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

Подождите немного. Документ загружается.

Рис. 85. «Скелетные» линии для холоднокатаной меди (ε≈30-95%)

аксиальных компонент [1]. При средних степенях дефор-

мации разные ориентировки непрерывно переходят одна в

другую: (011)[2

1]—(121)[1

1]+5°—(110) [1

2], при высо-

ких обжатиях слабый максимум соответствует (121)[1

1]+5°.

Для перехода к привычным представлениям положение «ске-

летных» линий часто рассматривают в стереографической

проекции. В случае хо-

лоднокатаной меди (рис.

86) «скелетная» линия

для НП проходит вблизи

[111], соединяя [2

1] и

2). Ориентировка

НН изменяется вдоль

кривой, близкой к боль-

шому кругу, перпенди-

кулярному [1

Рис. 86. «Скелетные» линии в стерео-

графической проекции для НП и ПН холодно-

катаной меди (ε=95%)

1], от-

клонение от которого

вблизи (121) [1

1] со-

ставляет ~5°,

220

При рассмотрении изменения средней плотности в «трубке

ориентировок» в зависимости от степени деформации обна-

руживается его немонотонный характер: на фоне общего роста

наблюдается снижение плотности при ε=70÷80% (см. рис. 85).

Этот эффект, подтвердившийся в ряде работ, объясняется дей-

ствием механического двойникования, поскольку одновре-

менно отмечается появление слабых двойниковых

Рис. 87. «Скелетные» линии для холоднокатаной латуни с различным содер-

жанием цинка (ε=95%)

ориентировок. При больших обжатиях (более 95%) быстро

усиливается ориентировка (101) [

21], которая становится

преобладающей. В поверхностных слоях металла при дефор-

мации до 95% усилена компонента (001) [110], не принадле-

жащая «трубке ориентировок». При более высоких обжатиях

ее плотность снова убывает. Происхождение «трубки ориен-

тировок» обусловлено действием скольжения в системах

{111} <110>; для объяснения появления ориентировки (001)

[110] требуется привлечение другого механизма деформации.

221

Текстура холоднокатаного никеля также описывается

«трубкой ориентировок». Как и для меди, при малых степенях

деформации плотность ориентировок вдоль «скелетной» ли-

нии примерно постоянна, а при ε≈80% имеется слабый макси-

мум в районе ориентировки (112) [111]+50. Однако в отличие

от меди не наблюдается ослабления плотности ориентировок

при средних степенях деформации и появления новых ориен-

тировок.

Найдено также много

общего в формировании

текстуры прокатки в сереб-

ре и меди. Однако сущест-

венная роль двойникования

в серебре отмечается не

только при средних, но и

при больших степенях де-

формации [214].

С помощью анализа

ФРО удалось также дета-

лизировать текстурный пе-

реход медь— латунь. Пока-

зано, что увеличение со-

держания цинка в меди со-

провождается постепенным

укорочением «трубки ори-

ентировок» и при 14% (ат.)

Zn остается лишь ориенти-

ровка латуни (110)[1

(рис. 87,88). Одновременно

с резким ослаблением ори-

ентировки (11

)[111] по-

являются слабые ориенти-

ровки, близкие к (011) [100] и (011)[1

2], находящиеся с ней в

двойниковом соотношении. По ППФ о появлении этих ориен-

тировок нельзя судить с достаточной уверенностью, так как

они попадают в области рассеяния основной ориентировки.

Появление этих ориентировок указывает на то, что текстур-

ный переход медь—латунь обусловлен механическим

Рис. 88. Некоторые сечения φ

для лату-

ни, содержащей 4% и 27% Zп (ε=95%)

222

двойникованием в соответствии с моделью Вассермана, ко-

торое облегчается с понижением ЭДУ вследствие легирова-

ния.

Было также установлено, что увеличение степени деформа-

ции, приводящее к измельчению двойниковых прослоек, влия-

ет на текстурный переход аналогично увеличению содержания

цинка. Зависимость количества двойниковой компоненты ~

(011) [100] от величины γ/Gb выражается кривой с максиму-

мом, соответствующим содержанию 8% (ат.) Zn, что может

быть объяснено следующим образом. При высокой ЭДУ двой-

ники не образуются, с уменьшением ЭДУ частота двойнико-

вания увеличивается, а при очень низких значениях ЭДУ чис-

ло дефектов упаковки возрастает настолько, что двойники из-

мельчаются до микроскопических размеров и их развитие мо-

жет тормозиться вторичным двойникованием.

На основании анализа ФРО предложена схема, по которой

можно судить об изменении характера текстуры в сплавах

системы Сu—Zn в зависимости от степени деформации (рис.

89). При деформации более 70% изменение текстуры, согласно

схеме, связано с переориентацией скольжением в системах с

частичными дислокациями {111} <112> по модели Ху [215].

Пространственное изображение ФРО для латуни с 27,8% Zn

показано на рис. 90. «Скелетеные» линии соединяют ориенти-

ровки: А — {110}<112>, β~ {112}<111>, С~{011}<100>; по-

следняя близка к двойниковой по отношению к В.

