Atomic models of mechanical twining and <110> reorientation in bcc crystals.pdf Введение Механическое двойникование является одним из важных механизмов деформации нанокристаллических металлических материалов с ГЦК- и ОЦК-решетками. При уменьшении размеров кристаллитов до наномасштабного уровня движение полных дислокаций становится энергетически невыгодным, требует очень высоких напряжений для активации дислокационных источников, что приводит к подавлению пластической деформации скольжением [1]. Механизмы двойникования в нанокристаллах качественно отличны от таковых в крупнокристаллических материалах, в частности от традиционного полюсного механизма [2], поскольку для его реализации в наноразмерных зернах требуются очень высокие напряжения, превышающие теоретическую прочность кристалла. В работах [3, 4] показана реализация новых механизмов двойникования в ГЦК-нано¬кристаллах - движением частичных дислокаций a/6, испускаемых с границы, или зарождающихся в теле зерна и перекрытием растянутых дефектов упаковки. Двойникование в нанокристаллах часто сопровождается фазовыми превращениями, нехарактерными для крупнокристаллических материалов. В процессе молекулярно-динамического исследования механизмов деформации нановолокон железа обнаружено, что при растяжении в ориентации [110] пластическое течение реализуется путем локального фазового ОЦК→ГЦК-превра¬щения [5]. В нанокристаллах молибдена в процессе модельных экспериментов растяжением в -ориентации обнаружено мартенситное ОЦК→ГЦК-превращение в метастабильную ГЦК-фазу, существующую только в процессе деформации. При разгрузке эта фаза трансформируется в исходную ОЦК-решетку [6]. Возможности обратимых фазовых превращений в процессе пластической деформации нанокристаллов в настоящее время интенсивно исследуются. В процессе молекулярно-динамического моделирования пластической деформации кристаллита меди показаны ГЦК→ОЦК→ГЦК-пре¬вращений на фронте движения частичной дислокации Шокли [7]. Формирование двойников (по плоскостям {112}) в ОЦК-решетке через последовательность прямых плюс обратных ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений недавно продемонстрировано в работе [8] в процессе молекулярно-динамического моделирования пластической деформации ОЦК-железа. Обнаружено, что в вершине растущего двойника происходит перестройка кристаллической решетки железа из ОЦК в ГЦК и затем снова в ОЦК. Формирование нанополос 54.7°-переориентации в процессе ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений показано методами высокоразрешающей просвечивающей электронной микроскопии в сплаве на основе железа [9] и в процессе in situ деформации в колонне просвечивающего электронного микроскопа вблизи раскрывающейся трещины в молибдене [10]. Превращения аналогичного типа обнаружены методами молекулярной динамики в процессе моделирования пластической деформации нанокристалла ОЦК-железа вблизи раскрывающейся трещины [11]. В работах [7, 12-15] разработаны атомные модели формирования двойников деформации и полос (54.7°, 60°, 65.2°)-переориентации механизмами прямых плюс обратных мартенситных превращений с учетом возможности изменения системы обратного превращения. Такая возможность обеспечивается использованием атомной модели мартенситных превращений [16], основанной на концепции кооперативных тепловых колебаний атомов плотноупакованных плоскостей {110} в ОЦК-решетке. В этой модели «замерзание» таких колебаний в крайних положениях сопровождается однородной деформацией растяжения-сжатия типа деформации Бейна. В ее рамках с единых позиций описываются превращения ОЦК→ГЦК и ОЦК→ГПУ. Различие этих переходов связано со сдвиговым (в случае переходов ОЦК→ГЦК) и компенсационным, или перетасовочным (в случае ОЦК→ГПУ), механизмами указанных выше кооперативных смещений. В [7, 12] с использованием ГЦК→ОЦК→ГЦК-превращений мартенситного типа с изменением знака направления сдвига обратного превращения предложены атомные модели зарождения дислокаций и новые механизмы двойникования в ГЦК-кристаллах. Атомные модели прямых плюс обратных ОЦК→ГПУ→ОЦК-превращений с изменением направлений однородной деформации обратного превращения предложены в работах [13-15] в качестве новых механизмов механического двойникования в ОЦК-решетке. Эти модели, помимо физического обоснования новых закономерностей и механизмов механического двойникования в нанокристаллах [7, 12-15], позволяют объяснить формирование двойников деформации, в том числе по плоскостям со сложными ({113}, {225} и др.) индексами в монокристаллах