4. Влияние условий деформации, кристаллохимической природы материала и легирования на конкретный тип текстур деформации

Число факторов, определяющих конкретный тип тексту­ры деформации, весьма велико. Оно включает в себя прежде всего условия деформации (схема, скорость, температура, смазка и др.), а также природу основного материала (тип решетки и природа химических связей, энергия дефектов упаковки, исходная текстура и вели­чина зерна и др.), характер легирования (природа леги­рующей примеси, концентрация, фазовое состояние) и др.

В целях систематизации конкретные виды текстур рассматриваются ниже применительно к типу текстуры и технологической схеме ее получения и в пределах дан­ной схемы анализируется влияние разных факторов.

ТЕКСТУРЫ ВОЛОЧЕНИЯ (ПРОТЯЖКИ). Метал­лы и сплавы с г.ц.к. решеткой после волочения содержат в общем случае две текстурные компоненты <111> и <100> в разных соотношениях. По мере увеличения степени деформации в начале появляется компонента <111> (при деформации 20—30%), а при более высо­ких деформациях (в меди при «40%, а в алюминии >98%) компонента <100>.

Несмотря на огромное количество данных, получен­ных многими авторами и на многих материалах, основ­ная причина, ответственная за изменение количествен­ного соотношения этих двух компонент, оставалась дли­тельное время неясной.

Последнее время получила распространение точка зрения, базирующаяся на дислокационных представ­лениях и являющаяся, по-видимому, наиболее достовер­ной.

Согласно этой точке зрения вероятность образования той или иной из указанных двух ориентировок и коли­чественное соотношение между ними определяются склонностью к поперечному скольжению и, следователь­но, прежде всего энергией дефектов упаковки Ед.у. Уменьшение энергии Ед.у, а также ослабление склонно­сти к поперечному скольжению способствует образова­нию компоненты аксиальной текстуры <100> и увеличению доли материала с этой компонентой за счет ком­поненты <111>.

Такой подход объясняет большинство эксперимен­тальных фактов и прежде всего то, что чистый алюминий (энергия E_д.у. велика) после волочения практически об­ладает только ориентировкой <111>, а ориентировка <100> усиливается в ряду алюминий — никель — медь — латунь — серебро (см. табл. 1), т.е. в той же по­следовательности, в какой снижается энергия дефектов упаковки (см. гл. II). Если после деформации волоче­нием в алюминии (99,5%) доля компоненты <100> составила 8%, то в ряду никель, медь, серебро она уве­личивается в следующей последовательности 27, 34 и 54%.

Хорошо согласуется с этим также и тот факт, что с повышением температуры деформации и понижением чистоты алюминия: возрастает доля компоненты <100>.

Существенную роль играет исходная ориентировка кристаллитов. Так, если медная проволока перед волоче­нием имеет ориентировку <111> или <100>, то она остается стабильной вплоть до ε=80%. Вторая ориен­тировка появляется при еще более высоких степенях де­формации. При любой другой исходной ориентировке компонента <111> возникает, как уже отмечалось, при ε≤40%.

Для металлов и сплавов с о.ц.к. решеткой во всех известных из литературы случаях (Fе, Nb, Та, Мо, W, β-латунь, однофазные сплавы на основе железа) форми­руется текстура волочения одного типа: <110>,

Менее однозначны данные для металлов и сплавов с гексагональной решеткой. Так, в проволоке титана, ре­шетка которого характерна очень низким' отношением осей с/а—1,587, текстура является аксиальной типа <Ю10> с плоскостью базиса, параллельной оси про­волоки.

У магния (отношение с/а=1,624) при волочении уже возникает кольцевая текстура, в которой плоскость бази­са параллельна оси проволоки, т. е. гексагональная ось перпендикулярна оси проволоки, однако вокруг этой гексагональной оси возможно вращение на любой угол.

В цинке, у которого отношение с/а еще больше и со­ставляет 1,856, при волочении на относительно небольшие степени деформации (20—30%) возникает простая аксиальная текстура, при которой плоскость базиса уже не параллельна, а перпендикулярна оси проволоки, а после волочения на большие степени устанавливается коническая текстура, при которой плоскость базиса об­разует с осью проволоки угол 18°, а гексагональная ось — соответственно угол 72°.