Текстура о. ц. к. материалов. Сечения ФРО при ϕ

=соnst* для низкоуглеродистой стали, прокатанной с обжати-

ем 84%, показаны на рис. 91. Область повышенной плотности

представляет собой непрерывную «трубку ориентировок» от

(

1 1

2 [

10] до (

1 1 1

) [

21]+5° (компонента А). Компонента

В локализуется вблизи ориентировки (001) [110] с рассеянием

до (

12) [110] в сторону компоненты А [14, 216]. Следова-

тельно, текстура может быть представлена состоящей из двух

ограниченных аксиальных компонент, как и текстура г. ц. к.,

но в отличие от последней главная «трубка ориентировок»

* Для о. ц. к. материалов обычно не рассматривают сечения ϕ

=соnst, как это при-

нято для г. ц. к, поскольку они оказываются параллельными трубке ориентации о. ц. к.

и менее наглядны, чем сечения ϕ

= соnst.

223

Рис. 89. Изменение механизма деформации в зависимости от параметра ЭДУ и

степени деформации в системе Сu—Zn

Рис. 90. Пространственное изображение ФРО для латуни, содержащей 27,8%

Zn, степень деформации 30% (a) и 95% (б). Проведены плоскости, соответствующие

1/2 максимальной полюсной плотности

224

в ориентационном пространстве направлена не параллель-

но φ

, а параллельно φ

В результате отжига при

600° С «трубка ориентиро-

вок» A разделяется на две:

С — от (

1 1

1) [

10] до

(

1 1

1) [1 21]+3° и D — от

(

1 1

3)[

10] до (

1 1

(

361), а компонента В не

получает развития. Про-

странственное изображение

ФРО для низкоуглероди-

стой стали отожженной при

600°С, показано на рис. 92.

«Скелетные» линии для НН

и НП холоднокатаного же-

леза в стереографической

проекции в первом при-

ближении подобны тако-

вым для г.ц.к., если НП и

НН поменять местами, т. е.

и из анализа ФРО следует,

что текстуры г.ц.к. и о.ц.к.

материалов взаимно проти-

воположны, что может

быть объяснено с точкии

зрения теории Тейлора, ес-

ли принять в качестве

единственного механизма

деформации чистое сколь-

жение в системах {111}

<110> для г. ц. к. и

{110}<111l> для о.ц.к. ма-

териалов.

Однако более детальные

исследования текстуры в зависимости от степени деформации

показали, что в интервале обжатий 50—60% прекращается

Рис. 91. Некоторые сечения ФРО для низко-

углеродистой стали: а — прокатанной с

обжатием 84%; б — отожженной при

600°С— 8 ч

225

рост плотности ориентировки (

1 1

1) [

21]+5° в то время

как ориентировка (112) [110] продолжает усиливаться, одно-

временно ускоренно усиливается ориентировка (010) [101],

что объясняется проявлением механического двойникования.

Наиболее вероятной системой двойникования в о. ц. к. являет-

ся {112} <111>, обратная системе двойникования в г. ц. к. В

результате двойникования в системе(121) [111] ориентировка

(

1 1

1) [

21]+5° переходит в (010) [101] + 10°. Отсюда следу-

ет, что текстура прокатки железа формируется в резульвания

{112} <111> (при ε≥50%), т. е. имеется анатате скольжения в

системах {110} <111> и двойнико

Рис. 92 Пространственное изображение ФРО для низкоуглеродистой

стада а — деформированной на 84%; б — отожженной при 600° С—8 ч

логия механизмов текстурообразования с г. ц. к. материа-

лами. Поэтому теоретически может ожидаться текстурный

переход при изменении ЭДУ в о. ц. к., однако эксперимен-

тально его пока не наблюдали.

Таким образом анализ ФРО дает более полные сведения о

текстурообразовании по сравнению с методом ППФ, в осо-

бенности при наличии непрерывного ряда ориентировок, и

позволяет проследить за изменением интенсивности слабых

двойниковых компонент.

Относительно интерпретации ФРО существует и другая

точка зрения, согласно которой трубка ориентации представ-

ляет собой суперпозицию отдельных ориентировок, имеющих

гауссовское рассеяние. Теоретически

226

ФРО, рассчитанные исходя из суперпозиции трех распре-

делений Гаусса на основе ориентировок: {101} <121>, {231}

<З64> и {112} < 111>, совпадают с полученными из экспери-

ментальных данных для холоднокатаной меди [124]. Практи-

чески установить невозможно, какая интерпретация ФРО яв-

ляется более правильной, так как любое непрерывное распре-

деление математически может быть представлено состоящим

из отдельных компонент с соответствующим рассеянием. Этот

вопрос важен только для теории текстурообразования. Расче-

ты, основанные на теории Тейлора, указывают на существова-

ние непрерывного набора ориентировок [105].

