К вопросу изменения ориентировки и образования субструктуры в металлических кристаллах (зернах) при миграции их границ Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 538.911

К вопросу изменения ориентировки и образования субструктуры в металлических кристаллах (зернах) при миграции их границ

В.В. Губернаторов, Т.С. Сычева, С.А. Ольков1

Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, 620041, Россия

1 ООО «ВИЗ-Сталь», Екатеринбург, 620028, Россия

Исследовано изменение ориентировки и создание субструктуры в металлических кристаллах при миграции их границ в процессе рекристаллизации. Установлено, что эти явления обусловлены большой движущей силой рекристаллизации и высокой подвижностью границ зерен.

Ключевые слова: металлические кристаллы, рекристаллизация, миграция границ зерен, кристаллографическая ориентировка, субструктура

To the problem of orientation variation and substructure formation in metal crystals (grains) in migration of their boundaries

V.V. Gubernatorov, T.S. Sycheva and S.A. Olkov1

Institute of Metal Physics UrB RAS, Ekaterinburg, 620041, Russia 1 VIS-Stal Company, Ekaterinburg, 620028, Russia

The orientation variation and substructure formation in metal crystals in migration of their boundaries during recrystallization were studied. It is found that the phenomena owe to a high driving force of recrystallization and high mobility of grain boundaries.

Keywords: metal crystals, recrystallization, migration of grain boundaries, crystallographic orientation, substructure

1. Введение

В металлических поликристаллах при рекристалли-зационном отжиге, отжиге в присутствии внешней на-

грузки (ползучести) и высокотемпературной деформа-

ции имеет место миграция границ зерен, движущие силы и механизмы которой в перечисленных процессах одни и те же [1-3]. Движущиеся границы зерен, как правило, деформируют приграничные объемы металла и, следовательно, изменяют их ориентировку [1-4].

Степень деформации е этих объемов может быть значительной (десятки процентов в микрообъемах [3]), плотность дислокаций р в них может достигать 106-108 см-2

[4].

В [1] обнаружено, что в прокатанном А1 зародыши

(центры) первичной рекристаллизации свободны от дислокаций. По мере развития (роста) центров в них

изменяется ориентировка и возникает субструктура (отдельные дислокации и их скопления, субзерна и разделяющие их малоугловые границы). При этом авторы утверждают, что субструктура в зернах первичной рекристаллизации является результатом самого процесса их роста, а не остатками деформационной структуры. О справедливости такого утверждения свидетельствует также то, что в соединении GaAs мигрирующая граница зерен повышает исходное значение р с 103 до 107 см-2 [4]. В [5, 6] показано, что зерна изменяют свою ориентировку в процессе роста и при вторичной рекристаллизации.

Деформацию приграничных объемов движущейся границей зерен связывают с аккомодацией, происходящей при столкновении кристаллитов и поглощении растущим кристаллитом зерен и/или субзерен матрицы

© Губернаторов В.В., Сычева Т.С., Ольков С.А., 2011

[1]. Кроме того, изменение ориентировки растущего зерна может происходить (плавно и/или скачкообразно) и за счет поглощения движущейся границей зерен одноименных дислокаций [4].

Однако аккомодацией нельзя объяснить многие экспериментальные факты. Например, непонятно, почему при высокотемпературной деформации поликристалли-ческого № некоторые мигрирующие границы зерен не деформируют приграничные объемы [3] и почему в больших кристаллах, выращенных методом «деформация - рекристаллизация», одни исследователи наблюдают субструктуру, а другие — нет [7]. Непонятно также, почему изменяется ориентировка развивающегося центра первичной рекристаллизации при поглощении им субзерен, которые образовались при полигонизации и, согласно [8], не содержат дислокаций.

Задача данной работы — выяснить основные причину и механизм изменения ориентировки и образования субструктуры в зернах при их росте во время рекристал-лизационного отжига.

Поскольку механические и физические свойства металлических кристаллов зависят от типа, количества и расположения в них дефектов кристаллического строения (т.е. от наличия в зернах субструктуры), решение этой задачи имеет не только научное, но и практическое значение. В частности, получение малодефектных (совершенных) кристаллов сплавов Fe-Si и Бе-№ способом «деформация - рекристаллизация» до настоящего времени является актуальной проблемой.