никелида титана [13], полос переориентации с широким спектром высокоугловых (49.5, 60, 60±5.23)°-разориентировок в сплавах на основе V и Mo-Re [14, 15], объяснить явление сверхвысокой технологической пластичности этих сплавов. Цель настоящей работы - создание атомной модели, обеспечивающей возможность как механического двойникования, так и формирования полос с более широким спектром углов -переориентации (54.7°, 60°, 65.2°, …), путем прямых плюс обратных (по альтернативным системам) ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений, включающих сдвиговую моду деформации. Результаты и их обсуждение Как и в работах [7, 12-15], для разработки модели использована теория мартенситных превращений [16], в рамках которой превращения ОЦК↔ГЦК описаны комбинацией однородной деформации растяжения-сжатия и сдвигов в плоскостях {110} и направлениях ОЦК-решетки. В ГЦК-решетке им соответствуют плоскости {111} и направления . Величина двойникового сдвига в ОЦК-кристалле является при этом векторной суммой сдвигов прямого и обратного превращений. Превращение строго назад с изменением направления сдвига и знаков однородной деформации на противоположные приводит к исходному кристаллу. Однако сдвиговые напряжения, вызывающие прямое превращение, препятствуют такому превращению. При этом возможна реализация таких систем обратного превращения, которые способствуют релаксации сдвиговых напряжений как в случае прямого, так и обратного превращения. Изменение направления сдвига обратного превращения происходит под действием локального поля напряжений, так что это превращение является способом релаксации напряжений в процессе формирования двойников деформации или полос (54.7°, 60°, 65.2°, …)-переориен¬тации. В этом случае промежуточная ГЦК-структура, через которую осуществляется превращение, является метастабильной, существующей непосредственно в ходе деформации в полях высоких локальных напряжений. Реализация альтернативной системы обратного превращения, в частности изменение направления сдвига, обусловлена необходимостью релаксации локальных внутренних напряжений. Схема ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращения, локализованного в нескольких плоскостях {112} ОЦК-решетки, представлена на рис. 1. В исходном состоянии (рис. 1, а) изображены две плоскости (110), атомы нижнего слоя указаны крестиками. Плоскости {112} в этом состоянии имеют упаковку ABCDEFABCDEF… Рассмотрим вариант локального поля напряжений со сдвиговой компонентой (), действующей в плоскости (110) в направлении [11 ]. Если в ОЦК-кристалле отсутствуют дислокации и напряжения, необходимые для их зарождения, превышают напряжения для локального ОЦК→ГЦК-струк¬турного превращения, релаксация поля напряжений становится возможной путем такого превращения с формированием ГЦК-конфигурации. Для его реализации в локальном участке на нескольких плоскостях {112} ОЦК, согласно [16], необходима сдвиговая деформация величиной 2Δ, где Δ - максимальная амплитуда кооперативных тепловых колебаний (рис. 1, б) в направлении [ 10]. Она сопровождается подстроечными смещениями атомов, деформацией растяжения-сжатия (εii), которая вызвана нормальными компонентами напряжений σii (рис. 1, б). В этом варианте плоскость сдвига прямого превращения (110), направление сдвига [ 10]. При выполнении ориентационных соотношений Курдюмова - Закса (ОС К-З) между ОЦК- и ГЦК-решетками к сдвиговой и однородной деформации прямого ОЦК→ГЦК-превращения необходимо добавить поворот вокруг оси [110] на 5.23° (рис. 1, б). Рис. 1. Формирование нанодвойников путем прямого плюс обратного ОЦК → ГЦК → ОЦК- превращения при сохранении плоскости превращения: а - исходная ОЦК-решетка; б - после сдвиговой деформации прямого ОЦК→ГЦК-превращения, стрелками указаны направления однородной деформации превращения; в - прослойка ГЦК-фазы, указаны направления сдвига и однородной деформации обратного превращения; г - формирование двойника в ОЦК-решетке Реализация под действием поля напряжений в локальном участке ОЦК-решетки последовательности структурных перестроек, включающей сдвиг в плоскости (110) в направлении [ 10], однородную деформацию растяжения-сжатия и поворот для выполнения ориентационных соотношений, приведет к формированию ГЦК-структуры (рис. 1, в). При этом изменится последовательность упаковки атомов, плоскости {112} ОЦК становятся плоскостями {111} ГЦК с упаковкой ABCABC… Атомы ГЦК-решетки показаны на рис. 1, в темными значками. Конкретные значения компонент деформации растяжения-сжатия εii строго