Для объяснения текстур, формирующихся при первичной рекристаллизации, были предложены две гипотезы: ориентированного зарождения и ориентированного роста. Согласно первой в деформированной матрице образуются только такие зародыши рекристаллизованных зерен, кристаллографическая ориентировка которых соответствует получающейся текстуре рекристаллизации. Согласно второй гипотезе в деформированной матрице возникают по-разному ориентированные зародыши, но часть из них благодаря особой ориентировке относительно матрицы имеет наибольшую скорость роста. Эта гипотеза логично объясняет, почему в г. ц. к. металлах решетка рекристаллизованных зерен часто оказывается повернутой по отношению к ре-
шетке деформированных зерен вокруг общей оси < 111 > на угол 30—45°. Прямые измерения показали, что границы между кристаллами, развернутыми вокруг общей оси < 111 > на 40° в алюминии и на 30° в меди, обладают необычно высокой подвижностью.
Гипотеза избирательного роста не в состоянии объяснить сильное влияние локальных неоднородностей в структуре деформированного металла на формирование текстуры рекристаллизации. Эти неоднородности,-как показано в § 7, играют важную роль в образовании центров первичной рекристаллизации.
Трудно ожидать, что существует какой-то один механизм формирования текстуры рекристаллизации, действующий во всех металлах и пр,и всех условиях обработки. Современные трактовки экспериментальных данных фактически исходят из объединенной гипотезы ориентированного зарождения и избирательного роста. Очень ценные сведения о механизмах формирования текстур рекристаллизации дают интенсивно проводимые в последние годы электронно-микроскопические исследования особенностей структуры металла после сильной холодной деформации и на ранних стадиях рекристаллизации с прямым измерением кристаллографических ориентировок в локальных областях. Рассмотрим на базе этих исследований, как формируется кубическая текстура рекристаллизации в силь- нодеформированной меди.
Микрополосы в переходных полосах, превращающиеся в центры рекристаллизации, имеют кубическую ориентировку {100} < 100>. Внутри этих микрополос плотность дислокаций весьма низкая, что связано с быстрым протеканием в них динамического (во время деформации) или статического (при отжиге) возврата. Кристаллографический анализ показал, что именно в кристалле с кубической ориентировкой при прокатке существует уникальная ситу- « ация — дислокации в действующих системах скольжения имеют взаимно ортогональные векторы Бюргерса и, следовательно, упруго не взаимодействуют, т. е. не могут образовывать устойчивых конфигураций. Таким образом, наличие в переходных полосах холоднокатаной меди длинных микрополос с кубической ориентацией и особая склонность к возврату внутри таких микрополос делают их зародышами формирования кубической текстуры рекристаллизации. Из-за того, что суммарный объем переходных полос с кубической ориентировкой составляет очень небольшую долю всего объема металла, рентгеновский ме-
тод обычно не может зарегистрировать наличие компоненты {100} < 100> в текстуре прокатки (см. табл. 1).
В полосах сдвига образуются центры рекристаллизации •с хаотичной ориентировкой, что мешает формированию совершенной кубической текстуры рекристаллизации. Кроме того, полосы сдвига, пересекая переходные полосы, делают микрополосы в них более короткими (см. рис. 14) и соответственно менее эффективными для зарождения рекристаллизованных зерен с кубической ориентировкой. Крупное исходное (перед прокаткой) зерно способствует развитию полос сдвига в меди, ослабляя тем самым кубическую текстуру рекристаллизации. Таким образом, воздействуя на развитие переходных полос и полос сдвига можно управлять текстурой рекристаллизации.
Сложное влияние примесей на текстуру рекристаллизации связано, по всей видимости, с их воздействием на подвижность малоугловых и высокоугловых границ при образовании центров рекристаллизации и росте зерен из этих центров.
Гипотеза ориентированного зарождения и избирательного роста позволяет понять, почему текстуры рекристаллизации (характер и степень совершенства) столь многообразны и зависят от большого числа факторов — гораздо большего, чем текстура деформации. Если на формирование текстур деформации главное влияние оказывают особенности скольжения дислокаций, то на формирование текстур рекристаллизации влияют исходная структура деформированного металла и скорость миграции границ разного типа, которые сами сильно зависят от многих факторов.
§ 10. Вторичная рекристаллизация
Закономерности вторичной рекристаллизации
При собирательной рекристаллизации зерна укрупняются более или менее равномерно и металл можно характеризовать одним средним значением размера зерна. Такой рост зерен, называемый нормальным, рассмотрен в § 8.
В определенных условиях после отжига обнаруживается структура, состоящая из множества сравнительно мелких зерен примерно одинакового размера и гораздо меньшего числа очень крупых, иногда гигантских зерен, достигающих размера в несколько сантиметров (рис. 33). Такая структура возникает в результате неравномерного роста зерна, называемого вторичной рекристаллизацией: большинство зерен укрупняется очень медленно или практически вообще не растет, а отдельные зерна вырастают до больших размеров, «поедая» свое мелкозернистое окружение.
Вторичная рекристаллизация начинается с определенной температуры (на рис. 34 fBT.p=925°C), ниже которой возможна только очень медленная собирательная рекристаллизация. При температуре 925 °С за время 1 ч, превы-
Рис. 33. Граница между мелкими зернами н крупным зерном, образовавшимся в цинке в результате вторичной рекристаллизации во время отжига прн 200 °С. Х60 (Бурке)
шающее инкубационный период вторичной рекристаллизации, размер отдельных зерен увеличивается примерно в 50 раз, достигая величины 10 мм. Основная же масса зерен при 925 °С сохраняет размер около 0,02 мм.
Размер зерен получается максимальным при температуре /вт-р, а с ростом температуры выше /ВТ.Р он уменьшается из-за большого числа центров вторичной рекристаллизации. Выше ^вт.р ускоряется нормальный рост зерен в мат
рице, и при достаточно высоких температурах собирательная и вторичная рекристаллизации становятся конкурирующими процессами (кривые / и 2 на рис. 34 сближаются). При 1200 °С идет только нормальный, равномерный рост зерен. Таким образом, вторичная рекристаллизация развивается в определенном интервале температур, в котором нормальный рост зерен протекает сравнительно медленно.
З
сВт,.р
Тепперотура отжигаSС
Рис. 34. Зависимость размера зерен от температуры отжига в течение 1 ч в листах из сплава Fe—3 % Si толщиной 0,35 мм:
ерна, выросшие при вторичной рекристаллизации, часто имеют предпочтительную кристаллографическую ориентировку, причем текстура вторичной рекристаллизации всегда отлична от текстуры первичной рекристаллизации и является более острой (совершенной).Характер и степень совершенства текстуры вторичной рекристаллизации зависят от режимов обработки давлением, промежуточных и окончательных отжигов, толщины листа и других факторов.
В
/ — размер зереи стабилизированной матрицы, укрупняющихся при нормальном росте; 2 — размер зерен, выросших при вторичной рекристаллизации
торичная рекристаллизация — это не редкий, особый случай роста зерна, как когда-то считали, т. е. не аномальный рост зерна, а присущее многим металлам и сплавам явление. Она обнаружена в зонно- очищенных металлах и металлах технической чистоты, например в Fe, Си, Ag, Zn, Ni, Pt, Ti, AI, W и Та, в сплавах на разных основах, например в трансформаторной и аустенитных сталях, сплавах алюминия с марганцем, медью и многих других. При перегреве наследственно мелкозернистой стали вторичная рекристаллизация аустенита вызывает появление разнозернис- тости (см. § 22).