Nucleation and development of plasticity in nanocrystalline BCC iron under shear loading.pdf Введение Нанокристаллические металлические материалы находят широкое применение в технике. Повышенный интерес к ним вызван их уникальными свойствами, которыми они обладают вследствие малых размеров зерен [1, 2]. Их функциональные и конструкционные возможности еще далеко не исчерпаны. Этот факт стимулирует исследование атомных механизмов, определяющих особенности поведения указанных материалов при механическом нагружении. Зарождение пластической деформации в металлах и сплавах с крупнозеренной структурой, как правило, происходит в результате формирования дислокаций [3]. Однако в нанокристаллических металлах дислокационная подвижность существенно подавлена. Это связано с малыми размерами зерен и высокой плотностью границ раздела. В процессе развития пластической деформации активно включаются недислокационные механизмы. Наиболее важную роль среди этих механизмов играют межзеренное проскальзывание [4-6], миграция границ зерен [7-14] и напряженно-стимулированный рост зерен [15], повороты зерен [16], двойникование [17-19]. Как правило, эти механизмы действуют совместно, компенсируют или активируют друг друга [2]. Наиболее типичными структурными изменениями при нагружении нанокристаллических материалов являются процессы рекристаллизации. Теоретические и экспериментальные исследования показывают, что укрупнение зеренной структуры происходит в результате миграции границ зерен [8-14]. При этом, зернограничная миграция может быть вызвана сдвиговыми модами деформации и/или термической диффузией [20, 21]. Миграция границ зерен достаточно подробно исследована в бикристаллах [8-10]. Было обнаружено, что миграция симметричных наклонных границ зерен по направлению нормали к их плоскостям обычно сопровождается скольжением зерен в тангенциальном направлении [10]. В работах [8, 9] показано, что симметричные наклонные границы зерен в бикристаллах ванадия при сдвиговой нагрузке мигрируют с высокой скоростью. Скорость границ зерен зависит от структуры самой границы и от скорости приложенного сдвига. При этом скорость миграции может варьироваться в широких пределах и достигать нескольких сотен метров в секунду. Движение границ зерен является скачкообразным. Периодическое повышение и понижение напряжения обусловлено кристалличностью бикристалла и симметричностью границ зерен. Было установлено, что движение границы представляет последовательность специфических перестроек атомных плоскостей, прилегающих к границе зерна. В результате прилегающие плоскости одного зерна подстраиваются под структуру соседнего растущего зерна. Несмотря на высокое напряжение, периодически возникающее в процессе миграции, дефекты структуры в бикристалле не зарождались. Однако механизмы миграции границ зерен в бикристалле существенно отличаются от соответствующих механизмов в нанокристаллическом материале. Причиной отличия служит высокая плотность тройных стыков зерен, что приводит к торможению миграционного движения. В нанокристаллических материалах миграционное смещение по нормали неоднородно вдоль границы зерен [22]. Кроме того, зарождение и распространение дислокаций изменяет распределение напряжений в зернах, а их выход в границы зерен изменяет элементарные структурные единицы зернограничной области [22, 23]. Вышеперечисленные процессы угнетают миграционное движение. В работе [24] в рамках молекулярно-динамического моделирования были исследованы механизмы зернограничной деформации в нанокристаллическом Al при одноосном нагружении. Пластическая деформация в материале реализовывалась посредством миграции границ зерен и зарождения в области границ зерен дислокаций и двойников. Границы зерен оказывали наибольшее влияние на деформационное поведение нанокристаллического образца. Ввиду скоротечности процессов и малых пространственных масштабов изучение пластичности в материалах экспериментальными методами встречает существенные трудности. Особенности зарождения и развития структурных перестроек в материалах при механическом нагружении могут быть эффективно исследованы на основе компьютерного моделирования [25-28]. Корректное атомистическое моделирование позволяет предоставить подробную информацию и предсказать деформационное поведение нанокристаллических материалов. В настоящей работе изучена последовательность активации различных механизмов и особенностей их взаимодействия друг с другом в зарождении и развитии пластической деформации в нанокристаллическом железе с ОЦК-решеткой при сдвиговом нагружении. Для реалистичного описания моделированных образцов использовались стесненные условия, которые адекватно имитировали поведение зерен под нагрузкой в объеме материала. Методы расчета и анализа Моделирование проводилось на основе метода молекулярной динамики, который явным образом учитывает атомную структуру и позволяет исследовать отклик материала в условиях высокоэнергетических воздействий [29-32]. Межатомное взаимодействие в железе описывалось многочастичным потенциалом, разработанным в рамках приближения Финниса-Синклера [33]. Нагружаемый образец состоял из 36 зерен с размером 10 нм. Зеренная структура образца была построена на основе алгоритма Вороного с центрами зерен в узлах условной ОЦК-решетки с параметром 10.6 нм. Размеры образца в направлениях x, y, z составляли 31.8×31.8×21.2 нм. В направлении сдвига x