Бородкина М.М., Спектор Э. ?. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов

Подождите немного. Документ загружается.

большинству литературных данных, уменьшаются. Полигонизация (про-

является в тем большей мере, чем значительнее ЭДУ, чище металл, выше

температура деформации и ниже ее степень. Высокотемпературная дефор-

мация, при которой могут происходить динамический возврат, по-

лиrонизация и рекристаллизация, способствует усилению поперечного

скольжения дислокаций и в общем случае тем структурным изменениям,

которые сопровождают процессы возврата и рекристаллизации.

Одним из важнейших факторов, влияющих на структуру деформирован-

ного материала, является величина зерна D. Для исходной мелкозернистой

структуры велика суммарная площадь границ зерен, препятствующих дис-

локационному скольжению и двойникованию и затрудняющих передачу

деформации от зерна к зерну, что ведет к упрочнению материала. Для твер-

дых растворов этот процесс усиливается благодаря возрастанию сил меж-

атомного взаимодействия, сопровождающих легирование. Структурными

методами исследования было установлено, что измельчение структуры при-

водит к уменьшению длины свободного пробега дислокаций, увеличению

плотности дефектов, особенно в границах зерен, и способствует более ин-

тенсивному протеканию процессов возврата и рекристаллизации при после-

дующем отжиге. В результате уменьшение среднего размера зерна ведет к

повышению прочностных и упругих свойств в деформированном состоянии,

согласно зависимости Холла—Петча: σ=σ

+ KD

-0,5

для металлов и σ=σ

-1

для твердых растворов замещения на основе г. ц. к. металлов. Эффект

влияния границ зерен усиливается при переходе от большиЛ к малым де-

формациям, сопровождающих измерение, т. е. по ряду σ

→σ

yпр

Начиная с нескольких процентов деформации, кристаллиты разбиваются

на отдельные фрагменты (субзсрна), разориептированные друг относительно

друга на углы, зависящие от взаимной ориентировки действующих систем

скольжения, внешних напряжений и степени деформации. В нетекстурован-

ном поликристалле зерна расположены хаотично, их ориентация по отноше-

нию к внешним силам различна. Поэтому для такого материала характерна

высокая неоднородность распределения деформации по объему, приводящая

к сильной разориентации соседних фрагментов (субзерен), достигающей

нескольких десятков градусов. Для текстурованного состояния углы разори-

ентировки между субструктурными составляющими в общем случае не-

сколько ниже, чем для бестекстурного. Это подтверждается, в частности,

данными работ [135, 189].

Общей тенденцией при пластической деформации является стремление

направления скольжения повернуться к оси растяжения, характерной для

используемой схемы напряженного состояния. Однако даже при относи-

тельно простой одноосной деформации растяжения и низком напряжении

сразу же вслед за первичной начинает действовать сопряженная к ней сис-

тема скольжения. В результате в направлении оси растяжения устанавлива-

ется новое, отличное от первоначального направление скольжения.

180

Изменение ориентировки произвольно ориентированного по отношению

к направлению растяжения σ кристаллита и образующуюся при этом тексту-

ру можно определить с помощью стандартной проекции. Пусть, например,

для кристалла с г. ц. к. решеткой выход оси σ находится внутри обозначен-

ного на рис. 70 стереографического треугольника. В результате скольжения

в первичной системе (111) (101) ориентация кристалла изменится так,

что σ приближается к направлению скольжения. Однако, как только она

достигнет границы [001]—#[1

1], то в работу включается сопряженная

система (

1 1

1) [011], ориентированная также благоприятно для скольжения

относительно этой границы. В результате такого двойного скольжения σ

отклонится в направлении [112]. Таким образом, стабильной ориентировкой

при растяжении должно быть направление биссектрисы наименьшего воз-

можного угла между направлениями скольжения для первичной и сопря-

женной систем.

