Физика металлов и металловедение, 2020, T. 121, № 3, стр. 283-290

1. ВВЕДЕНИЕ

В настоящий момент, никелевый сплав с 5 ат. % вольфрама (Ni₅W) находит широкое применение в качестве подложки для проводников с покрытием YBCO (ПП), изготовленных с привлечением RABiTS™ технологии производства подложек (Двухосно Текстурированные Подложки, получаемые Прокаткой) [1, 2]. Однако для Ni5W подложек присущи неизбежные недостатки: (i) относительно высокая точка Кюри (330 K) в сравнении с технологической температурой получения ПП (77 K), что обусловливает наличие высоких значений магнитных потерь в приложениях, предусматривающих использование переменного электрического тока; и (ii) прочностные характеристики сплава Ni5W по-прежнему ниже требований, предъявляемых к ПП в процессе их производства, предусматривающего привлечение лентопротяжных устройств ротационного типа [3]. Сегодня исследования сосредоточены на никелевых сплавах с высоким содержанием вольфрама [4–6], подложках из композитных материалов [7] и тройных сплавах [8, 9] из-за высоких прочностных свойств и низкой точки Кюри (а, следовательно, отсутствия намагниченности) этих материалов. Технологическая цепочка в случае никелевых сплавов с высоким содержанием вольфрама представляется наиболее оптимальной в условиях промышленного производства ПП в больших объемах. К сожалению, при увеличении содержания вольфрама выше 5 ат. %, интенсивность кубической текстуры рекристаллизации заметно снижается [10], так что данная подложка не может быть использован для обеспечения эпитаксиального роста буферных слоев.

Уже несколько десятилетий обсуждается проблема, до сих пор не имеющая решения, в чем причина формирования кубической текстуры в ГЦК-металлах с высокой энергией дефектов упаковки (ЭДУ). Классические теории, объясняющие формирование кубической текстуры, основываются на положении о ее ориентированном зарождении (ОЗ) и ее последующем ориентированном (направленном) росте (НР) [9, 11], причем недавно был предложен к рассмотрению и механизм “ориентационного” пиннинга [10]. Хотя относительно механизма формирования кубической текстуры единого мнения не существует, общепринятым на микроскопическом уровне считается наличие взаимосвязи между текстурой деформации и текстурой рекристаллизации [12]. Для Ni и Ni₅W после их прокатки на большие степени деформации характерной оказывается текстура прокатки типа меди, являющаяся своего рода предшественницей чрезвычайно острой кубической текстуры. Напротив, текстура прокатки смешанного типа возникает в сплаве Ni–7.5 ат. % W, а для сплава Ni–9.3 ат. % W (Ni₉W) типичной оказывается текстура прокатки типа латуни. Доля кубической компоненты текстуры рекристаллизации в сплаве Ni9W падает ниже 25% (после одноступенчатого отжига) [13]. Недавно для сплава Ni–7.5 ат. % W прогресс был достигнут [4, 13] при использовании технологий порошковой металлургии [6], а сплав Ni–9.0 ат. % W был выплавлен методом вакуумной индукционной плавки [5]. Вместе с тем авторы данных результатов не представили их детального обсуждения, даже не охарактеризовали наблюдавшуюся ими текстуру деформации никелевых сплавов с высоким содержанием вольфрама. В настоящей работе чрезвычайно острая кубическая текстура была получена в сплаве Ni₉W с низкой энергией дефектов упаковки после того, как предшествовавшая ей текстура прокатки трансформировалась в текстуру прокатки типа меди в результате термообработки сплава на возврат. Эти результаты, как нам представляется, весьма важны и интересны в плане прояснения вопроса о механизме формирования кубической структуры.