не определены, поскольку промежуточная ГЦК-фаза может существовать только в ходе деформации в полях высоких локальных напряжений, и параметры этой фазы могут существенно зависеть от величины напряжений. Все построения на рис. 1 приведены для параметров решетки ОЦК и ГЦК в сплавах железа (сталях). Атомная конфигурация, содержащая в локальном участке неравновесную ГЦК-структуру, имеет сильный термодинамический стимул к обратному ГЦК→ОЦК-превращению. Наличие сдвиговой компоненты напряжений  препятствует реализации обратного превращения строго назад с изменением знаков как однородной, так и сдвиговой мод деформации. При этом обратное превращение становится возможным по альтернативным системам в том случае, если сдвиговая деформация обратного превращения будет способствовать релаксации указанных напряжений. Такой системой при сохранении плоскости сдвига, но со сменой направления сдвига в рассматриваемом случае может быть сдвиг в плоскости (111) ГЦК в одном из направлений , лежащих в этой плоскости. В случае прямого превращения сдвигу [ 10] в ОЦК-решетке соответствует сдвиг [ 11] в ГЦК. В случае обратного превращения направление сдвига в ГЦК-решетке [ 2] (рис. 1, в), угол между этими направлениями составляет 60° (направления указаны стрелками). При этом направление сдвиговой компоненты напряжений  ([11 ] в исходной ОЦК-решетке) находится под острыми углами ≈ 30-35° (конкретные значения углов обусловлены ориентационными соотношениями фаз) с направлениями сдвига как прямого, так и обратного превращений со значительной (cos (30-35°) > 0.8) положительной величиной фактора Шмида в этих направлениях. Углы между направлениями однородной деформации растяжения-сжатия прямого и обратного превращений также имеют значения ≈ 30-35° и зависят от ориентационных соотношений. Таким образом, локальное поле напряжений может способствовать как прямому, так и обратному превращению по альтернативной системе. Если сдвиговая деформация (2Δ) обратного превращения под действием напряжений  сопровождается однородной деформацией растяжения-сжатия и поворотом на 5.23° вокруг оси [110] для выполнения ОС К-З (рис. 1, г), формируется переориентированная область ОЦК-решетки вокруг направления [110] или нормали к плоскости превращения. Это направление остается неизменным в процессе прямых плюс обратных превращений. Сдвиги (2Δ) и однородные деформации εii прямого превращения показаны на рис. 1 темными, обратного - светлыми стрелками. Суммарный сдвиг является при этом сдвигом на вектор Бюргерса частичной дислокации а/6[ 11] в плоскости (1 2). Суммарная переориентация определяется суммой вектора θ = 60°[110], обусловленного выбором кристаллографически эквивалентных направлений сдвига и однородной деформации превращения в ГЦК-решетке, и двух векторов поворота на 5.23°[110] прямого и обратного превращений. Если при прямом и обратом превращении эти векторы суммируются, общий вектор поворота составляет θ = 70.5°[110], что эквивалентно двойникованию в ОЦК-решетке по плоскости (1 2) (рис. 1, г). При этом исходная упаковка плоскостей {112} ABCDEFABCDEF… трансформируется в ABCDEFEDCBAFABCDEF…, содержащую двойниковую прослойку FEDCBA, заключенную между двумя дефектами упаковки EFE и AFA и ограниченную частичными дислокациями a/6. Скольжение этих дислокаций в плоскостях {112} и направлениях , эквивалентное движению фронта переориентации прямого плюс обратного превращения, приводит к росту двойника «в длину». Движение этого фронта в перпендикулярном направлении к плоскости {112} обеспечит рост двойниковой прослойки «в ширину». Варианты ОС К-З прямых плюс обратных превращений, рассмотренные на рис. 1, представлены в табл. 1. Как видно из этой таблицы, в процессе рассмотренного выше превращения плоскость (110) и направление [ 11] в ОЦК-решетке остаются неизменными. В ГЦК-решетке направление [ 01] изменяется на кристаллографически эквивалентное [ 10]. Угол между этими направлениями составляет 60°. Угол между направлениями сдвигов прямого и обратного превращений с учетом поворотов для выполнения ОС К-З составляет 70.5°. Кроме направления сдвига изменяются также направления однородной деформации обратного превращения. Выполнение представленных в табл. 1 вариантов ОС К-З в процессе ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений обеспечивает формирование разориентировок с векторами θ = 70.5°, эквивалентных двойникованию по плоскостям типа {112} ОЦК-решетки. Таблица 1 Варианты ОС К-З прямых плюс обратных превращений, обеспечивающие формирование двойника в