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

Подождите немного. Документ загружается.

Рис. 75 Полюсные фигуры {111} прокатанного при разных температу-

рах (t

деф

) и отожженного в течение 30 мин сплава Cu+7% Аl (степень деформации

60%) [153] при t

деф

, °С:

а — 196; б — 20; в — 270, I⁄ — деформированное состояние; II — отожженное

состояние.

Рис. 76 Влияние легирования на «текстурный переход» для холоднокатаных

однофазных сплавов Си—Аl [1], % Аl: а — 0,5; б —2,5; s — 5,5

которое определяет тип текстуры прокатки. Исходя из

большого числа экспериментальных данных, приведенных в

литературе, для сильнодеформированных материалов «тексту-

ра латуни» характерна для материалов с ЭДУ, равной или ни-

же 35·10

-3

Дж/м

при температуре деформации не выше

190

0,25T

пл

. Для материалов с ЭДУ более 35·10

-3

Дж/м

такой

тип текстуры проявляется только при температуре менее

0,2T

пл

. Напротив, для материалов с очень низкой ЭДУ «тек-

стура латуни» стабильна даже при температуре деформации

около 0,5T

пл

Число экспериментальных работ, посвященных влиянию

скорости деформации на текстуру относительно невелико. В

работах [148, 155] установлено, что при высокоскоростной

деформации металлов и сплавов создается достаточно четкая

текстура. Однако определенных данных о влиянии скорости

деформации на изменение ориентировок и рассеяния тексту-

ры, обусловленных возможным изменением характера и числа

действующих систем скольжения, не имеется.

Изменение текстуры при дорекристаллизационном нагре-

ве. Согласно одним данным [1, 156 и др.], никаких изменений

в текстуре деформации при возврате не отмечается. Однако по

другим [147, 157—162], при возврате наблюдается некоторое

усиление текстуры и уменьшение ее рассеяния, что проявляет-

ся тем отчетливее, чем больше ЭДУ. Это отмечалось для мно-

гих материалов с разным типом кристаллической решетки (Си,

Ni, Fe

, Zr

, Ti

, для кремнистого железа, для сплавов Си —

15% (ат.) Аl, Си —32% Zn, 12Х18Н10Т и др.).

Установленное изменение текстуры при возврате объясня-

лось уменьшением углов разориентировки между субзернами

при коалесценции (для кремнистого железа [157], а также в

результате полигонизации [161—16ЗJ. Предполагалось также

[160], что при возврате дислокации, скопившиеся у препятст-

вий, благодаря термической активации оказываются способ-

ными продолжить свое движение в том же направлении, в ко-

тором они двигались при деформации. Т. е. дорекристаллиза-

ционный нагрев оказывает в какой-то мере действие, анало-

гичное повышению степени деформации. Очевидно, что в ма-

териалах, в которых поперечное скольжение и перераспреде-

ление дислокаций облегчено, эти изменения текстуры прояв-

ляются более значительно.

Отмечено [147], что при повышении температуры нагрева

холоднокатаных сплавов Си—15% (ат.) Аl и Си — 32% Zn

происходит некоторое изменение количественного соотноше-

ния ориентировок в сторону соответствующую усилению

191

поперечного скольжения дислокаций: увеличению относи-

тельной доли компоненты {1З5}<112> по сравнению с {110}

<112>. Однако анализ литературных данных показывает, что

при возврате холоднодеформированных материалов с г. ц. к.

решеткой текстурный переход не наблюдается.

Рис. 77. Полюсные фигуры {111} холоднокатаных никеля (a, б) и сплава

Ni—60% Со (в, г) с разной величиной исходного зерна (D

)

(степень деформации 80%) [148] а, в — d

=30 мкм; б, г — d

= 100 мкм

Зависимость текстуры, от величины исходного зерна. При

пластической деформации поликристаллического материала

зерна деформируются по-разному в зависимости от их ориен-

тировки по отношению к осям внешних напряжений. Сущест-

венное влияние на текстуру оказывает взаимодействие

192

соседних зерен, в большой мере определяемое их исходным

размером.