При решении поставленной задачи нами были использованы следующие представления о границе зерен и движущей силе рекристаллизации Р. Граница зерна — это прослойка, состоящая из собственной границы (слой с искаженным кристаллическим строением толщиной 2-3 межатомных расстояния) и приграничных объемов (тоже искаженные зоны, имеющие отличающийся хотя бы по примесям от тела зерен химический состав и протяженность вглубь зерен на сотни нанометров) [9]. Так как граница зерен (прослойка) имеет существенную толщину, то она обладает всеми присущими твердому телу свойствами, которые отличаются от свойств тела зерен. Так, линейный коэффициент теплового расширения а границы зерен меньше, чем тела зерен (а^ <аьь) [10, 11]; причем такое различие наблюдается в широком интервале температур [11]. Движущуюся границу зерен следует рассматривать как проницаемую мембрану с каналами диффузии, по которым идет массоперенос в направлении, противоположном направлению ее перемещения.

В поликристалле при нагреве из-за разницы коэффициентов теплового расширения границ и тела зерен Да = аьь - а^, > 0 возникают напряжения (границы зерен испытывают растяжение, а тела зерен — сжатие), что приводит к значительному увеличению Р [12].

2. Материал, обработка и методы исследования

Работа проведена на тонких полосках магнитомягкого технического ОЦК-сплава Fe - 3 вес. % Si, полученных холодной (при комнатной температуре) прокаткой. Режимы механических и термических обработок сплава приведены в соответствующих разделах.

С помощью оптической микроскопии исследовали изменение ориентировки и субструктуры в зернах первичной рекристаллизации и в крупных сквозных (проросших на всю толщину полоски) зернах самопроизвольной и искусственно инициируемой вторичной ре-кристаллизации1. Ориентировку зерен определяли на двухкружковом гониометре ГД-1 по фигурам травления, полученным химическим травлением в реактиве 70 % Н2О, 30 % Н2О2 и 3-5 капель НС1. Макроструктуру в образцах выявляли травлением в кипящем 30% водном растворе НС1, а микроструктуру — электролитическим травлением в растворе 50 % Сг03 и 50 % Н2О (в данном сплаве технической чистоты микроструктура хорошо выявляется без дополнительного декорирования).

Особо отметим, что изготовление образцов из холоднокатаной полосы и все последующие механические воздействия на них (кроме локальной деформации первично рекристаллизованного сплава для внесения в него центров вторичной рекристаллизации) производили на сплаве в деформированном состоянии, чтобы исключить влияние этих воздействий на процесс вторичной рекристаллизации. Внесением центров вторичной рекристаллизации только на одном конце полоски получали направленную искусственно инициируемую вторичную рекристаллизацию, при которой имеет место конкурентный рост зерен с ориентировкой близкой к {110}<001>.

3. Результаты экспериментов и их обсуждение

Из работы [9] следует, что при рекристаллизацион-ном отжиге для каждой конкретной границы зерен существует своя определенная движущая сила Р (по нашему мнению, критическая — Рсг), при которой нару-

1 Искусственно инициируемая вторичная рекристаллизация — рост центров, которые внесены в металл искусственно, в частности локальной деформацией образца, претерпевшего первичную рекристаллизацию. При последующем отжиге с медленным нагревом в местах локальной деформации сначала образуется венчик крупных зерен первичной рекристаллизации, некоторые из них при дальнейшем нагреве становятся центрами вторичной рекристаллизации. Температура начала искусственно инициируемой вторичной рекристаллизации на 20-30 °С ниже температуры начала самопроизвольной вторичной рекристаллизации, что позволяет при медленном нагреве зернам искусственно инициируемой вторичной рекристаллизации вырасти до значительных размеров и столкнуться прежде, чем начнут появляться и расти зерна самопроизвольной вторичной рекристаллизации и препятствовать развитию первых.