2. ТЕКСТУРА ДЕФОРМАЦИИ

Аксиальная текстура. Для аксиальной текстуры растяже-

ния ось волокна параллельна направлению поля напряжения.

Анализ углов между направлениями скольжения показывает,

что осями текстуры для металлов с г. ц. к. решеткой являются

<111> и <100>, причем текстура <111> предпочтительнее, так

как направление <111> может составить меньший угол с на-

правлением скольжения, чем <100>. Для металлов с о. ц. к.

решеткой ориентировкой текстуры оказывается <110>, для

материалов с г. п. решеткой <10

0>.

Рис. 70. Схема двойного скольжения при растяжении кристалла с г.ц.к. решеткой

Рис. 71. Кривая зависимости доли компоненты <100> от величины γ/Gb для акси-

альной текстуры волочения металлов и сплавов с г. ц. к. решеткой [13]

Соотношение между долями компонент <111> и <100> в

материалах с г. ц. к. решеткой определяется значением ЭДУ и

возможностью двойникования согласно кривой Хина [13]. На

этой кривой (рис. 71) показана зависимость относительного

количества кристаллитов с компонентой <100> от γ/Gb. При

уменьшении ЭДУ до γ/Gb = 3·10

-3

вероятность образования

текстуры <100>

181

увеличивается, а <111>—уменьшается (правая часть кри-

вой). При γ/Gb, меньшем 3·10

-3

, наоборот, доля компоненты

<100> уменьшается, а <111>—возрастает (левая часть кри-

вой).

Предполагается [136, 138, 139], что это может быть связано

с конкурирующим влиянием поперечного скольжения и двой-

никования на формирование текстуры

. Поперечное скольже-

ние способствует переходу метастабильной компоненты

<100> в более стабильную <111>, а двойникование (более су-

щественное для материалов с очень малой ЭДУ и проходящее

в другой кристаллографической системе, чем скольжение),

наоборот, препятствует этому переходу.

Для материалов с о.ц.к. решеткой не установлена четкая

связь между компонентами аксиальной текстуры и ЭДУ. У

сильнодеформированных материалов с г.п. решеткой, для ко-

торых число систем скольжения невелико, базисные плоско-

сти {0001} стремятся установиться параллельно, а гексаго-

нальная ось соответственно перпендикулярно оси растяжения.

При этом вдоль оси волокна наиболее часто располагается на-

правление #1010 . Для средних степеней обжатия эта ось опи-

сывает коническую поверхность, а для небольших (ниже 20%)

степеней может даже установиться перпендикулярно оси рас-

тяжения, так что параллельно оси волокна оказываются на-

правления <00.1> [7].

Текстурой сжатия сильнодеформированных г. ц. к. метал-

лов является <110>, для о. ц. к. <111>+ <l00>, а для г. п. ре-

шетки <0001> (табл. 7 Приложения).

Текстура прокатки. Текстура прокатки металлов и спла-

вов, помимо типа кристаллической решетки, степени и темпе-

ратуры деформации, в большой мере определяется механиз-

мом пластической деформации и исходным размером зерна.

Влияние кристаллической структуры и механизма дефор-

мации. Для металлов и сплавов с г.ц.к. решеткой теоретически

показано и экспериментально подтверждено [138, 140—142,

254 и др.], что тип текстуры в большой мере зависит от воз-

можности осуществления при деформации поперечного

скольжения

Более подробно причины этого явления рассмотрены, например, в работе

[24] (см. также раздел 7 данной главы).