8. НЕОДНОРОДНОСТЬ ТЕКСТУРЫ ПО СЕЧЕНИЮ

ЛИСТА И ПРОВОЛОКИ

Характеристики текстуры (интенсивность, рассеяние, соот-

ношение ориентировок) обычно изменяются по сечению про-

волоки или листа. Это в основном обусловлено соответст-

вующей неоднородностью деформации из-за влияния на кон-

тактных поверхностях сил трения, действующих со стороны

валков, стенок фильеры и т. д., благодаря чему скорость тече-

ния металла во внутренних слоях, как правило, больше, чем в

наружных. В результате и текстура центральных слоев выра-

жена более отчетливо, и рассеяние ее меньше, чем для наруж-

ных. Кроме того, наружные слои часто характеризуются но-

выми ориентировками, вообще неприсущими текстуре дефор-

мации, наличие которых зависит от схемы, температуры и

степени деформации. Образование их связано с тем, что из-за

сил трения происходит неоднородный поворот осей системы

напряжений или даже изменение вида напряженного состоя-

ния по сечению образца.

Неоднородность текстуры выражена обычно тем резче, чем

меньше степень деформации и толще деформируемый обра-

зец. Однако в работе [45] было установлено, что даже для

очень тонких (толщиной 50 мкм) лент сплава Fе—50% Ni с

г.ц.к. решеткой текстура неоднородна по толщине, причем при

переходе от внутренних к наружным слоям ориентировка

{110}<112> ослабевает, а рассеяние увеличивается.

Повышение температуры деформации приводит, как пра-

вило, к уменьшению неоднородности текстуры по сечению

227

для образцов малой толщины и, наоборот, к ее увеличению

для большой. Если же за счет резкого перепада температуры в

наружных слоях образуется текстура рекристаллизации, в то

время как во внутренних еще сохраняется текстура деформа-

ции, то неоднородность текстуры выражена еще более отчет-

ливо.

В материалах с низкосимметричной г. п. решеткой неодно-

родность текстуры по сечению проволоки проявляется в го-

раздо большей степени, чем с кубической. Для нереверсивного

волочения при переходе от средних к наружным слоям на-

блюдается значительное (до 15— 20°) отклонение гексаго-

нальной оси [0001] от направления, перпендикулярного оси

проволоки, в сторону действия сил трения. При этом простая

аксиальная текстура <100> переходит в текстуру конусного

волокна в поверхностных слоях.

Для наружных слоев проволоки с кубической решеткой

также характерно отклонение оси текстуры от оси проволоки в

сторону действия силы трения. У материалов г. ц. к. решеткой

оно составляет не более 5—10° и выражено более отчетливо

для ориентировки <111> по сравнению с <100>. Для материа-

лов с о. ц. к. решеткой отклонение оси текстуры практически

не имеет места, и для них при переходе к наружным слоям от-

мечается только уменьшение интенсивности и увеличение

рассеяния текстуры.

При относительно большом коэффициенте трения (более

0,2), соизмеримом с критической величиной сдвига, поверхно-

стные слои прокатанного металла уже не скользят вдоль вал-

ков, а как бы «прилипают» к ним. В результате в этих слоях

может возникнуть «текстура» сдвига; плоскости {hkl} теоре-

тически стремятся совпасть с действующей плоскостью

скольжения, а направления <uvw> — с действующими на-

правлениями скольжения.

Благодаря силам трения в поверхностных слоях возникает

тенденция к повороту уже сориентированных кристаллитов

вокруг оси ПН в сторону, противоположную НП, на угол, тем

больший, чем выше коэффициент трения и чем дальше по-

верхностный слой от центрального. Если угол поворота вокруг

оси НП достигнет 30— 35°, то с помощью стандартных проек-

ций можно теоретически показать, что в наружных слоях воз-

никнет новая текстура, не присущая текстуре центральных

228

слоев (табл. 7). Соответствующие компоненты в поверхно-

стных слоях прокатанного листа, совпадающие с рассчитан-

ными, были экспериментально установлены в г. ц. к. металлах

и сплавах [Ni, Ni — Со (20, 40% СО) Fе — 50% Ni сталь

12Х18Н1ОТ] и для материалов с о. ц. к. решеткой (молибдена,

малоуглеродистой стали и др.) [1, 7, 45, 138, 140, 218—219].

Таблица 7

Рассчитанные компоненты текстуры прокатки наружных слоев,

возникающей в результате действия сил трения

Решетка Слои листа Типы текстуры

г.ц.к. Центральные

Наружные

{112} <111>

{100} <110>

{135} <112>

{111} 110>

О.Ц.К. Центральные

Наружные

{100} <110>

{112} <111>

{112} <110>

{110} <112>

Продолжение

Решетка Слои листа

Типы текстуры

Г.Ц.К. Центральные

Наружные

{110}<112>

{193} <110>

{110} <100>

{111} <112>

О.Ц.К. Центральные

Наружные

{111}<110>

{135} <112>

{111} <112>

{110} <100>

или

{112} <111>

Для г. п. металлов с/α > 1,633 плоскости {0001} повернутые

для центральных слоев на 25—30° вокруг оси ПН (табл. 9

Приложения), для приповерхностных слоев благодаря влия-

нию сил трения оказываются установленными приблизительно

параллельно плоскости прокатки. Это было подтверждено при

изучении текстуры прокатанного цинка. Следует также учесть,

что причиной отличия в текстуре центральных и наружных

слоев материала, деформированного при повышенной

229