шается прямо пропорциональная зависимость скорости миграции границы V от Р. При малой движущей силе (Р < Рсг) V = цР (ц — коэффициент пропорциональности, характеризующий подвижность границы зерен); при большой движущей силе (Р > Рсг) V достигает максимальной величины = цРсг) и далее остается прак-

тически неизменной. Постоянство vmax (точнее, очень слабое повышение vmax при увеличении Р) связывают с динамическим равновесием между перемещением границы зерен и массопереносом через нее равна

максимальной скорости массопереноса через границу зерен в направлении, противоположном направлению ее движения). При этом граница зерен приобретает состояние насыщения — все каналы диффузии в ней задействованы.

Возникает вопрос: что происходит в растущем зерне (или в развивающемся центре рекристаллизации) и матрице, когда граница между ними движется со скоростью vmax под действием силы ДР = Р - Рсг ? Ниже сделана попытка ответить на этот непростой, но важный вопрос.

3.1. Особенности миграции границы зерен

При Р > РсГ

Часть Р, равная Рсг, затрачивается на придание границе зерен скорости vmax, остальная часть ДР = Р - Рсг прилагается к границе зерен, движущейся со скоростью vmax. В данной ситуации границу зерен следует рассматривать как тонкую непроницаемую мембрану, на которую действует сила (давление) ДР. Если ДР больше предела текучести тела зерен сту, то движущаяся граница зерен будет деформировать приграничные объемы: металл перед границей зерен будет испытывать пластическую деформацию сжатием ес, а за границей зерен— растяжением е(. Поскольку деформация осуществляется при повышенных температурах, то в деформированных объемах будет протекать динамическая полигонизация с образованием субструктуры. Ясно, что чем больше ДР, тем сильнее деформируются приграничные объемы, более развита субструктура и заметнее изменение ориентировки в них. Кроме того, с ростом ДР будет увеличиваться деформируемый сжатием объем металла перед движущейся границей зерен.

Подтверждением справедливости наших рассуждений может служить зависимость величины разориен-тировки в зернах первичной рекристаллизации от степени предварительной деформации. При первичной рекристаллизации из-за большого значения Р все границы центров рекристаллизации перемещаются со скоростью vmax. Движущая сила первичной рекристаллизации зависит от предварительной деформации металла: чем она больше, тем больше Р и ДР. Следовательно, с повышением степени предварительной деформации должна увеличиваться разориентировка в зернах первичной рекристаллизации, что и наблюдали при

первичной рекристаллизации в алюминии, деформированном при комнатной температуре до различных степеней [1].

Рассмотрим один из возможных механизмов формирования субструктуры в зернах первичной и вторичной рекристаллизации. При нагреве в деформированном металле сначала (при температуре отжига t.mn, не превышающей температуру начала первичной рекристаллизации ^) протекает полигонизация с образованием кристаллитов, свободных (или почти свободных) от субструктуры [8]. Некоторые из них (превосходящие по размеру своих соседей, по крайней мере, в несколько раз) могут стать центрами рекристаллизации [13]. Допустим, что центр рекристаллизации отделен от кристаллитов матрицы прямолинейной границей и в одном кристаллите имеется микронеоднородность (например дефектный объем) (рис. 1, а, положение границы центра рекристаллизации 1-1).

Затем при нагреве металла до tSШl > ^ под действием движущей силы Р = Р^ + РДа (рис. 1, а) начнут перемещаться тройные стыки зерен (одним из которых является центр рекристаллизации) по границе зерен матрицы и увлекать за собой границу центра рекристаллизации. Сила Р^ обусловлена выигрышем в зернограничной энергии за счет сокращения протяженности границ зерен матрицы [13]. Сила РДа возникает при нагреве поликристалла из-за Да = аьь - а^ > 0 и действует в том же направлении, что и сила Рф [12]. Рост кристаллитов матрицы (собирательная рекристаллизация), как правило, заторможен ингибиторами (например дисперсными частицами второй фазы) и/или острой кристаллографической текстурой. Так как Р приложена только к тройным стыкам зерен, то фронт развивающегося центра рекристаллизации (или растущего зерна) будет неровным: тройные стыки выдвигаются вперед по границам зерен матрицы, а участки границы центра рекристаллизации между ними становятся вогнутыми по отношению к матрице (рис. 1, б, положение границы центра рекристаллизации 2-2).