182

Рис. 72. Полюсные фигуры {111} и {100} для холоднокатаных мате-

риалов с гцк решеткой, характеризующихся разной ЭДУ (степень дефор-

мации 90—95%) [1]:

а — латунь, «текстура сплава»; б — медь, «текстура метал-

ла»; в — алюминий

дислокаций. Было установлено что для, холоднокатаных со

степенями обжатия более 70—80% материалов, для которых

скольжение происходит в октаэдрической системе {111}

<110>, характерны три следующих основных типа текстуры:

1. «Текстура латуни»—{110} <112> («текстура сплава»)

(рис. 72, а) наблюдается для материалов с

183

очень низкой ЭДУ [γ<(30÷З5)·10

-3

Дж/м

*; γ/Gb≤ ≤З,75·10

- 3

например для серебра, сильнолегированных сплавов на основе

меди, сплава Ni — 60%, Со, нержавеющей стали и др. Для них

поперечное скольжение дислокаций практически отсутствует

(табл. 8 Приложения). Двойникованнс приводит к появлению

компоненты {110} <100> [141], которая ослабевает и перехо-

дит в {110} <112> по мере развития деформации.

2. «Текстура меди»—{135} <112>* или {146}<112> («тек-

стура металла») (рис. 72, б), характерна для материалов со

средним значением ЭДУ [γ ≈(З5÷150) Дж/м

; γ/Gb≈ (6÷10)·10

] меди, слаболегированных твердых растворов на основе ме-

ди, никеля и др. Для этих материалов следует учитывать влия-

ние поперечного скольжения дислокаций, приводящее к до-

полнительным поворотам решетки.

3. Текстура {112} <111> (рис. 72,в) характерна для мате-

риалов с очень высоким значением ЭДУ (γ> >200·10

-3

Дж/м

;

γ/Gb>10·10

-3

; для алюминия). В этом случае поперечное

скольжение винтовых дислокаций происходит легко.

Основными ориентировками текстуры прокатки материа-

лов с о.ц.к. решеткой (рис. 73) являются: {112}<110>;

{100}<110>; {111}<112>; {111}<110> (табл. 9 Приложения).

При условии скольжения в плоскостях {110} для них также

теоретически установлено [140] изменение текстуры с ростом

ЭДУ, соответствующее ряду:

{111}<011l>→{l00}<011>→{112}<110>. Примеси внедрения,

оказывающие существенное влияние на физические и механи-

ческие свойства металлов с о. ц. к. решеткой, имеют тенден-

цию вызывать снижение ЭДУ основного металла и способст-

вовать деформации двойникованием. В работе [24] отмечено,

что наличие ДУ и двойников в плоскостях {112}, не приводя к

появлению новых компонент текстуры, в то же время меняет

соотношение этих компонент: ослабляет {100}<110> и усили-

вает {111}<110> и {111}<110>.

* 1 эpг/cм

=l·10

-3

Дж/м

* В ряде работ по изучению текстуры материалов с г. ц к решеткой, например в

[143], этот тип текстуры прокатки рассматривается как промежуточный между край-

ними {110} <112> и {112} <111>. Кроме того, для описания особенностей <текстуры

металлов» часто привлекают более сложные ориентировки: {123} <7З5>, так назы-

ваемую S-ориентировку и др. [1].

184

Несмотря на указанную выше зависимость текстуры мате-

риалов с о. ц. к. решеткой от ЭДУ, для них практически не

удается систематизировать известные экспериментальные

данные. Очевидно, это обусловлено возможностью скольже-

ния в различных плоскостях ({110}, {112}, {123}), а также ро-

лью двойникования в отличной от скольжения

Рис. 73. Полюсные фигуры {110} и {l00} для холоднокатаных металлов с о. ц.

к. решеткой (степень деформации 70—80%): а — Мо [1]; б —Nb

системе ({111}<112>, табл. 9 Приложения).

Для металлов с г. п. решеткой нет строгих теоретических

расчетов, обосновывающих образование определенных ком-

понент текстуры, исходя из величины ЭДУ. Общим для этих

материалов является ориентация базисной плоскости (0001)

параллельно или под некоторым углом (до 35—40°) к плоско-

сти прокатки [1, 24, 49, 144, 145 и др.]. Для с/а = 1,633 плос-

кость (0001) устанавливается приблизительно параллельно

185

плоскости прокатки; для (с/a)> 1,633 она отклонена от

плоскости прокатки поворотом вокруг оси ПН, а для с/a<

1,633 — вокруг оси НП. Угол отклонения (0001) от плоскости

прокатки для сопоставимых степеней обжатия тем больше,

чем сильнее отличие отношения с/а от теоретического (табл. 9

Приложения). В результате на ППФ (0002) область сгуще ния

Рис. 74. Полюсные фигуры {0002} и {1010} для холоднокатаных металлов с г.п.

