автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Эволюция ориентировки {110}<001> в техническом сплаве Fe-3%Si при деформации и рекристаллизации

На правах рукописи

I

003465826

Редикульцев Андрей Анатольевич

ЭВОЛЮЦИЯ ОРИЕНТИРОВКИ {110}<001> В ТЕХНИЧЕСКОМ СПЛАВЕ Ре-3%£| ПРИ ДЕФОРМАЦИИ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ

Специальности: 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка металлов ; 01.04.07 - Физика конденсированного состояния

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Екатеринбург - 2009

Работа выполнена на кафедре термообработки и физики металлов ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина»

Научные руководители: доктор технических наук, профессор

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

Защита диссертации состоится 24 апреля 2009 г. в 15 ч 00 мин, в ауд. Мт-329 на заседании диссертационного совета Д 212.285.04 по присуждению степени доктора технических наук в ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по адресу: 620002, Екатеринбург, К-2, ул. Мира, 19, УГТУ-УПИ.

Телефон: (343)375-45-74, факс (343)374-53-35, е-таН:гесН1сик5еу@таП.ги

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет - УПИ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина».

Автореферат разослан 23 марта 2009 г.

Ученый секретарь

ПОПОВ АРТЕМИЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ кандидат физико-математических наук, доцент РУСАКОВ ГЕРМАН МИХАЙЛОВИЧ

ведущий научный сотрудник ИФМ УрО РАН ГЕРВАСЬЕВА ИРИНА ВЛАДИМИРОВНА кандидат физико-математических наук, доцент кафедры физики УГТУ-УПИ ГРЕБЕНКИН СЕРГЕЙ ВЛАДИМИРОВИЧ

Ведущее предприятие: Институт Машиноведения УрО РАН

диссертационного совета Д 212.285.04

Шилов В.А.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность темы. Технический сплав Fe-3%Sг (электротехническая анизотропная сталь - ЭАС) остается в настоящее время одним из основных практически важных магнитно-мягких материалов. Сплав характеризуется высокой магнитной проницаемостью, малой коэрцитивной силой и низкими потерями в сердечниках трансформаторов.

Высокие магнитные свойства ЭАС обеспечиваются созданием в ней на последних стадиях обработки, текстуры (110) [001] (далее ребровой текстуры или текстуры Госса), формирующейся в процессе вторичной рекристаллизации (ВР). Несмотря на то, что процесс аномального роста зерен давно интересует исследователей, общая теория ВР до сих пор не разработана. Высокотемпературной обработке, при которой реализуется аномальный рост зерен, предшествует сложная технологическая цепочка операций, включающая горячую прокатку, две или одну холодные прокатки и несколько промежуточных отжигов. Для ответа на вопрос о механизме формирования ребровой ориентировки необходимо понимание роли всех этапов преобразования текстуры технического сплава

Наиболее сильным направленным воздействием на структуру материала при промышленном производстве ЭАС является холодная прокатка (ХП), для которой известны преобразования основных ориентировок текстуры: устойчивость ориентировки деформационного куба {001}<110> и переориентация ребровой ориентировки {110}<001> к двум симметричным ориентировкам {111}<112> (далее октаэдрическим). Также известно, что для протекания ВР важно наличие в структуре первичной рекристаллизации малого числа зерен с совершенной ориентировкой {110}<001> и большого количества зерен с хорошо выраженной ориентировкой {111 }<112>.

В настоящее время широкое распространение получила гипотеза о ВР, основывающаяся на высокой подвижности специальных границ зерен типа 19 в присутствии частиц второй фазы. Ребровая и октаэдрическая ориентировки близки к специальной разориентировке £9, и при

окончательном отжиге между ними могут образовываться специальные границы. Поэтому, большой интерес представляет выяснение роли специальных границ зерен в процессе аномального роста и механизм формирования специальной разориентации в процессе холодной деформации сплава. Понимание физических процессов ответственных за образование текстуры {110}<001> даст возможность оптимизировать технологию получения высококачественной ЭАС.

Таким образом, дальнейшее экспериментальное и теоретическое исследование текстурообразования в техническом сплаве является

актуальной задачей физического металловедения.

Работа выполнена в соответствии с направлениями научной деятельности кафедры «Термообработка и физика металлов» ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ имени первого президента России Б.Н. Ельцина», а также в рамках грантов РФФИ № 04-02-96086 (Урал), Фонда ОАО «ММК», ИТЦ «Аусферр» и ФНиО «Интеле» №13-03-01 и №42-06-02.

