Введение

Кристаллические решетки веществ по отношению к рентгеновскому излучению ведут себя как дифракционные решетки. Количественные и качественные изменения дифракционных решеток вызывают изменения дифракционных картин. Поэтому результаты анализа таких изменений можно эффективно применять при изучении структурных превращений в кристаллах [1, 2], в частности, вследствие их деформации и восстановления качественных характеристик кристаллической структуры при последующей термической обработке.

До недавнего времени основными рентгеновскими методами изучения таких превращений (выхода из деформированного и текстурированного состояния) являлись:

– анализ дифракции с применением приборов типа УРС с фотографической регистрацией дифракционной картины. Метод эффективен, но трудоемок и продолжителен;

– рентгеновская дифрактометрия, включающая анализ изменений относительных интенсивностей линий дифрактограмм при (θ–2θ)-сканировании с построением обратных полюсных фигур, а также анализ уширения рентгеновских линий.

Современная рентгеновская техника для структурного анализа позволяет существенно ускорить съемку и автоматизировать обработку данных. В частности, с применением современных рентгеновских дифрактометров, оснащенных высокопроизводительными автоматическими приставками для текстурного анализа, можно построить прямые полюсные фигуры (ППФ) в течение 1 ч.

В данной работе проанализированы возможности применения ППФ в исследованиях процессов структурообразования при нагреве холоднодеформированных металлов и при горячей деформации. Применение ППФ эффективно при разработке современных сплавов авиационного назначения [3–10] и определении параметров технологии их обработки. Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Материалы и методы

Эксперименты по высокотемпературной деформации осуществлены с применением универсальной испытательной машины, настроенной на сжатие, и установленной на ней печи электросопротивления [11–13].

С применением дифрактометра общего назначения методом (θ–2θ)-сканирования проведены рентгеновские съемки и получены дифрактограммы образцов сплавов авиационного назначения на основе алюминия (системы Al–Li–Cu), магния (системы Mg–Al–Zn), а также никеля с содержанием Al, Ti, Cr, V, Mo и др. Методом (α–β)-сканирования построены ППФ образцов сплавов, получены соответствующие β-сечения ППФ.

Результаты и обсуждение

Холодная деформация

Холодная деформация применяется при холодной прокатке листов алюминиевых, магниевых и других сплавов.

Помимо изменения формы кристаллитов при холодной деформации поликристаллов происходят следующие структурные превращения:

– разворот кристаллитов, приводящий к формированию преимущественных кристаллографических ориентаций (текстуры);

– увеличение плотности дислокаций.

Исследовательская практика последних лет показала, что эффективным методом изучения таких процессов являются построение и анализ ППФ [11–13]. Данные фигуры [14, 15] представляют собой стереографическую проекцию поликристалла, построенную для определенного семейства кристаллографических плоскостей {hkl} отдельных кристаллитов облученной области.

Полюс на ППФ является образом нормали к семейству плоскостей {hkl}, а его угловые координаты (α₀, β₀) характеризуют ориентацию кристаллита в системе координат стереографической проекции (рис. 1). Изображение полюса в виде точки, а не пятна означает совершенство кристаллической структуры – бездефектность.

Рис. 1. Координаты полюса (α₀, β₀) на стереографической проекции характеризуют ориентацию нормали к плоскости {hkl} в системе координат стереографической проекции

В процессе пластической деформации кристалла полюс подвергается следующим изменениям:

– вследствие увеличения плотности дислокаций кристаллические плоскости вблизи ядра дислокации искривляются, что приводит к вырождению, т. е. размытию точечного полюса в область (пятно) на стереографической проекции (рис. 2). Внутри данной области полюсная плотность неравномерна и в случае однородной деформации имеет непрерывное распределение в виде функции «колокола» с максимумом в центре пятна;

– вследствие изменения ориентации кристалла полюс перемещается из точки с координатами (α₀, β₀) и превращается в область стереографической проекции, охватывающую совокупность координат (α₁, β₁), с постепенным увеличением площади. По мере увеличения площади пятна полюсная плотность в полюсном пятне уменьшается.