При этом если Р > Рсг и ДР = Р - Рсг > сту, развивающийся центр рекристаллизации будет испытывать деформацию растяжением (на рис. 1, б деформированные области между положениями границы центра рекристаллизации 1-1 и 2-2 обозначены заливкой серым цветом). Вполне вероятно, что движущиеся тройные стыки деформируют металл сильнее, чем граница центра рекристаллизации, поскольку действующее на них давление ДР существенно больше давления, приложенного к границе центра рекристаллизации, и при перемещении границы центра рекристаллизации по дефектному объему степень деформации металла возрастает, так как в дефектном объеме увеличиваются Р и ДР (рис. 1, б, более темная заливка за тройными стыками зерен и в бывшем дефектном объеме).

Рис. 1. Создание субструктуры движущейся границей зерен (ГЗ): схемы (а-в), первичная и трех зерен (е)

вторичная рекристаллизация (г, д), столкновение

При дальнейшем повышении температуры отжига (или во время выдержки при tann > ts1) граница центра рекристаллизации, деформируя пройденные объемы металла, переместится в положение 3-3 (рис. 1, в). B это же время в продеформированных ранее объемах металла будет протекать полигонизация. Не исключено, что на ранних стадиях полигонизации образовавшаяся субструктура в растущем центре рекристаллизации повторяет исходную структуру (т.е. при рекристаллизации может иметь место структурная наследственность) и субзерна в развитом центре рекристаллизации могут содержать отдельные неподвижные дислокации и их скопления (на рис. 1, в они не обозначены). На поздних стадиях полигонизации субзерна могут расти (т.е. может протекать собирательная полигонизация и в результате в зернах первичной рекристаллизации формируется субструктура в виде ячеек, рис. 1, г).

Зерна вторичной рекристаллизации наследуют структуру первично рекристаллизованного металла (на рис. 1, д

наблюдается дислокационная структура на бывших границах зерен и субзерен первичной рекристаллизации).

Кроме того, субструктура в приграничных объемах рекристаллизованных зерен может возникать при их столкновении (рис. 1, е). В этом случае наличие субструктуры в приграничных объемах зависит от соотношения ес и е( в трех столкнувшихся зернах.

Таким образом, образование субструктуры в металлических кристаллах при рекристаллизации обусловлено наличием в металле различного типа дефектов кристаллического строения (границ зерен и субзерен, дислокаций и их скоплений и т.д.).

Листовой холоднокатаный сплав Fe - 3 % Si может иметь дефекты, вызванные условиями деформирования: царапины, вмятины, пузыри, коробоватость, «елочка», разнотолщинность и т.д. Поэтому представляло интерес исследовать влияние геометрии листов на возникновение субструктуры при рекристаллизационном отжиге.

3.2. Влияние геометрии образца на изменение ориентировки и субструктуры в растущих зернах Холоднокатаные (обжатие ~60 %) полоски из сплава Бе - 3 % Si толщиной 0.3 мм гофрировали в специальном штампе и получили по длине полосок перпендикулярно направлению прокатки несколько гребней (угол изгиба — ±1°-2°) на расстоянии 4-5 мм (полки гофра) друг от друга (рис. 2, а). Последующая обработка гофрированных полосок: отжиг на первичную рекристаллизацию (750 °С, 30 мин) ^ охлаждение до комнатной температуры ^ локальная деформация на одном конце образцов ^ заключительный отжиг на вторичную рекристаллизацию (скорость нагрева до 750 °С произволь-

89

ная, с 750 °С до 1050 °С — 30 °С/ч). Такая обработка позволила осуществить направленную искусственно инициируемую вторичную рекристаллизацию: при заключительном отжиге с медленным нагревом центры вторичной рекристаллизации конкурентно росли от одного конца образца к другому и последовательно преодолевали гребни гофров при разных температурах (1-й гребень при ?1,2-й — ґ2,3-й — ґ3 и 4-й — ґ4, ґ1 < ґ2 <

< < і4)- Затем была выявлена макроструктура полосок

и определены ориентировка зерен в полках гофра (у — угол отклонения [001] от направления прокатки в плоскости полоски, в — угол отклонения (110) от плоскости полоски вокруг поперечного направления) и угол 0