Целью работы является исследование закономерностей преобразования ориентировки {110}<001> от горячей деформации до стадии заключительного отжига на ВР; выяснение роли специальных границ зерен в процессе аномального роста; разработка модели формирования в процессе холодной деформации сплава областей с ребровой ориентацией, находящихся с окружающей матрицей в специальной разориентации.

В работе были поставлены и решены следующие задачи:

1. Изучить кристаллографию специальных разориентировок типа £9 по отношению к ориентировке {111}<112> и определить процессы, которые могут выделить ориентировку {110}<001> из массива остальных ориентировок кристалла.

2. Оценить возможную роль специальных границ зерен в формировании ребровой текстуры технического сплава Провести теоретический анализ механизмов перестройки решетки при миграции специальных границ типа 19 в кристаллах с ОЦК решеткой.

3. Изучить закономерности преобразования текстуры технического сплава Fe-3%5г от горячей деформации до стадии заключительного отжига на вторичную рекристаллизацию.

4. Теоретически проанализировать механизмы деформации технического сплава Ге-ЗУоБ! и разработать на этой основе и с использованием экспериментальных данных модель формирования областей с ребровой ориентацией.

Научная новизна:

- получено распределение ориентаций вторичнорекристаллизованных зерен по углу отклонения плоскости прокатки от кристаллографической плоскости {110}, которое предпочтительно описывается теоретическим бимодальным распределением;

- построена модель, количественно описывающая переориентацию кристаллической решетки при прокатке, которая основана на расположении систем скольжения по отношению к максимальным касательным напряжениям;

- предложена модель образования областей с ориентацией {110}<001> в полосах сдвига при холодной прокатке, которая предполагает аномальное двойникование по системе {114}<221> и вторичное двойникование по двум стандартным системам {112}<111>;

экспериментально показана возможность возникновения первичнорекристаллизованных зерен ориентировки {110}<001>, находящихся в специальных разориентациях с ближайшим окружением, на двойниковых границах матрицы {111}<112>, как на подложках, в деформированном монокристалле изначальной ребровой ориентации.

Практическая значимость:

на основе экспериментального изучения двойникования монокристаллов Ре-Ъ%81 показаны пути повышения пластичности готовой электротехнической анизотропной стали;

- сформулировано направление оптимизации холодной деформации технического сплава Ре-3%&". Для улучшения свойств готовой ЭАС необходима реализация схемы прокатки, обеспечивающей формирование полос сдвига на определенном этапе.

На защиту выносятся следующие основные результаты.

1. Результаты исследования распределения ориентаций вторичнорекристаллизованных зерен по углу отклонения плоскости прокатки от кристаллографической плоскости {110} и вывод о бимодальном характере этого распределения.

2. Модель, количественно описывающая переориентацию кристаллической решетки при прокатке, которая основана на расположении систем скольжения по отношению к максимальным касательным напряжениям.

3. Модель образования областей с ориентацией {110}<001> в полосах сдвига при холодной прокатке, которая предполагает аномальное двойникование по системе {114}<221> и вторичное двойникование по двум стандартным системам {112}<111>.

4. Результаты экспериментального исследования, показывающие возникновение первичнорекристаллизованных зерен ориентировки {110}<001> на двойниковых границах матрицы {111}<112> в деформированном монокристалле изначальной ребровой ориентировки, как на подложках, и находящихся в специальных разориентациях с ближайшим окружением.

Апробация работы. Материалы работы были доложены и обсуждены на V региональной школе-семинаре «Фазовые и структурные превращения в сталях», Магнитогорск, 2006; на II Международной школе «Физическое материаловедение», XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006; на шестой, Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2004; на IX Международной научно-

технической Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2008; на IX, X, XII и XV отчетных научных конференциях молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2005,2006,2007,2008 гг.

Публикации. По материалам исследования опубликовано 16 печатных работ, отражающих основное содержание диссертации.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы; изложена на 143 страницах, включает 64 рисунка, 7 таблиц, список литературы содержит 128 наименований.

Работа выполнена при научной и методической консультации доцента, к.ф.-м.н. Лобанова М.Л. Автор выражает благодарность за помощь в работе сотрудникам центральной заводской лаборатории ООО «ВИЗ-Сталь».

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы работы, сформулирована ее цель, научная новизна и практическая значимость.

В первой главе дан обзор литературы, касающейся преобразования текстуры на этапах промышленного производства электротехнической анизотропной стали, современных представлений о механизме вторичной рекристаллизации, закономерностей переориентации кристаллической решетки в металлах с ОЦК решеткой, а также структуры специальных границ зерен. Поставлена цель работы и сформулированы задачи исследования.