ОЦК-решетке Прямое превращение Обратное превращение (110)ОЦК  (111)ГЦК (111)ГЦК  (110)ОЦК [ 11]ОЦК  [ 01]ГЦК [ 10]ГЦК  [ 11]ОЦК Если в процессе превращений выполняются ориентационные соотношения Нишиямы - Вассермана (ОС Н-В) (табл. 2) и, как и в рассмотренном выше случае, плоскость (110) ОЦК остается неизменной, результатом превращений является переориентация ОЦК-кристалла с вектором  = = 60°[ 10], который обусловлен заменой в ОС Н-В направления [ 11] ГЦК на кристаллографически эквивалентное ему направление [ 2], находящееся к первому из указанных выше направлений под углом 60°. Направление сдвига [ 11] прямого превращения в ГЦК-решетке в процессе обратного превращения изменяется при этом на [ 2]. Направления однородной деформации обратного превращения, как и в рассмотренном выше случае, изменяются на кристаллографически эквивалентные. Таблица 2 Варианты ОС Н-В прямых плюс обратных превращений, обеспечивающие формирование переориентации 60° Прямое превращение Обратное превращение (110)ОЦК  (111)ГЦК (111)ГЦК  (110)ОЦК [ 10]ОЦК  [ 11]ГЦК [ 2]ГЦК  [ 10]ОЦК Когда в процессе прямых плюс обратных превращений (с сохранением плоскости превращения) при прямом превращении выполняется ОС К-З, а в процессе обратного - ОС Н-В (или наоборот), векторы переориентации будут определяться векторной суммой  = 60° ± ± 5.23°, то есть  = 54.7° или  = 65.2°. Формирование переориентированных областей с векторами  = 54.7° обнаружено методом прямого разрешения решетки in situ в процессе деформации нанокристаллического Mo вблизи вершины раскрывающейся трещины [10], где показано, что такие разориентировки формируются в процессе ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений, при которых в процессе прямого превращения выполняются ОС К-З, а в процессе обратного - ОС Н-В. Указанный механизм переориентации подтверждается также в процессе моделирования пластической деформации методами молекулярной динамики [10]. Разориентировки с аналогичным вектором переориентации ( = 54.7°) в ОЦК-нанокристаллах получены при исследовании сплава Fe-C после больших пластических деформаций кручением под давлением [9]. Формирование {112} двойников при пластической деформации модельного кристаллита ОЦК-Fe в процессе ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений подтверждается методами молекулярной динамики [8]. Следует отметить, что полосы 54.7°-переориентации и {112} двойники деформации обнаружены в процессе пластической деформации нанокристаллов с ОЦК-решеткой. Это может быть связано с высокими локальными внутренними напряжениями и подавлением в нанокристаллических структурных состояниях дислокационных механизмов деформации. В этих условиях релаксация напряжений становится возможной путем прямых плюс обратных ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений. Как видно, в ОЦК-решетке можно выделить два механизма формирования двойников деформации и полос переориентации со специфическим набором углов разориентации (60, 60±5.23, 70.5)° вокруг направлений типа : 1. Путем ОЦК→ГПУ→ОЦК-превращений с изменением направлений однородной деформации превращения [13-15]. 2. Механизмом ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений, когда в процессе обратного превращения, наряду с изменением направлений однородной деформации превращения, изменяется и направление сдвига обратного превращения. Носителями пластической деформации в процессе указанных выше превращений являются микрообъемы неравновесных мартенситных фаз, и важная мода такой деформации - однородная деформация превращения типа деформации Бейна. В случае механизма ОЦК→ГПУ→ОЦК-превращения это единственная мода деформации. Следовательно, образование двойников деформации путем такого превращения представляет собой качественно иной, по сравнению с дислокационными или сдвиговыми механизмами двойникования или мартенситных превращений, тип пластической деформации, закономерности которой определяются не сдвиговыми, а нормальными компонентами полей напряжений. Как показано в работах [17, 18], обнаруживаемые при этом двойники деформации не имеют определенной плоскости габитуса и, как следствие, характерных для традиционного двойникования когерентных двойниковых границ. В представленной в настоящей работе атомной модели двойникования путем ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращения, включающего сдвиговую моду деформации, суммарный сдвиг прямого плюс обратного превращения является сдвигом на вектор Бюргерса частичных дислокаций а/6 в плоскости двойникования {112}. Следовательно, это