2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Сплав Ni₉W был приготовлен в индукционной плавильной печи в результате сплавления химических элементов чистоты 99.96%, а затем отлит в слиток цилиндрической формы. После его горячей ковки при 1200°C, указанный слиток был разрезан на цилиндрические образцы с отношением диаметра к высоте 1.25, для последующей прокатки с промежуточными отжигами (ППО, после каждого прохода), обеспечивающими возврат (В). Эти образцы проходили нагрев в камерной электропечи сопротивления при 500°C в течение 1 ч перед каждым проходом, после чего они сразу прокатывались при комнатной температуре. Далее такую обработку будем кратко именовать ППОВ-прокаткой. Было отмечено, что уменьшение толщины каждого образца в целом составило примерно 96.5%, причем ее окончательное значение оказалось равным почти 700 мкм. Завершающий (рекристаллизационный) отжиг был проведен в два приема: на первой ступени образцы выдерживались при 700°C в течение 20 мин, а затем нагревались на температуру 1100°C и выдерживались при ней 60 мин. Для того, чтобы исследовать вопрос о зарождении “кубических” зерен (зерен с кубической текстурой), образцы закаливались в воду после 20 мин отжига.

Текстура деформации была исследована стандартным (гониометрическим) рентгеновским методом, тогда как итоговая текстура рекристаллизации была изучена в НН–НП плоскости (задаваемой направлением прокатки НП и направлением нормали НН), используя растровый электронный (РЭМ) микроскоп, оборудованный EBSD-приставкой для анализа дифракции обратно рассеянных электронов. “Ориентационные” карты были построены и проанализированы с использованием программы Matlab^TM и инструментария Matlab^TM с привлечением алгоритма MTEX [14]. Текстурные компоненты были определены на основе использования “критерия 15° расхождения” ориентаций типичных для компонент текстуры деформации и текстуры рекристаллизации. Для определения суперпозиции ориентаций, была использована выборка по ближайшим друг к другу ориентациям указанных компонент.

3. РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Было установлено, что для ГЦК-металлов с высокими значениями ЭДУ характерная текстура прокатки типа меди формируется в результате холодной прокатки на большие степени деформации. Острая кубическая текстура генерируется в процессе отжига. Однако для металлов и сплавов с низкой ЭДУ характерной для них текстурой деформации оказывается текстура прокатки типа латуни [15]. При этом текстура рекристаллизации становится рассеянной, что обусловливается формированием полос сдвига и двойников отжига, причем острой кубической текстуры не образуется [16, 17]. Предыдущие исследования показали, что, подбирая температуру деформирования материала, можно добиться, чтобы текстура прокатки металлов со средними и низкими значениями ЭДУ оказалась текстурой прокатки типа меди [13]. Наши предыдущие исследования [18] подтвердили эту тенденцию в Ni₉W сплаве, она была отнесена на счет подавления формирования двойников деформации и развития процессов поперечного скольжения. В настоящей работе текстура прокатки типа латуни в Ni₉W испытала трансформацию в текстуру прокатки типа меди в результате применения ППОВ-прокатки.

На рис. 1 представлены полюсные фигуры {111} и {200} для сплава Ni₉W, прошедшего ППОВ-прокатку. Видно, что текстура прокатки Ni₉W сплава оказалась близкой текстуре прокатки типа меди. На рис. 2 приведены значения объемной доли компонент текстуры прокатки, типичных для сплавов Ni₉W, прошедших ППОВ и обычную холодную прокатки. Можно видеть, что доля компоненты текстуры {011} 〈112〉 типа латуни уменьшается вплоть до значений меньше 15% в сравнении с ~32% в случае холоднокатаного сплава Ni₉W. Другой замечательной особенностью является почти точное равенство после холодной и ППОВ прокатки об. долей текстурной компоненты типа S, системы {123} 〈634〉, занимающей важное место в теории НР, потому что существует несовпадающая ориентация между ориентацией куба и S-текстурой, близкая к {111} 〈400〉, которая связана с Σ7 границам. Неожиданным явился результат того, что об. Доля компоненты текстуры Госса системы {011} 〈100〉 оказалась выше в случае ППОВ-прокатки сплава Ni9W в сравнении со случаем холодной прокатки сплава Ni₉W, при том, что об. доля текстуры типа меди системы {112} 〈111〉 увеличилась до 8.48%. Доля кубической текстуры деформации системы {001} 〈100〉 оказалась равной 1.78% – малой в сравнении с об. долей кубической текстуры рекристаллизации. На рис. 3 представлена ориентационная карта сплава Ni₉W после ППОВ-прокатки и рекристаллизации. Видно, что доля кубической текстуры увеличилась до 93%, при угле 15° расхождения, причем количество двойников отжига значительно снизилось. Видно, также, что RD кубическая текстура {013} 〈100〉 оказалась среди текстур рекристаллизации, что в свое время было отмечено в холоднокатаном сплаве Ni₉W [13] и холоднокатаном сплаве Ni₅W, выплавленном методом порошковой металлургии [19]. Обсуждаемые результаты были подтверждены посредством метода случайного выбора пяти участков поверхности образцов для EBSD-сканирования, каждый площадью, по меньшей мере 400 × 200 мкм². Поистине удивительно то, что острая кубическая текстура генерировалась в металлическом материале с низкой ЭДУ. Механизм формирования кубической текстуры рекристаллизации в указанном случае мы обсудим позднее.

