостойкости, а также атомных механизмов зарождения и развития пластичности при механическом нагружении [3, 4]. С уменьшением размера зерен до нанометрового масштаба обычные дислокационные механизмы деформации постепенно заменяются индуцированными зернограничными механизмами [5, 6]. Ввиду малых размеров структурных элементов и быстротечности процессов экспериментальное изучение поведения материалов на микроуровне сталкивается со значительными трудностями. Эти трудности могут быть преодолены в рамках численных подходов. Одним из наиболее эффективных подходов для исследования процессов на атомном уровне, анализа статических и динамических свойств нанокристаллических материалов в условиях внешнего воздействия является компьютерное моделирование [7-11]. Наиболее точно фундаментальные свойства материалов на атомном уровне могут быть описаны в рамках использования первопринципного подхода [12]. Однако ввиду громоздкости вычислений объем изучаемого образца ограничен несколькими тысячами атомов. Моделирование представительного объема материала (до миллиарда атомов) может быть проведено на основе молекулярно-динамического подхода с использованием многочастичного межатомного потенциала [13]. Применение молекулярно-динамического моделирования ведет к значительному углублению понимания особенностей деформационного поведения материалов в процессе нагружения [14-16]. Следует отметить, что для обработки огромных массивов данных моделирования постоянно совершенствуются математические алгоритмы визуализации [17] и идентификации различных дефектов структуры [18, 19], необходимых для эффективного анализа структурных трансформаций на атомном масштабе. Любое механическое нагружение приводит к формированию сдвиговых напряжений в образце. В нанокристаллических металлах важным механизмом пластичности является навязанное сдвигом движение ГЗ. В общем случае движение ГЗ можно разложить на нормальное и тангенциальное движение относительно нормали к их плоскости. Смещения по нормали приводят к росту одного зерна за счет другого. Иногда высокоскоростное сдвиговое нагружение кристаллита может формировать вихревое движение атомов в области симметричных наклонных ГЗ [20]. Диаметры вихревых движений атомов достаточно малы и составляют несколько параметров решетки. Генерация вихревого движения атомов имеет динамический характер и может сопровождаться аномально высокой скоростью движения ГЗ. Смещение каждого отдельного атома в области вихря невелико, однако в результате согласованности атомных смещений одно зерно «подстраивается» под структуру соседнего зерна. Поведение симметричных наклонных границ в кристаллите железа при сдвиге было изучено в работе [21]. Авторы исследовали влияние температуры и скорости деформирования на величину навязанного сдвигом смещения ГЗ, а также рассчитали коэффициент сцепления (отношениe скоростей бокового перемещения и миграции границы зерен) в зависимости от угла разориентации ГЗ. Следует отметить, что сдвиговое нагружение может привести к высокоскоростному движению ГЗ в нанокристаллических материалах, которое может достигать нескольких сотен метров в секунду [20]. Несмотря на высокие значения напряжений, высокоскоростное движение ГЗ не сопровождается зарождением дефектов структуры. Настоящая работа посвящена изучению особенностей поведения наклонных симметричных ГЗ в нанокристаллических никеле и ванадии при высокоскоростном сдвиговом нагружении. Выбор этих металлов для исследования обусловлен как имеющимися для них достоверными потенциалами межатомного взаимодействия, так и их широким техническим применением. Моделируемые кристаллиты и формализм расчетов Рис. 1. Структура кристаллита и положение ГЗ в разные моменты времени после начала нагружения: а - 0 пс; б - 300 пс. Стрелки на (а) - направление смещения и положение захватов; серая линия на (б) - положение атомов, образующих вертикальную линию вдоль середины образца до нагружения Для изучения поведения нанокристаллических образцов никеля и ванадия при сдвиговом нагружении был использован программный пакет LAMMPS, основанный на методе молекулярной динамики [22]. Для описания межатомного взаимодействия в никеле использовался многочастичный потенциал, рассчитанный в рамках метода погруженного атома [23]. Межатомное взаимодействие в ванадии описывалось многочастичным потенциалом, рассчитанным на основе