Экспериментально установлено, что текстура прокатки ма-

териалов с г. ц. к. решеткой в тем большей мере зависит от

исходной структуры, чем меньше ЭДУ и ниже температура

деформации. Так, если для холоднокатаных Ni и Си размер

исходного зерна мало влияет на текстуру, то для высоколеги-

рованных сплавов Си — 15% (ат.) Аl, Си —32% Zп [147], ко-

вара [164], 12Х18Н10Т, Ni—(40÷60)% Со, текстура тем силь-

нее, чем больше средняя величина исходного зерна (рис. 77).

Аналогичный результат был получен, например, и в работе

[165] для сплава Fе — 3% Si с о. ц. к. решеткой и относитель-

но низкой ЭДУ (γ≈40·10

-3

Дж/м

) [166]. Было высказано пред-

положение [147], что измельчение исходной структуры спо-

собствует увеличению суммарной поверхности границ зерен,

препятствующих передаче деформации от зерна к зерну и раз-

вороту соседних зерен. Это влияние границ зерна особенно

существенно при более низкой температуре деформации для

материалов, у которых поперечное скольжение дислокаций

затруднено.

3. ТЕКСТУРА РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

Текстура рекристаллизации металлов и сплавов может со-

ответствовать текстуре деформации, отличаясь от нее мень-

шей интенсивностью и большим рассеянием всех или некото-

рых из основных ориентировок, либо не совпадать с текстурой

деформации, либо быть очень слабой.

Текстура рекристаллизации в большой мере зависит от ис-

ходной текстуры деформации, поэтому на нее влияют все те

же факторы, что и на последнюю. Дополнительное влияние

оказывают режим отжига (температура, время, атмосфера,

скорость нагрева и охлаждения), а также легирование малыми

примесями и величина исходного зерна [1, 7, 134, 152 и др.].

По мере развития рекристаллизации интенсивность текстуры

деформации уменьшается, а рекристаллизации возрастает

[143, 152].

193

Аксиальная текстура рекристаллизации, как правило, сов-

падает с соответствующей текстурой деформации. По мере

развития рекристаллизации для материалов с г. ц. к. решеткой,

особенно сильнодеформированиых, несколько увеличива-

ется относительная доля компоненты <100> по сравнению с

<111> (в тем большей степени, чем чище металл).

Кроме того, для материалов с г. ц. к. решеткой характерна

ориентировка <211>.

Текстура рекристаллизации прокатанных металлов и

сплавов. Для о. ц. к. материалов и большинства материалов с г.

п. решеткой типы текстуры первичной рекристаллизации и

деформации в основном совпадают, а с г. ц. к. — отличаются

друг от друга (табл. 8, 9 Приложения). Однако и для о. ц. к.

решетки при рекристаллизации отмечается изменение рассея-

ния текстуры и количественного соотношения ориентировок,

присущих текстуре деформации, в результате поворота зерен

на угол до ±15° вокруг НН [1, 7 и др.]. Кроме того, например,

для кремнистого железа наблюдается новая ориентировка

{110} <l00>, не присущая текстуре деформации (более под-

робно см. ниже).

Отжиг на 700—800°С в области вторичной рекристаллиза-

ции холоднокатаных с ε=70÷90% титана и циркония приводит

к уменьшению на 5—10° угла наклона базисной плоскости к

плоскости прокатки [1, 144], что соответствует изменению ти-

па текстуры (см. табл. 3). При этом также отмечено некоторое

увеличение рассеяния текстуры связанное с поворотом вокруг

оси [0001] на ±30°.

Анализ экспериментальных данных определения текстуры

рекристаллизации материалов с г. ц. к. решеткой показал, что

«текстура сплава» переходит в основном в «текстуру серебра»

{113}<112>*, а «текстура металла»—«в кубическую»

{100}<100> (рис. 78). Увеличение степени деформации, уско-

ряющее рекристаллизацию, способствует более быстрому ис-

чезновению компонент текстуры деформации и усилению тек-

стуры рекристаллизации. Повышение температуры деформа-

ции, ведущее к «текстурному переходу» или меняющее соот-

ношение ориентировок текстуры деформации, вызывает соот-

ветственное изменение количественного соотношения ориен-

тировок.

Кубическая текстура первичной рекристаллизации и вто-

ричная рекристаллизация в материалах в г. ц. к. ре-

194

* Кроме того, при этом наблюдаются ориентировки {310} <100>[167] и

{214}<533> [1]; {122} <212> и {113}<332> [138].