Рис. 2. Распределение полюсной плотности в виде пятна означает разброс ориентаций нормалей внутри некоторого телесного угла, обусловленный дислокационной структурой

В реальных кристаллах, включая рекристаллизованные, всегда присутствуют дислокации, вследствие чего исходный полюс является не точкой, а пятном. Повороты зерен в процессе деформации неоднородны. Поэтому угловые траектории разных объемов (частей) кристаллита отличаются между собой, а полюса деформированных кристаллитов имеют сложную форму. Полюсная плотность внутри полюса неоднородна и имеет сложное распределение по телесному углу. Распределение полюсной плотности внутри полюсного пятна соответствует объемной доле кристаллита с определенной кристаллографической ориентировкой.

Угловые перемещения размытых полюсов в процессе деформации направлены в определенную (α–β)-область стереографической проекции, в которой формируется текстурный максимум. Размытия полюсов каждого из кристаллитов приводят к их перекрытию (пересечению) в области текстурного максимума. В результате линии уровня текстурных максимумов на ППФ холоднодеформированных материалов гладкие, что является признаком деформированного (наклепанного) состояния материала.

Величина телесного угла размытого полюса может являться мерой энергии упругих искажений деформированного кристаллита, а угловое расстояние между максимумом полюса и его отдельными участками – мерой энергии упругих искажений отдельных областей внутри деформированного кристаллита. Чем больше угловое расстояние, тем значительнее упругие искажения в данной области кристаллита, вызванные деформацией. Ориентировка таких областей может выходить за пределы текстурного максимума, методически ограниченного определенным уровнем полюсной плотности. На практике построение текстурного максимума чаще осуществляется посредством построения линий уровня, т. е. ступенчато с фиксированным угловым шагом по координатам α и β. Интенсивность полюсной плотности наиболее искаженных областей кристаллита вследствие их малого объема и дискретности изменения углов α и β может быть ниже значения интенсивности первой линии уровня текстурного максимума. Поэтому (α–β)-пространство между текстурными максимумами не отображает полюсную плотность, интенсивность которой ниже интенсивности первого уровня изолиний текстурных максимумов.

Нагрев после холодной деформации

При нагреве деформированного кристалла ускоряется процесс перехода в состояние с пониженной свободной энергией, при котором происходят процессы структурообразования, обеспечивающие уменьшение плотности дислокаций, границ зерен и субграниц. Основными процессами при нагреве являются возврат и рекристаллизация.

При возврате не формируются новые зерна и практически не изменяются ориентировки зерен. Основными процессами возврата являются отдых и полигонизация.

При отдыхе уменьшается плотность дислокаций в результате их аннигиляции и выхода на поверхность кристаллита. При этом не происходит перемещения полюса на стереографической проекции как целого, но уменьшается площадь полюсного пятна, которое постепенно вырождается в точку (рис. 3). Таким образом, полюсная плотность в текстурном максимуме фрагментируется. Как следствие, линии уровня текстурных максимумов становятся не гладкими, а волнистыми. Чем меньше средний размер кристаллита, тем чаще волнистость. Текстура поликристаллического материала сохраняется.

При полигонизации зерна делятся на блоки (субзерна) с пониженной плотностью дислокаций, которые разориентированы между собой на малые углы (~1 градус). Полюсное пятно на стереографической проекции переходит в совокупность точек, расположенных в пределах (α–β)-области исходного пятна (рис. 4). Угловые расстояния между точками соответствуют разориентировкам субзерен. Таким образом, сохраняется текстура поликристалла и, соответственно, общий вид ППФ, но линии уровня становятся зубчатыми. Полигонизацию с применением ППФ следует изучать с высоким угловым разрешением по координатам α и β (угловой шаг ~0,1 градуса), что требует много времени. Поэтому целесообразно строить ППФ внутри ограниченного углового сектора.