метода погруженного атома в приближении Финиса - Синклера [24]. Моделируемые образцы имели форму параллелепипеда и содержали около 70 000 атомов. В двух направлениях моделировались периодические граничные условия, а в третьем задавались жесткие граничные условия. Схема нагружения и положение ГЗ показано на рис. 1, а. Начальная температура образцов составляла 300 К. В случае никеля расчеты проводились для кристаллитов, содержащих симметричную наклонную межзеренную границу (310)[001]. Моделируемые кристаллиты ванадия содержали либо симметричную наклонную границу (310)[001], либо такого же типа границу (210)[001]. Для построения межзеренных границ использовался алгоритм минимизации по гамма-поверхности [25]. Скорость сдвигового нагружения в разных расчетах варьировалась от 1 до 100 м/с. Визуализация результатов расчетов проводилась на основе графического пакета OVITO [17]. Результаты моделирования и их обсуждение Особенности движения границ зерен в ГЦК-нанокристаллите Результаты расчетов показали, что приложение сдвигового нагружения к кристаллиту никеля вызывает высокоскоростное движение ГЗ вдоль нормали к ее плоскости. Для анализа особенностей движения ГЗ в кристаллите выделялся вертикальный слой толщиной несколько параметров решетки, нормальный к плоскости ГЗ. Было обнаружено, что атомы этого слоя в интервале между начальным и конечным положением ГЗ имеют выраженный градиент смещений (рис. 1, б). Атомы кристаллита вне этого интервала смещаются на одинаковые расстояния с захватами. Это навязанное сдвигом смещение границы зерна. Такой характер смещения зерна был обнаружен экспериментально в [26]. Такое смещение границы является одним из основных механизмов роста зерен и довольно часто встречается в процессах рекристаллизации структуры. Для количественного описания этого смещения ГЗ вводится коэффициент сцепления, который определяется как (пересечение с введением) отношение величин бокового (S) и нормального (H) смещения: b = S/Н. Коэффициент сцепления зависит от структуры зернограничноей области и температуры кристаллита [27]. Для моделируемых в этой работе ГЗ коэффициент b ≈ 1. Изменение сдвигового напряжения τху в процессе движения ГЗ показано на рис. 2. Видно, что граница зерна движется скачкообразно, что обусловлено пилообразным характером изменения сдвигового напряжения. Отметим, что сегменты кривой, на которых происходит рост сдвигового напряжения, соответствуют пологим сегментам на кривой смещения ГЗ. Сегменты кривой τху, на которых происходит спад, соответствуют смещению межзеренной границы. Выраженная периодичность кривых на рис. 2 связана с дискретностью структуры кристаллита и симметрией ГЗ. В то же время тепловые флуктуации атомной системы вызывают отклонения от периодичности. Рис. 2. Изменение сдвигового напряжения и координаты положения ГЗ (001) в кристаллите никеля в процессе сдвига Анализ результатов моделирования показал, что движение ГЗ реализуется посредством определенной последовательности трансформаций типичных элементов структуры в межзеренной области. На рис. 3 показан фрагмент структуры, в области ГЗ, в различные моменты времени. Вдоль нормали к плоскости рисунка данный фрагмент содержит две атомные плоскости. Номерами отмечены атомы, находящиеся в области ГЗ, в начальный момент принадлежавшие верхнему зерну. Отметим, что атомы с номерами 1 и 3 принадлежат одной плоскости в нормальном направлении к рисунку, а 2 и 4 - другой плоскости. Выявлено, что трансформация зернограничного атомного слоя нижнего зерна под структуру верхнего зерна происходит за три характерных скачкообразных смещения пронумерованных атомов в плоскости XY. Направления и величины этих трех смещений для пронумерованных атомов приведены в таблице. Движение границы зерна в боковом и нормальном направлении к ее плоскости в процессе нагружения всегда обеспечивается указанными смещениями приграничных атомов. Рис. 3. Фрагмент структуры, содержащий границу зерна (310)[001] в никеле, в различные моменты времени после начала сдвига: a - 22.5 пс; б - 43 пс. Линиями обозначены структурные элементы ГЗ Атомные смещения, обеспечивающие движение границы зерна, при сдвиге № атома Первое смещение, Å (X; Y) Второе смещение, Å (X; Y) Третье смещение, Å (X; Y) 1 (0.7; 0.1) (0.4; 0.0) (-0.5; 0.0) 2 (0.6; 0.0) (0.3; -0.5) (-0.4; -0.4) 3 (0.5; 0.0) (0.5; 0.1) (0.6; 0.0) 4 (0.6; 