Ті 3° 4° 3.5° 4° 2°

Ні 0° 9.5° 1.5° 9.5° 4° І

о? ------ _8° -3°

1- __ ___ —■ у'

Уи 7.5° 6.5° 5.5° 6° 7° II

Ри -2.5° 2.5° -3.5° 5.5° -0.5°

де 21° 23° 25° 12°

ЛРі-и 7.0° 5.0° 4.0° 4.5°

Де/Ар,-,, 3.0 4.6 6.3 2.7

Рис. 2. Конкурентный рост кристаллов в гофрированном образце сплава Бе - 3 % Бь НП — направление прокатки, ПН — поперечное направление, НПП — нормаль к плоскости прокатки

отклонения границы между ними от направления прокатки (и от направления рекристаллизации) в плоскости полоски (рис. 2, в).

Макроструктура одной из полосок с двумя конкурентно растущими центрами искусственно инициируемой вторичной рекристаллизации I и II представлена на рис. 2, б. На схеме (рис. 2, в) указана ориентировка зерен в полках гофра, которая изменяется при прохождении растущим зерном гребней гофра (максимальные изменения углов составляют Ду: = 2°, ДРП = 9.5°, Д9 = = 25°). О том, что существенное изменение ориентировки растущих зерен по углу в происходит в гребнях, свидетельствуют наличие в них более развитой субструктуры (вставки А и В) и резкое изменение угла 9 (при этом выклинивается зерно, имеющее больший угол в).

Так как изгибы холоднокатаных полосок были небольшими (угол изгиба не превышал 2°), то они не могли существенно повлиять на структурное и напряженное состояние первично рекристаллизованного сплава. Значит, на ориентировку и дефектность растущих центров вторичной рекристаллизации повлияла именно геометрия образца. Это обусловлено следующим.

Центры искусственно инициируемой вторичной рекристаллизации — это крупные (превосходящие по размеру зерно матрицы в десятки раз) сквозные зерна венчика, которые образовались при первичной рекристаллизации в местах локальной деформации. Можно допустить, что в продольном сечении тонкой полоски граница центра с матрицей на макроуровне прямолинейна и перпендикулярна поверхностям полоски (граница зерен подходит к поверхности образца всегда перпендикулярно [14]). При нагреве образца до температуры, превышающей температуру начала вторичной рекристаллизации ts2, во-первых, происходит его уши-рение. Поскольку а^ <аьь, граница центра с матрицей при нагреве образца РДа (вставка С, положение границы 1), которая направлена вдоль границы и величина которой зависит от Да = аьь - а^ > 0 (чем больше Да, тем больше РДа )• Во-вторых, когда температура отжига будет выше ^2> граница центра начнет мигрировать в сторону матрицы под действием движущей силы Р [13], оставаясь при этом прямолинейной и перпендикулярной к поверхностям образца (положение границы 2). Наличие субструктуры в зернах до гребня (вставки А и В) свидетельствуют о том, что Р > Рсг и границы зерен при вторичной рекристаллизации в полках гофра движутся со скоростью Ртах, а ДР = Р^ - Ра > а

При перемещении границы зерен в зону гребня степень деформации приграничных объемов увеличится. Причина этого — появление дополнительной движущей силы, связанной с геометрией образца и разницей а^ и аьь. При переходе границы на другую полку (по-

ложение границы 3) возникают силы ± РДа (составляющие силы рДа), которые, создавая крутящий момент (+РДа способствует, а -РДа препятствует перемещению границы), деформируют приграничные объемы и тем самым скачкообразно изменяют их ориентировку. Продеформировав часть зерен и изменив их ориентировку, граница выпрямляется (положения границы 4 и 5) перпендикулярно поверхностям образца и далее перемещается таким же образом, как и на предыдущей полке гофра (положение границы 6), создавая при этом равномерную субструктуру (вставки А и В, субструктура после гребня такая же, как и до него).

Таким образом, можно констатировать, что макронеоднородности вносят существенный вклад в формирование субструктуры в растущих зернах.

