2. Основные типы текстурных изменений при рекристаллизации

СОХРАНЕНИЕ ПРИ ОТЖИГЕ ТЕКСТУРЫ ДЕФОР­МАЦИИ. Самым простым объяснением механизма со­хранения при отжиге текстуры деформации является то, что в данном случае определяющим является ориен­тированное зарождение центров рекристаллизации, име­ющих ту же ориентировку, что и основной объем дефор­мированной матрицы. Как будет показано, это представ­ление справедливо, но не является исчерпывающим.

Можно назвать, по крайней мере, три возможных способа сохранения текстуры деформации: первые два из них, видимо, имеют универсальное значение, третий может быть использован лишь в частных случаях.

Рассмотрим эти случаи:

1. Кратковременный отжиг материала, деформиро­ванного на высокую степень в условиях скоростного на­грева (например, индукционный или контактный элек­тронагрев), на температуру, превышающую для обыч­ных скоростей нагрева.

В этих условиях за небольшое время пребывания при высокой температуре успевают оформиться зародыши рекристаллизации из субзерен не только в участках с максимальной кривизной решетки, но и в областях, ме­нее благоприятных для зародышеобразования. Ориентировка зародышей будет соответствовать ориентировке микроучастков деформированного материала, в которых они зародились, т. е. реализуется в чистом виде ориен­тированное зародышеобразование. Вместе с тем кратко­временность пребывания при высокой температуре не дает возможности развиться сколь-нибудь заметно соби­рательной или вторичной рекристаллизации. Таким пу­тем можно сохранить полностью текстуру деформации или в крайнем случае в качестве превалирующей компо­ненту при небольшой доле других ориентировок.

П. Д. Избранов, В. А. Павлов, Н. М. Родигин каче­ственно изучали текстуру рекристаллизации в трансфор­маторной стали [3,54% (по массе ) Si] в зависимости от продолжительности отжига. Были использованы боль­шие скорости нагрева (1000—1100°С/с). На 1 стадии рекристаллизации текстура оказалась такой же, как и текстура деформации, но еще более четкой. В процессе дальнейшей изотермической выдержки текстура почти полностью исчезла, затем появилась и стала усиливать­ся новая ориентировка, отличная от деформационной. Аналогичный результат получили при нагреве с разны­ми скоростями деформированной стали 10.

2. Нагрев с обычной скоростью до относительно не­высоких температур, при котором успевает совершить­ся первичная рекристаллизация из большого числа цен­тров и практически не развивается собирательная. В подтверждение можно привести следующие при­меры.

В холоднотянутой алюминиевой проволоке (99,95% Al) с аксиальной текстурой <111> последняя сохранилась после отжига при 500° С и сменилась тек­стурой <112> после отжига при 600° С.

Сплав Fe+3% Si подвергали отжигу при 650 и 925° С. В первом случае текстура рекристаллизации оказалась идентичной текстуре деформации, а во втором — отлич­ной от нее. Чем больше степень деформации и острее текстура деформации, тем четче последняя повторяется текстурой рекристаллизации при низкотемпературном отжиге.

3. Возврат и начальные стадии рекристаллизации в условиях параллельно протекающего распада пересы­щенных твердых растворов. В этом случае рост субзерен и зародышей рекристаллизации и связанное с этим «пое­дание» зерен одной ориентировки быстрее растущими зернами другой ориентировки становятся невозможными из-за барьерного действия частиц.

Примером роли такого механизма могут служить данные, полученные на листовой низкоуглеродистой стали с добавками ниобия (Nb 0,126%, C 0,015%). Лис­ты после холодной прокатки на 40—90% отжигали при 800°С, 10 ч. Текстура рекристаллизации оказалась по­добной текстуре прокатки с сохранением основной сос­тавляющей типа {111} <111>. Торможение развития составляющей {110} <001> осуществлялось выделе­ниями, содержащими ниобий, размером ~ 15 нм.

В стали, содержащей меньшее количество ниобия и углерода (Nb 0,039%, С 0,003%), такого эффекта не на­блюдали.

Таким образом, большое количество дисперсных ча­стиц, их высокая дисперсность и устойчивость против коагуляции являются условием сохранения текстуры деформации стареющих сплавов. Вместе с тем выделе­ния не должны быть когерентными с матрицей, в про­тивном случае они будут выделяться на дислокациях, задерживать их перераспределение и формирование центров рекристаллизации, а не только их рост.

Особенностью описанных приемов является то, что при их использовании текстура рекристаллизации повторяет текстуру деформации.

На практике возможны случаи, когда некоторые из этих приемов и явлений (скоростной кратковременный высокотемпературный нагрев, низкотемпературный на­грев, наложения распада на рекристаллизацию и др.) являются технологически неизбежными. В этих случаях воздействие на текстуру рекристаллизации возможно только через воздействие на текстуру деформации, кото­рой можно управлять, изменяя условия деформации (степень, температуру, скорость и т. д.) или легируя сплав.

ИЗМЕНЕНИЕ ТЕКСТУРЫ НА РАЗНЫХ СТАДИЯХ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ. Изменение текстуры в процес­се рекристаллизации, тем более неоднократное, связано, как правило, с одновременным действием ориентирован­ных зарождения и роста при превалирующей роли како­го-то из этих процессов или только с ориентированным ростом.

Превалирующая роль ориентированного роста прояв­ляется в тех случаях, когда на начальной стадии отжига возникают зародыши разных ориентации и для получения заданной текстуры необходимо создать предпочти­тельные условия для развития соответствующей компо­ненты.

Превалирующая роль ориентированного зарождения проявляется в тех случаях, когда с помощью специаль­ных приемов затормаживается зарождение ненужной компоненты.

ЗАМЕНА В ПРОЦЕССЕ ВТОРИЧНОЙ РЕКРИ­СТАЛЛИЗАЦИИ ОСНОВНОЙ КОМПОНЕНТЫ СЛА­БЫМИ КОМПОНЕНТАМИ ТЕКСТУРЫ ПЕРВИЧНОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ. Общей закономерностью для текстурных изменений на стадии вторичной рекристал­лизации в системе, состоящей из основной и слабой ком­поненты, должны быть превращения части зерен слабой компоненты в центры вторичной рекристаллизации и ко­нечное превращение слабой компоненты в основную.