0.0) (0.4; 0.0) (0.4; -0.4) Необходимо отметить, что движение симметричной наклонной ГЗ реализуется без зарождения дефектов структуры. Использование периодических граничных условий не позволяет зернам вращаться в процессе смещения. Поскольку моделируется симметричная граница, тооба зерна имеют одинаковые модули сдвига в направлении приложенного нагружения. Поэтому движение ГЗ полностью обусловлено эффектом сцепления. Особенности движения границ зерен в ОЦК-нанокристаллите Расчеты показали, что сдвиговое нагружение кристаллитов ванадия приводит к высокоскоростному движению ГЗ. При этом скорость движения границы зерна зависела как от скорости сдвигового нагружения, так и от межзеренной структуры. Скорость движения ГЗ увеличивалась с ростом скорости захватов и могла достигать 300 м/с для границы (210)[001] и 200 м/с для границы (310)[001]. В процессе нагружения упругие напряжения периодически возрастали и затем скачкообразно спадали. При сбросе напряжений скорость движения ГЗ быстро возрастает до максимума и затем также быстро уменьшается до нуля (рис. 4). Зависимость напряжений от времени на участках роста и сброса носит линейный характер. Несмотря на высокие скорости движения ГЗ, в образце не зарождаются дефекты структуры. Атомные плоскости, расположенные вдали от ГЗ, также имеют выраженную периодичность движения в нормальном направлении. Она связана с кристалличностью структуры и постоянной скоростью сдвига. Величины смещений этих плоскостей значительно меньше, чем у атомных плоскостей вблизи ГЗ. Структурные перестройки в области ГЗ (310)[001] и (210)[001], приводящие к их движению, существенно различаются. Так, движение границы зерна (210)[001] реализуется в результате атомных перестроек в трёх атомных плоскостях. Расчеты показали, что встраивание атомной плоскости одного зерна в структуру другого зерна реализуется тремя последовательными смещениями в различных направлениях. Для скорости сдвига 1 м/с продолжительность каждого из смещений составляет около 3.6 пс. Величины трех смещений примерно равны 0.07, 0.03 и 0.06 нм. В смещении границы зерна (210)[001] принимает участие пять атомных плоскостей. Механизм зернограничных перестроек в этом случае более сложный и включает в себя два скачкообразных смещения зернограничных плоскостей, каждое продолжительностью по 4.0 пс. Величина первого смещения составляет 0.04 нм, а второго 0.05 нм. Рис. 4. Напряжения τxz и скорость движения границы зерен (210)[001] в ванадии вдоль нормали к ее поверхности в зависимости от величины смещения захватов. Скорость сдвига захватов составляла 1 м/с Заключение Молекулярно-динамическое моделирование показало, что наклонные симметричные границы зерен движутся в нормальном к их плоскости направлении в образцах никеля и ванадия при сдвиговом нагружении. Выявлена последовательность структурных трансформаций элементов границ зерен, которые обеспечивают такое движение границы зерен. Сдвиговое напряжение в образцах изменяется от времени пилообразно, при этом границы зерен испытывают боковые и нормальные смещения в процессе сброса сдвиговых напряжений. Вследствие кристалличности структуры и симметричности моделируемых границ этот процесс повторяется периодически. Показано, что скорость движения границ зерен зависит от угла разориентации зерен и скорости приложенного сдвига. Она может изменяться в широком интервале и достигать нескольких сотен метров в секунду. Несмотря на достижение высоких значений напряжений, движение границ зерен реализуется без зарождения дефектов структуры и носит скачкообразный характер.

Ключевые слова

граница зерен, наноструктурные материалы, атомные механизмы, высокоскоростное движение границ зерен, молекулярная динамика, grain boundary, nanocrystalline materials, atomic mechanisms, high speed grain boundary motion, molecular dynamics

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Зольников Константин ПетровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., гл. науч. сотр., ekost@ispms.ru
Крыжевич Дмитрий СергеевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., науч. сотр.kryzhev@ispms.ru
Корчуганов Александр ВячеславовичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., науч. сотр.avkor@ispms.ru
Всего: 3

Ссылки

Kraft O., Gruber P.A., Mönig R., and Weygand D. // Annu. Rev. Mater. Res. - 2010. - V. 40. - Iss.1. - P. 293-317.