шeткoй. Практически важной особенностью материалов с

г. ц. к. решеткой является возникновение четкой «кубической

текстуры» рекристаллизации (КТ), так как такая текстура свя-

зана с высокой симметрией в пространственном расположении

решетки кристаллитов и приводит к сильно выраженной ани-

зотропии физических и механических свойств. Так, для маг-

нитномягких материалов, у которых направление <100> явля-

ется направлением легкого намагничивания (сплав Fе —

Рис.78 Полюсные фигуры {111} и {200} рекристаллизованных алюминия (а) и

латуни с 32% Zп (б) (степень деформации 80%) [1]

50% Ni; 50 НП

), интенсивность КТ определяет уровень

магнитных свойств (см. ниже).

Существовало мнение, что интенсивность КТ тем выше,

чем больше величина ЭДУ, которое подтверждено экспери-

ментальными данными для сплавов системы

Ленты из этого сплава используются в качестве магнитно-мягкого материа-

ла с прямоугольной петлей гистерезиса.

195

Ni—Со [146] и чистой меди [140]. Легирующая добавка к

меди тем больше подавляет КТ и соответственно усиливает

{113}<112>, чем более резко при этом снижается ЭДУ основ-

ного металла.

Однако в результате подробного исследования, проведен-

ного на сплавах системы Fе—Ni, установлено, что наиболее

интенсивная КТ формируется при содержании около 47—48%

Ni. В то же время величина ЭДУ в системе Fе—Ni проходит

через минимум при ~40% Ni и для сплавов, содержащих около

50% Ni, составляет всего ~40·10

-3

Дж/м

[168]

. Максимуму

интенсивности КТ соответствует оптимальное количественное

соотношение основных ориентировок текстуры деформации:

{110}<112> и {112}<111> и второстепенной ориентировки

{110} <001>, характеризующей склонность к механическому

двойникованию [167]. При легировании сплавов Fе — 68% Ni

и Fе —80% Ni молибденом, снижающим ЭДУ, наблюдается

наличие максимума интенсивности КТ при ~ 1 % Мо, тогда

как легирование сплава Fе — 50% Ni, обладающего более низ-

кой ЭДУ, всегда приводит к ослаблению КТ [167].

Таким образом, наиболее интенсивная КТ возникает не при

максимально высокой ЭДУ, а при ее оптимальном значении,

когда наряду с октаэдрическим скольжением при пластиче-

ской деформации имеет место механическое двойникование,

но степень его развития невелика

. По-видимому, в некоторых

материалах оптимальное значение ЭДУ не достигается. Это в

какой-то степени согласуется с точкой зрения относительно

роли двойникования в формировании кубической компоненты

текстуры растяжения в г. ц. к. металлах [137] и экстремальной

зависимостью % <100> от γ/Gb (см. рис. 71).

Установлены следующие основные закономерности влия-

ния технологических факторов на интенсивность КТ в г. ц. к.

материалах.

1. Интенсивная КТ рекристаллизации возникает после об-

жатий более 80%. Зависимость интенсивности КТ от степени

деформации при неизменной толщине лент описывается кри-

вой с максимумом, положение которого

Данные относятся к температуре 1100° С, с понижением температуры ЭДУ

уменьшается

Очевидно, микродвойники деформации играют определенную роль в формиро-

вании зародышей кубической ориентировки (см, ниже).

196

зависит от чистоты плавки. Так, для сплава Fс — 50% Ni он

соответствует степени деформации ~99% для лент толщиной

от 5 до 50 мкм, полученных из открытых плавок и 90—95%

для лент из вакуумных и еще более чистых плавок (рис. 79).

Аналогичную зависимость от степени деформации имеет

Рис. 79. Изменение интенсивности кубической текстуры рекристаллизации

(кривые 1, 3) соотношения интенсивности ориентировок в текстуре деформации

{110}<112>

{112}<111>

(2) и магнитных свойств, коэффициента прямоугольно-

сти (4), магнитной проницаемости μ

(5), коэрцитивной силы H

(6) в зависимости

от степени деформации для лент толщиной 50 мкм из сплава Fе—50% Ni: 1,2— от-

крытая плавка; 3—6 — водородно-гелиевая плавка

параметр, характеризующий количественное соотноше-

ние основных ориентировок текстуры деформации: {110}

< 112>/{112} < 111> [45].