решеткой (степень деформации 90%) [144]:

a —Тi—α(с/a=l,587); б — Мg(с/а=l,62З); в —Zп(с/a=-= 1,856)

нормалей оказывается расположенной (рис. 74) соответст-

венно в центре (для Мg), на оси НП (для Zn, Сd) и на оси НП

(для Zr и Тi), а угол отклонения этой области от центра проек-

ции тем больше, чем сильнее отличие с/а от теоретического.

186

Факторы, способствующие поперечному скольжению дис-

локаций в материалах с г.ц.к. решеткой, такие как снижение

концентрации легирующих элементов и примесей, увеличение

температуры и степени деформации, уменьшение величины

зерна, благоприятствуют текстурному переходу в последова-

тельности: {110}<112>+{110}<100>→{110}<112>→

{135}<112>→{112}<111>. Эти закономерности изменения

текстуры подтверждаются большим числом эксперименталь-

ных данных. Следует отметить, что влияние степени деформа-

ции на текстуру много меньше, чем температуры деформации

или легирования.

Влияние условий деформации на текстуру металлов и

сплавов. Как правило, чем выше степень обжатия, тем больше

интенсивность и меньше рассеяния текстуры. Описанные вы-

ше (табл. 8, 9 Приложения) текстуры прокатки развиваются

только при достаточно большой степени деформации, которая

оказывается тем выше, чем меньше ЭДУ материала, и, соглас-

но данным работы [141], составляет, например, 98; 80 и 60%

соответственно для латуни Л68, меди и алюминия.

Формирование текстуры в поликристаллическом материале

с г. ц. к. решеткой наблюдается уже при степенях обжатия по-

рядка 5—10% и продолжается до 90% и выше. Отмечено

[138], что увеличение степени деформации не меняет характе-

ра текстуры прокатки (не ведет к «текстурному переходу»), а

только способствует более четкому проявлению того типа тек-

стуры, который присущ данному материалу при рассматри-

ваемых условиях деформации. Рост степени деформации в

диапазоне менее 50—70% сопровождается в основном только

изменением количественного соотношения ориентировок, ко-

торое в разных материалах происходит по-разному.

187

Для холоднокатаных однофазных сплавов системы Ni—Со

с содержанием Со до 67% (т. е. для ЭДУ, меняющейся от ~250

до (10÷15)·10

-3

Дж/м

) и для латуни Л68 [146—148] было пока-

зано, что при степенях деформации до 40—50% текстуры

сходны и описываются в основном ориентировками

{110}<112> и {1З5}<112>. Отличием текстуры для сильноле-

гированных сплавов с г.ц.к. решеткой является наличие двой-

никовой компоненты {110}<100>. Возрастание степени обжа-

тия от 50 до 80% ведет к относительному ослаблению

{110}<112> и усилению {135}<112>.

В сплаве Fе — 50% Ni в интервале обжатий ε= 11÷80% ос-

новной ориентировкой является {112}<111>, но постепенно

усиливаются ориентировки, близкие к {110}<112>, которые

становятся преобладающими при ε>80%, а при ε>95÷99%

вновь ослабевают [45]. Для сплава с более низкой ЭДУ Fе —

79% Ni — 4% Мо после обжатия более 95% преобладающей

остается ориентировка {110}<112>, наряду с которой наблю-

даются {112}<111> и {110}<100> [149].