Таким образом, в случае металлов с гексагональной решеткой прослеживается четкая связь между типом формирующейся аксиальной текстуры и отношением с/а. Изменение этого отношения в соответствии с дан­ными, приведенным в гл. II, должно повлечь за собой изменение в действующих системах скольжения, что в итоге и ответственно за различие в типе текстур.

За последние годы заметно расширился круг мате­риалов, технология изготовления которых включает пла­стическую деформацию, в частности деформацию экст­рузией, тоже создающую аксиальную текстуру.

Большое значение для аксиальных текстур, форми­рующихся при волочении, прессовании и экструзии, имеет их неоднородность. Существует несколько прояв­лений неоднородности текстур.

Во-первых, это неоднородность, связанная с рассея­нием текстурных ориентировок. Поскольку данная иде­альная ориентировка устанавливается не скачком, а пу­тем постепенной переориентировки решетки в процессе пластической деформации, то величина рассеяния преж­де всего зависит от 'степени деформации. С ее увеличе­нием рассеяние уменьшается от десятков до нескольких градусов. Во многокомпонентных текстурах при одной и той же общей степени деформации рассеяние разных текстурных компонент оказывается неодинаковым. Анализ этого явления на медной проволоке показал, что рассеяние ориентировки <100> примерно в два раза больше, чем ориентировки <111>. Причина этого еще однозначно не установлена. Наиболее естественно пред­положить, что это связано с тем, что ориентировка <100> формируется позднее, чем <111>. По-види­мому, при неодновременном формировании разных ком­понент текстуры та из них, которая начинает формиро­ваться при более высоких степенях деформации, долж­на в общем случае быть более рассеянной.

Во-вторых, это неоднородность текстуры по сечению проволоки. Эта неоднородность в свою очередь имеет несколько проявлений. Как правило, рассеяние текстуры в поверхностных слоях существенно больше, чем в серд­цевинных. В крайних случаях поверхностный слой мо­жет быть вообще почти не текстурован. Глубина этого слоя, отличающегося по текстуре от сердцевинного, рез­ко уменьшается с увеличением степени деформации. В ря­де случаев при больших деформациях тонкие поверхно­стные слои имеют текстуру, качественно отличную от сердцевинной. Так, в холоднотянутой тонкой алюминие­вой проволоке внешние слои могут иметь коническую текстуру с углом наклона до 10° вместо нормально ак­сиальной в средних слоях.

Особенно часто тип текстуры в наружных и внутрен­них слоях неодинаков у металлов и сплавов с гексаго­нальной решеткой. Различие в текстурах по сечению про­волоки может быть связано и с различием температуры по этому сечению. Последнее в свою очередь может быть вызвано условиями деформации (тепловыделение за счет сил трения) и условиями охлаждения. От того, ка­кая из причин является в данном случае превалирую­щей, будет обусловлено, изменяется ли текстура в ходе самой деформации (из-за зависимости условий дефор­мации от температуры) или при охлаждении (из-за бо­лее интенсивного протекания процессов рекристаллиза­ции во внутренних слоях проволоки).

Прямое отношение к сказанному имеет вопрос о вли­янии скорости и температуры деформации на характер аксиальных текстур. Этот вопрос мало освещен в лите­ратуре. В общем случае повышение скорости и темпера­туры деформации усиливает неоднородность и многоком-понентность текстур. Однако анализ закономерностей и причин этого затрудняется наложением процессов ре­кристаллизации, которые успевают в той или иной мере совершиться в ходе самой деформации и последующего охлаждения.

Кратко остановимся на других процессах деформа­ции, вызывающих появление осевых текстур.

ТЕКСТУРЫ РАСТЯЖЕНИЯ, как правило, аналогич­ны текстурам, образующимся при волочении. Наиболее отчетливо текстура растяжения формируется при боль­ших степенях деформации, характерных для шейки об­разца вблизи места разрыва.