2. Процесс образования КТ протекает с большой скоростью

197

уже при температурах начала рекристаллизации, поэтому

совершенство КТ в большей мере определяется температурой

отжига, нежели выдержкой при постоянной температуре. Од-

нако уменьшение скорости нагрева при высокотемпературном

отжиге либо остановка несколько выше температуры начала

рекристаллизации заметно способствуют усилению КТ.

3. Интенсивность КТ существенно возрастает при умень-

шении величины зерна перед прокаткой: установлено, напри-

мер, что для появления четкой КТ в технической меди со

средней исходной величиной зерна 3 мкм необходимо обжа-

тие 95%, а с величиной зерна 0,5 мкм — только 80—85% [1]·

Небольшие примеси значительно ослабляют КТ и тем сильнее,

чем они более поверхностно активны, неизоморфны с основ-

ным металлом, хорошо растворимы в нем и интенсивно по-

вышают твердость при легировании [143, 152]. Так, например,

присадка к меди фосфора (0,003%) ослабляет КТ, напротив,

легирование алюминием (0,2%) и кадмием (0,1%) усиливает

КТ.

4. При собирательной рекристаллизации интенсивность КТ

возрастает за счет ориентировок, сходных с ориентировками

текстуры деформации, и двойниковой ориентировки [167].

5. При высокотемпературном отжиге (для меди ~ 900° С,

для сплава Fе — 50% Ni 1150—1250°С), после завершения

собирательной рекристаллизации, развивается вторичная рек-

ристаллизация, характеризующаяся аномальным ростом от-

дельных зерен, ориентировка которых связана с кубической

поворотом вокруг <100>||НП на ±20—30° и близка к

{120}<001> (I тип) либо вокруг <111> на углы до ±40° (II тип)

[169]. В процессе образования зерен вторичной рекристалли-

зации большую роль играет двойникование, что видно по

микроструктуре. Режим отжига и легирование влияют на пре-

обладание одного из указанных типов ориентацией зерен вто-

ричной рекристаллизации

. Даже начальная стадия вторичной

рекристаллизации приводит к резкому изменению уровня маг-

нитных свойств сплава 50 НП: максимальная магнитная про-

ницаемость и прямоугольность

Это важно для повышения свойств магнитномягких материалов, поскольку бла-

гоприятное воздействие последующего отжига в магнитном поле сильнее при совпа-

дении <100> с НП, т.е. при ориентировке I типа.

198

петли гистерезиса снижаются, а начальная проницаемость

растет.

6. С уменьшением толщины лент из сплава Fе — 50% Ni

(50 НП) до 10—3 мкм происходит резкое ослабление КТ, поч-

ти до полного ее уничтожения. Как было показано в работе

[45], причина этого нежелательного явления связана с увели-

чением доли поверхностных слоев в единице объема ленты,

обладающих измененной текстурой деформации (усилена

ориентировка {112}<111>; кроме того, для получения тон-

чайших лепт часто используют степень деформации, превы-

шающую оптимальную. Вторичная рекристаллизация в тонких

лентах не наблюдается.

7. Кубическая текстура устойчива к деформации. Если

отожженный лист снова прокатать, то КТ не разрушается

вплоть до обжатий порядка 50—60% [148, 200].

В случае четкой кубической текстуры в г. ц. к. материалах

структура в плоскости прокатки характеризуется наличием

небольшого числа двойников, когерентные границы которых

составляют с направлением прокатки углы, близкие к 45°. Оп-

ределение процентного количества «45-градусных» двойников

может использоваться в качестве метода количественного

контроля совершенства кубической текстуры рекристаллиза-

ции в г. ц. к. металлах и сплавах [170].

4. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ТЕКСТУ-

РЫ В СПЛАВАХ Fе—Si

199

К сплавам системы Fе—Si относятся важные для техники

электротехнические стали. Высокие магнитные свойства гото-

вой холоднокатаной трансформаторной стали, содержащей

около 3% Si, в первую очередь определяются кристаллографи-

ческой текстурой, при которой направление легкого намагни-

чивания <001> располагается вдоль НП (реброваятекстура

{110}<001>·) либо вдоль НП и ПН (кубическая текстура {100}

<001>); последняя более благоприятна при использовании в

магнитопроводах, работающих в условиях магнитного потока

сложной конфигурации, так как обеспечивает более низкие

магнитные потери. Указанные виды текстуры возникают на

заключительном этапе сложного технологического передела,

причем совершенство ориентировок