Во второй главе описаны материал и методы исследования. В работе использовались образцы ЭАС с достаточно совершенной текстурой {110}<001>, произведенной на ООО «ВИЗ-Сталь» по нитридно-медному варианту технологии. Также использовались образцы, отобранные от горячекатаных рулонов производства ОАО «ММК» и ОАО «НЛМК».

Металлографические исследования микроструктуры осуществляли на аппарате Neophot-2M. Для экспрессного определения ориентации зерен применялся метод фигур травления. Электронно-микроскопический анализ структуры осуществляли на приборе «JEM-200C». Определение текстурных

характеристик осуществляли на дифрактометре ДРОН-3 по методу построения функции распределения ориентировок (ФРО). Исследования методом ориентационной электронной микроскопии (EBSD) проводили на электронном микроскопе JEOL JSM6490LV с приставкой Oxford Instruments.

В третьей главе изучена кристаллография специальных разориентировок типа £9 по отношению к ориентировке {Ш}<112>, проведена оценка возможной роли специальных границ зерен в формировании ребровой текстуры технического сплава Fe-3%Si, а также проведен теоретический анализ механизмов перестройки решетки при миграции специальных границ типа Z9 в кристаллах с ОЦК-решеткой.

В проведенном исследовании в качестве лабораторной принята система координат, оси которой связаны с направлением холодной прокатки (НП), нормалью к ее плоскости (НН) и перпендикулярным им направлением (ПН), которое совпадает с осью валков.

Математическим аппаратом матричного анализа продемонстрировано, что специальные разориентировки типа Y.9 по отношению к ориентировке (111)[112] разбиваются на 7 групп, причем ориентационная связь близкая к соотношению «октаэдр - ребро» имеется, только в одном случае из 12-ти и образует отдельную группу. Ориентационная связь близкая к соотношению «октаэдр - ребро» получается при отражении в плоскости (114) октаэдрической ориентировки. Отклонение от точного соотношения при повороте вокруг оси [ПО] составляет угол 3,68°.

Также показано, что при наложении решеток ребровой и октаэдрической ориентировки возможен альтернативный вариант специальной разориентировки £27 с отклонением от точной ориентации {110}<001> на тот же угол, но в обратную сторону (рис. 1).

Наличие двух симметричных октаэдрических ориентировок {111 }<112> в текстуре первичной рекристаллизации и наличие специальной разориентации между {Ш}<112> и {110}<001> предполагает возможность формирования бимодального распределения по углу отклонения плоскости

8

прокатки от кристаллографической плоскости {110} (угол р) с максимумами ±3,68° для ребровых зерен в готовой ЭАС.

а б

Рис. 1. Специальные разориентации £9 и £27 по отношению к изначальной октаэдрической ориентировке. • - узлы исходной ориентировки {111 }<112>;

О - узлы ориентации близкой к {110}<001>; * , - совпадающие узлы

Рентгенографически было получено распределение ориентаций 140 зерен готовой ЭАС по углу |р| (рис. 2, а). Оценка показывает, что измеряемую величину угла Р незначительно уменьшает отклонение зерен по углу, который описывается вращением вокруг НП (угол у). Полученную симметричную кривую аппроксимировали теоретическим распределением, являющимся суперпозицией двух функций Гаусса нормированным на общее количество зерен:

Ртео\Р,а,Ъ) =

140-4ъ у/2-л

ехр

-Ь-(/}-а)2

+ ехр

-Ь-(р + а)2

(1)

где Ь - обратная дисперсия. Распределение (1) является одномодальным при а=0 и бимодальным при а*0.

Совпадение экспериментального и теоретических распределений оценивали по методу наименьших квадратов. Для чего строилась функция:

ы '

где рк - центр к-ого интервала группировки, и решалась система нелинейных уравнений 8Г/да = 0, 3^/56 = 0.

Угол б Этта, град

а б

Рис. 2. Распределение ориентации зерен по проекции угла (3 (а) и критерий Гаусса для одно- (сплошная линия) и бимодального (штриховая линия)

распределения (б)

Данная система уравнений имеет пару эквивалентных решений: (а=±2.97, Ь=0.14), а также решение (а=0, Ь=0.05). При этом первые отвечают абсолютным минимумам функции Р(а, Ь), а последнее отвечает ее седловой точке. Поэтому, наилучшее совпадение достигается при описании данного распределения теоретическим двухмодальным. Этот же результат следует из оценки по критерию Гаусса (рис. 2, б).

Таким образом, получено распределение по ориентациям вторичнорекристаллизованных зерен в техническом сплаве которое

предпочтительно описывается теоретическим бимодальным распределением. Полученные данные поддерживают гипотезу о роли специальных границ в процессе аномального роста зерен.