Рис. 3. Уменьшение области размытия полюсной плотности обусловлено уменьшением плотности дислокаций при отдыхе

Рис. 4. Распределение полюсной плотности при полигонизации: 1–3 – субзерна

Наиболее интенсивное устранение наклепа при повышенной температуре происходит в результате рекристаллизации – формирования и роста в наклепанной (с повышенной плотностью дислокаций) фазе совершенных кристаллов (с пониженной плотностью дислокаций) той же фазы. Рекристаллизация называется статической, если осуществляется при нагреве после (холодной) деформации, динамической – в процессе высокотемпературной деформации.

Статическая рекристаллизация

При первичной рекристаллизации реализуется один из следующих процессов текстурообразования, которые специфическим образом изменяют вид ППФ:

– формирующаяся текстура рекристаллизации повторяет текстуру деформации, при этом текстурные максимумы не являются совокупностью размытых полюсов, т. е. не являются гладкими. Линии уровня на соответствующих ППФ являются зубчатыми;

– формируется текстура, отличающаяся от текстуры деформации. При этом текстурные максимумы сформированы точечными четкими непересекающимися полюсами. Таким образом, линии уровня на ППФ становятся зубчатыми;

– практически полностью устраняется текстура деформации. В результате на ППФ отсутствуют текстурные максимумы, а полюсы в виде отдельных четких точек равномерно распределены по плоскости стереографической проекции (рис. 5, а).

Рис. 5. Окончание первичной и начало собирательной рекристаллизации (а), рост зерен и уменьшение количества полюсов при собирательной рекристаллизации (б)

В случае полного устранения текстуры деформации кинетика первичной рекристаллизации находит следующее отражение в изменении ППФ:

– появление зубчатости на линиях уровня текстурных максимумов;

– появление точечных полюсов в областях ППФ, не занятых текстурными максимумами. Новые полюсы соответствуют новым зернам в рекристаллизованных областях, вследствие чего интенсивность и угловая площадь текстурных максимумов, соответствующих нерекристаллизованным областям, уменьшается;

– чем больше доля рекристаллизованного объема и, соответственно, меньше доля оставшегося нерекристаллизованного объема, тем больше количество и интенсивность точечных полюсов (новых зерен), а также ниже интенсивность и площадь текстурных максимумов оставшегося деформированного металла;

– при полном завершении первичной рекристаллизации текстурные максимумы устраняются полностью.

При собирательной рекристаллизации, когда одни зерна растут за счет других (соседних), количество зерен в единице объема уменьшается, а их средний размер увеличивается (рис. 5, б). В результате часть полюсов на ППФ уменьшают свою интенсивность и в конечном итоге исчезают. Интенсивность другой части полюсов увеличивается. Таким образом, собирательной рекристаллизации соответствует непрерывное уменьшение количества полюсов на ППФ. При изучении кинетики собирательной рекристаллизации необходимо построить ряд ППФ для различных стадий процесса. В частности, на рис. 6 представлена последовательность изменения ППФ сплава системы Al–Cu–Li при первичной и последующей собирательной рекристаллизации [16–19].

Рис. 6. Последовательные этапы первичной (устранения текстуры деформации) (а, б, в) и собирательной рекристаллизации (г, д, е) в сплаве системы Al–Cu–Li

При деформации объем кристаллитов практически сохраняется (незначительные изменения связаны с увеличением количества дислокаций), но существенно изменяется непрерывным образом их форма и кристаллографическая ориентировка. При собирательной рекристаллизации изменяются форма, объем, положение кристаллитов в поликристалле, в случае отсутствия двойникования практически не меняется их кристаллографическая ориентировка. Следует отметить, что основным механизмом изменения ориентировки в поликристалле при собирательной рекристаллизации является формирование двойников отжига. При этом на ППФ не происходит плавного разделения одного полюса на два с их постепенным удалением друг от друга. Процесс разделения осуществляется одномоментно – угловое расстояние между полюсами на ППФ сохраняется постоянным, изменяется только их относительная интенсивность.