ТЕКСТУРЫ СЖАТИЯ (осадки) относятся к группе аксиальных текстур, однако они существенно отличают­ся от текстур, формирующихся при волочении. Причины этого должны быть ясны из рассмотренных в разделе 3 этой главы общих принципов влияния на текстуру сим­метрии напряженно-деформированного состояния. Как отмечалось в разделе 3 этой главы, при действии растя­гивающих напряжений направление сдвига стремится в ходе деформации расположиться параллельно деформи­рующей силе, тогда как при сжатии — перпендикулярно к ней.

Вследствие этого при осадке г.ц.к. металлов парал­лельно направлению сжатия преимущественно устанав­ливается кристаллографическое направление <110>. Однако текстура не имеет столь отчетливого характе­ра, как при волочении. Наряду с ориентировкой <110> в значительных количествах присутствуют и другие ори­ентировки. В случае алюминия это ориентировки, лежа­щие на стереографическом треугольнике между верши­ной <110> и стороной <100> — <111>.

При деформации сжатием о.ц.к. металлов — железа, молибдена и др. — чаще всего образуется двойная акси­альная текстура < 111> + < 100>. В гексагональных металлах при сжатии ось <0001> устанавливается или параллельно оси сжатия, как у магния, или под некото­рым углом (15—30°) к нему, как у металлов с иным от­ношением с/а— титана, гафния и др.

ПОЛНЫЕ ТЕКСТУРЫ (ТЕКСТУРЫ ПРОКАТКИ). Характер и последовательность ориентировок зависят от того, какими системами скольжения характеризуется данный тип кристаллической решетки и как эти системы расположены в исходном состоянии относительно дефор­мирующих сил.

При данном типе решетки дополнительную роль иг­рает склонность к поперечному скольжению.

Важную информацию для понимания закономерно­стей переориентировки решетки при прокатке дают ре­зультаты, получаемые при прокатке монокристаллов с различной исходной ориентировкой.

Металлы и сплавы с г.ц.к. решеткой. Как показали эксперименты на монокристаллах и огромном числе раз­личных поликристаллических металлов с г.ц.к. решет­кой, основной компонентой текстуры прокатки в них яв­ляется {110} <112>. Реже встречается компонента {112} <111> и еще реже слабая кубическая компонен­та {100} <001>.

Общая закономерность такова. При затрудненном поперечном скольжении формируется простая моноком­понентная текстура {110} <112>. По мере облегчения поперечного скольжения появляется и дает все боль­ший вклад компонента {112} <111>. Поэтому в г.ц.к. металлах и сплавах с низкой энергией дефектов упаков­ки Е_д.у, таких как серебро, α-латунь, многие твердые растворы на основе г.ц.к. металлов, как правило, воз­никает только текстура {110} <112>, которую часто называют текстурой латуни или текстурой спла­вов.

Металлы с более высокой энергией Е_д.у, такие как алюминий, никель, медь, дают текстуру {110} <112> + {112} <111>. Ее часто именуют текстурой металла или текстурой меди, хотя высоко чистая медь дает еще более сложную текстуру.

Термин «текстура сплавов» объясняется следующим. Как правило, образование твердых растворов замеще­ния приводит к снижению энергии Е_д.у, и тем сильнее, чем выше валентность легирующей примеси. Поэтому, даже если исходный металл дает текстуру меди, твер­дый раствор заметной концентрации, т. е. сплав на его основе дает простую текстуру {110} <112>. Таким об­разом, с помощью легирования можно воздействовать на текстуру прокатки г.ц.к. металлов.

Такое толкование хорошо объясняет явление так на­зываемого «текстурного перехода». Заключается оно в том, что с повышением температуры деформации и соот­ветственно с облегчением поперечного скольжения про­исходит сдвиг текстурных максимумов от положения, со­ответствующего «текстуре сплава», к положению, соот­ветствующему «текстуре металла». Такой текстурный переход обнаружен в ряде сплавов. В сплавах Сu+2%Gе и Сu+З2%Zn он имеет место при повышении температуры деформации от —196° С до +20° С, в спла­ве Сu+15%Аl соответственно от —196°С до +270°С, в сплаве Со+30% Ni от +20° С до +600° С и т. д.

