🗊Презентация Текстура деформации

При деформации зерна поликристалла в среднем подвергаются такому же формоизменению, как и весь образец в целом. При этом они стремятся принять определенную кристаллографическую ориентировку относительно внешних деформирующих усилий. Изменение ориентировки происходит постепенно, по мере увеличения степени деформации. В результате, в сильно деформированных металлах возникает отчетливая текстура деформации, т. е. преимущественная кристаллографическая ориентировка зерен. Текстуры деформации, как правило многокомпонентны. Компоненты текстуры включают зерна одинаково ориентированные.

Типы текстур и их характер определяются поворотами решетки, происходящими в результате движения дислокаций в зернах. Эти повороты не являются, конечно, однородными внутри каждого зерна и тем более у различно ориентированных в исходном состоянии зерен. Вследствие сложного характера воздействия со стороны соседних зерен каждое зерно разбивается на разориентированные пачки скольжения, так что рассеяние текстуры в пределах каждого зерна может быть значительным. Характер текстуры определяется многими факторами, связанными с особенностями самого материала и условиями деформирования.

Аксиальная текстура. Для аксиальной текстуры растяжения ось волокна параллельна направлению поля напряжения. Анализ углов между направлениями скольжения показывает, что осями текстуры для металлов с ГЦК решеткой являются <111> и <100>, причем текстура <111> предпочтительнее, так как направление <111> может составить меньший угол с направлением скольжения, чем <100>. Для металлов с ОЦК решеткой ориентировкой текстуры оказывается <110>. Для материалов с ГПУ решеткой - <10-10>.

Соотношение между долями компонент <111> и <100> в материалах с ГЦК решеткой определяется значением ЭДУ и возможностью двойникования согласно кривой Хина. На этой кривой показана зависимость относительного количества кристаллитов с компонентой <100> от γ/Gb. Максимум доли компоненты <100> достигается при γ/Gb = 3·10-3 (центральная часть кривой). При γ/Gb, меньшем или большем 3·10-3, доля компоненты <100> уменьшается, а <111>—возрастает (правая и левая часть кривой).

Предполагается, что это может быть связано с конкурирующим влиянием поперечного скольжения и двойникования на формирование текстуры. Поперечное скольжение способствует переходу метастабильной компоненты <100> в более стабильную <111>, а двойникование (более существенное для материалов с очень малой ЭДУ и проходящее в другой кристаллографической системе, чем скольжение), наоборот, препятствует этому переходу.

Для материалов с ОЦК решеткой не установлена четкая связь между компонентами аксиальной текстуры и ЭДУ. У сильнодеформированных материалов с ГПУ решеткой, для которых число систем скольжения невелико, базисные плоскости {0001} стремятся установиться параллельно, а гексагональная ось соответственно перпендикулярно оси растяжения. При этом вдоль оси волокна наиболее часто располагается направление [10-10]. Для средних степеней обжатия эта ось описывает коническую поверхность, а для небольших (ниже 20%) степеней может даже установиться перпендикулярно оси растяжения, так что параллельно оси волокна оказываются направления <0001>.

Основные компоненты аксиальных текстур металлов и сплавов

Текстура прокатки Текстура прокатки металлов и сплавов, помимо типа кристаллической решетки, степени и температуры деформации, в большой мере определяется механизмом пластической деформации и исходным размером зерна.

Текстуры прокатки ГЦК-сплавов Для металлов и сплавов с ГЦК решеткой теоретически показано и экспериментально подтверждено, что тип текстуры в большой мере зависит от возможности осуществления при деформации поперечного скольжения дислокаций. Было установлено что для, холоднокатаных со степенями обжатия более 70—80% материалов, для которых скольжение происходит в октаэдрической системе {111} <110>, характерны три следующих основных типа текстуры: 1. Текстура латуни 2. Промежуточная текстура 3. Текстура меди

Текстура латуни 1. «Текстура латуни» — {110} <112> («текстура сплава») наблюдается для материалов с очень низкой ЭДУ [γ<(30...35)*10-3 Дж/м2; γ/Gb≤3,75*10-3], например для серебра, сильнолегированных сплавов на основе меди, сплава Ni — 60% Со, нержавеющей стали и др. Для них поперечное скольжение дислокаций практически отсутствует. Двойникование приводит к появлению компоненты {110} <100>, которая ослабевает и переходит в {110} <112> по мере развития деформации.