Действительно, после того как зерна основной ком­поненты, окружающие зерно слабой компоненты, вырас­тут за его счет, их дальнейший рост прекратится или резко замедлится, так как соседями станут зерна тех же ориентировок. При этом чем меньше рассеяние текстуры основной компоненты, тем сильнее будет это замедле­ние роста. Что касается тех немногих зерен слабой ком­поненты, которые будут расти за счет окружения, то по мере своего роста скорость миграции их границ будет не уменьшаться, а возрастать, так как движущая сила, свя­занная с разностью поверхностной энергии (разностью размеров зерен), будет непрерывно увеличиваться. Под­вижность же границ, определяемая разориентировками растущего зерна и окружения, будет оставаться высо­кой.

Если к тому же имеется благоприятное различие в объемной энергии (зерна слабой компоненты совершен­нее зерен основной компоненты), то рассмотренный про­цесс будет еще более вероятным.

Рассмотрим два конкретных примера.

ОБРАЗОВАНИЕ КУБИЧЕСКОЙ ТЕКСТУРЫ ПРИ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ С Г. Ц. К. РЕШЕТКОЙ. Многими авторами было показа­но, что в металлах и сплавах, в которых при деформации образуется в качестве основной текстура типа меди {110} <112> + {112} <111> (медь и сплавы на ее ос­нове, технический алюминий и его сплавы, сплавы си­стем Fе—Ni и др.), при рекристаллизации возникает кубическая текстура {100} <001> в качестве основной или чаще в сочетании с текстурой, повторяющей тексту­ру прокатки.

Резкая анизотропия (фестонистость) механических и физических (магнитные) свойств, вызываемая кубичес­кой текстурой, делает важным изучение закономерностей ее образования и разработку способов ее предотвраще­ния.

Установлено, что текстура куба образуется при от­жиге только в тех случаях, когда текстура деформации содержит в качестве одной из основных компоненту {112} <111>, за счет которой при отжиге и развивает­ся текстура куба. Чем больше степень деформации и чем меньше величина зерна перед последним обжатием при холодной прокатке, тем более четкой и острой получает­ся кубическая текстура, формирующаяся при рекристал­лизации. Так, четкая текстура куба образуется при ре­кристаллизации меди, если степень деформации была не меньше 80%, а величина исходного зерна не больше 20 мкм. С дальнейшим увеличением степени деформации необходимый минимальный размер исходного зерна уве­личивается.

Кубическая текстура возникает при рекристаллиза­ции и в тех случаях, когда при обычных методах иссле­дования ее следы в текстуре деформации не обнаружи­ваются.

Наиболее вероятный механизм образования кубичес­кой текстуры предложен Барретом и Беком с сотр. и ос­нован на идее ориентированного роста. Из образующихся зародышей любой ориентировки наибольшей скоростью роста будут обладать те, для которых соблюдается бла­гоприятная ориентационная связь с решеткой матрицы. Для металлов и сплавов с г.ц.к. решеткой — это пово­рот на 40°С вокруг <111>. Для кубической ориенти­ровки общей с ней осью < 111 > обладает любая из рав­нозначных ориентировок, входящих в идеальную тексту­ру прокатки. Они совпадают при повороте на 45° С.

Благоприятную ориентационную связь (общий по­люс <111>) имеют между собой и каждая пара из че­тырех компонент идеальной структуры проката. Кубическая же текстура имеет благоприятную ориентировку по отношению ко всем четырем компонентам текстуры проката. Поэтому текстуре куба, как правило, сопутст­вует текстура проката, но превалирует текстура куба. При этом чем мельче исходное зерно, тем больше ве­роятность того, что растущее зерно кубической ориента­ции будет контактировать со всеми четырьмя компонен­тами текстуры прокатки. Так объясняет эта гипотеза благоприятную роль уменьшения величины исходного зерна перед последней прокаткой.

Образованию кубической текстуры, кроме укрупне­ния величины исходного зерна, препятствует также на­личие в сплаве частиц второй фазы высокой дисперс­ности.

ФОРМИРОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ ЛАТУНИ (30% Zn). Идеальной текстурой прокатки латуни является {110} <С112>, при рекристаллизации листовой латуни обычно возникает текстура {225} <734>, которая, как видно из сравнения кристаллографических индексов, очень близка к идеальной ориентировке.

Текстура {225} <734> имеет благоприятное ориентационное соотношение с основными компонентами ре­альной текстуры деформации латуни {110} <112>, {110} <001>. Переход первой из них в ориентировку {225} <734> связан с поворотом на 30°, а второй — на 45° вокруг общего полюса <111>. Кроме того, текстура {225} <734> благоприятно ориентирована и по отно­шению к области рассеяния вокруг основных компонен­тов текстуры.

ТЕКСТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ, ВЫЗВАННЫЕ РОС­ТОВОЙ селекцией, зависящей от темпера­туры. Можно назвать несколько причин подобных из­менений.

Если после первичной рекристаллизации наряду с острой основной текстурой присутствует малое число центров иной ориентации, то при определенной темпера­туре начнется их рост за счет основной компоненты, от которой они отделены подвижными границами (вторич­ная рекристаллизация). Но энергия активации миграции центров с разной разориентировкой относительно матри­цы будет разной. В таком случае при низкой температу­ре будет превалировать рост центров с меньшей энергией активации миграции, а при высоких температурах — с большой величиной Q.

Сходный эффект может быть получен и в том случае, когда рост центров сдерживается до определенного температурного уровня частицами дисперсных фаз, ко­торые выше этого уровня растворяются и снимают свое барьерное действие.

