CC BY
79
УДК 538.911
Роль теплового расширения в миграции границ и тройных стыков зерен при рекристаллизационном отжиге
В.В. Губернаторов, Т.С. Сычева, В.А. Казанцев, В.П. Пилюгин, С.А. Ольков1
Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, 620990, Россия 1 ООО «ВИЗ-Сталь», Екатеринбург, 620028, Россия
Проведено дилатометрическое исследование поликристаллических образцов магнитомягкого сплава Бе - 3 вес. % Si после различные обработок. Определено соотношение линейнык коэффициентов теплового расширения границ и тела зерен. Проведена оценка его влияния на перемещение границ и тройнык стыков зерен при рекристаллизационном отжиге.
Ключевые слова: поликристаллы, коэффициенты теплового расширения границ и тела зерен, рекристаллизация, движущие силы миграции границ зерен
Role of thermal expansion in migration of grain boundaries and triple junctions
in recrystallization annealing
VV. Gubernatorov, T.S. Sycheva, V.A. Kazantsev, V.P. Pilyugin and S.A. Olkov1
Institute of Metal Physics UrB RAS, Ekaterinburg, 620990, Russia 1 VIZ-Stal Ltd., Ekaterinburg, 620028, Russia
The work is dilatometric study of polycrystalline specimens of Fe - 3 wt % Si soft magnetic alloy after various types of treatment. The ratio of linear thermal expansion coefficients of grain boundaries and grain bulks was determined. The effect of thermal expansion on migration of grain boundaries and triple junctions in recrystallization annealing was estimated.
Keywords: polycrystals, thermal expansion coefficients of grain boundaries and grain bodies, recrystallization, driving forces of grain boundary migration
1. Введение
Одним из самых эффективных и распространенных способов воздействия на структуру и, следовательно, структурно чувствительные свойства металлов является рекристаллизация1. Несмотря на то что ее в металлургической технологии применяют давно, до сих пор в проблеме рекристаллизации остается много нерешенных вопросов. В частности, не все ясно с движущими силами рекристаллизации Р и подвижностью границ зерен |х. Об этом свидетельствуют, например, некоторые результаты изучения миграции границ зерен методика-
1 Рекристаллизация по [1] — образование и перемещение большеугловых границ зерен (первичная рекристаллизация) или только перемещение таких границ (собирательная, вторичная и третичная рекристаллизация).
ми с использованием бикристаллов специальной геометрии (в том числе методикой клина) [2] и обнаруженные нами особенности вторичной рекристаллизации (аномального роста отдельных зерен) в мелкозернистой остротекстурованной матрице. Рассмотрим эти примеры подробнее.
1.1. Миграция границ зерен в клиновидных бикристаллах
В бикристаллах специальной геометрии движущая сила миграции границ зерен Рф = у/R, где у—энергия (или сила поверхностного натяжения) границы; R — радиус кривизны границы. Согласно теории абсолютных скоростей реакций, расчетная скорость перемещения межзеренной границы в таких бикристаллах
^са! = Мрь = МУ/ ^ (1)
© Губернаторов В.В., Сычева Т.С., Казанцев В.А., Пилюгин В.П., Ольков С.А., 2011
Экспериментально установлено, что при высокотемпературном отжиге плоских клиновидных бикристаллов исходная криволинейная межзеренная граница с радиусом кривизны R перемещается к острию клина (к центру кривизны изогнутой границы) со скоростью vexp =ц ígb5-40 =ц (у/Л)1'5-4'0. Возникает вопрос: почему vexp >> v cal?
Различие vexp и v cal объясняют взаимодействием границы зерна с примесями и внешней поверхностью (с образованием канавок термического травления). Однако, в действительности, наличие примесей в металле и канавок термического травления в образце не ускоряет, а замедляет движение границ зерен; и в этом случае vexp должна быть меньше, а не больше v cal.
1.2. Вторичная рекристаллизация в мелкозернистой остротекстурованной матрице
Нами проведен анализ аномального роста отдельных зерен в мелкозернистой матрице, имеющей острую текстуру {110}(001) (средний угол разориентации зерен первичной рекристаллизации не превышал 5°), полученную отжигом (соляная ванна 700 °С, 20 с) прокатанного на 65 % монокристалла (110)[001] сплава Fe -3 % Si. Острая текстура стабилизирует мелкозернистую матрицу (текстурное торможение роста зерен) и тем самым обеспечивает протекание вторичной рекристаллизации при последующем высокотемпературном градиентном отжиге, который позволяет наблюдать рост отдельных зерен на начальных стадиях.