Текстура меди 2. «Промежуточная текстура» — {135} <112> или {146}<112> или {123} <412> или {123} <634>, характерна для материалов со средним значением ЭДУ [γ ≈(35…150)*10-3Дж/м2; γ/Gb≈ (6…10)*10-3] слаболегированных твердых растворов на основе меди, никеля и др. Для этих материалов следует учитывать влияние поперечного скольжения дислокаций, приводящее к дополнительным поворотам решетки.

Текстура меди 3. Текстура меди - {112} <111> («текстура чистого металла» или «текстура металла») характерна для материалов с очень высоким значением ЭДУ (γ>200*10-3 Дж/м2; γ/Gb>10*10-3; для алюминия, медь высокой чистоты). В этом случае поперечное скольжение винтовых дислокаций происходит легко.

Текстурные компоненты в холоднокатаных г.ц.к. металлах

Описание с помощью ФРО ФРО обеспечивает более полное описание текстуры деформации. Наиболее важное наблюдение — это то, что текстуру прокатки можно представить как непрерывную «трубку текстур», которые распространяются от {110} <112> («В» с Ф = 45°; φ2 = 90°, φ1 = 35°), через {123} <634> («S» с Ф = 37°; φ2 = 63°, φ1 = 59°) к {112}<111> («С» с Ф = 35°; φ2 = 45°, φ1 = 90°).

Схематическое представление такой «трубки текстур» показано на рисунке. Обычно уже рассмотренную ось «трубки» B—S—C называют «β-волокном». Вторая ось — «а-волокно» распространяется от {110} <001> («G» с Ф = 45°; φ2 = 90°, φ1 = 0°) к {110} <112> («В» с Ф = 45°; φ2= 90°, φ1= 35°).

График важнейших текстур - «волокон» α, β, γ, τ в г.ц.к. материалах

По сравнению с металлами, имеющими высокие значения γэду, «α-волокно» выражено значительно больше в «текстуре сплава», в которой присутствуют два новых элемента «волокон», названные «γ- и τ- волокнами»; «τ-волокно» является характерной особенностью текстуры материалов с промежуточными значениями γэду (~ 40 МДж * м-2); «γ -волокна» соответствуют объемным элементам с плоскостями {111}, параллельными плоскости прокатки, т. е. двойникам деформации в микроструктуре, и простираются от {111} <112> (при Ф = 55°; φ2 = 45°, φ1 = 30/90°) к {111}<110> (при Ф = 55°; φ2 = 45°, φ1 = 0/60°). «τ -волокно» соответствует ориентировкам, имеющим направление <110> параллельно TD (направление, перпендикулярное направлению прокатки RD), и распространяется вдоль линии φ1 = 90° на участке φ2 = 45° от ориентировки {112}<111> (С) к ориентировке {110} <001> (G) при Ф = 35° и 90° соответственно.

Текстуры прокатки ОЦК-сплавов Основная система скольжения в о.ц.к. металлах - {110} <111>. Но в плоскости {110} имеются два равноправных направления из семейства <111>. Эти два направления, например [1-11] и [1-1-1], должны в конечном итоге расположиться симметрично относительно направления деформации. Это возможно при двух кристаллографических направлениях оси: <100> и <110>. Практически реализуется направление <110>, так как для него угол φ1 с направлением <111> меньше, чем угол φ2 между <100> и <111>.