На практике известны также случаи, когда последо­вательная смена текстур при отжиге вызывается сменя­ющими друг друга разными стадиями рекристаллизации. Наиболее изучены подобные случаи в тонких листах (0,3 мм) кремнистого железа (трансформаторной ста­ли). Многокомпонентная текстура первичной рекристал­лизации заменяется в ней в процессе вторичной рекри­сталлизации преимущественно ребровой текстурой {110} <001>, а последняя при отжиге (1100°С) в условиях высокого вакуума переходит в текстуру куба.

ИЗМЕНЕНИЕ ТЕКСТУРЫ ПОД ПРЕВАЛИРУЮ­ЩИМ ВЛИЯНИЕМ ОРИЕНТИРОВАННОГО ЗАРОЖ­ДЕНИЯ. В качестве примера могут быть приведены два практически важных случаях.

1. Получение текстуры в низкоуглеродистой стали для глубокой вытяжки. Склонность материала к глубо­кой вытяжке принято оценивать с помощью показате­лей пластической анизотропии R, характеризующего отношение изменения ширины к изменению толщины плоского образца при его растяжении. Материал, при­годный для глубокой вытяжки, должен обладать значе­нием R>1. Обычно у используемых для этих целей ма­териалов R=2 и более.

Величина R определяется характером текстуры. Наи­более благоприятна ориентировка {111} <uvw>, наи­менее благоприятна {001} <110>. Изменения в соот­ношении указанных компонентов текстуры резко влияют на показатель R.

Таким образом, задача сводится к тому, чтобы при отжиге из текстуры деформации (прокатки) получить текстуру с основными компонентами {111} <uvw>.

В текстуре прокатки основными являются компонен­ты {111} + {001}. Если не принимать специальных мер, то и в текстуре первичной рекристаллизации сохранят­ся обе эти компоненты и значение К. будет неблагоприят­ным.

Основными сталями, используемыми для глубокой штамповки (автомобильный лист и др.), являются сталь спокойной выплавки, раскисленная алюминием 08Ю и кипящая сталь 08кп. При нагреве после холодной про­катки в обеих этих сталях, кроме рекристаллизации, про­исходит распад пересыщенного твердого раствора.

В стали 08Ю выделяется нитрид алюминия AlN, тем­пература интенсивного распада выше 600° С. В стали 08кп выделяется в основном карбид железа (цементит), температура интенсивного распада ~500°С.

Вместе с тем, как показал тщательныйструктурный анализ (рентгеноструктурный и электронномикроскопический), компоненты текстуры деформации {111} и {100} различаются по степени наклепа. Компонента {111} бо­лее наклепана — выше плотность дислокаций, больше разориентировки между соседними ячейками, меньше размеры ячеек, но больше разброс по размерам, чем у компоненты {100}. Следовательно, в объемах {111}, с одной стороны, больше скорость формирования центров рекристаллизации, которая начинается в холодноката­ных листах примерно при 500°С, а с другой — выше ско­рость распада пересыщенного раствора тормозить за­рождение разных текстурных компонент можно в этих условиях с помощью разной скорости нагрева.

Для торможения развития компоненты {100} в листах из стали 08Ю их следует нагревать медленно. Тогда центры рекристаллизации {111} успеют реализоваться еще до того, как начнется интенсивное выделение нитри­дов алюминия. При высокой скорости нагрева листы приобретут температуру 600—700°С еще до того, как сформируются центры {111}, а начавшееся выделение нитридов, более интенсивное в сильнее наклепанных объемах {111}, затормозит перераспределение в них дислокаций и формирование центров. В объемах {100} распад будет менее интенсивным, эффект торможения рекристаллизации будет слабым. Образовавшиеся цент­ры рекристаллизации будут иметь преимущественно ориентировку {100}.

Листы стали 08кп для образования в них текстуры рекристаллизации {111} нужно, наоборот, нагревать с большей скоростью, чтобы «проскочить» температуру ин­тенсивного выделения карбидов (500°С) и предотвра­тить торможение формирования центров рекристаллиза­ции {111}. При медленном нагреве карбиды, преиму­щественно выделяясь предпочтительно в объемах {111}, затормозят формирование в них центров. В объемах {100} эффект торможения будет выражен слабее.

2. Получение ребровой текстуры в трансформаторной стали для уменьшения потерь на перемагничивание. В промышленной трансформаторной стали ведущая роль ориентированного зарождения проявляется в том, что на стадии первичной рекристаллизации в текстуре по­является ребровой компонента {110} <001>, практи­чески отсутствующая в текстуре деформации.

Рис. 223. Зародыш рекристаллизации ребровой ориентировки в трансформаторной стали, образовавшийся в переходной и растущей в со­седние полосы деформации типа { 111} <112>

Установлено, что условием образования при первич­ной рекристаллизации зерен {110} <001> является наличие компоненты {111} <112> в текстуре деформа­ции. Кристаллиты {111} <112> содержат, по крайней мере, пять типов микрозон, отличающихся дислокацион­ной структурой, характером локальных разориентировок и как следствие условиями протекания в них первичной рекристаллизации. Это полосы деформации, имеющие ориентировку {111} <112>, переходные полосы, двой­ники деформации, приграничные области и области во­круг включений. Местами предпочтительного образова­ния центров ребровой ориентировки являются переход­ные полосы, когерентно соединяющие соседние полосы деформации. Переходные полосы имеют небольшую ши­рину и характерны наличием закономерных разориен­тировок образующих их субзерен, обеспечивающих кристаллоструктурную связь соседних полос деформации, например (111) [112] и (111) [112]. Срединные объемы таких переходных полос имеют ориентировку, близкую к {110} <001>, и разориентированы относительно со­седних полос деформации примерно на 30° вокруг общего направления [ПО], т.е. на угол, отвечающий максималь­ной подвижности разделяющих границ. Субзерна в этих срединных объемах имеют наиболее благоприятные ус­ловия для быстрейшего превращения их в зародыши ре­кристаллизации ребровой ориентировки. Их угол разориентировки относительно матрицы в процессе роста нарастает быстрее, чем у субзерен других микрозон.