Обнаружено, что границы растущего зерна вогнуты, а тройные стыки зерен, одним из которых является развивающееся зерно, выдвинуты вперед по границам зерен матрицы (рис. 1). Этот результат не согласуется с существующими представлениями о вторичной рекристаллизации.
В общем случае движущей силой (или термодинамическим стимулом) вторичной рекристаллизации служит выигрыш в зернограничной энергии [1], т.е. когда повышение свободной энергии системы за счет увеличения площади большеугловых границ растущих зерен перекрывается снижением энергии системы за счет сокращения площади границ зерен матрицы. В приведенном эксперименте, как видно из треугольника АВС на рис. 1, удлинение большеугловой границы АС ^ АВ + ВС происходит за счет укорочения малоугловой границы ОВ. При этом энергия системы не снижается, а даже, наоборот, повышается, т.к. (например, в алюминии [ 1, рис. 69]) удельная энергия малоугловой границы (при разориентировке зерен <5°) на порядок меньше удельной энергии большеугловой границы (при разориен-тировке зерен ~30°).
Результаты рассмотренных экспериментов невозможно объяснить с известных позиций. Но они дают основание полагать, что при нагреве поликристаллов
наряду с известными возникают дополнительные (пока неизвестные и неучитываемые) факторы, которые, изменяя Р и м, оказывают существенное влияние на миграцию границ и тройных стыков зерен. По нашему мнению, одним из таких факторов может быть различие в линейных коэффициентах теплового расширения границ а^ и тела зерен а
В настоящее время принято считать, что в реальных поликристаллах границы зерен — это фаза, состоящая из самой 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) [3]. Поскольку эта фаза имеет реальную толщину (см., например, [4]), то она обладает всеми присущими твердому телу свойствами (в том числе и а вЬ, которые отличаются от свойств тела зерен, в частности а^ Ф а ). Поэтому поликристалл можно считать двухфазной системой, для которой коэффициент теплового расширения определяется по правилу смешения:
а = а 8ь^ь + а ^, (2)
где Уф и V — объемные доли границ и тел зерен.
Для того чтобы качественно оценить влияние различия авЬ и а^ на процесс рекристаллизации, необходимо и достаточно знать их соотношение. Имеющиеся по этому вопросу данные противоречивы: по расчетам [5] а^ < а^; в [6]1 утверждают, что в меди а^ = = (2.5-5.0) а; в [7]2 показано, что а^ <а^ и а^ <
< а 1Е-
Цель данной работы: экспериментально определить соотношение между а^ и а^ и оценить влияние различия между а вЬ и а ^ на миграцию границ и тройных стыков зерен при рекристаллизационном отжиге.
Работа проведена на металлах кубической сингонии, т.к. коэффициент теплового расширения у них практи-
1 В [6] разницу между аgь и а^ определяли по амплитуде изгиба тонкой (17 мкм) мелкозернистой медной пластины длиной 23 см, прикрепленной концами к толстой (5 мм) крупнозернистой медной подложке (текстуры образцов не приведены). На наш взгляд, эксперимент проведен некорректно, т.к. сборная протяженная конструкция, содержащая разнотолщинные элементы, неизбежно была подвержена влиянию температурных градиентов, что в работе не учитывали.
2 В [7] в крупнозернистой полиэдрической структуре сплава Бе - 3 % Si, сформировавшейся во время длительного высокотемпературного отжига (1250 °С, 24 ч), при комнатной температуре наблюдали извилистые межзеренные границы. Извилистость границ могла появиться только при охлаждении и при условии, что agb < аgV. Замечено, что извилистостью обладают, как правило, большеугловые границы. Последнее означает, что коэффициент теплового расширения большеугловой границы меньше, чем малоугловой
(а^ <а^).
Рис. 1. Аномальный рост зерен (вторичная рекристаллизация) в мелкозернистой матрице с острой текстурой {110}{001), БГ и МГ — большеугловые и малоугловые границы
чески изотропен [8], что позволяет однозначно трактовать полученные результаты. Материал исследования и его обработка приведены в соответствующих разделах.
2. Результаты исследований и их обсуждение
2.1. Коэффициенты теплового расширения границ и тела зерен
Материал исследования — магнитомягкий ОЦК-сплав Fe - 3 вес. % Si, исходное состояние — плоский монокристалл (110) толщиной 0.3 мм.
