CC BY
42
УДК 539.4.015
ИССЛЕДОВАНИЕ МИКРОМЕХАНИЗМА ЭВОЛЮЦИИ ТЕКСТУРЫ В ПОЛИКРИСТАЛЛЕ АЛЮМИНИЯ
© Н.Ю. Золоторевский, Н.Ю. Ермакова, О.А. Зубачева, Ю.Ф. Титовец
Россия, С.-Петербург, Государственный технический университет
Zolotorevsky N.Yu., Ermakova N.Yu., Zubacheva O.A., Titovets Yu.F. The study of the micro-mechanism of texture evolution in aluminium polycrystal. The evolution of orientation distribution function inside individual grains is examined by a local X-ray technique. The material studied is aluminium polycrystal with a mean grain size about 0,5 mm. It is shown that the existing theoretical models cannot predict reorientation of the grains examined. This is due to the fact that local grain neighbourhood has a stronger effect on the grain rotation than the initial grain orientation. Strong orientation spread occurs inside the grains.
ВВЕДЕНИЕ
В процессе формирования текстуры деформации отдельное зерно испытывает не только поворот как целое, но и разбивается на разориентированные микрообласти [1]. Распределение ориентаций кристаллической решетки, возникающее при этом в масштабе зерна, называют микротекстурой. Эволюция микротекстуры связана с глубокими преобразованиями микроструктуры зерен. Сначала в них формируется слабо разориентированная ячеистая структура. По мере возрастания степени деформации на фоне ячеистой структуры возникают более сильно разориентированные области. Это явление называется фрагментацией [2]. Понимание механизмов фрагментации и текстурообразования требует, в первую очередь, экспериментального изучения эволюции микротекстуры. Существующие теоретические модели тек-стурообразования при деформации не учитывают влияние локального окружения зерна поликристалла: зерно в них представляется кристаллитом, окруженным однородной средой с усредненными по объему всего поликристалла свойствами [3]. Для того чтобы проверить справедливость данного представления, необходимо экспериментально исследовать повороты отдельных зерен. В частности, необходимо исследовать закономерности поворота и фрагментации зерен в зависимости от их исходной ориентировки, локального окружения и других факторов, определяющих процесс деформации в масштабе зерна.
В настоящей работе мы рассматриваем влияние двух факторов: исходной (до деформации) ориентации и локального окружения зерна.
ТЕХНИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Микротекстура в масштабе отдельных зерен определялась методом локальной рентгеновской дифракто-метрии [4], позволяющим получить распределение интенсивности лучей, отраженных от кристаллографических плоскостей с нормалью Н = [НкГ] в выбранном зерне. Для этого тонкий параллельный рентгеновский пучок выбранного диаметра направлялся в анализи-
руемую область на поверхности образца, установленного в специальную гониометрическую приставку. Диаметр освещенной рентгеновским пучком области в наших опытах примерно соответствовал размеру исследуемого зерна и составлял около 530 мкм.
После вывода в отражающее положение какой-либо, г'-ой, плоскости с нормалью Н(г) фиксируются сферические координаты (<вс, фс) вектора Н(г) в лабораторной системе координат, которые приблизительно соответствуют максимуму интенсивности рефлекса. Затем образец сканируется по координатам <в и ф около положения (сос, фс) во всей области существования рефлекса, и при этом регистрируется распределение интенсивностей рентгеновского отражения - микропо-люсная фигура (МПФ) (рис. 1).
Основу для восстановления функции распределения ориентации (ФРО) составляет набор МПФ, число которых в наших исследованиях варьировалось от 3 до 5. Измерения проводились для семейства отражающих плоскостей {331}.
Исследуемый образец, представляющий собой поликристалл алюминия технической чистоты с размером зерна порядка 500 мкм, подвергался деформации сжатием по нормали к исследуемой поверхности. На ней для анализа были выбраны 4 зерна таким образом, что они попарно имели близкие исходные ориентации (идентификатором пары является первая буква в обозначении этих зерен: А1, А2, В1 и В2). МПФ были получены для указанных зерен после каждого этапа деформации - 13 %, 22 %, 32 %.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
На основе экспериментально полученных МПФ восстанавливалась функция распределения ориентаций (ФРО) в исследуемых зернах, а затем, исходя из ФРО, -обратные полюсные фигуры (ОПФ). На рис. 2 приведены ОПФ для оси сжатия после деформации 32 %. Видно, что:
- ориентация зерна как целого с ростом деформации приближается к устойчивой ориентации <110>;
*[3 13]
/ ©Р1І] Р 1 3]*\
*■ • р 1 3] \ : %Г] \
. [1 3 3]
[13 3]% .