Только в материале с очень низкой энергией Е_д.у (например, в серебре) удается сохранить текстуру ла­туни до весьма высоких температур прокатки (~0,5 от T_пл).

С позиций симметрии две эти компоненты могут быть объяснены, исходя из представления о прокатке как про­цессе, соединяющем в себе растяжение и сжатие.

Под влиянием растягивающих сил скольжение в г.ц.к. металлах идет по <110>. Направлением резуль­тирующего скольжения для каждой симметрично рас­положенной тройки осей типа <110>, пересекающих­ся в одной точке (см. рис. 167), является одно из направ­лений типа <111>, которое и устанавливается вдоль направления растяжения. При сжатии определенное кри­сталлографическое направление скольжения должно расположиться перпендикулярно направлению сжатия, т. е. перпендикулярно направлению типа <111>.

Исходя из условия перпендикулярности двух направ­лений для кубических решеток (u₁u₂+v₁v₂+w₁w₂=0, где <u₁v₁w₁> соответствует <111>), следует, что в качестве <u₂v₂w₂> могут выступать направления типа <112> и <110>. Но это означает, что перпендику­лярно оси сжатия, т. е. параллельно плоскости прокат­ки, располагаются плоскости {112} и <110>.

Рассуждая аналогично, другим результирующим на­правлением скольжения, но для каждой пары, а не трой­ки направлений типа <110>, может быть одно из на­правлений <112>. Для него возможными значениями <u₂v₂w₂> являются направления <110>, что и при­водит к ориентировке {110} <112>.

Кроме этих двух основных ориентировок, после весь­ма сильной деформации в наружных слоях листов алю­миния и меди часто обнаруживается слабая кубическая компонента текстуры {100} <100>. Характерной осо­бенностью этой компоненты является ее чрезвычайно вы­сокая стабильность при прокатке г.ц.к. металлов. Если прокатке подвергать исходно текстурованный металл, содержащий компоненту {100} {001}, то она обычно со­храняется до высоких степеней деформации (50% и больше).

В литературе имеются указания на то, что при опре­деленных исходных ориентировках {112} <111> и др.) важную роль в изменении текстуры играют процессы двойникования.

Металлы и сплавы с о.ц.к. решеткой. Основной наи­более стабильной ориентировкой прокатанных о.ц.к. ме­таллов и сплавов является текстура {001} <110>. В данном случае, как и в случае аксиальных текстур, различные о.ц.к. металлы ведут себя практически оди­наково.

Характер текстуры, формирующейся при прокатке различно ориентированных монокристаллов, наиболее систематично исследован на кремнистом железе (Fe+3,5%Si). Оказалось, что ориентировка {100} <001> расчленяется при прокатке на {100} <001> + {100} <011>, кристаллы {110} <001> деформируются скольжением и двойникованием по системе {112} <111> и поворотом решетки вокруг {ПО}, что приво­дит к изменению текстуры на {111} <112>. Однако эта ориентировка нестабильна.

При прокатке исходно текстурованного поликристал­лического кремнистого железа с ориентировкой {110} <001> заметное изменение ориентировки начинается с больших степеней деформации (50—70%) и идет в по­следовательности {110} <001>{111} <112>{112} <110{100} <011>.

С уменьшением исходной величины зерна начало ука­занного перехода смещается к меньшим степеням де­формации.

Однако приведенную последовательность переходов нельзя понимать так, что в прокатанных о.ц.к. поли­кристаллах при больших степенях деформации устанав­ливается стабильная монокомпонентная текстура {100} <011>. Текстуры эти всегда рассеянны и многокомпоненты. Наиболее типична для о.ц.к. металлов текстура, найденная впервые для холоднокатаного железа (де­формация ~98%), а затем и на многих других о.ц.к. металлах. Это текстура {100} <011> + {112} <110> +{111} <112>. Кроме этих основных ориентировок, иногда (Мо и др.) наблюдаются и другие слабые компо­ненты.

Металлы и сплавы с гексагональной решеткой. Тек­стура прокатки этих металлов близка к ориентировке {0001} <1120>, однако заметно отклоняется от этой идеальной ориентировки, причем закономерно по-разно­му в зависимости от соотношения осей с/а.