Текстуры деформации о.ц.к. металлов и сплавов в основном более сложные, чем у г.ц.к. металлов, и изучены значительно меньше. Текстуры прокатки железа и низкоуглеродистых сталей слабо зависят от состава и деформационных параметров. Даже такие значительные микроструктурные неоднородности, как полосы сдвига, оказывают слабое влияние на текстуру прокатки.

Механизм формирования текстуры прокатки {001}<110> в металлах с о.ц.к. решеткой Сложную деформацию прокаткой можно условно представить как растяжение вдоль оси прокатки и сжатие в направлении, перпендикулярном поверхности образца. В соответствии с рассмотренной ранее схемой параллельно направлению прокатки должно установиться направление <110>. Это значит, что в результате сжатия перпендикулярно его направлению устанавливается кристаллографическая плоскость, содержащая направление <110>.

В скольжении при сжатии в силу симметрии кубической решетки участвуют пары равноправных взаимно перпендикулярных плоскостей из семейства {110}. Скольжение в них идет вдоль направлений типа <111>, результирующим для которых служит направление типа <100>. Для другой пары плоскостей типа {110} скольжение идет также вдоль направления типа <100>, но перпендикулярного к первому. Это значит, что скольжение должно идти по плоскостям, содержащим два направления из семейства <100> и одно из <110>, но таким требованиям удовлетворяют плоскости типа {100}, которые и должны располагаться перпендикулярно направлению сжатия. Эти переориентировки и должны привести к текстуре (100)[011], которая наблюдается в металлах с решеткой о.ц.к.

Прямая полюсная фигура (110) для холоднокатаного α-Fe с обозначенными на ней ориентировками: 1 - {100}(110); 2 - {112}(110); 3 - {111}(112) В качестве примера приведена ППФ для плоскостей {110} холоднокатаного железа, из которой следует, что текстура является трехкомпонентной с заметным рассеянием. Одна группа кристаллитов ориентирована параллельно плоскости прокатки кристаллографическими плоскостями {100}, а параллельно направлению прокатки - кристаллографическими направлениями (110). Проекции нормалей к плоскостям {110} для кристаллитов этой группы располагаются на полюсной фигуре (100) в местах, помеченных квадратиками.

Прямая полюсная фигура (110) для холоднокатаного α-Fe с обозначенными на ней ориентировками: 1 - {100}(110); 2 - {112}(110); 3 - {111}(112) Две другие группы кристаллитов размещены в пространстве так, что параллельно плоскости прокатки расположены плоскости {112} и {111}, а параллельно направлению прокатки - соответственно направления (110) и (112). Проекции нормалей к плоскостям {110} этих кристаллитов расположены на полюсной фигуре (110) в местах, отмеченных крестиками и треугольниками.

Типичная ППФ (200) Пять ориентировок используются для описания компонент этой текстуры: {111} <112>, {111} <123>, {001} <110>, {112} <110> и {111} <110>.

Текстура прокатки холоднокатаной низкоуглеродистой стали: а — полюсная фигура (200) после обжатия на 90 %; б — частично волокнистая текстура, обычно используемые для описания текстуры прокатки; 1 - ось волокна Обычное описание текстур прокатки для о.ц.к. металлов и сплавов сводится к описанию рассеяния двух значительных ориентировок, которые могут быть описаны как аксиальные (волокнистые) текстуры. Одна из них соответствует аксиальной текстуре с осью <111>, перпендикулярной к поверхности листа. Характерными примерами могут служить вышеупомянутые ориентировки {111} <uvw>. Другая частично аксиальная текстура с осью <110>, параллельной направлению прокатки, включает в себя уже отмеченные ориентировки {hkl}<110>.