\ -йЗії 3 3] .[ІЗЗ] /
\*р 13] /
N. • сзз 1] _ Р 1 3] / .[3 3 1]
Рис. 1. Микрополюсные фигуры для зерна А2, степень деформации 32 %
Рис. 2. Обратная полюсная фигура для оси сжатия исследуемых зерен, степень деформации 32 %
Рис. 3. Предпочтительная ориентация оси сжатия в зависимости от степени деформации
- увеличивается разброс ориентаций в пределах отдельного зерна.
Эти закономерности вполне согласуются с имеющимися представлениями текстурообразования [5] и фрагментации [1]. В то же время, наблюдаются значительные расхождения между зернами как в средних поворотах, так и во внутризеренном распределении ориентаций. Исходя из этого, можно предположить, что формирование микротекстуры в значительной мере
О 10 20 30 0 10 20 30
Раз ориентация, град Раз ориентация, град
Рис. 4. Распределение угла поворота решетки внутри зерна относительно исходной ориентации
определяется влиянием локального окружения отдельного зерна.
На рис. 3 ОПФ показано изменение преимущественной ориентации зерен (ориентации, представленной с наибольшей вероятностью в облучаемом объеме) в сравнении с предсказанными на основе теоретических моделей поворотами. Моделирование выполнялось по самосогласованной схеме Кренера для предельных случаев описания пластического взаимодействия зерна с его окружением: в условиях полного стеснения (предел, соответствующий модели Тейлора) и без учета стеснения (предел Закса). Как явствует из рисунка, поведение двух зерен (А1 и В1) подобно предсказываемому на основе модели Закса. Зерно А2 испытывает повороты, близкие к рассчитанным для условия полного стеснения, а зерно В2 не может быть описано ни по одной из рассмотренных схем. Не наблюдается очевидной зависимости направления и скорости поворота от начальной ориентации. Следовательно, как и выше, можно заключить, что траекторию переориентации в значительной мере определяют соседние зерна.
Для количественного описания степени рассеяния ориентировок в пределах зерна на основании ФРО были рассчитаны распределения углов поворота относительно исходной ориентации (рис. 4). Видно, что на начальной стадии центр тяжести распределения смещен от максимума функции в сторону больших углов. Наличие такого хвоста в распределении свидетельствует о том, что рассеяние ориентаций (фрагментация) в зерне опережает изменение преимущественной ориентации. С ростом деформации распределение становится более симметричным, следовательно, повороты фрагментов внутри данного зерна становятся более скоординированными. Однако следует подчеркнуть, что отмеченные закономерности, выявленные при исследовании нескольких зерен, требуют дальнейшего изучения и подтверждения на более широкой экспериментальной базе.
ВЫВОДЫ
Ориентация каждого из зерен, как целого, с ростом деформации приближается к стабильной (при сжатии ГЦК-кристаллов) ориентации <110>, однако траектории и их переориентации существенно различаются.
Начиная с относительно ранней стадии деформации (13 %) происходит значительное рассеяние ориентаций внутри зерна.
Существующие модели деформации поликристалла не позволяют предсказать преимущественный поворот решетки отдельного зерна.
На основании результатов, полученных для 4-х исследованных зерен, можно заключить, что основным фактором, определяющим траекторию переориентации зерна, является его пластическое взаимодействие с соседними зернами.
ЛИТЕРАТУРА
1. Рыбин В.В. Большие пластические деформации. М.: Металлургия, 1986. 224 с.
2. Kroner E. Zur plastischen Verformung des Vielkristalls // Acta. Met. 1961. V. 9. № 2. Р. 155-161.
3. Tiem S., Bervevlieller M. and Ganona G.R. Grain shape effects an the slip system activity and on the lattice rotations // Acta Met. 1986. V. 34. № 11. Р. 2139-2149.