Статистика показывает, что из всех возможных ори­ентировок между {111} <112> и {110} <001> наи­большую долю у возникающих в переходных полосах за­родышей составляют последние ориентировки. Это мож­но объяснить тем, что угол разориентировки этих заро­дышей нарастает быстрее, чем у других. Именно эти зародыши отделены от матриц, в которую они растут гра­ницами наибольшей подвижности. На рис. 223 показан зародыш рекристаллизации ребровой ориентировки об­разовавшийся в переходной полосе и растущий в сосед­ние полосы деформации типа {111} <112>. При не­большом увеличении переходная полоса выглядит как линейная граница.

Вклад зародышей {110} <001> в текстуру должен быть больше в крупнозернистом материале, в котором больше объемная доля переходных полос.

При степенях деформации выше 70—80% (в зависи­мости от величины исходного зерна) в текстуре прокат­ки развиваются ориентировки {112} <110> и {001} <110> в ущерб ориентировке {111} <112>, что ухуд­шает условия образования ребровой текстуры. Опти­мальная степень деформации составляет 40—70%.

В соответствии со сказанным ранее первичная рекри­сталлизация приводит только к появлению в текстуре четкой компоненты {110} <001>, но при этом послед­няя еще не является доминирующей. Превращение этой компоненты в основную происходит только на стадии вто­ричной рекристаллизации, в процессе которой центры {110} <001> растут быстрее, чем центры других ори­ентировок. Чтобы это произошло, границы основной мас­сы зерен должны быть стабилизированы до определен­ной температуры дисперсными частицами вторых фаз («ингибиторами»).

При изучении влияния на текстурообразование в мо­нокристаллах {110} <001> кремнистого железа нитридных частиц, введенных после деформации азотирова­нием при температуре на 100°С ниже последующего ре-кристаллизационного отжига, было установлено, что наличие нитридных частиц резко уменьшило скорость об­разования зародышей рекристаллизации, практически не изменив скорость их роста. Особенно резко уменьшилась скорость образования зародышей {110} <001>, возни­кающих в переходных полосах. В результате в монокри­сталле с нитридными частицами доля компоненты {hkl} <001> в текстуре первичной рекристаллизации соста­вила 80% вместо 20% при отсутствии этих частиц. Таким образом, частицы второй фазы, избирательно воздейст­вуя на ориентированное зарождение, изменили текстуру на стадии первичной рекристаллизации.

ОСЛАБЛЕНИЕ ТЕКСТУРЫ ПРИ РЕКРИСТАЛЛИ­ЗАЦИИ. Пути ослабления текстуры деформации или предотвращения образования острых текстур рекристал­лизации с помощью рекристаллизационных отжигов изучены слабо. Относительно более детально они изу­чены применительно к условиям получения малотекстурованной электротехнической (динамной) стали. Вместе с тем предшествующее рассмотрение условий получения разного типа текстур позволяет указать некоторые спо­собы ослабления текстур и связанной с ними анизотро­пии, если она нежелательна.

Введение в сплав значительного количества крупных частиц второй фазы (>0,1 мкм) с одновременным ис­пользованием высоких скоростей нагрева. При деформа­ции в этом случае образуется менее четкая и более мно­гокомпонентная текстура. При нагреве с высокой ско­ростью реализуется максимальное число центров, в том числе вблизи частиц вторых фаз, которые будут хаотич­но ориентированы.

Если частицы заметно отличаются от матрицы коэф­фициентом термического расширения, то дополнительно могут возникать случайно ориентированные центры за счет фазового наклепа. В этом случае весьма эффектив­ным должно оказаться термоциклирование (чередование нагревов и охлаждений).

Следует отметить, что описанный способ эффективен, если количество частиц велико и межчастичное расстоя­ние соответственно мало. Зародыши рекристаллизации, возникающие у частиц вторых фаз из-за фазового наклепа, менее совершенны, чем зародыши рекристаллизации, возникающие в других участках решетки. Поэтому при малом числе частиц образующиеся вблизи них зароды­ши окажутся поглощенными при отжиге растущими бо­лее совершенными центрами.

Использование для управления текстурой и подавле­ния компонент с малым инкубационным периодом про­межуточного отжига на частичную рекристаллизацию с последующей деформацией на небольшую степень (околокритическую). Этот способ основан на использовании ряда моментов: во-первых, разной продолжительности инкубационного периода формирования зародышей раз­ных текстурных компонент, во-вторых, ориентационной зависимости наклепываемости кристаллов и, в-третьих, зависимости термической стабильности структурных де­фектов от характера и плотности последних.

Метод особенно эффективен в том случае, когда воз­никающие при промежуточном отжиге центры обладают ориентировкой, благоприятной для множественного скольжения. Тогда даже небольшой наклеп вызовет их рекристаллизацию с потерей ориентировки, которую они имели после промежуточного нагрева.

Использование наложения на процесс рекристалли­зации фазовой перекристаллизации. Этот прием имеет ограниченное применение только к таким сплавам, кото­рые испытывают фазовое превращение при температу­рах, близких к температуре рекристаллизации. В неко­торых случаях достаточно введения в сплав небольших количеств примесей, чтобы такое превращение стало возможным. Характерным примером этого является динамная сталь. Введение в сплав Fe+(2,5—3)%Si не­больших количеств углерода (~0,03%) вызывает в спла­ве – превращение при температуре около 800 °С.

При быстром нагреве и последующее при ох­лаждении - превращение вызывают резкое ослабле­ние текстуры. Этот способ нашел практическое примене­ние при производстве малотекстурованной динамной стали.

Приведенные примеры иллюстрируют закономерно­сти текстурообразования и влияние на него разных фак­торов. Они обусловливают также некоторые пути уп­равления этим важным видом структурных изменений.

НЕОДНОРОДНСОТЬ ДЕФОРМАЦИИ

1. Неоднородность деформации металлов и сплавов

Пластические и прочностные свойства металлов и сплавов зависят от взаимодействия между отдельными зернами и структурными состав­ляющими, которое, в свою очередь, определяется способностью от­дельных зерен к деформации и упрочнению. Прочностные и пластиче­ские свойства поликристаллического металла являются интеграль­ными по отношению к свойствам отдельных зерен и структурных со­ставляющих.