В этом сплаве отсутствуют фазовые превращения первого рода в широком интервале температур, могут протекать все виды рекристаллизации и хорошо изучены процессы структуро- и текстурообразования при деформации и рекристаллизации, что существенно облегчает анализ результатов экспериментов.
Обработка: деформация кручением под давлением (диаметр наковален — 10 мм, давление — 4 ГПа, 5 оборотов, скорость вращения — 0.3 об./мин) до толщины 0.1 мм ^ изготовление образцов 0.1х4.0х4.5 мм ^ отжиг при 700 °С, 20 мин (первичная рекристаллизация) ^ отжиг тех же образцов при 1020 °С, 2 ч (собирательная рекристаллизация).
После каждой обработки измерения коэффициента теплового расширения сплава проводили на дилатометре DL-1500 RHP (фирма ULVAC Sinku Riko Inc., Япония) в динамическом режиме со скоростью развертки температуры 2 °С/мин. Для быстрого выравнивания температуры по образцу измерительный объем заполняли гелием до давления 50-70 кПа. На каждом этапе измерения коэффициента теплового расширения осуществляли троекратно, причем каждый раз после нагрева до 100 °С контролировали возврат удлинения образца в исходное состояние. Сравнение значений коэффициентов теплового расширения сплава проводили после
различных обработок: деформации ай, первичной агі и собирательной рекристаллизации аг8.
Корректность эксперимента была обеспечена следующим. Во-первых, измерение коэффициента теплового расширения сплава проводили на одном приборе при одинаковых условиях в интервале температур 20100 °С (вдали от температуры Кюри, Тс = 750 °С) на одном и том же образце после различных обработок его, чтобы исключить влияние на коэффициент теплового расширения химического состава (он может меняться от образца к образцу), фазового перехода второго рода (коэффициент теплового расширения ферромагнетика изменяется при переходе Тс) , приборной ошибки и т.д. Во-вторых, обработку образцов осуществляли так, чтобы изменения коэффициента теплового расширения, связанные с изменением у,ь и У^ на величину АУ, надежно фиксировались дилатометром (т.е. разница между авЬА У и а^АУ должна быть больше чувствительности прибора). В-третьих, текстурные изменения не должны оказывать существенного влияния на коэффициент теплового расширения сплава, т.к. он изотропен, а константы магнитострикции — структурнонечувствительное свойство (не зависит от размера зерна, кристаллической ориентировки и т.д. [8]).
Эксперимент в полном объеме повторялся на разных образцах трижды, результат был стабильным.
Определение размера зерна и кристаллографической текстуры после отжигов осуществляли стандартными методами: размер зерна—методом случайных секущих на плоскости Салтыкова С.А., текстуру—по полюсным фигурам, снятым на дифрактометре ДРОН-2.
Результаты эксперимента следующие.
- Сплав после первичной рекристаллизации имеет средний размер зерна dгі = 2 мкм и плоскостную ак-
Рис. 2. Зависимость коэффициента теплового расширения от структурного состояния сплава Бе - 3 % Si, й — средний размер зерна
Рис. 3. Миграция большеугловой границы (БГ) в прямоугольном (а) и клиновидном (б) бикристаллах, А/ — уширение образца при нагреве
сиальную текстуру {110}(М/). При собирательной рекристаллизации зерно вырастает до drs = 20 мкм, тип текстуры при этом не меняется.
- Значения коэффициентов теплового расширения сплава после различных обработок располагаются в следующем порядке (рис. 2): ай < а й < а ге. Деформированный материал имеет наименьший коэффициент теплового расширения, что согласуется с расчетами [5]. Чем крупнее зерно, тем больше коэффициент теплового расширения сплава.
Если при собирательной рекристаллизации У^ увеличивается за счет уменьшения У^ на величину АУбез изменения типа текстуры, то неравенство ай < а ге, используя выражение (2), можно записать в виде:
а Л +а ВуУВу <
< а8Ь(У8Ь - АУ) + а^ +АУ).
Путем простых сокращений получим:
а gb <^.
Естественно, а^ зависит, прежде всего, от угла разориентировки смежных зерен. При увеличении этого угла возрастают толщина и дефектность межзеренной границы и, следовательно, уменьшается а^, т.е. а^ <
< а^, где а^ и а^ — коэффициенты теплового расширения большеугловой и малоугловой границ. Отсюда вытекает, что при прочих равных условиях чем острее кристаллографическая текстура поликристалличес-кого материала (т.е. чем меньше угол разориентировки зерен и тоньше границы), тем больше его коэффициент теплового расширения.