4. Рыбин В.В., Титовец Ю.Ф., Самойлов А.Н. Применение метода локальной рентгеновской дифрактометрии для исследования пластически деформированных поликристаллов // Заводская лаборатория. 1988. Т. 54. № 2. С. 44-55.
5. Вассерман Г., Гревен Н. Текстуры металлических материалов. М.: Металлургия, 1969. 655 с.
БЛАГОДАРНОСТИ: Работа поддержана РФФИ (грант № 99-02-16876).
УДК 669.01 (075.8)
ВЛИЯНИЕ МАРТЕНСИТНОГО ПРЕВРАЩЕНИЯ НА КРИОГЕННЫЕ СВОЙСТВА
АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ
© А.М. Минаев, Л.Н. Тялина
Россия, Тамбов, Государственный технический университет
Minaev A.M.,Tyalina L.N. Influence of martensite transformation on the cryogenic properties of austenitic steels. In activity, the findings of the investigation of the toughness of steels X18H10T and X17H13M3T in the temperature range 300...77 K are adduced. With temperature increase in these steels under impact destruction, martensite deformation (a") is derived. The transformation of austenite in a "-phase augments the activity of the germing of a crack, but reduces the activity of its development. The influence of the two inversely operational factors results in relation of toughness to temperature, by the way, by maximum curve.
Из свойств, наиболее чувствительных к изменению температуры, является ударная вязкость. От того, как она изменяется с понижением температуры, зависит надежность работы конструкции. Нами исследовалось поведение аустенитных сталей Х18Н10Т и Х17Н13М3Т при охлаждении от 300 до 77 К. В этом температурном интервале а -фазы (мартенсита охлаждения) в обеих сталях обнаружено не было. Эксперименты по разрушению образцов показывают, что в стали Х18Н10Т образуется мартенсит деформации (а"-фаза ) при снижении температуры, начиная от 300 К. Чем ниже температура испытания, тем больше образуется а"-фазы. В стали Х17Н13М3Т а"-мартенсит обнаруживается лишь ниже 173 К. Эти температуры (300 и 173 К) можно принять за точки Мл рассматриваемых сталей.
Сериальные зависимости «ударная вязкость - температура» были получены на 5-ти образцах стандартного типа с разными надрезами и поперечным сечением. В стали Х18Н10Т при понижении температуры вязкость возрастает с 2,3 МДж/м2 (температура 300 К) до 3,0 МДж/м2 (температура 170 К), а затем плавно снижается до 2,5 МДж/м2 к температуре 77 К. В стали Х17Н13М3Т наблюдается несколько иная зависимость: при охлаждении ударная вязкость сначала падает с 2,5 МДж/м2 (300 К) до 1,7 МДж/м2 при 170 К, после чего начинается ее рост до 2,3 МДж/м2 (77 К). Такое изменение свойств сталей объясняется фазовым у ^ а"-превращением, которое протекает в процессе деформации. Это подтверждается тем, что подъем
ударной вязкости, например, в стали Х17Н13М3Т совпадает с температурой начала образования мартенсита деформации - точкой Мл (—170 К).
Экспериментально было показано, что превращение аустенита в мартенсит деформации (у ^ а") увеличивает работу зарождения трещины (А3), а образовавшийся а"-мартенсит уменьшает работу ее развития (Ар). Наличие двух противоположно действующих факторов приводит к зависимости ан (или Ан = А3 + Ар) от температуры в виде кривой с максимумом.
Важным для практики является вопрос о влиянии на ударную вязкость уже имеющегося мартенсита, полученного до испытания. Для выяснения этого вопроса заготовки из стали Х18Н10Т подвергались растяжению при 173 К на различную величину с целью получения разного количества мартенсита. Из таких деформированных заготовок изготавливались ударные образцы, имеющие 0, 5, 10, 20 и 30 % мартенсита. Делалось три вида надрезов (г = 0,25; 0,5 и 1,0 мм) на глубину во всех случаях 2,0 мм. Были построены зависимости вязкости этих образцов от температуры. Оказалось, что увеличение в структуре мартенситной составляющей уменьшает ударную вязкость при 300 К в основном за счет снижения работы распространения трещины, тогда как работа зарождения трещины изменяется мало. Увеличение исходного количества мартенсита до 10 % при 173 К снижает только работу распространения трещины; при большом количестве а"-фазы начинает падать и работа зарождения трещи-
