» » Происхождение текстур первичной и вторичной рекристаллизации
28.12.2014

Из предыдущей темы следует, что в тех случаях, когда движущей силой вторичной рекристаллизации является поверхностная энергия, текстура вторичной рекристаллизации определяется разностью энергии различных кристаллографических граней Δγs. Однако следует иметь в виду, что «зародышами» вторичной рекристаллизации, в отличие от первичной, являются зерна, уже имеющиеся в матрице, ориентация которых не может измениться в процессе роста. Поэтому визникающие при вторичной рекристаллизации преимущественные ориентации зерен зависят от ориентаций, существующих в первично рекристаллизованном материале. Рассмотрение вопроса о текстурах вторичной рекристаллизации, следовательно, невозможно без рассмотрения происхождения и характера текстур первичной рекристаллизации.
В настоящее время образование текстур при первичной рекристаллизации деформированных металлов связывается с двумя возможными механизмами: ориентированного зарождения и ориентированного роста. Первая попытка связать преимущественную ориентацию рекристаллизованных зерен с ориентацией зародышей рекристаллизации предпринята Бюргерсом, который считал, что зародыш образуется из наиболее сильно деформированных фрагментов монокристалла алюминия. Бюргере предположил, что эти фрагменты вращаются по отношению к основной массе кристалла вокруг осей 112. Однако Барретт, определив ориентацию 50 рекристаллизованных зерен в деформированном сжатием монокристалле алюминия, обнаружил, что она соответствует повороту примерно на 45° вокруг осей 111. При объяснении этого ориентационного соотношения Барретт впервые использовал представления об ориентированном росте зародышей. Позднее соотношение Барретта наблюдалось в других экспериментальных работах на монокристаллах ГЦК-металлов. Поэтому Бюргере для поддержания своей гипотезы ориентированного зарождения объяснил соотношение, получаемое вращением вокруг осей {111}, использовав винтовые дислокации вместо краевых.
В ОЦК-кристаллической решетке ориентация центров рекристаллизации соответствует повороту на 25—35° вокруг осей 110, как показано экспериментально в целом ряде работ. В некоторых работах имеется попытка интерпретировать полученные ориентационные соотношения с точки зрения представлений Бюргерса. Ho если механизм ориентированного зарождения Бюргерса в некоторых случаях еще может без существенных противоречий с экспериментом объяснить текстуру рекристаллизации в сильно деформированных монокристаллах, то он совершенно неприменим к слабо деформированным кристаллам. Кроме того, исходя из этих представлений невозможно объяснить, каким образом вращение вокруг одного кристаллографического направления может приводить к образованию одинаковых текстур рекристаллизации в монокристальных и поликристаллических образцах. Поскольку центр рекристаллизации в соответствии с представлениями Бюргерса ориентационно связан с матрицей, область ориентаций зародышей не должна быть уже области ориентаций матрицы. Тем не менее часто при наличии многокомпонентной текстуры деформированной матрицы при рекристаллизации образуется единственная текстурная компонента (например, в меди компонента (100), [001]).
Для объяснения образования кубической текстуры в холоднодеформированной поликристаллической меди Бюргере с соавторами, а также Деккер и Харкер предложили новый механизм ориентированного зарождения, в котором ориентация зародышей связывается не с текстурой деформации, а с основным направлением течения в процессе деформации. В теории предполагается наличие в структуре деформированного ГЦК-металла небольших локальных участков с кубической ориентацией, которые при отжиге освобождаются от дефектов быстрее, чем другие области, и становятся зародышами рекристаллизации. В подтверждение этих представлений авторы приводят экспериментальные данные о более быстрой полигонизации деформированного монокристалла алюминия кубической ориентации. Однако в изогнутом монокристалле меди такой ориентации полигонизационные процессы проходили чрезвычайно медленно. Есть и ряд других экспериментальных данных, противоречащих этой гипотезе.
Учитывая все возникшие трудности, Бюргере и Bep-браак предложили новый механизм ориентированного зарождения кубической текстуры в ГЦК-решетке — мартенситный механизм. Он состоит в преобразовании одной ГЦК-решетки в две, находящиеся в двойниковом соотношении. В процессе преобразования происходит гомогенный сдвиг, при котором вектор превращается в 1/2 в обеих новых решетках, а вектор первоначальной решетки, умноженный на (3/2)1/2, становится вектором. Плоскость (010) первоначальной решетки превращается в плоскость (11l), параллельную общей плоскости двойникования. С физической точки зрения такой процесс маловероятен, поскольку требуется весьма существенный сдвиг, который должен сохранить решетку, изменив лишь ее ориентацию. В результате сдвига должна увеличиться общая свободная энергия, даже если пренебречь энергией напряжений во вновь образовавшемся зародыше и его окружении в связи с изменением формы. В значительной мере увеличение общей свободной энергии обусловлено высокой энергией поверхности раздела между исходной решеткой и вновь образовавшимся зародышем кубической ориентации.
Вербраак попытался обосновать энергетический баланс превращения, связав его с образованием в деформированной матрице частичных дислокаций, однако, по мнению Бека и Ху, это маловероятно.