У металлов с отношением с/а= 1,633, близким к от­ношению для плотных упаковок (магний, кобальт), базис­ная плоскость практически параллельна плоскости лис­та, но направление <1120> очень сильно рассеяно вокруг направления прокатки.

Для металлов, у которых с/а< 1,633 (бериллий, гафриний, цирконий, титан), базисная плоскость наклонена к плоскости листа и повернута вокруг направления про­катки (НП) на угол от 15 до 40°. Кроме того, в направ­лении прокатки часто устанавливается направление при­зматического скольжения <1010>.

Наконец, для металлов с с/а> 1,633 (цинк, кадмий) базисная плоскость также наклонена к плоскости листа, но повернута вокруг направления, поперечного прокат­ке (НП).

ТЕКСТУРА ТРУБ. Ограниченные данные по этому вопросу кратко сводятся к следующему. Если схема де­формации такова, что практически уменьшается только толщина стенок д. заготовки без изменения диаметра труб й, то возникающая ориентировка соответствует текстуре прокатки. Если одновременно примерно в оди­наковой степени уменьшаются d и D, то возникает тек­стура волочения. Однако в катаных медных трубах тек­стура волочения несколько отличается от аксиальной. Из двух ориентировок <111>+<100> вторая отли­чалась тем, что вращение вокруг <100> было ограни­ченным. При вновь превалирует текстура прокатки.

Неоднородность текстур по сечению и рассеянию, от­мечавшаяся для аксиальных текстур, еще в большей ме­ре присуща текстурам прокатки. Различие напряженно­го состояния в поверхностных слоях по сравнению с сердцевинными вследствие действия сил трения приводит к неоднородному характеру текстуры по высоте прока­тываемой полосы.

Для многих г.ц.к. металлов текстура на поверхно­сти однокомпонентная, отвечающая ориентировке {100} <011>. Кроме того, из-за разных условий нагрева ме­талла и охлаждения его верхним и нижним валками не­однородность распределения текстур по сечению часто бывает несимметричной.

Характерной особенностью прокатанных о.ц.к. и г.ц.к. металлов является также то, что плоскости, в ко­торых рассеяние ориентировок проявляется наиболее четко и максимально, определенным образом, но по-раз­ному расположены относительно направления прокатки

В металлах и сплавах с о.ц.к. решеткой эти плоско­сти перпендикулярны к (НП) (рис. 169), а с г.ц.к. ре­шеткой симметрично наклонены к (НП) под углом ~30—40° (см. рис. 162). Следы этих плоскостей пока­заны на рисунках штрих-пунктирными линиями. На этих рисунках видна еще одна характерная особенность рас­сеяния в этих плоскостях. На них, как правило, всегда обнаруживаются три максимума распределения плотно­сти полюсов, они обозначены буквами А, В, С.

Эти максимумы начинают проявляться при значитель­ных деформациях (50—60%) и дальше с увеличением степени деформации рас­стояние между максимума­ми уменьшается, но шири­на каждого из них почти не меняется.

В целом же рассеяние текстур прокатки с увеличе­нием степени деформации уменьшается, но начиная с е»90% остается неизмен­ной.

Кроме неоднородности текстур по сечению, при прокатке узких полос может проявляться заметная неод­нородная поперечная де­формация, т. е. неравномер­ное течение металла по ши­рине полосы. В местах ин­тенсивного уширения направление максимальной деформации уже не будет тем же, что в средней части полосы, — это повлечет за собой изменение типа текстуры.

Рис. 169. Расположение относительно направления прокатки (#Л) плоскостей, дающих максимальное рассеяние ориентировок при прокат­ке в о.ц.к. металлах

Особый характер имеет текстурообразование в слу­чае, когда прокатку ведут с изменением направления прокатки на 90° — так называемая перекрестная прокат­ка или на 180°— реверсивная прокатка.

При перекрестной прокатке карбонильного железа и вообще о.ц.к. металлов обнаружено существенное умень­шение рассеяния текстуры. В г.ц.к. металлах, в част­ности меди, текстура после перекрестной прокатки представляла собой наложение двух обычных текстур про­катки, повернутых одна относительно другой на 90°. Кро­ме того, возникают и некоторые другие ориентировки, что в сумме заметно уменьшает анизотропию механиче­ских свойств.