2.2. Влияние различия между а^ь и а^ на миграцию границ и тройных стыков зерен
Рассмотрим перемещение межзеренной границы в бикристаллах и первичную рекристаллизацию в холоднокатаном на 65 % монокристалле (110)[001] сплава Бе - 3 % Si.
При нагреве прямоугольного бикристалла (рис. 3, а) его зерна I и II расширяются на одинаковую величину А/, т.к. а ^ изотропен. Естественное удлинение границы при этом будет меньше, поскольку а^ < а , и точка а должна занять положение а . Но при отсутствии нарушения сплошности среды зерна растянут границу и ее конец окажется в положении а". В результате к концу растянутой границы в точке а" будет приложена сила ^Аа. Так как РАа направлена вдоль границы, а свободные энергии областей по обе стороны границы близки, то при отжиге граница перемещаться не будет (отсутствует сила, приложенная нормально к ее поверхности).
В случае нагрева клиновидного бикристалла (рис. 3, б) сила ^Аа имеет две составляющие и Р2, одна из них направлена к острию клина и будет способство-
вать перемещению точки а" в положение а'", т.е. изгибать и тянуть границу к острию клина.
Кроме того, наличие растягивающих напряжений в границе1 повышает ее диффузионную проницаемость (известно, что растягивающие напряжения в мембране повышают ее проницаемость [9]), что увеличивает ее подвижность. Таким образом, при отжиге клиновидного бикристалла различие а^ и а ^ приводит к появлению дополнительной движущей силы миграции границы /да и повышению ее подвижности на величину МАа. Если это учесть, то выражение (1) примет вид:
^са1 _ (м + М-Аа )(рь + ^Аа ) ~ ^ехр, т.е. учет указанных факторов приблизит сса1 к сеХр.
Первичная рекристаллизация в холоднокатаном монокристалле сплава Бе - 3 % Si начинается, как установлено в [10, 11], в микрообъемах с определенной поли-гонизованной субструктурой. В них между полосой деформации и переходной полосой находится образовав-
1 В данном случае границу зерна можно рассматривать как мембрану, через которую идет диффузия атомов при рекристаллизации.
Рис. 4. Первичная рекристаллизация в холоднокатаном на 65 % монокристалле (110)[001] сплава Бе - 3 % Si: а — схема; б — образец. НП — направление прокатки; НПП — нормаль к плоскости прокатки; МГ, СГ и БГ — малоугловые, среднеугловые и большеугловые границы; ПП — переходная полоса; ПД — полоса деформации
шаяся при прокатке гофрированная граница, которая в некоторых местах может разделять разориентирован-ные на значительные углы (30° и более) области, т.е. является большеугловой (рис. 4, а), и по [1] обладает наибольшей подвижностью. При этом вытянутые субзерна переходной полосы, обладающие размерным преимуществом, становятся центрами (зародышами) первичной рекристаллизации, рост которых происходит за счет глобулярных субзерен полосы деформации.
Переходные полосы, содержащие малоугловые границы (ее субзерна разориентированы на ~5°), и полосы деформации, содержащие среднеугловые границы (разориентировка субзерен ~15°), имеют различные структуры [12] и, следовательно, разные коэффициенты теплового расширения. Причем коэффициент теплового расширения переходной полосы больше коэффициента полосы деформации аЙЬ < а(Ь, т.к. а^ < а^ < а^ <
< а^ (а^ — коэффициент теплового расширения полосы деформации со среднеугловыми границами). При нагреве уширение переходной полосы больше, чем уширение полосы деформации, и поэтому она будет оказывать давление на большеугловую границу G и способствовать ее перемещению в сторону полосы деформации. В итоге на границу будет действовать движущая сила (давление) Р = Рф + G (Рф — давление, обусловленное выигрышем в зернограничной энергии за счет сокращения протяженности границы зерна матрицы [1]). Так происходит рост зародышей первичной рекристаллизации. При этом следует иметь в виду, что, поскольку граница находится в растянутом состоянии, она обладает большей подвижностью.