Одной из важнейших закономерностей деформации металлов и сплавов является ее неоднородный характер. Речь идет о природной микронеоднородности деформации металла, которую следует отли­чать от неравномерности деформации, связанной с режимом деформи­рования. Неравномерность пластической деформации может прояв­ляться внутри зерен, в их группе и в отдельных частях деформируе­мого тела. Поэтому различают субмикроскопическую, микроскопи­ческую и макроскопическую неоднородности деформации, которые названы соответственно неравномерностями деформации I, II и III ро­да. Неравномерность деформации I рода всегда сопровождается двумя другими.

Субмикроскопическая неоднородность деформации проявляется в пределах зерна. Сдвиговые процессы, осуществляемые движением дислокаций в плоскостях скольжения, распределяются в объеме кристалла неравномерно: деформация сосредоточена в полосах скольжения, в то время как в участках кристалла, расположенных между ними, деформация может не развиваться. Скольжение происходит в плоскостях с наибольшей ретикулярной плотностью атомов, а активность тих плоскостей зависит от их ориентировки по отношению к внешнему напряжению. Даже при значительной степени деформации количество таких плоскостей не превышает 1 %. Двойникование, как и скольжение дислокаций и дисклинаций, также происходит в определенных плоскостях и направлениях. Внутри одного зерна можно обнаружить участки, отличающиеся по степени деформации в 10 раз. Микроскопическая неоднородность деформации определяется взаимодействием зерен. Развитие деформации отдельных зерен поликристаллического металла зависит от кристаллографической ориентировке их по отношению к внешней нагрузке. Деформация начинается зернах, которые благоприятно расположены по отношению к внешним напряжениям, затем происходит эстафетная передача скольжения в соседние зерна или деформация активизируется в менее благоприятно ориентированных зернах. В связи с барьерным эффектом границ зерен деформация внутри каждого зерна осуществляется неодинаково: центральная часть зерна деформируется больше, чем области вблизи границ. Неоднородность дефор­мации может быть вызвана и неоднород­ным распределением примесей в зернах.

Рис.1. Схема расположения реперных точек

для исследования неоднородности

Неодновременный характер деформа­ции отдельных объемов зерна и соседних зерен вызывает изгибы и локальные по­вороты решетки, такие, как двойникование, полосы сброса. В результате сте­пень деформации, зерен различна и при средней макроскопической степени дефор­мации, например 20%, в поликристал­лическом металле оказываются зерна, степень деформации кото­рых колеблется от 0 до 70 %. Неоднородность внутризеренной де­формации усугубляется присутствием частиц второй фазы, неметал­лических включений» которые могут быть пластичными или жесткими.

При повышении температуры неоднородность деформации увели­чивается в связи с развитием межзеренного проскальзывания, кото­рое также начинается неодновременно, в зависимости от ориентировки границ по отношению к внешнему напряжению и от разориентировки соседних зерен. Величина пластической деформации, вызванной межзеренным проскальзыванием, составляет примерно 8—12 % от пол­ной деформации, включающей суммарное действие внутризеренной и межзеренной деформации. Динамическая миграция границ зерен вносит свой вклад в неоднородное развитие деформации. Способность границ к миграции зависит от их ориентировки: когда граница зерен параллельна внешнему напряжению, движущая сила, действующая на границу, направлена в сторону зерна с большим пределом упру­гости, когда же граница перпендикулярна к внешнему напряжению, она движется в сторону зерна с меньшим пределом упругости. След­ствием неоднородного развития деформации является образование текстур деформации (кристаллографических и структурных).

Рассмотрим механизм развития микронеоднородной деформации на примере растяжения сплава железа, содержащего 0,06 % углерода и 0,04 % алюминия при температурах 25—1100 °С. Определенный участок образца по прямой линии разбивали на интервалы длиной = 10 мм (рис. 1). Деформацию образца осуществляли в три ступени до степеней деформации 4, 8 и 12 %, т. е. до значений сред­ней деформации образца . При достижении каждой из этих трех степеней деформации замеряли степень деформации всех интервалов

где , и — соответственно конечная и начальная длина микроинтер­вала. Интенсивность деформации интервала оценивали путем под­счета параметра относительной локальной неоднородности . Если, степень деформации интервала равна , если же или , то эта величина достигает соответственно боль­шего или-меньшего значения по сравнению со значением .

При температуре 25-400 °С, когда развивается внутризеренное скольжение происходит неоднородная деформация по отдельным микроинтервалам. Наблюдаются участки, которых больше и меньше , для них значения достигают - 0,7...+1. Однако после всех трех ступеней деформирования одни и те же участки сохраняют уро­вень деформации относительно , т. е. если на первой ступени значение > 0, оно сохраняется и в дальнейшем. При 500—700 С поло­жительные отклонения от усредненной деформации по отдельным интервалам возрастают, достигает +1,5…+1,8. Это объясняется некоторым разупрочнением границ зерен (т. е. появлением признаков миграции границ), хотя в основном механизм внутризеренного скольжения сохраняется и на большинстве интервалов = - 0,9 ...+ 1. Как и при более низких температурах, в этом случае уровень локально повышенной ( > 0) или пониженной ( < 0) деформации относительно среднего значения сохраняется на всех участках. По­этому можно говорить о том, что в интервале температур 25—700 °С происходит стабильное микронеоднородное деформирование.