Реверсивность прокатки должна наиболее сильно сказываться на металлах с низкой симметрией. Однако фактических данных очень мало. У меди при реверсив­ной прокатке увеличивается рассеяние текстуры.

Вопрос о текстурообразовании при горячей дефор­мации, сопровождающейся рекристаллизацией, рассмат­ривается в разделе о текстурах рекристаллизации.

ВЛИЯНИЕ НА ТЕКСТУРООБРАЗОВАНИЕ ЛЕГИ­РОВАНИЯ И ГЕТЕРОФАЗНОСТИ СПЛАВОВ. Текстурообразование в однофазных сплавах определяется рядом факторов, из которых важнейшими (кроме условий де­формации) являются тип кристаллической решетки, оп­ределяющий число и характер систем скольжения, а так­же энергия дефектов упаковки, характеризующая склон­ность к поперечному скольжению. Характер влияния этих факторов должен быть ясен из изложенного выше.

Сложнее обстоит дело в случае гетерофазных спла­вов.

Особенности текстурообразования в гетерофазных сплавах представляют двоякий интерес. С одной сторо­ны, такие сплавы чрезвычайно распространены и игра­ют важную роль в технике. С другой стороны, частицы других фаз могут специально вводиться для управления текстурой, причем не только и даже, пожалуй, не столь­ко текстурой деформации, как текстурой рекристалли­зации (см. гл. XI). Закономерности эти в основном оди­наковы для разных схем деформации и поэтому рассмат­риваются в заключение этого раздела.

Эффект влияния гетерофазности зависит от природы частиц второй фазы, их размеров, формы и количества.

В случае, когда обе фазы достаточно пластичны, в каждой из них возникает та текстура, которая свойст­венна данной фазе при данной схеме деформации и в однофазном состоянии. Это показано на двухфазных сплавах: Ag+Cu (28%), Cd+Zn (17%), α+β-латуни.

ТЕКСТУРЫ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

В результате отжига деформированного материала, в котором имелась текстура деформации, как правило, возникает текстура рекристаллизации, которая или иден­тична текстуре деформации, или закономерно от нее от­личается: Практическое значение текстур рекристалли­зации весьма велико и определяется вызываемой ими анизотропией физических и механических свойств. При­меры положительного и отрицательного влияния тексту­ры на свойства приведены в гл. VI.

На тип текстуры рекристаллизации влияет значитель­но большее число факторов, чем на тип текстуры дефор­мации. Последняя формируется в процессе сдвиговой деформации под воздействием ориентировано приложенных внешних сил. В текстурах деформации отчетли­во проявляется значение условий и схемы деформации, числа и типа действующих систем скольжения, особен­ности поведения дислокаций в данном материале.

Формирование текстур рекристаллизации происходит при нагреве и связано со структурными изменениями, направление которых определяется стремлением системы к уменьшению энергии и внутренними, локально весьма неоднородными движущими силами процесса. Оно реа­лизуется путем термически активируемых процессов об­разования центров первичной рекристаллизации и их роста за счет деформированной матрицы и друг друга.

Скольжение дислокаций участвует лишь в самой на­чальной стадии формирования зародышей. Дальнейшие стадии процесса связаны с переползанием дислокаций, с движением болыпеугловых границ, с коллективными атомными перемещениями и диффузией одиночных ато­мов, абсолютной и относительной разницей в объемной, зернограничной и поверхностной энергии границ зерен разных текстурных компонент, с тормозящей ролью ча­стиц дисперсных фаз.

Поэтому на типе текстур рекристаллизации менее от­четливо проявляется кристаллография скольжения. Су­щественными оказываются химический состав, примеси и особенно частицы нерастворенных фаз, их дисперс­ность, характер распределения и способность в ряде слу­чаев избирательно взаимодействовать с границами раз­ного типа, локальная неоднородность плотности дисло­каций, исходная величина зерна, а также текстура де­формации, в том числе в локальных объемах, т. е. пре­дыстория образца, температура и длительность отжига, атмосфера, в которой проводится отжиг, толщина изде­лия и т. д.

