7.6. Текстуры прокатки. Экспериментальные наблюдения

Напряженное состояние при прокатке описать достаточно сложно без применения компьютерной техники. Поэтому в 30-е годы ХХ столетия при построении теории текстурообразования при прокатке стремились его упростить. Предположили, что это напряженное состояние можно описать суперпозицией сжатия в направлении нормали НН и растяжения в направлении прокатки НП. Текстура прокатки при этих допущениях описывается такой комбинацией текстур сжатия и растяжения, которая удовлетворяет геометрическим условиям, налагаемым на взаимную ориентацию осей сжатия и растяжения в кристаллах.

Были введены следующие предположения:

- развитие текстуры прокатки происходит в результате вращения вокруг осей сжатия и растяжения по отдельности;

- одна из осей (сжатия или растяжения) лежит в единичном треугольнике [100][111][110] , а другая, будучи перпендикулярной первой, может располагаться в произвольном месте стереографической проекции;

- одновременное вращение вокруг обеих осей должно вести вектор ориентации кристаллита в одну и ту же точку. При этом удается предсказать многокомпонентную текстуру прокатки ГЦК металлов: главный компонент (110)[] и побочные компоненты (110)[] и (110)[001].

Экспериментальные исследования показывают следующее.

1. Существует два типа текстур прокатки ГЦК металлов  текстура прокатки чистых металлов (110)[] + ()[] и текстура прокатки сплавов (110)[] + (110)[001] + (111)[]. Индексы плоскостей, например (110), показывают кристаллографические плоскости зерен, лежащие в плоскости листа, а индексы направлений, например, [] кристаллографические направления в зернах, совпадающие с направлением прокатки.

Первый тип текстур возникает во всех чистых металлах, кроме серебра и иттербия. Часто его называют «текстурой прокатки меди», так как именно на меди выполнено большинство наиболее полных исследований текстуры. Второй тип текстур имеет большинство сплавов с ГЦК решеткой, серебро и иттербий. По аналогичной причине он получил название «текстура прокатки латуни» или «текстура прокатки сплава».

2. Текстуры прокатки ГЦК металлов оформляются после больших степеней деформации (ε ≥20%). Видимое различие между двумя типами текстур обнаруживается после еще больших степеней деформации (ε ≥50%).

3. Тип текстуры прокатки определяется степенью легирования: чем больше легирован сплав, например цинком при получении латуни, тем больше в нем преобладает второй тип текстур  «текстура латуни» и, наоборот, чем чище металл, тем больше преобладание текстуры меди.

4. Наблюдается корреляция между типом текстуры и энергией дефекта упаковки. Чем меньше _д.у., тем сильнее развивается текстура латуни. Чем больше _д.у, тем сильнее проявляется текстура меди.

Профессор В.В. Рыбин в [12] так описывает развитие текстур прокатки в латуни. Образование переориентированных областей в кристалле и фрагментация зерен начинаются после деформации ε ≥0,10,2. Приблизительно при этих же степенях деформации проявляется и текстура деформации. Очевидно, что и текстурообразование обусловлено началом ротационного механизма пластической деформации.

Развитие пластической деформации и структурообразования в меди и в латуни идет различным образом. В латуни большую роль играет двойникование, которое активно начинает действовать при ε≥ε_дв, величина которой коррелирует с энергией дефекта упаковки. Чем меньше _д.у., тем меньше ε_дв. Для латуни Л70 с содержанием цинка 30 % ε_дв0,5. Последнее обстоятельство объясняет и то, что текстура латуни начинает отличаться от текстуры меди лишь после обжатий более 50%, а также тот факт, что уменьшение содержания цинка (уменьшение степени легированности сплава) приводит к росту ε_дв и ослаблению вклада текстуры латуни.

Полюсные фигуры меди и латуни практически не отличаются до степени деформации ε=4050%. При этом текстура обоих материалов соответствует ориентировкам (110)[ ]. Затем в латуни возрастает интенсивность ориентировки (111)[]. Максимальную интенсивность она приобретает при относительных обжатиях 8085%. При дальнейшем увеличении обжатий до 98% (ε = 3,8) она снижается и дает лишь слабое превышение над фоном.

Ориентировка (110) также ведет себя достаточно характерно. Сначала она резко усиливается и достигает максимальной интенсивности при обжатиях ~50%. Затем ее интенсивность уменьшается до минимума при обжатиях ~80%, а при продолжении деформации опять начинает монотонно увеличиваться. При больших деформациях главной текстурной компонентой становится ориентировка (110)[ ] с добавками (110)[001].

Сопоставление с наблюдениями эволюции структуры металла позволяет объяснить немонотонность изменения интенсивности указанных ориентировок от степени деформации.

Первые признаки нормальной фрагментации зерен в латуни проявляются при обжатиях ~50%. Ориентация фрагментированного металла соответствует текстуре типа (110)[]. При увеличении обжатия количество этих фрагментов увеличивается, поскольку ротационный механизм деформации становится преобладающим.

При дальнейшем росте обжатий преимущественным механизмом деформации становится разновидность ротационного механизма  двойникование. Появление и значительное усиление ориентировки (111)[] связаны с тем, что двойниковые пластины в процессе деформации поворачиваются как единое целое, ориентируют свои плоскости типа {111} параллельно плоскости прокатки. Именно поэтому с ростом обжатий до 80% наблюдается увеличение интенсивностиI₁₁₁ и вклада текстурной компоненты (111)[]. Своего наибольшего значенияI₁₁₁ достигает при обжатиях, которые обеспечивают максимальную объемную долю двойников. Поскольку эта доля не превышает 25%, компонента (111)[ ] всегда остается значительно слабее, чем (110)[].