Следует отметить, что из-за высокой энергии активации образующийся объем с кубической ориентацией должен быть очень мал, поэтому более вероятно его растворение, чем рост.
Все эти возражения против механизма Бюргерса— Вербраака показывают, что, несмотря на поддержку некоторых авторов экспериментальных работ этого механизма, он все еще является дискуссионным. Кроме того, он применим лишь для объяснения образования в процессе рекристаллизации кубической текстуры в меди и не подходит для других ГЦК-металлов, например, алюминия. Таким образом, можно сказать, что механизм ориентированного зарождения в общем случае не объясняет экспериментально наблюдаемых текстур рекристаллизации.
Как указывалось выше, Барретт первый высказал предположение, что причина текстур рекристаллизации — ориентационная зависимость скорости роста центров рекристаллизации. Позднее эта гипотеза была поддержана многими экспериментальными работами. Большое внимание ориентационной зависимости скорости роста было уделено в экспериментах Оста и Раттера.
В настоящее время достаточно надежно доказано, что ориентация зародышей рекристаллизации является беспорядочной. Это следует, в частности, из работ.
Тот факт, что на начальных стадиях рекристаллизации преимущественной ориентации центров не наблюдается, а по мере прохождения процесса растут центры лишь определенной ориентации, что и приводит к образованию текстуры рекристаллизации, является очень веским экспериментальным подтверждением гипотезы ориентированного роста.
Таким образом, более экспериментально обоснована гипотеза ориентированного роста. Однако при вторичной рекристаллизации преимущественная ориентировка растущих зерен не всегда может быть связана с ориентационной зависимостью скорости миграции границ, потому что в ряде случаев, как указывалось выше, движущей силой вторичной рекристаллизации является не граничная, а поверхностная энергия. При большой движущей силе миграции может наблюдаться рост зерен, ориентация которых существенно отклоняется от наиболее благоприятной, соответствующей минимуму поверхностной энергии. Например, в работе Мак-Лина и Микуры при вторичной рекристаллизации в платине отмечался рост зерен, далеко отстоящих от {111}. Данн и Вебстер при обсуждении причин образования текстуры (110) в высокочистом тантале отмечали, что движущие силы, связанные с поверхностной энергией, достаточно высоки для роста зерен, составляющих значительный угол наклона к плоскости {110}. Следует отметить, что, согласно литературным данным, текстура рекристаллизации тантала только (111). По расчету Санквиста, такая текстура соответствует максимальной поверхностной энергии и, следовательно, не должна наблюдаться в тех случаях, когда движущей силой процесса миграции является поверхностная энергия. Поэтому при наличии в текстуре первичной рекристаллизации компоненты (по плоскости) (111), даже сильно выраженной, в процессе вторичной рекристаллизации должны расти зерна иной ориентации.
Выше уже отмечалось, что движущие силы миграции определяют выбор граней {hkl}, растущих при вторичной рекристаллизации. Поэтому, хотя доказательство для случая тантала отсутствует, очевидно, что текстура матрицы (111) со слабо выраженной компонентой (110) обеспечивает наличие зародышей вторичной рекристаллизации. Ho если даже слабо выраженная компонента (110) отсутствует, все равно понятно возникновение такой текстуры при вторичной рекристаллизации, потому что она может обеспечиться ростом зерен, по ориентации близких к (111). Такую ориентацию могут иметь двойники отжига. Двойникование приводит вначале к ориентации (114), а затем к (110). В этой связи можно отметить, что при изучении монокристаллов Fe, Fe + Si, Fe + Al текстура деформации (111) приводит к получению текстуры рекристаллизации (110).
Как видно из сказанного выше, при вторичной рекристаллизации, стимулируемой разностью поверхностных энергий граней {hkl} существует предельная толщина листа, выше которой большую роль в процессе миграции начинает играть зернограничная энергия. Эта предельная толщина зависит от многих факторов и не может быть точно определена, однако в большинстве случаев она не более 1 мм. В пределах допустимой толщины образцов вариации этой толщины и размер зерна матрицы не влияют на характер роста зерен и получающихся текстур.
В работе Ю. С. Аврамова и В. Ю. Новикова изучался рост зерен при вторичной рекристаллизации в кремнистом железе, причем при отжиге были использованы различные атмосферы. Из ленты толщиной 0,6 мм химической полировкой получались образцы толщиной 0,15; 0,3; 0,4 и 0,5 мм со средним диаметром зерна ~0,9 мм. Отжиг при 1200°С в вакууме 10в-4 мм рт. ст. привел к преимущественному росту зерен {110}, отжиг в атмосфере гелия с добавкой SO2 — к росту зерен {100}, причем отклонение плоскостей {110} и {100} выросших зерен от поверхности образца не превышало 4°. Из результатов этой работы следует, что на ориентацию зерен влияет лишь атмосфера отжига, а толщина образца сказывается на скорости их роста. Кроме того, авторы обнаружили, что изменение атмосферных условий отжига отражается на скорости миграции границ зерен и величине рассеяния текстуры. Например, при отжиге образцов толщиной 0,3 мм в вакууме 10в-4 мм рт. ст. G≈0,01 мм/мин для зерен с ориентировкой {110} ±4°; при отжиге таких же образцов в вакууме 10в-3 мм рт. ст. растут зерна {110} с отклонением по плоскости до 6—8°, а скорость миграции их границ составляет 0,0056 мм/мин. Аналогичные вопросы рассматривались и в работе.