Влияние состава отчетливо проявляется при сопос­тавлении данных для изоморфных материалов с одина­ковыми системами скольжения, как следствие этого, с одинаковыми текстурами деформации. Примером, ставшим классическим, являются результаты, полученные впервые Глокером с сотр. на меди и серебре, прокатан­ных на 99,9%. Текстура прокатки оказалась в обоих слу­чаях одинаковой {011} <211>, а текстуры рекристал­лизации— различными: в меди текстура куба {100} <001>, в серебре текстура {113} <211>, которая по­лучается из текстуры прокатки поворотом вокруг оси <211> на ±31,5°. Кроме того, при повышении темпе­ратуры отжига текстура куба в меди сохраняется чет­ко, тогда как текстура {113} <211> в серебре стано­вится менее четко выраженной.

Малые примеси (сотые и десятые доли атомных про­центов) слабо влияют на текстуру деформации, тогда как их влияние на тип текстуры рекристаллизации очень велико.

Упомянутая ранее текстура куба очень распростра­нена в металлах и сплавах с решеткой г.ц.к. Она обра­зуется при рекристаллизации прокатанных меди, нике­ля, золота, свинца, серебра (примесей <5-10•10^-3 ат), сплавов Fe—Ni (30—100% Ni), Ni—Mn (1% Mn); Cu—Zn (до 1%2п), в некоторых тройных сплавах же­леза, никеля и меди.

Вместе с тем текстура куба оказалась очень чувстви­тельной к малым добавкам. Добавки в медь алюминия (0,2%) и кадмия (0,1%) благоприятствуют образова­нию текстуры куба, тогда как введение 0,0025% (ат.) фосфора в медь чистотой 99,99% (по массе) подавляет образование кубической текстуры и обеспечивает полное рассеяние текстуры рекристаллизации после отжига (прокатка с обжатием 95%, отжиг 1 ч при 300°С). В то же время заметного влияния на текстуру холодной про­катки меди фосфор не оказывает.

Малые количества железа, растворенного в техничес­ки чистом алюминии (99,8%), уничтожают текстуру ре­кристаллизации, тогда как более высокое содержание железа, при котором оно выделяется в виде избыточной второй фазы, такого действия не оказывает.

Для того чтобы малые добавки устраняли текстуру рекристаллизации, они должны быть поверхностно ак­тивными, не изоморфными с основным металлом и рас­творенными в нем. Усложнение текстуры рекристаллиза­ции в медных сплавах и приближение ее к неупорядо­ченному расположению ориентировок дают элементы, растворимые в меди и интенсивно повышающие при этом твердость.

Существенное влияние на тип текстуры рекристалли­зации оказывают также температура и длительность от­жига.

Однако в настоящее время еще невозможно уверен­но сформулировать условия, необходимые и достаточные для изменения типа текстур рекристаллизации.

Из рассмотрения механизма рекристаллизации (см. гл. VII—IX) следуют два момента, важные для понима­ния текстурообразования. Во-первых, то, что условия протекания рекристаллизации обусловлены прежде всего структурой, сформировавшейся при деформации, и пре­жде всего особенностями и характером различия этой структуры в локальных соседних объемах металла. Во-вторых, то, что при рекристаллизации не могут образоваться ориентировки, которых не было бы в деформиро­ванном материале, точнее, которые бы от них существен­но отличались.

Однако, как видно из примеров, приведенных ранее, это не означает, что текстура, образовавшаяся при де­формации, однозначно предопределяет текстуру рекри­сталлизации.

Опыт показывает, что при одной и той же исходной текстуре деформации, включая ее слабые компоненты, невыявляемые обычными методами, можно получить при отжиге разные текстуры рекристаллизации. Этого мож­но добиться, меняя условия нагрева и чистоту металла, используя фазовые превращения, и др.

Поэтому основной вопрос теории текстурообразования состоит в том, на какой стадии происходит отбор ориентировок, приводящий к текстурам рекристаллиза­ции: на стадии образования центров рекристаллизации или в процессе их дальнейшего роста. Рассмотрим крат­ко имеющиеся представления по этому вопросу.