При обжатиях более 80% наступает стадия бурного зарождения полос сброса, одного из механизмов фрагментации (или образования переориентированных областей). Это, естественно, должно сопровождаться ослаблением полюсной плотности I₁₁₁ и усилением I₁₁₀, поскольку ориентация металла в полосах сброса соответствует текстуре типа (110)[001]. Поэтому вклад этой компоненты текстуры монотонно увеличивается с ростом объемной доли материала, охваченной полосами сбросов.

Таким образом, не прибегая к формальным механизмам, а лишь на основе информации о механизмах деформации металла, В.В. Рыбину удалось описать текстурообразование в металле.

На рис. 7.8 представлены прямые полюсные фигуры центральных слоев образцов из алюминия, серебра, железа и титана, прокатанных со степенью деформации более 90%. Толщина прокатанного металла h=0,20,5 мм.

Рис. 7.8. Полюсные фигуры центральных слоев полос алюминия (а), серебра (б), железа (в), титана (г), прокатанных с обжатием более 90%

Алюминий и серебро сильно отличаются друг от друга как энергией дефекта упаковки (для алюминия _д.у.=0,250,29 Дж/м², для серебра _д.у.=0,010,04 Дж/м²), так и температурой плавления (933,5 К для алюминия и 1235 К для серебра). При прокатке эти металлы имеют различные значения коэффициента трения в паре со сталью валков  у алюминия он практически вдвое выше, чем у серебра.

Полюсные фигуры на рис. 7.8 свидетельствуют о том, что после больших степеней деформации при прокатке имеется четко выраженная тенденция к повороту основной плоскости скольжения {111} под углом 45 к плоскости прокатки. Поворот наблюдается как в направлении действия напряжений ₂ (НП), так и напряжений ₃ (ПН). Для серебра поворот в направлении прокатки НП более выражен, так как из-за более низкого трения на контакте «металл  прокатный валок» должно наблюдаться меньшее сопротивление для разворота плоскостей {111}. Отметим, что в алюминии плоскости {111} развернуты на угол ~30 в НП относительно направления нормали НН, а также на угол ~50 в поперечном направлении ПН.

Таким образом, существует ориентация {111} вдоль ₁₃ и ₁₂, причем более выражена ориентация вдоль максимальных касательных напряжений ₁₃.

Для серебра плоскости {111} ориентированы на угол ~40 в НП и на угол 7075 относительно ПН. При этом можно сказать, что под углом, близким к 45 в поперечном направлении ориентированы плоскости вторичного скольжения {100}.

Для железа плоскости легкого скольжения {110} ориентированы под углом ~ 2530 относительно плоскости прокатки, как в продольном, так и в поперечном направлениях. При этом плоскости вторичного скольжения {112} ориентированы под углом 5560 относительно той же плоскости в тех же направлениях. Таким образом, можно предположить, что при больших степенях деформации существует конкуренция между первичной и вторичной системами скольжения, что дает ориентацию вдоль действия максимальных касательных напряжений некоторой промежуточной ориентировки.

Если следовать сформулированной нами концепции текстурообразования, то можно сказать, что в металлах с большой энергией дефекта упаковки при прокатке с умеренными степенями деформации должна формироваться четкая текстура, при которой плоскости легкого скольжения ориентированы под углом 45 к плоскости прокатки. Это должно хорошо проявляться в металлах с сильной анизотропией скольжения, например, в ГПУ металлах.

Рассмотрим текстурообразование при прокатке уже знакомого по материалам главы 5 рения. Он характеризуется сильнейшим деформационным упрочнением, высоким значением энергии дефекта упаковки (_д.у.=0,180,3 Дж/м²). Преимущественной системой скольжения является базисная , вторичная система скольжения  призматическая .

Текстуру практически всех ГПУ металлов обычно описывают одной ориентировкой (0001) и указывают ее развороты относительно плоскости прокатки. Интересно, что при изготовлении рениевой фольги очень важно управлять текстурой: ориентация базисных плоскостей под углом 45 к плоскости прокатки позволяет значительно повысить пластичность металла и его деформируемость при прокатке. В готовой фольге, предназначенной для масс-спектрометров, анализирующих изотопный состав вещества, целесообразно иметь плоскость зерен (0001), совмещенную с плоскостью фольги. Именно эта плоскость имеет максимальную термоионную работу выхода  одно из наиболее важных эксплуатационных свойств этой фольги.

Во время пластической деформации при холодной прокатке в рении формируется текстура, полюсные фигуры которой представлены на рис. 7.9. Видно, что текстурные максимумы для плоскости (0001) смещены от направления нормали на углы 2060 вокруг направлений НП и ПН. Приблизительно такие же текстуры наблюдаются у бериллия и других ГПУ металлов.

Для поддержания такой текстуры, благоприятной для холодной прокатки, необходимо уметь сохранить ее при последующем отжиге. Тогда при дальнейшей прокатке она может стать еще более совершенной. Возможно, что формированию такой текстуры, когда плоскости легкого скольжения ориентированы под углом 45 к плоскости прокатки листа или фольги, препятствует внешнее трение.

Рис.7.9. Полюсные фигуры {0002} холоднокатаного рения:

а  деформация  = 20%; б  деформация  = 40%