Таким образом, переход в текстурированное состояние и выход из него по-разному отражаются на изменении ППФ, т. е. не являются взаимообратными процессами. Переход в текстурированное состояние приводит к перемещению полюсов по ППФ, а выход из текстурированного состояния (в результате рекристаллизации) осуществляется без перемещения полюсов на ППФ вследствие сохранения ориентировки соответствующих кристаллитов.

Динамическая рекристаллизация

Динамическая рекристаллизация происходит при горячей деформации, т. е. непосредственно в процессе формоизменения заготовки, спонтанная – сразу после окончания деформации либо в промежутках между деформационными воздействиями при дробной деформации (ковке или горячей прокатке).

Процесс структурообразования на установившейся стадии высокотемпературной деформации зависит от соотношения скоростей двух конкурирующих физических процессов – деформационного упрочнения и термического разупрочнения. На этой стадии увеличение свободной энергии, связанное с повышением плотности дислокаций (как следствие работы деформации), частично или полностью компенсируется в результате термически активируемых процессов динамического возврата и/или динамической рекристаллизации, что приводит к формированию равновесной структуры определенного типа.

При горячей деформации непрерывно осуществляются процессы наклепа и вызываемой им рекристаллизации. Поэтому на ППФ динамически рекристаллизованного поликристалла присутствуют полюсы, соответствующие разному уровню наклепа – от практически точечных (только что образованных зерен) до размытых, соответствующих критическому уровню наклепа и перемещенных ближе к текстурному максимуму, после которого данное зерно рекристаллизуется.

Качество ППФ и, соответственно, сделанных выводов будет тем выше и надежнее, чем выше угловое разрешение (шаг построения), при котором осуществляется построение ППФ, что, безусловно, увеличивает продолжительность исследования.

Экспресс-анализ структуры и текстуры

В определенных случаях выводы можно сделать на основании усеченной по сравнению с ППФ информации, получаемой гораздо быстрее [20]. В частности, угловые α- и β-сечения ППФ содержат признаки полностью рекристаллизованной, частично рекристаллизованной или нерекристаллизованной структуры.

При дифрактометрическом методе съемка осуществляется в режиме ω-ска-нирования (при неподвижном счетчике), поэтому кристаллиты непрерывно изменяют кристаллографическую ориентировку по отношению к рентгеновскому лучу. В результате узлы обратной решетки облучаемых кристаллитов полностью пересекают сферу отражений (сферу Эвальда). Таким образом, размер кристаллита влияет на интенсивность (высоту) пика, а совершенство решетки – на ширину пика интенсивности, т. е. информация о размере кристаллитов и степени совершенства их кристаллических решеток разделена.

Экспресс-анализ структуры можно осуществить как с применением специализированной текстурной приставки, так и без нее. Так, кривые качания, которые можно получить без применения текстурной приставки, представляют собой α-сечение ППФ, как это показано, в частности, для сплава системы Al–Cu–Li (рис. 7).

Рис. 7. α- и β-сечения прямых полюсных фигур (ППФ): а – принцип получения угловых α- и β-сечений ППФ; б – β-сечение ППФ сплава с текстурой деформации, содержащее сечения текстурных максимумов; в, г – соответственно α- и β-сечения ППФ рекристаллизованного сплава, содержащие пики отражений от отдельных зерен

Заключения

Совершенствование исследовательского оборудования для рентгеноструктурного анализа позволяет значительно расширить спектр решаемых задач, связанных с разработкой новых конструкционных материалов. В данной работе, в частности, показано, что ускорение и автоматизация построения ППФ существенно увеличивают эффективность исследований процессов структурообразования при нагреве холоднодеформированных металлов и при горячей деформации.

Применение ППФ целесообразно не только при изучении процесса перехода металлических материалов в текстурированное состояние, но и при обратных процессах. Данный метод опробован для металлических сплавов авиационного назначения на основе алюминия, никеля и магния [11–13].