Повышение температуры деформации до 900 °С и выше влияет на характер распределения микронеоднородной деформации. Наблюдает­ся изменение знака локальной деформации на многих микроинтер­валах, т. е. резкое колебание интенсивности накопления деформации. После второй и третьей ступеней деформирования примерно у поло­вины интервалов изменился знак показателя с «+» на «—» и наобо­рот. У большинства интервалов = - 1 ...+ 1, но в отдельных слу­чаях, как и при температурах 500—700 °С, достигал +1,5 ...+ 1,8. При высоких температурах решающую роль в процессе деформации играют проскальзывание по границам зерен, миграция границ, дина­мические возврат и рекристаллизация. Горячий наклеп в зернах про­исходит с разной скоростью и в неодинаковой степени, поэтому в какой-то момент в одних зернах проходит динамический возврат, в дру­гих — динамическая рекристаллизация, в третьих — новый цикл упрочнения и т. д. Поэтому в процессе деформации имеет место непре­рывная перестройка структуры сплава, и можно считать, что идет нестабильное микронеоднородное деформирование. Наложение очагов повышенной и пониженной микронеоднородной деформации приводит в результате к более равномерному распределению микродеформации при повышении степени де­формации образца.

Неоднородное распределение микродеформаций в поликристал — закономерное явление. Оно предопределяется различной ориен­тацией зерен, которая обусловливает упругую, прочностную и пластическую анизотропию поликристаллических металлов и сплавов. Температура деформации влияет на механизм развития деформации металлов. Структура сплавов может состоять из двух фаз — жесткой и пластической (одна фаза деформируется, а зерна другой тормозят развитие деформации) - или из двух пластичных фаз, обладающих разной способностью к упрочнению и динамическому разупрочнению. В по следнем случае деформация начинается в той фазе, которая пластич­нее, более жесткая фаза в это время деформируется упруго, Затем с повышением степени деформации в процесс вовлекается другая фаза. При холодной деформации это приводит к разной скорости упрочнения фаз и в итоге к неоднородному упрочнению сплава. В процессе горячей деформации в фазе, деформирующейся первой, протекают процессы разупрочнения, в то время как в другой фазе развивается горячий наклеп и к моменту начала в ней разупрочнения в первой фазе вновь идет упрочнение и т. д. Неоднородность деформации двух­фазных сплавов и сплавов со сложной структурой выражена сильнее, чем однофазных (вследствие различия механических свойств фаз).

Макроскопическая неоднородность деформации предопределена характером внешнего деформирующего воздействия. Внешние напря­жения имеют определенную направленность, в результате чего возни­кает зональная неравномерность течения деформации. Например, одноосное сжатие цилиндрического образца на 25 % приводит к фак­тическому колебанию деформации по высоте от 10 до 50 %. Сложнее распределены напряжения при двухосном растяжении и сжатии, из­гибе (максимальные напряжения приходятся на середину образца), прессовании (пластическая зона сосредоточена вблизи матрицы).

Для каждого вида деформации в образце можно выделить очаг, в котором она локализована. Например, при одноосном растяжении уменьшается площадь сечения на небольшом участке длины образца, т. е. образуется шейка. Мерой локализации деформации служит коэффициент локализации деформации K, который определяется по формуле:

где D₀ и d₀ — соответственно начальный и текущий диаметры образца; δ — относительное удлинение. Значение этого коэффициента не ос­тается постоянным в процессе деформации. Если относительное су­жение ψ<20 %, то К стремится к нулю, т. е. деформация локали­зована незначительно; изменение ψ от 20 до 60 % вызывает увеличе­ние К до 0,5, возрастание ψ > от 60 до 90 % способствует повышению К почти в четыре раза, в результате чего происходит интенсивное раз­витие деформации в шейке образца. Таким образом, на разных этапах деформации скорость течения металла неодинакова. При достижении высоких степеней деформации скорость течения увеличивается на 2-4 порядка из-за уменьшения объема металла, участвующего в дефор­мации.

В результате влияния сил трения между металлом и поверхностью деформирующего инструмента условия деформации по сечению изде­лия оказываются неодинаковыми, поскольку напряжения в поверх­ностных и центральных слоях различны (рис. 2). На величину сил трения влияют температура инструмента и металла, размер инструмента (например, диаметр прокатных валков), смазка. Очаг деформа­ции можно разбить на несколько участков, в каждом из которых течение металла осуществляется по-разному (зональная неоднородность деформации). Например, в процессе прокатки полосы в очаге дефор­мации металл проходит три стадии (рис. 3). На входе в валки цент ральная область металла течет с отставанием по отношению к на­ружным зонам (I стадия), при вы­ходе — с опережением (III ста­дия), II стадия характеризуется относительно постоянной скоростью течения. Соответственно на каж­дой стадии изменяется сечение металлической заготовки.

Следствием такой макронеоднородности являются напряжения, которые возникают между различно деформированными слоями (зо­нальных напряжений I рода). Например, при прокатке полосы в по­верхностных слоях металла течение более интенсивное, и в них могут быть остаточные напряжения сжатия; в центральной части, где ско­рость течения металла меньше,— остаточные напряжения растяже­ния . Деформированное состояние трубы характеризуется деформа­цией растяжения в осевом направлении и сжатия — по окружности.

Рис.2. Схема распределения напря­жения по поверхности контакта метал­ла с валком 1к и сечению полосы при прокатке (X. К- Роджерс):

а — вход полосы в валки; Ь — выход полосы из валков; l — ось полосы; 2 — поверхность полосы

Рис. 3. Схема неоднородного течения металла в очаге прокатки

( X. К. Роджерс):

а— распределение давления

При любой схеме деформации, используемой в промышленности, на­блюдается макронеоднородность пластического течения металла, при­водящая к возникновению растягивающих и сжимающих напряжений. Неоднородное развитие пластической деформации на разных уров­нях способствует возникновению остаточных напряжений 1,11 и III ро­да, которые могут приводить к образованию трещин, а также к сни­жению пластичности металлов и сплавов и неравномерному развитию их упрочнения.

2. НЕОДНОРОДНОСТИ МЕТАЛЛА, ВОЗНИКАЮЩИЕ В ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПРОЦЕССАХ ОБРАБОТКИ ДАВЛЕНИЕМ

Необходимо обратить самое серьезное внимание на то, что в процессе обработки металлов давлением металл, ранее механически однородный, может приобрести неоднородность, существенно влияющую как на распределение напряжений и деформаций в процессе формоизменения, так и на качество конечного продукта. И если в результате последующей термообработки неравномерность свойств конечного продукта в той или иной и может быть уменьшена, то появление механической неоднородности в процессе пластического деформирования может оказать решающее влияние на ход самого формоизменения и, в частности, на возможность появления критических напряжений и дефоомаций. Появление механической неоднородности в процессе пласти­ческого формоизменения может быть вызвано многими причинами. Перечислим главнейшие из них.