Влияние ЭДУ на текстуру прокатки материалов с ОЦК решеткой Основными ориентировками текстуры прокатки материалов с ОЦК решеткой являются: {100}<110>; {112}<110>; {111}<112>; {111}<110>. При условии скольжения в плоскостях {110} для них также теоретически установлено изменение текстуры с ростом ЭДУ, соответствующее ряду: {111}<011>→{100}<011>→{112}<110>. Примеси внедрения, оказывающие существенное влияние на физические и механические свойства металлов с ОЦК решеткой, имеют тенденцию вызывать снижение ЭДУ основного металла и способствовать деформации двойникованием. В ряде работ отмечено, что наличие ДУ и двойников в плоскостях {112}, не приводя к появлению новых компонент текстуры, в то же время меняет соотношение этих компонент: ослабляет {100}<110> и усиливает {111}<110> и {111}<112>.

Представление текстур о.ц.к. поликристаллов с помощью ФРО Природа текстур прокатки для о.ц.к. поликристаллов такова, что данные лучше представлять на плоскости при постоянных значениях φ1 в отличие от г.ц.к. поликристаллов, где нагляднее, когда φ2 = const. Интерпретация данных ФРО основывается в основном на попытках идентифицировать оси или «волокна», подобные тем, что используются для г.ц.к. поликристаллов.

Индексы Миллера основных текстурных компонент в прокатанных о.ц.к. металлах и их Эйлеровские координаты

Текстуры деформации в г.п. металлах Текстуры деформации в г.п. металлах изучены меньше, чем в металлах с кубической решеткой. Но тем не менее достаточно очевидно, что на текстуры прокатки оказывают влияние отношение осей с/а и, особенно, действующие системы скольжения.

Текстура прокатки (полюсные фигуры 0002) холоднокатаного магния (с/а - идеальное (1,633) Для металлов с отношением с/а, близким к идеальному значению 1,633, текстура прокатки имеет сильную компоненту {0001}<10-10>, которая является следствием преимущественного скольжения по базисной плоскости.

Текстура прокатки (полюсная фигура 0002) холоднокатаного цинка (с/а - высокое (> 1,633) В цинке и кадмии, где отношение с/а > 1,633 базисные плоскости повернуты на 20...30° вокруг направления TD, перпендикулярного направлению прокатки RD (б). Такая текстура предсказуема, когда базисное скольжение сочетается с двойникованием, что подтверждает микроструктурный анализ.

Текстура прокатки (полюсная фигура 0002) холоднокатаного титана (с/а - низкое (< 1,633) Для металлов с с/а < 1,633 базисные плоскости также повернуты относительно плоскости прокатки, но в данном случае ось вращения больше параллельна направлению прокатки RD, чем TD, и угол наклона составляет 30...40° (в). Осью вращения является направление <10-10>.

Текстуры прокатки (полюсные фигуры 0002) холоднокатаных г.п. металлов, для разных отношений с/а: а - магний, с/а - идеальное (1,633); б — цинк, с/а - высокое (> 1,633); в - титан, с/а - низкое (< 1,633)

Сопоставление данных полюсных фигур и ФРО для ГПУ материалов Исследования текстуры с построением ФРО подтвердили результаты, ранее полученные при анализе полюсных фигур. Например, в случае титана основными компонентами текстуры прокатки с обжатием 90% являются {1-214}<10-10>, {1-212}<10-10>, {1-210}<10-10>, каждая из которых имеет направление прокатки <10-10>.

Текстура прокатки холоднокатаного на 90 % титана Первую и наиболее значительную компоненту {1-214}<10-10> можно увидеть при Ф = 37°, φ1 = 0°, φ2 = 0°. Эта компонента текстуры развивается при степенях обжатия более 50 %, когда преимущественным способом деформации становится двойникование. Следует отметить, симметрия г.п. металлов такова, что в ФРО можно показывать только значения φ2 в области 0...60º.

Влияние различных факторов на формирование текстур деформации

Формирование текстуры при малых степенях деформации Следует отметить, что для малых степеней деформации в относительно большей мере, чем при больших, проявляются промежуточные, нестабильные ориентировки. Анализ развития текстуры в определенным образом ориентированных монокристаллах или отожженных поликристаллических материалах с однокомпонентной текстурой позволяет проследить за переходом малоустойчивых ориентировок в стабильные, характерные для данного материала и условий деформации.