Немонотонное изменение соотношения ориентировок

{100}<110> и {112}<110> + {111}<110> в стали Fе — 3% Si с

о.ц.к. решеткой при повышении степени обжатия выше 85%

обусловлено в основном чередованием разных систем сколь-

жения [150].

Для материалов с г. п. решеткой повышение степени обжа-

тия при прокатке до 60—80% ведет [1, 144] к увеличению угла

отклонения базисной плоскости от плоскости прокатки до

значений, приведенных в табл. 9 Приложения. При дальней-

шем увеличении степени деформации этот угол существенно

не меняется.

Следует отметить, что для малых степеней деформации в

относительно большей мере, чем при больших, проявляются

промежуточные, нестабильные ориентировки. Анализ разви-

тия текстуры в определенным образом ориентированных мо-

нокристаллах или отожженных поликристалличсских мате-

риалах с однокомпопептной текстурой позволяет проследить

за переходом малоустойчивых ориентировок в стабильные,

характерные для данного материала и условий деформации

[200]. Для прокатанных материалов с о. ц. к. решеткой показа-

но, что повышение степени деформации при системе скольже-

ния {112}<111> способствует переходу через ряд промежу-

точных ориентировок к стабильной {001} <110>·, которая ос-

тается устойчивой при дальнейшей деформации [151]. Напри-

мер, исходная текстура {110}<uvw> меняется согласно ряду:

{110}<uvw>→{111}<uvw>→{112}<110>→{100}<110>.

188

Следует остановиться также на аномальном изменении тек-

стуры при определенных, характерных для каждого материала

степенях обжатия, при которых наблюдается явление ано-

мального разупрочнения (ЯАР) [134]. Оно отмечалось для ря-

да металлов и сплавов с разным типом кристаллической ре-

шетки [Аl, Ni, Си, Fe

, сплавы Ni с Со (до 60% Со),

сталь О8кп* и др.]. Было показано, что ЯАР связано с су-

щественной аномальной перестройкой дислокационной струк-

туры, при которой возрастает средний размер дислокационных

ячеек, плотность дислокаций в них уменьшается, а сами ячей-

ки вытягиваются в определенных кристаллографических на-

правлениях. Это сопровождается резким ослаблением интен-

сивности текстуры и увеличением ее рассеяния.

Рекристаллизация, проходящая в процессе высокотемпера-

турной деформации может способствовать появлению новых

компонент текстуры, отличных от текстуры деформации [152].

Если же при деформации рекристаллизация не происходит, то

рост температуры деформации, сопровождающийся развитием

множественного скольжения, способствует уменьшению рез-

кости и увеличению рассеяния текстуры. При этом также

уменьшается доля двойниковой компоненты, если она имела

место при более низкой температуре деформации.

Для материалов с г.ц.к. решеткой повышение температуры

деформации может сопровождаться текстурным переходом.

Такой переход установлен, например, в работе [153], при по-

вышении температуры прокатки сплава Си—15% (ат.) Аl от —

196° до +300° С (рис. 75). Этот переход при сопоставимом

увеличении гомологической температуры деформации прояв-

ляется тем менее значително, чем больше ЭДУ [138, 141, 146,

153]. В работе [154] было отмечено, что для спектрально чис-

той меди с высокой ЭДУ увеличение температуры деформа-

ции от —196 до +20° С существенно не влияет на текстуру.

Легирование металла с образованием твердого раствора за-

мещения меняет текстуру прокатки основного металла (рис.

76). Для одного и того же металла-растворителя соответст-

вующий текстурный переход происходит при тем более низ-

кой концентрации легирующего элемента, чем относительно

круче снижается ЭДУ при легировании.

Можно считать [141], что для материалов с г. ц. к. решет-

кой существует некоторое критическое значение ЭДУ, зави-

сящее от гомологической температуры деформации,

* Владимиров С А. Исследование явления атермического разупрочнения при хо-

лодной пластической деформации металлов и спларов. Автореф. канд. дис М , 1972,

189