Температурная неоднородность. В условиях горячей обработки давлением температура инструмента как правило, в особенности при ковке и штамповке железоуглеродистых и жаропрочных сплавов, существенно ниже, чем температура нагретого до ковочных температур металла. Это в равной степени касается как бой­ков молотов и прессов, применяемых для ковки, так и штампов, контейнеров, матриц, пуансонов на машинах, выполняющих опе­рации штамповки, выдавливания и др.

Поверхностный слой нагретого металла, соприкасающийся с более холодным инструментом непосредственно или через слой смазки, мгновенно охлаждается. Через контактную поверхность начинается интенсивный отвод теплоты, постепенно охлаждаются и последующие, глубинные слои металла. Градиент температур между слоями металла, прилегающими к поверхности инстру­мента, и срединными слоями заготовки может быть весьма зна­чительным.

В 1973—1975 гг. в ЦНИИТмаше были проведены опыты по замеру распределения температур по сечению осаживаемых ци­линдрических заготовок и протягиваемых брусков прямоугольного сечения. Подобные опыты были проведены и в заводских усло­виях при ковке крупных поковок. В исследуемые заготовки на различную глубину и на различных расстояниях по высоте от оси симметрии зачеканивали термопары и с их помощью замеряли температуру металла. Обработка результатов показала, что по высоте вертикального сечения заготовки температуры распре­делены примерно по параболическому закону (максимальная температура в центральной зоне заготовки и минимальная в под­поверхностном контактном слое).

Разность температур в подповерхностном слое и центральной зоне заготовки изменяется во времени в процессе ковки в сторону уменьшения, однако в начале ковки может достигать нескольких сотен градусов по шкале Цельсия.

Если обратиться к многочисленным литературным данным, характеризующим изменение напряжения текучести сталей при ковочных температурах, можно видеть, что в среднем в интервале 800—1200 °С понижение температуры на 50 °С приводит к повы­шению напряжения текучести металла на 20—25 %. Отсюда следует, что при градиенте температур между поверхностными слоями, прилегающими к инструменту в процессе ковки, и центральной зоной, равном 300-400 º С разница в напряжении текучести металла может достигать 2—3-кратной величины. Это обстоятельство необходимо учитывать при решении практических задач по определению усилий деформирования и самих деформаций при анализе того или иного технологического процесса обработки давлением металлов, обрабатываемых при высоких темпе­ратурах.

Температурную неравномерность в последнее время стали использовать для получения местного эффекта. Так, например, при ковке крупных слитков поверхность специально подстуживают, повышая тем самым сопротивление деформированию поверхностных слоев. В этом случае при ковке более интенсивно деформируются внутренние слои слитка, что обеспечивает их лучшую проработку.

Структурная неравномерность, вызванная упрочнением. При деформировании металлов в холодном состоянии происходит упрочнение металла. Это значит, что с повышением степени деформации возрастает сопротивление металла деформированию.

Процесс упрочнения не зависит от схемы напряженного состояния и от того, являются ли активные напряжения растягивающими или сжимающими.

При растяжении образца линейная схема напряженного состояния существует лишь до начала образования шейки. Обычно шейка образуется при сравнительно небольших степенях деформации, обычно не превышающих 20—30 %. Построение кривой упрочнения при растяжении возможно только до образования шейки. После образования шейки учет влияния схемы напряженного состояния представляет значительные трудности и, обычно кривые упрочнения на участке шейки строятся методом интерполирования.

При испытании на сжатие на торцах цилиндрических образцов возникают силы трения. В результате напряженное состояние образца становится неоднородным и трехосным. Влияния трения можно в значительной степени избежать, применяя образцы с кольцевыми или параллельными канавками на торцах, заполненными густым смазочным материалом. При этом после осадки даже с высокой степенью деформации удается получить образцы почти цилиндрической формы. Такие образцы использовали Л. А. Шофман, Н. Луазуи, Р. Б. Симс.

Кривые упрочнения для некоторых металлов представлены на рис.4. Можно отметить общие закономерности для всех кривых, заключающиеся в том, что с повышением степени деформации упрочнение затухает. Наступает так называемый условный порог упрочнения. Для углеродистых и некоторых низколегированных сталей порог упрочнения наступает при ε = 0,3 ÷ 0,4, для некоторых специальных (например, немагнитных, легированных сталей) при ε = 0,5 ÷ 0,6. Таким образом, хотя это и парадоксально, металлы, предварительно деформированные до высоких степеней, ведут себя как идеальные жесткопластические материалы. Однако для этого необходима всесторонняя холодная проковка всего объема металла. Если же осуществить холодное деформирование металла в каком-либо преимущественном направлении (например, продольной прокаткой листа или волочением проволоки с высокой степенью суммарного обжатия), то происходит интенсивное вытягивание кристаллитов-зерен в этом направлении. Межкристаллическое вещество вытягивается в волокна, а металл приобретает полосчатую структуру и резко выраженные векторные свойства.

Рис.4 Кривые упрочнения:

1 - медь; 2 - дуралюмин Д1; 3 - латунь Л59; 4 - сталь 12Х18Н9Т;

5 – сталь 45Х14Н14В2М; 6 – сталь 40ХНМА

Пластические свойства, ударная вязкость в направлении преимущественной деформации становятся существенно более высокими, чем в направлении, перпендикулярном направлению волокон. Эта векториальность свойств может быть несколько уменьшена в результате применения высокотемпературной термообработки, но полностью не уничтожается, хотя кристаллиты между волокнами и приобретают равноосную форму. Некоторая векториальность механических характеристик остается после значительной деформации металла в горячем состоянии в каком-либо преимущественном направлении (например, при горячей прокатке тонких листов или ленты). Эта неоднородность механических характеристик проявляется в виде характерных фестонов, возникающих при холодной штамповке из листа горячего или холодного прокатанного металла, на фланцах изделий типа стаканов, днищ котлов и т. п.