Следует отметить, что при вторичной рекристаллизации, вызываемой поверхностной энергией, можно получить текстуру с относительно малым рассеянием. Влиять на характер и совершенство текстуры в этих случаях можно, лишь изменяя величину минимальной поверхностной энергии.
Наиболее широко известный вид вторичной рекристаллизации обусловлен миграцией единичных границ в мелкозернистой матрице с сильно выраженной единственной текстурной компонентой. Причиной вторичной рекристаллизации в этом случае является стабильность сильно текстурированной матрицы. Нормальный рост зерен в такой матрице заторможен в связи с низкой подвижностью их границ. Эта идея заложена в уравнении (55б) и означает, что скорость миграции границ зерен матрицы мала из-за малой подвижности M и малой величины γb по сравнению со слабо текстурированной матрицей. Однако в литературе отсутствуют количественные оценки этих параметров для рассматриваемого случая.
Вторичная рекристаллизация в такой матрице обусловлена миграцией границ зерен, отличающихся по ориентации от основной массы зерен. Как показано, например, в работе, при вторичной рекристаллизации железа с текстурой (110) растут зерна с углом разориентировки 29—33°, образованным поворотом относительно оси, близкой к 110.
Мы не будем подробно останавливаться на обзоре работ по вторичной рекристаллизации в текстурно-заторможенной матрице. Отметим лишь, что обычно процесс миграции сопровождается в этих случаях образованием относительно рассеянной текстуры вторичной рекристаллизации. Обзор работ по этому вопросу, выполненных до 1962 г., содержится в книге Вассермана и Гревена.
Выше указывалось, что стабилизация структуры матрицы при отжиге может быть достигнута не только созданием сильной и единственной текстурной компоненты в процессе первичной рекристаллизации, но и при наличии достаточно мелкодисперсных частиц, закрепляющих границы зерен матрицы. Большинство исследователей считает, что в реальных металлических материалах, в которых при отжиге наблюдается миграция единичных границ, имеется не единственная текстурная компонента. В этих случаях частицы обеспечивают стабильность структуры матрицы. Однако до сих пор никто убедительно не показал, в чем состоит роль дисперсных частиц: препятствие нормальному росту зерен или создание специальной структуры, оказывающей влияние на ориентацию растущих зерен. Интересно отметить, что эта вторая роль частиц обоснована авторами в образовании текстуры (100) в кремнистом железе.
В работе изучалось влияние размера и распределения частиц AlN, а также степени прокатки на развитие вторичной рекристаллизации. Авторы обнаружили, что оптимальная степень прокатки 70—80%. В результате такой деформации получается текстура {100}, состоящая из двух видов полос деформации. Эти полосы обеспечивают наличие зародышей зерен (100). Однако в процессе первичной рекристаллизации образуется текстура {113}. Такая текстура при последующем отжиге приводит к развитию лишь нормального роста зерен. Авторы полагают, что зерна (100), отличающиеся по ориентации от основной массы зерен, определенным образом связаны с частицами AlN, причем это приводит к более высокой движущей силе их роста. В результате происходит вторичная рекристаллизация с образованием текстуры (100).
В работе изучалось влияние частиц MnS на развитие вторичной рекристаллизации в кремнистом железе. Авторы отмечали быстрый рост зерен с ориентацией (110) при 925° С: за 1 ч отжига при этой температуре некоторые зерна достигали размера 10 мм, скорость их роста составляла примерно 1*10в-4 см/сек. При температуре более высокой (≥925°С) матрица переставала быть стабильной; одновременно проходила вторичная и собирательная рекристаллизация. При 1200°С авторы наблюдали лишь нормальный рост зерен. В матрице, не содержащей частиц, во всем температурном интервале, вплоть до 1200°С, отмечался нормальный рост зерен.
По-видимому, ограниченный температурный интервал вторичной рекристаллизации в кремнистом железе, содержащем включения MnS, обусловлен растворением этих включений при более высоких температурах отжига. Действительно, в работе показано, что для стабилизации матрицы Fe+Si требуются частицы MnS; Mn и S в твердом растворе не вызывают вторичной рекристаллизации.
Таким образом, имеющиеся теоретические и экспериментальные данные по вторичной рекристаллизации позволяют заключить, что движущая сила миграции единичных границ зерен может быть связана как с зернограничной, так и с поверхностной энергией, причем в последнем случае следует ожидать более резкой текстуры вторичной рекристаллизации. Вторичная рекристаллизация, стимулируемая присутствующими в матрице включениями второй фазы, происходит в ограниченном интервале температур.