В следующем разделе данной главы проведен теоретический анализ механизмов перестройки решетки при миграции специальных границ типа

Z9 в кристаллах с ОЦК решеткой с проскальзыванием вдоль плоскости границы и в результате чистой тасовки атомов (миграция без проскальзывания), а также возможность комбинированных механизмов, связанных с работой полюсных источников.

Для анализа выбрана симметричная когерентная граница типа £9 параллельная плоскости {114}. Показано, что миграция границы с проскальзыванием может быть представлена скольжением зональной

зернограничной дислокации —[221] в каждой плоскости (ТТ4), которое

18

должно сопровождаться дополнительной симметричной тасовкой атомов на величину ± ^ [1 ТО], завершающей процесс перестройки решетки (рис. 3, а).

Сдвиговая деформация при этом равна У Л, т.е. совпадает с деформацией при обычном для ОЦК кристаллов двойниковании по системам {112}<111>.

Варианты миграции границы без проскальзывания также могут быть представлены дислокационной моделью. Чистая тасовка атомов при таком механизме миграции может быть описана как движение связанных дислокационных комплексов с суммарным вектором Бюргерса равным нулю. На рис. 3, б приведен пример такой схемы.

[114]

I

[114]

<5>

D <£>

Р—ю —®—

<г>

[221]

[221]

Рис. 3. Схема перестройки решетки при миграции специальной границы 29

11

В четвертой главе изучены закономерности преобразования текстуры технического сплава Ре-3%5/. Теоретически проанализированы механизмы деформации технического сплава .Ре-3%5г и разработана на этой основе и с использованием экспериментальных данных модель формирования областей с ребровой ориентацией.

Методом ориентационной микроскопии показано, что острая ребровая ориентировка образуется при горячей прокатке на 1/10...1/4 толщины полосы. Наряду с острой ориентировкой в этих горизонтах полосы всегда присутствуют ориентировки {110}<001>...<112> (с максимумом близким к {110}<225>). При последующих операциях обработки рассеянные ориентировки также играют важную роль в формировании конечных свойств ЭАС.

Предложена модель деформации монокристаллов различных ориентировок, основанная на расположении систем скольжения по отношению к максимальным касательным напряжениям, которые при холодной прокатке должны возникать в плоскостях, лежащих под углом 45° к направлению прокатки и пересекающихся по направлению параллельному оси валков.

Оценка показывает, что первичными системами скольжения для монокристалла {110}<001> являются две симметричные системы {112}<111>, плоскости которых принадлежат оси зоны ПН (рис. 4, а). Случайный выбор одной из двух систем скольжения приводит к повороту решетки (<р) так, что плоскость этой системы наклоняется к ближайшей плоскости максимальных касательных напряжений, при этом плоскость второй системы скольжения удаляется от нее (рис. 4, б). Таким образом, ребровая ориентировка кристалла оказывается неустойчивой при холодной прокатке и совершает поворот в направлении одной из двух симметричных окгаэдрических ориентировок.

Аналогично можно объяснить устойчивость при холодной прокатке ориентировки деформационного куба {001}<110> (рис. 4, г-д) и устойчивость октаэдрической ориентировки {111 }<112> (рис. 4, в).

На основе предложенной модели, с использованием схемы, изображенной на рис. 5, а (5 - вектор эффективного смещения, п -эффективный вектор длинной оси, Щ = п- относительное удлинение, а -

начальный угол между плоскостью скольжения и плоскостью прокатки), получена количественная зависимость угла поворота решетки от степени деформации при действии одной системы скольжения типа {112}<111> для монокристалла (110)[001], которая имеет следующий вид:

81П0> =-' ^ - (3)

НН||[110] ^-►

НЩ001]

Л

(112) (112) а

ННЩ001]

и

НПШТТо]

(112) (112) (110)

(112)

¿Ш._2*21,

1112)

(112)

(112)

(112)

Г Д

Рис. 4. Ориентация активных систем скольжения в кристаллах различных

ориентировок

Сравнение теоретической зависимости и экспериментальных данных, описывающих поворот решетки показывает, что при прокатке до е=60% (п =2.4) переориентация от ребровой к октаэдрической ориентировке преимущественно происходит за счет одиночного скольжения по системе {112}<111> (рис. 5, б). При больших степенях деформации включаются две системы скольжения типа {110}<111>. Также видно, что модель однородного скольжения не позволяет объяснить сохранения ребровой ориентировки {110}<001>. Таким образом, для объяснения экспериментальных фактов требуется привлечение других механизмов деформации.