При неравномерной объемной холодной штамповке изделий сложной формы неравномерность деформации приведет к неравномерному упрочнению металла, а следовательно, и к неоднородности механических свойств изделия.

3. Доказательства неоднородности деформации в кристаллах

Рентгеновский метод Лауэ дает простой способ изучения разориенти­ровки монокристаллов, возникающей при наклепе. Этот метод широко используется для определения ориентировки монокристаллов, которые дают четкую картину дифракционных пятен от различных кристаллографических плоскостей, отражающих лучи с подходящей длиной волны из падающего полихроматического пучка рентгеновских лучей. Недеформированный совер­шенный кристалл дает систему резких пятен, а если кристалл затем однород­но деформирован, то пятна остаются резкими, но их иное расположение будет отражать небольшие изменения ориентировки кристалла в результате деформации. Монокристаллы цинка и кадмия дают резкие лауэграммы после весьма значительного удлинения (на 100%) при растяжении; с другой сторо­ны, если кристалл затем изгибать, то резкие дифракционные пятна будут размазываться в дуги; такое явление называется астеризмом. Отсюда видно, что единственная ориентировка кристалла заменяется областью ориентировок.

Кристаллы гранецентрированных кубических металлов обнаруживают астеризм в общем при значительно меньших деформациях; например, в кри­сталлах алюминия астеризм наблюдался после удлинения на 1 % при растя­жении. Корреляция с кривыми напряжение — деформация показывает, что астеризм может иметь место уже на стадии легкого скольжения, но стано­вится значительно более выраженным на второй стадии.

Эти результаты показывают, что деформация кристаллов растяжением происходит неоднородно. Часто при астеризме наблюдаются максимумы интенсивности, что указывает на образование некоторого типа деформацион­ной субструктуры, более грубого по сравнению с дислокационными субгра­ницами, которые наблюдаются на электронных микрофотографиях тонких фолы.

Неоднородности или изменения ориентировки, наблюдаемые при более сложных видах деформации, например прокатке или сжатии тонких кристал­лов, можно легко выявить путем травления, при котором области изменен ной ориентировки выглядят как различно протравленые полосы. Такая структура была впервые подробно изучена Барретом и получила название деформационных полос. Метод рентгеновской микроскопии, впервые описанный Бергом, используется для изучения таких неоднородностей, образующихся при деформации как монокристаллов, так и поликристаллических агрегатов. Установлено существование двух главных типов неоднородности, которые обычно называют полосами сброса и полосами вторичного скольжения.

4. Деформация крупнозернистых агрегатов — различия в деформации

Хотя эксперименты с бикристаллами дают полезную информацию необходимо также непосредственно изучать образцы, в которых распределение границ типично для поликристаллических агрегатов. Известен ряд исследо­ваний крупнозернистых агрегатов, при которых удалось изучить изменение деформации и деформационного упрочнения внутри отдельных зерен.

Уже давно известно, что пластическую деформацию отдельных зерен в агрегате никак нельзя считать однородной. Боас и Харгривс, взяв крупнозернистый технический алюминий, провели количественное исследо­вание локальных значений деформации и упрочнения вдоль линий, парал­лельных оси растяжения и пересекающих ряд границ зерен. Они произвели измерение микротвердости алмазным индентором через определенные интер­валы вдоль этих линий; при этом отпечатки индентора служили не только для установления твердости, но также в качестве масштабных отметок длины для определения локальных деформаций (рис. 5). Затем образцы подвер­стали растяжению и снова измеряли расстояние между первоначальными отпечатками индентора. Таким путем было показано, что при общем удлине­нии 5% удлинение различных зерен изменяется от 2 до 14%. Было отмечено, что имеет место не только большая разница в величине деформации отдельных зерен, но и внутри зерен степень деформации существенно изменяется. Например, часто деформации вблизи границы и в центре зерна значительно различаются; если степень деформации соседнего зерна меньше, чем первого, то деформация первого зерна вблизи границы имеет тенденцию быть меньше, чем в центре. Если же, наоборот, соседнее зерно деформировано больше, то деформация первого зерна вблизи их общей границы обычно больше, чем в центре. Из этого можно сделать следующее важное заключение: деформа­ция не прерывается при переходе через границу зерен, хотя в этой области может существовать резкий градиент ее значения.

Указанное обстоятельство более четко выявили Юри и Уэйн, кото­рые наносили на полированную поверхность образца из крупнозернистого алюминия высокой чистоты решетку методом фотопечати с целью получит, шаг 0,5 мм вместо использованного в работе Боаса и Харгривса расстояния между отпечатками индентора 5—10 мм. Пользуясь такой более чувствительной методикой, они обнаружили, что величина удлинения монет изменяется в10 раз; в дополнение к этому указанные авторы часто наблюдали минимумы удлинения вблизи границ у зерен с меньшей степенью деформации при наличии значительной разницы между средними степенями деформации соседних зерен. Заметное ограничение деформация имеет место также в области гра­ницы в зерне с более высокой степенью деформации. Описанные результаты показали, что деформация не прерывается при пересечении границ зерен, однако границы оказывают на нее весьма существенное влияние, обнаружи­ваемое даже на макрорасстоянии.

Рис. 5 Неоднородность деформации в образцах крупнозернистого алюминия.

Общая деформация 5%

Каррекер и Хиббард исследовали неоднородность крупнозернистой меди, используя в качестве меры степенп пластической деформации изменение угла кристаллографической оси и наблюдали явления, аналогичные описан­ным выше. Эти авторы обнаружили те же минимумы степени деформации вблизи границ со стороны меньшей деформации, однако со стороны более высокой деформации их сменяли максимумы; это обстоятельство авторы объяснили вынужденным скольжением в неожиданных системах.