На тройные стыки субзерен переходной полосы и полосы деформации, находящихся на большеугловой границе, действуют в одном направлении давление G со стороны переходной полосы и сила РАа (как на рис. 3, а), которые будут перемещать тройные стыки по субграницам полосы деформации. Под действием двойной силы G + РАа тройные стыки на начальных стадиях рекристаллизации перемещаются быстрее, чем большеугловая граница, и внедряются в полосу деформации.
В результате фронт растущего зерна при установившемся режиме миграции границ и тройных стыков становится неровным (рис. 4, б).
Роль различия а^ < а^ при вторичной рекристаллизации в мелкозернистой остротекстурованной матрице (см. рис. 1) такая же, как и при первичной рекристаллизации.
3. Заключение
Анализ зависимости коэффициента теплового расширения одного и того же поликристаллического образца сплава Бе - 3 % Si от размера зерна (при неизменном типе кристаллографической текстуры) показал, что коэффициент теплового расширения границ зерен меньше коэффициента теплового расширения тела зерен, а^ <
< а Такое различие а^ и а^ при нагреве поликристалла приводит к возникновению дополнительной движущей силы рекристаллизации и увеличению подвижности границ, что способствует миграции границ и тройных стыков зерен.
Учет различия коэффициентов теплового расширения границ и тела зерен позволяет понять некоторые особенности процесса рекристаллизации, в том числе объяснить большое отличие экспериментально наблюдаемой скорости перемещения межзеренной границы в клиновидном бикристалле от расчетной и возможность протекания вторичной рекристаллизации в мелкозернистой остротекстурованной матрице.
Работа выполнена при частичной поддержке РФФИ (грант № 11-02-00931) и интеграционного проекта ИФМ-ИЭФ УрО РАН № 09-И-2-2002.
Литература
1. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1978. - 568 с.
2. Рекристаллизация металлических материалов / Под ред. Ф. Хесне-
ра. - М.: Металлургия, 1982. - 352 с.
3. ГрабскийМ.В. Структура границ зерен в металлах. - М.: Металлур-
гия, 1972. - 160 с.
4. Клоцман С.М., Куркин М.И., Кайгородов В.Н., Дякин В.В., Дударев М.С. Метод измерения коэффициентов диффузии в ядре областей сопряжения кристаллитов // ФММ. - 1996. - Т. 82. - № 1. -С. 98-104.
5. Юрьев С.Ф. О роли термического расширения фаз при мартенсит-
ном превращении стали // ЖТФ. - 1950. - Т. 20. - № 5. - С. 546563.
6. Klam H.J., Hahn H., Gleiter H. The thermal expansion of grain bound-
aries // Acta Metall. - 1987. - V 35. - No. 8. - P. 2101-2104.
7. Губернаторов В.В., Владимиров Л.Р., Сычева Т.С., Пятыгин А.И. О структурообразовании в поликристаллических металлах и сплавах. 1. Термоциклирование // ФММ. - 2006. - Т. 101. - № 3. -С. 306-310.
8. Лившиц Б.Г., Крапошин В.С., Линецкий Я.Л. Физические свойства
металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1980. - 320 с.
9. Власов Н.М., Федик И.И. Диффузия примесей внедрения через цилиндрическую оболочку с остаточными напряжениями // ДАН. - 2002. - Т. 384. - № 3. - С. 324-327.
10. Gubernatorov VV, Sycheva T.S., Pyatygin A.I. Inhomogeneities of the deformation structure and controlling properties of recrystallized material // Phys. Met. Metallogr. - 2003. - V. 96. - Suppl. 1. - P. S28-S34.
11. Губернаторов В.В., Сычева T.C., Пятыгин А.И. Явление гофрирования и формирование структуры и текстуры в металлических материалах при деформации и рекристаллизации // Физ. мезо-мех. - 2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 1. - С. 97-100.
12. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.
Поступила в редакцию 27.12.2010 г.
Сведения об авторах
Губернаторов Владимир Васильевич, д.т.н., гнс ИФМ УрО РАН, sych@imp.uran.ru Сычева Татьяна Сергеевна, нс ИФМ УрО РАН, sych@imp.uran.ru Казанцев Вадим Аркадьевич, к.ф.-м.н., внс ИФМ УрО РАН, vkazantsev@imp.uran.ru Пилюгин Виталий Прокофьевич, к.ф.-м.н., зав. лаб. ИФМ УрО РАН, pilyugin@imp.uran.ru Ольков Станислав Александрович, гл. энергетик ООО «ВИЗ-Сталь», olkov_sa@viz.ru