Для прокатанных материалов с ОЦК решеткой показано, что повышение степени деформации при системе скольжения {112}<111> способствует переходу через ряд промежуточных ориентировок к стабильной {001} <110>, которая остается устойчивой при дальнейшей деформации. Например, исходная текстура {110}<uvw> меняется согласно ряду: {110}<uvw>→{111}<uvw>→{112}<110>→{001}<110>.

Влияние динамической рекристаллизации при горячей деформации Рекристаллизация, проходящая в процессе высокотемпературной деформации может способствовать появлению новых компонент текстуры, отличных от текстуры деформации. Если же при деформации рекристаллизация не происходит, то рост температуры деформации, сопровождающийся развитием множественного скольжения, способствует уменьшению резкости и увеличению рассеяния текстуры. При этом также уменьшается доля двойниковой компоненты, если она имела место при более низкой температуре деформации.

Полюсные фигуры {111} прокатанного при разных температурах (tдеф) сплава Cu+7% Аl (степень деформации 60%) : а — -196; б — 20; в — 270 Для материалов с ГЦК решеткой повышение температуры деформации может сопровождаться текстурным переходом. Такой переход установлен, например, при повышении температуры прокатки сплава Сu—15% (ат.) Аl от -196° до +300° С. Этот переход при сопоставимом увеличении гомологической температуры деформации проявляется тем менее значительно, чем больше ЭДУ. Например, для спектрально чистой меди с высокой ЭДУ увеличение температуры деформации от —196 до +20°С существенно не влияет на текстуру.

Влияние легирования на «текстурный переход» для холоднокатаных однофазных сплавов Си—Аl, % Аl: а — 0,5; б —2,5; в — 5,5 Легирование металла с образованием твердого раствора замещения меняет текстуру прокатки основного металла. Для одного и того же металла-растворителя соответствующий текстурный переход происходит при тем более низкой концентрации легирующего элемента, чем относительно круче снижается ЭДУ при легировании.

Можно считать, что для материалов с ГЦК решеткой существует некоторое критическое значение ЭДУ, зависящее от гомологической температуры деформации, которое определяет тип текстуры прокатки. Исходя из большого числа экспериментальных данных, приведенных в литературе, для сильнодеформированных материалов «текстура латуни» характерна для материалов с ЭДУ, равной или ниже 35·10-3 Дж/м2 при температуре деформации не выше 0,25Tпл. Для материалов с ЭДУ более 35·10-3 Дж/м2 такой тип текстуры проявляется только при температуре менее 0,2Tпл. Напротив, для материалов с очень низкой ЭДУ «текстура латуни» стабильна даже при температуре деформации около 0,5Tпл.

Зависимость текстуры, от величины исходного зерна При пластической деформации поликристаллического материала зерна деформируются по-разному в зависимости от их ориентировки по отношению к осям внешних напряжений. Существенное влияние на текстуру оказывает взаимодействие соседних зерен, в большой мере определяемое их исходным размером.

Экспериментально установлено, что текстура прокатки материалов с ГЦК решеткой в тем большей мере зависит от исходной структуры, чем меньше ЭДУ и ниже температура деформации. Так, если для холоднокатаных Ni и Сu размер исходного зерна мало влияет на текстуру, то для высоколегированных сплавов Сu — 15% (ат.) Аl, Сu —32% Zn, ковара, 12Х18Н10Т, Ni—(40…60)% Со, текстура тем сильнее, чем больше средняя величина исходного зерна.

Аналогичный результат был получен, например, для сплава Fе — 3% Si с ОЦК решеткой и относительно низкой ЭДУ (γ≈40·10-3 Дж/м2). Было высказано предположение, что измельчение исходной структуры способствует увеличению суммарной поверхности границ зерен, препятствующих передаче деформации от зерна к зерну и развороту соседних зерен. Это влияние границ зерна особенно существенно при более низкой температуре деформации для материалов, у которых поперечное скольжение дислокаций затруднено.