укладывалось 6 слоев зерен, в направлении z - 4 слоя зерен. В этих направлениях задавались периодические граничные условия. В направлении z баростат поддерживал нулевое напряжение. В направлении нормали к захватам y укладывалось 7 слоев зерен. Захваты представляли собой жесткие тела, которые смещались с постоянной скоростью 0.8 м/с в противоположные стороны. Для иммитации поведения зерен в объеме материала в стесненных условиях в направлении y на захваты действовали силы, направленные в объем образца. Эти силы поддерживали в образце сжимающее напряжение 100 МПа. Начальная температура образца задавалась равной 300 К. Шаг интегрирования составлял 5 фс. Для идентификации структурных изменений в нагружаемых образцах был использован анализ по общим соседям [34] и алгоритм выявления дислокаций [35]. Для визуализации структуры использовался пакет OVITO [36]. Моделирование деформационного поведения нанокристаллического материала проводилось с использованием вычислительного пакета LAMMPS [37]. Результаты и их обсуждение Результаты моделирования показали, что процесс развития пластичности в нанокристаллическом образце железа может быть условно разделен на несколько этапов. Каждый этап характеризуется определенным механизмом или совокупностью механизмов пластичности. Зарождение различных дефектов структуры и структурных изменений в нанокристаллическом материале хорошо коррелирует с изменением действующих напряжений. Так, формирование и распространение любых дефектов всегда ведет к замедлению роста или уменьшению напряжений. На первом этапе развития пластической деформации в образце формируются дислокации и двойники. На рис. 1 на примере фрагмента структуры моделируемого образца в различные моменты времени показан процесс эволюции двойника. Отметим, что двойник зародился в области тройного стыка. Он распространяется в объем зерна до тех пор, пока не достигнет границы с соседним зерном. В области контакта двойника с границей зерен, как правило, генерируется новый двойник или дислокация, которые будут распространяться в объем соседнего зерна. Зарождение и распространение дислокации в одном из зерен показаны на рис. 2. Вследствие малого размера зерен дислокации достаточно быстро уходят в границы. В условиях нарастающей деформации дислокационного механизма и двойникования становится недостаточно для аккомодации структуры. Однако зарождение и скольжение дислокаций в образце наблюдалось также и на последующих этапах. Отметим, что дислокации и двойники не только вносили свой вклад в эволюцию структуры при деформировании образца, но и инициировали другие механизмы пластичности. Так, сформировавшиеся двойниковые границы представляли собой области для облегченного зарождения и скольжения новых двойникующих дислокаций и роста толщины двойников. При этом первоначально формирование двойников проходило в тех зернах, ориентация плоскостей двойникования которых была близка к ориентации плоскости сдвига захватов xz. Рис. 1. Двойник в различные моменты времени в одном из зерен на первом этапе развития пластичности: 0 (а), 5 (б) и 80 пс (в). Линиями показано положение межзеренных границ на срезе структуры, темно-серым цветом - атомы двойниковой границы, серым цветом - атомы, принадлежащие границам зерен. Атомы с ОЦК-симметрией ближайшего окружения не показаны Рис. 2. Дислокация в различные моменты времени в одном из зерен на первом этапе развития пластичности: 0 (а), 10 (б) и 50 пс (в). Линиями показано положение межзеренных границ на срезе структуры, темно-серым цветом - дислокация, серым цветом - атомы, принадлежащие границам зерен. Атомы с ОЦК-симметрией ближайшего окружения не показаны На следующем этапе вследствие локализации деформации включается внутризеренное скольжение и межзеренное проскальзывание. В [12-14] было отмечено, что межзеренное проскальзывание является основным механизмом в развитии пластичности в нанокристаллическом материале. Характерное смещение границ зерен, обусловленное сдвиговой нагрузкой, представлено на рис. 3. Для большей наглядности, темно-серым цветом были выделены атомы, которые в исходной структуре образовывали вертикальные линии. Хорошо видно, что зерна сместились друг относительно друга. При этом наибольшие смещения произошли в направлении сдвигового нагружения. Структурные перестройки на рис. 3 являются результатом совместного воздействия внутризеренного скольжения и межзеренного проскальзывания. Так, центральное зерно с сечением в форме ромба деформируется в результате распространения дислокаций и двойников, а нижние зерна проскальзывают по границе с верхними зернами. Рис. 3. Внутризеренное скольжение и межзеренное проскальзывание. Положение зерен в различные моменты времени: 0 (а), 2 (б) и 3 нс (в). Черным и серым цветом обозначены атомы с неопределенной и ОЦК-симметрией ближайшего окружения соответственно. Темно-серым цветом отмечены атомы, изначально расположенные в вертикальных рядах При дальнейшем нагружении изменение формы зерен становится более выраженным. Этот процесс обусловлен взаимодействием дислокаций и двойников с границами зерен. Пример изменения формы зерен представлена на рис. 4. Особенности формоизменения центрального зерна на рис. 4 определяются формирующимися дефектами и кристаллографической ориентацией окружающих зерен друг относительно друга и относительно направления нагружения. Поэтому изменения формы зерен даже из одного