Кроме того, результаты приведенного эксперимента (рис. 2, в) показывают, что ориентационная зависимость скоростей роста зерен (о ней можно судить по отношению Д9/ДР1-П) от температуры отжига £ имеет немонотонный характер (наблюдается максимум при tз). Это видно по изменениям ориентировки растущих зерен (особенно по углу в в каждом зерне и разнице этих углов в двух зернах ДР1-П), соотношения скоростей роста зерен (оно определяет Д9) и отношения Д9/ДР1-П, происходящим в гребнях гофра. Отмеченные изменения возникают при различных температурах ^ ^ ^ <

< ^, так как зерна росли в условиях медленного нагрева, последовательно преодолевая гребни гофров.

Обнаруженная закономерность позволяет дать важную практическую рекомендацию. Чтобы получить в сплаве Бе - 3 % Si острую текстуру {110} ± в(001), необходимо вторичную рекристаллизацию проводить при температуре, при которой Двп = 9.5°, а Д9/Дв1-П имеет наибольшую величину. В этом случае будут быстрее расти и выживать зерна, имеющие наименьший угол в.

4. Заключение

Исследовано изменение ориентировки и создание субструктуры в металлических кристаллах (зернах) при перемещении их границ. Установлено, что эти явления обусловлены большой (превосходящей некоторую критическую величину) движущей силой рекристаллизации и ее непостоянством в объеме металла.

Обнаружено, что при рекристаллизации в некоторых случаях имеет место структурная наследственность — образовавшаяся в растущем кристалле субструктура повторяет структуру поглощаемой матрицы. Установлено, что на образование субструктуры в растущих зернах оказывает влияние геометрия изделия, в частности геометрия холоднокатаной полосы трансформаторной стали.

Работа выполнена при частичной поддержке РФФИ (грант № 11-02-00931) и интеграционного проекта ИФМ-ИЭФ УрО РАН № 09-И-2-2002.

Литература

1. Возврат и рекристаллизация. Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1966.- С. 220-242.

2. Ползучесть и возврат. Пер. с англ. - М.: Металлургиздат, 1961. -412 с.

3. Хаютин С.Г. Деформация поликристаллов, связанная с миграцией

границ зерен // ФММ. - 1974. - Т. 37. - № 5. - С. 1072-1080.

4. Штремель М.А. Прочность сплавов. Дефекты решетки. - М.: Металлургия, 1982. - 280 с.

5. Губернаторов В.В., Соколов Б.К., Брышко Н.А. и др. Образование субструктуры в зернах при рекристаллизации // Докл. АН СССР. -1980. - Т. 255. - № 6. - С. 1367-1369.

6. Кетов С.П., Губернаторов В.В., Гундырев В.М. Об изменении ориентации кристаллов в процессе их роста при рекристаллизации // Докл. АН СССР. - 1990. - Т. 313. - № 1. - С. 91-94.

7. Теория и практика выращивания кристаллов. - М.: Металлургия, 1968. - 484 с.

8. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

9. ГрабскийМ.В. Структура границ зерен в металлах. - М.: Металлур-

гия, 1972. - 160 с.

10. Юрьев С.Ф. О роли термического расширения фаз при мартенсит-ном превращении стали // ЖТФ. - 1950. - Т. 20. - № 5. - С. 546563.

11. ГубернаторовВ.В., ВладимировЛ.Р., Сычева Т.С., Пятыгин А.И. О структурообразовании в поликристаллических металлах и сплавах. 1. Термоциклирование // ФММ. - 2006. - Т. 101. - № 3. -С.306-310.

12. ГубернаторовВ.В., Сычева Т.С., ВладимировЛ.Р. О структурооб-разовании в поликристаллических металлах и сплавах. II. Рекристаллизация. - ФММ. - 2006. - Т. 102. - № 5. - С. 545-549.

13. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1978. - 568 с.

14. Рекристаллизация металлических материалов. Пер. с англ. / Под ред. Ф. Хеснера. - М.: Металлургия, 1982. - 352 с.

Поступила в редакцию 27.12.2010 г.

Сведения об авторах

Губернаторов Владимир Васильевич, д.т.н., гнс ИФМ УрО РАН, [email protected]

Сычева Татьяна Сергеевна, нс ИФМ УрО РАН, [email protected]

Ольков Станислав Александрович, гл. энергетик ООО «ВИЗ-Сталь», [email protected]