Рис. 1.

Полюсные фигуры (ПФ) {111} и {200} для деформированного сплава Ni₉W (расчет проведен по данным для функций распределения ориентировок (ФРО)).

Рис. 2.

Доля типичных компонент в текстуре деформированного сплава Ni₉W. Красные символы представляют данные авторов настоящей статьи, а синие символы – долю компонент в текстуре деформации в холоднокатаном сплаве Ni₉W по данным [13].

Рис. 3.

Ориентационная карта рекристаллизованного сплава Ni₉W.

Формирование острой кубической текстуры рекристаллизации в ГЦК-металлических материалах с высокой ЭДУ описывается как ОЗ, так и НР-теориями (зарождения и роста) [20–22]. С позиций теории ориентированного зарождения, зерна с кубической ориентацией испытывают в процессе деформирования изменение формы в результате активации в них особого вида дислокационного скольжения [22]. Во время отжига, зародыши кубической текстурной компоненты возникают значительно чаще субзерен/ячеек другой текстурной ориентации, что приводит к преобладанию “кубических” зародышей на начальной стадии рекристаллизации. Теория НР была в свое время предложена на основе наблюдений того, что зерна с кубической ориентацией растут значительно быстрее, чем зародыши с другими ориентациями, что означает: развитие текстуры рекристаллизации происходит вследствие высокой скорости роста конкурирующих случайных зародышей, особенно при разориентировке близкой к {111}/〈400〉 между рекристаллизованными зернами и деформированной микроструктурой [23]. В настоящей работе механизм деформации в сплаве Ni₉Wс низкой ЭДУ был замещен механизмами формирования структуры, характерными для ППОВ-прокатки, и было обнаружено, что текстура деформации трансформировалась в текстуру прокатки типа меди. После отжига, генерируется острая кубическая текстура. Несомненно, имеется тесная связь между текстурой деформации и кубической текстурой рекристаллизации. Как в ОЗ, так и НР-теории, формирование острой кубической текстуры определяется тем, что границы зерен с кубической ориентацией мигрируют значительно быстрее, чем границы зерен иной ориентации. Результаты экспериментов по преимущественному росту убедительно доказали высокую скорость движения границы с разориентацией {111}/〈400〉 [24]. В ОЗ-теории указанное {111}/〈400〉 соотношение разориентации для границ “кубических” зерен, мигрирующих через объем деформированного металла, объясняется существованием текстуры S-типа, как показано на рис. 4. Вместе с тем сегодня все больше авторов не согласны с выводами ОЗ-теории относительно ее объяснения возникновения острой кубической текстуры. На основании скрупулезного изучения литературных источников, а также из экспериментальных наблюдений, авторы работы [25] декларировали, что когда {111}/〈400〉 зерна равномерно распределены по объему материала, невозможно найти прямых доказательств в поддержку гипотезы направленного роста, и соотношение {111}/〈400〉 никоим образом не сказывается на зарождении и росте “кубических” зерен в поликристаллическом алюминии. Авторы [26] посчитали, что механизм НР в основе своей объясняется разницей в запасенной энергии в деформированном методом теплой экструзии Al – точка зрения, противоположная высказанной авторами [27] о механизме НР на микроскопическом уровне. На основании результатов моделирования методами молекулярной динамики авторы [28] пришли к заключению, что повышенная скорость перемещения {111}/〈400〉 границы определяется не только величиной ее разориентации, но и деформацией структуры материала. Миграция границ зерен чувствительна к присутствию растворенных элементов, а границы типа, близкого к Σ7 {111}/〈400〉, менее подвержены торможению со стороны осевших на них примесных атомов. Так что скорость миграции {111}/〈400〉 границ чувствительна и к распеделению примесных атомов в металлах. Как показано на рис. 4, угловое расхождение варьируется в пределах от 40° до 10° на пике распределения углов разориентации, так что говорить о связи роста зерен с кубической текстурной компонентой с границей {111}/〈400〉 ориентации в большинстве случаев не приходится. Если углубиться в изучение текстур деформации сплава Ni₉W после ППОВ-прокатки и после обычной холодной прокатки, то у них отсутствует какое-либо различие в величинах об. долей компоненты текстуры S-типа. Вместе с тем, в сплаве Ni₉W, прошедшем ППОВ-прокатку, после его рекристаллизационного отжига была зафиксирована острая кубическая текстура. Хотя {111}/〈400〉 границы и отличаются высокой подвижностью, в деформированной структуре поликристаллических металлов с растворенными элементами они редко формируются и, тем самым, встречаются в сочетании с зародышами кубической текстурной компоненты. Нам не дано объяснить очевидное различие в текстуре рекристаллизации на основании теории НР.