слоя, параллельного захвату, существенно различаются. Рис. 4. Форма зерен в различные моменты времени: 0 (а), 4 (б) и 7 нс (в). Разными оттенками обозначены атомы, изначально принадлежащие разным зернам. Черным отмечены атомы с неопределенной симметрией ближайшего окружения При дальнейшем нагружении изменения формы зерен становится недостаточно для аккомодации структуры материала, поэтому в процесс пластичности включается миграция границ зерен. Положение границ зерен в различные моменты времени при миграционном движении представлено на рис. 5, а, б. Видно, что нормальное смещение неоднородно вдоль границы зерен. Взаимодействие дислокаций с границами зерен изменяет их структуру и влияет на миграцию границ. Следует отметить, что высокая плотность тройных стыков в нанокристаллическом материале существенно тормозит распространение границ и искажает фронт их распространения. Миграция границ зерен значительно изменяет внутреннюю структуру образца. Так, в результате миграции межзеренных границ и переориентации структуры соседних зерен, обусловленной зарождением и движением двойников и дислокаций, происходит укрупнение зеренной структуры нанокристаллического образца (рис. 5, в). Рис. 5. Положения границ зерен в различные моменты времени: 0 (а), 5 (б) и 7 нс (в). Разными оттенками обозначены атомы, первоначально принадлежащие разным зернам. Черным отмечены атомы с неопределенной симметрией ближайшего окружения. Линиями показана ориентация атомных рядов Несмотря на стесненные условия, сдвиговое нагружение может привести к формированию нанопор в образце. Нанопора всегда образуется в области тройного стыка, в окрестности которого соседние зерна смещались в противоположных направлениях. Такое смещение обусловлено существенной неоднородностью распределения внутреннего напряжения, а также высоким градиентом напряжения в области стыка. На рис. 6 показан момент зарождения нанопоры и момент, когда она достигла размера ~ 2 нм. Нанопора имеет вытянутую в направлении сдвига форму. Результаты моделирования согласуются с экспериментальными in situ наблюдениями зарождения поры в пленке меди в области тройного стыка границ зерен и двойниковой границы [38]. Рис. 6. Нанопора в различные моменты времени: 9 (а) и 12 нс (б). Черным и серым цветом обозначены атомы с неопределенной и ОЦК-симметрией ближайшего окружения соответственно Развитие пластической деформации существенно неоднородно в объеме моделируемого образца. Прежде всего, это связано с малым числом зерен в образце. Ориентация зерен относительно направления сдвига во многом определяла те зерна и границы зерен, в которых будут инициированы процессы структурных изменений. Кроме того, на процессы пластичности значительное влияние оказала удаленность зерен от захватов, к которым прикладывалось сдвиговое нагружение. Заключение Результаты молекулярно-динамического моделирования показали, что развитие пластической деформации в нанокристаллическом железе можно условно разделить на этапы в зависимости от величины деформации. Каждый этап означает активацию нового механизма или совокупность механизмов пластичности. Зарождение пластической деформации в образце реализуется посредством формирования дислокаций и двойников. Вследствие малого размера зерен дислокации достаточно быстро уходят на границы зерен. Первый этап развития пластичности заканчивается, когда дислокационного механизма становится недостаточно для аккомодации структуры образца в условиях нарастающего сдвигового нагружения. Значительную роль в локализации деформации играют двойники. Границы двойников являются областями, которые способствуют зарождению и распространению двойникующих дислокаций, а также росту толщины двойников. Когда сдвиги, вызванные двойниками, достигают границ с соседними зернами, они генерируют в них дислокации или двойники. На этом этапе наибольший вклад в развитие пластичности материала вносит внутризеренное скольжение и межзеренное проскальзывание. При росте сдвигового нагружения в результате внутризеренного скольжения происходит изменение формы зерен без изменения их размера. На последнем этапе, когда перечисленные механизмы исчерпали свои возможности аккомодации материала, в развитие пластической деформации включается механизм миграции границ зерен. На этом этапе усиливается миграция двойниковых границ в зернах. Миграционные процессы неизбежно ведут к укрупнению одних зерен за счет других. Несмотря на стесненные условия нагружения, в областях тройного стыка могут формироваться нанопоры. Они образуются в результате возникновения растягивающих напряжений в тройных стыках, которые возникают вследствие разнонаправленных смещений соседних зерен. Такой характер смещения зерен обусловлен высокой степенью локализации деформации в нанокристаллическом материале. Необходимо отметить, что деформационное поведение наноразмерных поликристаллов с малым числом зерен существенно зависит от ориентации отдельных зерен относительно направления нагружения. Зарождение и развитие пластичности всегда начинается в зернах, в которых ориентация систем двойникования совпадает или близка к плоскости и направлению сдвигового нагружения. Поэтому вплоть до больших деформаций пластичность может реализоваться только в таких зернах и на их границах. Это ведет к существенно неоднородному распределению пластичности в объеме деформированного образца.

Скачать электронную версию публикации