превращение может приводить к образованию двойников деформации с когерентными двойниковыми границами. Каким из указанных выше механизмов осуществляется механическое двойникование, определяется, на наш взгляд, множеством факторов и условий деформации. Во-первых, геометрией деформирующих напряжений или характером локального напряженного состояния в зонах указанных выше превращений. Это, например, величина нормальных (σii) напряжений, приведенных к главным осям тензора однородной деформации превращения, или фактор Шмида для движения частичной дислокации в плоскости двойникования, определяющие возможность реализации различных мод деформации. Во-вторых, фазовой диаграммой, стимулирующей тот или иной тип (ОЦК→ГПУ или ОЦК→ГЦК) прямого мартенситного превращения. В-третьих, конкретными (температура, степень, скорость) условиями деформации и особенностями структурных состояний, формирующихся к моменту ОЦК→ГПУ→ОЦК- или ОЦК→ГЦК →ОЦК-превращений. Это, например, размеры зёрен или нанозёрен, плотность дефектов, неравновесные границы нанозёрен, особенности текстуры и др. Подчеркнем также, что указанные выше превращения могут приводить к формированию широкого спектра полос переориентации со специфическим набором углов разориентации (49.5, 60, 60±5.23, 70.5)° вокруг направлений типа . Формирование двойника деформации (вектор переориентации θ = 70.5º = 180º) является при этом лишь одним из вариантов таких превращений при выполнении ОС К-З в процессе как прямого, так и обратного превращения. В заключение отметим, что сравнение представленных выше механизмов механического двойникования с предложенными в работах [7, 12] механизмами образования частичных дислокаций и двойников деформации в процессе ГЦК→ОЦК→ГЦК-превращения в ГЦК-решетке свидетельствует о следующих очень важных отличительных особенностях этих механизмов в ОЦК- и ГЦК-кристаллах. В ГЦК-решетке это исключительно сдвиговая мода деформации, поскольку, в отличие от ОЦК→ГПУ→ОЦК- или ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений, обратное превращение не сопровождается изменением направлений однородной деформации растяжения-сжатия типа деформации Бейна. Поэтому, если в ОЦК-кристалле необходимым условием механического двойникования являются высокие значения нормальных компонент приложенных напряжений, в ГЦК-решетке образование двойников деформации контролируется сдвиговыми компонентами этих напряжений. При образовании двойников деформации и частичных дислокаций в ГЦК-кристаллах указанные выше нормальные компоненты напряжений контролируют процессы превращения плоскостей {111} в плоскости кооперативных тепловых колебаний {110} ОЦК-фазы, обеспечивая возможность коллективных смещений атомов этих плоскостей на вектор Бюргерса частичной дислокации. Однородная деформация превращения мартенситного типа существует при этом лишь в ходе деформации, а величина пластической деформации внутри двойника определяется сдвигами на вектор Бюргерса частичной дислокации. В ОЦК-решетке в условиях ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращения эта деформация складывается из указанной выше сдвиговой и однородной деформации превращения мартенситного типа. В процессе ОЦК→ГПУ→ОЦК-превращений однородная деформация превращения - единственная мода деформации. Заключение Предложены атомные модели механического двойникования и формирования полос -переориентации в ОЦК-кристаллах на основе механизма прямых плюс обратных ОЦК→ГЦК→ОЦК-превращений с изменением направлений сдвига и однородной деформации обратного превращения на кристаллографически эквивалентные. Показано, что {112} двойники деформации формируются в процессе указанных выше превращений, когда сдвиги и направления однородной деформации обратного превращения осуществляются в кристаллографически эквивалентных направлениях, составляющих с исходным (при прямом превращении) углы 60°, и выполняются ориентационные соотношения Курдюмова - Закса. При этом в плоскости двойникования осуществляются сдвиги на вектора Бюргерса частичных дислокаций а/6 и двойник имеет когерентную границу. Реализация ориентационных соотношений Нишиямы - Вассермана или изменение типа ориентационных соотношений в процессе обратного превращения приводят к переориентации кристаллической решетки микрополос вокруг направлений типа на углы 60° или (60±5.23)°. Важной особенностью этих моделей является значительный вклад однородной деформации превращения мартенситного типа в величину пластической деформации двойника.

Скачать электронную версию публикации