Рис. 4.

Модельное осевое-угловое распределение кубических и S текстурных компонент.

Как отмечалось выше, ППОВ-прокатка Ni₉W сплава благоприятствовала активации в нем поперечного скольжения, а повышение подвижности дислокаций снижало протекание деформации посредством двойникования. Такое мнение подкрепляется свидетельством того, что доля текстуры типа латуни оказывается заметно ниже в сравнении с долей этой текстуры, типичной для холоднокатаного материала. Так что, можно сказать, что в механизм формирования острой кубической текстуры вполне может вносить свой вклад механизм деформации материала, тогда как дислокационная структура субзерен/ячеек может соответствовать запасенной энергии. Наличие разветвленной сети зеренных границ (быстро мигрирующих) является только необходимым условием превращения потенциальных мест зарождения новых зерен в действующие зародыши, поскольку основная доля субзерен по-прежнему нуждается в энергетическом преимуществе на фоне других субзерен, обычно это преимущество размера [9]. Энергия, запасенная в холоднокатаном сплаве Fe–53% Ni, была оценена с помощью анализа дифракции нейтронов [29]. Оказалось, что значения энергии, запасенной в областях материала с кубической текстурой деформации, остаются на уровне ниже 10 Дж/моль независимо от степени его обжатия. По мере увеличения степени обжатия энергетический зазор между кубической и другими компонентами текстуры только возрастает, что может быть обусловлено различиями в системах скольжения в зернах перечисленных выше ориентаций. Этот выигрыш в энергии для кубической текстуры является основным моментом, позволяющим понять причину предпочтительного формирования этой компоненты текстуры в условиях развития рекристаллизации. Размерное преимущество субзерен/ячеек с кубической текстурой в ГЦК-металлических материалах с высокой ЭДУ возникает как результат высокого значения градиента ориентаций, а также превосходства в величине энергии, запасенной “внутри” деформационных полос аккумуляции кубической текстурной компоненты (АКТК). Это обстоятельство приводит к быстропротекающему возврату и формированию зародышей рекристаллизации, обладающих размерным преимуществом [30]. Для сплавов Ni₅W текстура деформации представляет собой текстуру прокатки типа меди, и было показано, что для АКТК полос характерен большой градиент ориентаций [19]. В настоящей работе, первоначальная текстура деформации сплава Ni9W трансформировалась в итоге в текстуру прокатки типа меди. Как отмечено выше, это произошло вследствие того, что действовавший механизм деформации сменился на исключительно скольжение вместо одновременно протекающих двойникования и скольжения. Таким образом, мы можем заключить, что следует ожидать обратной трансформации деформационной микроструктуры сплава Ni₉W, прошедшего ППОВ-прокатку, в ламеллярно полосовые (ЛП) структуры, для которых быстрый возврат субзерен/ячеек с кубической текстурой возможен благодаря наличию высоких значений градиента ориентаций и преимуществу в запасенной энергии.