Greer J.R. and De Hosson J.T.M.// Prog. Mater. Sci. - 2011. - V. 56. - Iss. 6. - P. 654-724.
Wolf D., Yamakov V., Phillpot S., et al. // Acta Mater. - 2005. - V. 53. - Iss. 1-3. - P. 1-40.
Dao M., Lu L., Asaro R., et al. // Acta Mater. - 2007. - V. 55. - Iss. 12. - P. 4041-4065.
Ovid'ko I., Valiev R., and Zhu Y. // Prog. Mater Sci. - 2018. - V. 94. - P. 462-540.
Hahn E.N. and Meyers M.A. // Mater. Sci. Eng. - 2015. - V. A646. - P. 101-134.
Korchuganov A.V., Zolnikov K.P., and Kryzhevich D.S. // Mater. Lett. - 2019. - V. 252. - P. 194-197.
Psakhie S.G., Zolnikov K.P., Kryzhevich D.S., and Korchuganov A.V. // Sci. Rep. - 2019. - V. 9. - Р. 3867.
Zolnikov K.P., Korchuganov A.V., Kryzhevich D.S., and Psakhie S.G. // Phys. Mesomech. - 2018. - V. 21. - P. 492-497.
Smolin I.Y., Makarov P.V., Eremin M.O., and Matyko K.S. // Procedia Struct. Integr. - 2016. - V. 2. - P. 3353-3360.
Tsukanov A.A., Shilko E.V., Gutmanas E., and Psakhie S.G. // Phys. Mesomech. - 2018. - V. 21. - P. 538-545.
Skripnyak N.V., Ponomareva A.V., Belov M.P., and Abrikosov I.A. // Mater. Design. - 2018. - V. 140. - P. 357-365.
Zepeda-Ruiz L.A., Stukowski A., Oppelstrup T., and Bulatov V.V. // Nature. - 2017. - V. 550. - Iss. 7677. - P. 492-495.
Korchuganov A.V., Tyumentsev A.N., Zolnikov K.P., et al. // J. Mater. Sci. Technol. - 2019. - V. 35. - Iss. 1. - P. 201-206.
Zolnikov K.P., Kryzhevich D.S., and Korchuganov A.V. // Lett. Mater. - 2019. - V. 9. - Iss. 2. - P. 197-201.
Zolnikov K.P., Kryzhevich D.S., and Korchuganov A.V. // Comput. Mater. Sci. - 2018. - V. 155. - P. 312-319.
Stukowski A. // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. - 2010. - V. 18. - Р. 015012.
Honeycutt J.D. and Andersen H.C. // J. Phys. Chem. - 1987. - V. 91. - P. 4950-4963.
Stukowski A. and Albe K. // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. - 2010. - V. 18. - Р. 085001.
Psakh'e S.G. and Zol'nikov K.P. // Combustion Explosion and Shock Waves. - 1998. - V. 34. - Iss. 3. - P. 366-368.
Yin J., Wang Y., Yan X., et al. // Comput. Mater. Sci. - 2018. - V. 148. - P. 141-148.
Plimpton S. // J. Comput. Phys. - 1995. - V. 117. - P. 1-19.
Foiles S.M., Baskes M.I., and Daw M.S. // Phys. Rev. B. - 1986. - V. 33. - P. 7983-7991.
Mendelev M.I., Han S., Son W-j., et al. // Phys. Rev. B. - 2007. - V. 76. - Р. 214105.
Mishin Y. and Farkas D. // Philos. Mag. A. - 1998. - V. 78. - P. 29-56.
Rupert T.J., Gianola D.S., Gan Y., and Hemker K.J. // Science. - 2009. - V. 326. - P. 1686- 1690.
Cahn J.W., Mishin Yu., and Suzuki A. // Acta Mater. - 2006. - V. 54. - P. 4953-4975.
 Структурные трансформации в области границ зерен нанокристаллических металлов при механическом нагружении | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/46

Структурные трансформации в области границ зерен нанокристаллических металлов при механическом нагружении | Изв. вузов. Физика. 2019. № 8. DOI: 10.17223/00213411/62/8/46