На рис. 5 представлена ориентационная" карта для Ni₉W сплава после ППОВ-прокатки и отжига в течение 20 мин при 700°C. Первоначально сформировавшиеся “кубические” зародыши имеют размерное преимущество. На этом основании мы приходим к выводу, что существует два механизма зарождения: 1-ый, предполагавший миграцию уже существующих высокоугловых границ зерен, и второй, представлявший собой коалесценцию субзерен. Создается впечатление, что “кубические” зародыши имеют тенденцию к формированию за счет коалесценции субзерен и, тем самым, приобретают размерное преимущество, как в случае зародышей A и B (см. рис. 5в). Также субзерна других “ориентаций” зарождались по механизму миграции высокоугловых границ, инициированной деформацией (ИДМГ). Эти случаи отмечены на рис. 5в символами R [31]. Явление коалесценции “кубических” субзерен, наблюдавшееся нами, вполне согласуется с моделью большого градиента “ориентаций”, развитой для описания эволюции текстуры в Fe–36% Ni сплавах [30]. Посредством перемещения высокоугловой подвижной границы, “кубические” зародыши “поглощают” деформационную структуру, как это наблюдалось авторами работы [32]. В то же время зародыши других “ориентаций” не зарождаются или, возникают, но без преимущества по размеру по сравнению с “кубическим” зародышам. Все это приводит к реализации острой кубической текстуры рекристаллизации. Для “усиления” кубической текстуры обычно прибегают к двухступенчатому отжигу. Это практикуется в первую очередь для сплавов Ni–W, что вполне отвечает использованной в нашей работе методике эксперимента. В процессе отжига при умеренных температурах сначала формируются “кубические” зародыши, и только потом мы наблюдаем их быстрый рост при более высокой температуре. Последнее обстоятельство ослабляет торможение подвижности границ зерен со стороны примесных атомов, и увеличивает скорость миграции высокоугловых границ. Все это не согласуется с возникающей при холодной прокатке сплава Ni9W микроструктурой, для которой характерно разрушение ЛП структур из-за деформационного двойникования, латентного упрочнения и появления полос сдвига, которые оказываются местами предпочтительного зарождения зародышей случайной ориентации [12]. Подводя итоги, надо сказать, что формирование в сплаве Ni₉W после ППОВ-прокатки кубической текстуры может быть объяснено быстропротекающими процессами возврата и коалесценции субзерен, приводящими к размерному преимуществу, которое может быть приписано большей запасенной энергии и высоким значениям градиента ориентаций в объеме АКТК-полос. В процессе высокотемпературной рекристаллизации, деформационная структура поглощалась “кубическими” зародышами при высокой скорости перемещения высокоугловых границ, приводя, таким образом к формированию острой кубической текстуры.

Рис. 5.

Ориентационная карта (a) в цветах ОПФ (б) сплава Ni₉W после его выдержки в течение 20 мин при 700°C и иллюстрация АКТК-полосы (в). Красные фрагменты имеют угловое расхождение ориентировок (с соседями) в 20°, A и B обозначают “кубические” зародыши, а символ R – ИДМГ-зародыши с ориентациями, отличными от кубической. (г) {111} ПФ для А (красная) и В (синяя) зародышей.

4. ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Текстура деформации сплава Ni₉W, с низким значением ЭДУ, в результате применения ППОВ-прокатки трансформируется в текстуру прокатки типа меди.

2. Острая кубическая текстура с об. долей в 93% при 15° угловом расхождении была получена в результате применения двухступенчатого отжига.

3. Теория направленного роста оказалась не в состоянии объяснить возникновение острой кубической текстуры.

4. Формирование острой кубической текстуры может быть объяснено за счет быстрого возврата или коалесценции “кубических” субзерен/ячеек и приобретением ими размерного преимущества.

Данной работе была оказана финансовая поддержка со стороны Национального Фонда естественных наук Китая(гранты №№ 51571002, 51501096), Пекинского Фонда естественных наук (грант №2172008), в рамках Общей Программы по проекту развития науки и технологии Муниципальной Пекинской комиссии по профессиональному образованию Китая (грант № KM201810005010), в рамках Программы подготовки докторантов Высшей школы и Специального Исследовательского фонда (грант № 20121103110012), со стороны Пекинского муниципального фонда естественных наук (B-Type грант № KZ201310005003), и в рамках Программы города Пекина и Пекинского технологического университета.