^—Теоретическая кривая ♦ Экспериментальные данные

« Эгспгрнмййтальныа точки {1]

а б

[—[ - схематическое изображение поворота решетки Рис. 5. Схема для вывода формулы и зависимость переориентации решетки кристалла (110)[001] от степени деформации

Известно, что наряду со скольжением технический сплав Fe-3%S'г на начальных стадиях деформации деформируется двойникованием (рис. 6, а), причем двойник находится с матрицей в специальной разориентации £3.

Продемонстрировано, что двойникование в монокристалле ребровой ориентировки идет по плоскостям образующим ось зоны параллельную оси

валков. При дальнейшей холодной прокатке двойники двух систем в монокристалле (110)[001] выстраиваются под углом 20°...25° по отношению к плоскости прокатки (рис. 6, б-в). Деформация приводит к появлению и значительному увеличению интенсивности ориентировки {111}<112>. Прямая полюсная фигура показывает, что основной процесс, реализующийся при прокатке монокристалла - это поворот кристаллической решетки вокруг направления <110> (ось валка).

Переориентированные двойники обеих систем даже после деформации £=50% сохраняют строгую кристаллографическую связь 23 с матрицей (рис. 6, г). Для объяснения данного экспериментального факта предложен следующий механизм: «вращающая» решетку система скольжения {112}<111> не затрагивает деформационные двойники первой системы -решеточные дислокации скользят параллельно их плоскости габитуса. Поворот решетки и габитуса двойников этой системы осуществляется жестко вместе с окружающей их матрицей. Габитус двойников второй системы, очевидно, должен пересекаться решеточными дислокациями. Это приводит к разрезанию и наклону двойников за счет относительного смещения их соседних участков. При этом кристаллическая решетка в них испытывает одинаковый с матрицей поворот (рис. 6, д-е), сохраняя с ней кристаллографическую связь 13.

Обнаружено, что при первичной рекристаллизации деформированного кристалла изначальной ориентировки {110}<001> (е=50%) основная часть новых рекристаллизованных зерен (2) также имеет ребровую ориентировку и растет вдоль границ двойников (1) (рис. 7, а). Достаточно редко наблюдаются отдельные растущие зерна (3), характеризующиеся «случайной» ориентацией (не связанной с ближайшим их окружением) и разрастание участков двойников (4). Растущие ребровые зерна находятся в строгой разориентации S3 с двойниками и в несколько размытых ориентационных соотношениях (типа Z9, £27) с деформированными областями матрицы {111 }<112>.

в

г

нн.

Д

е

Рис. 6. Микроструктура деформированного монокристалла (110)[001] технического сплава ^е+3%5г+0,5%См

Реализация данного процесса может осуществляться следующим образом. В процессе деформации дислокации активных систем взаимодействуют с двойниковыми границами, увеличивая их энергию. Таким образом, граница двойника ХЗ с {111}<112> становится энергетически невыгодной и при отжиге расщепляется на совершенную границу £3р с {110}<001>, и размытую (сильно неравновесную) £9нр между ребровой и октаэдрической ориентировками (рис. 7, б). Т.е. происходит возникновение и дальнейший рост в матрицу зерен с ориентацией {110}<001> находящихся в точном соотношении £3 и £9 с соседями. Отщепившаяся граница £9нр обладает большим стимулом к миграции, так как содержит повышенную плотность дислокаций одного знака, а их аннигиляция (следовательно,

уменьшение энергии границы) возможна только в объеме зерна. Возникшие зерна будут вторичными двойниками по отношению к матрице, образовавшимися как двойники отжига на существующей специальной границе.

Октаэдрнческал

13НР-13Р+19НР

а б

Рис. 7. Образование рекристаллизованных зерен ребровой ориентировки на двойниках октаэдрической матрицы

В следующем разделе отмечено, что при деформации реального поликристаллического материала (промышленной ЭАС) не наблюдается двойников деформации. Ребровая ориентировка формируется в полосах сдвига, которые образуются при высоких степенях деформации в зернах изначальной ориентировки {110}<001>. При этом полосы сдвига содержат дискретный набор ориентировок {110}<001 > и {111}<112> (матричная и симметричная ей) [2]. Механизм образования подобной мезоструктуры не ясен. Экспериментальные данные указывают, что полосы сдвига в кристаллах октаэдрической ориентировки {111}<112> (до деформации -{110}<001>) располагаются под углом -35° к плоскости прокатки и плоскость их залегания близка к кристаллографической плоскости (114).

Так как плоскость (114) не является плоскостью скольжения в ОЦК

кристаллах, можно предположить, что локализация деформации по этой

плоскости является следствием кооперированного движения частичных

17

дислокаций и представляет собой аномальное двойникование по системе {114}<221>. Само по себе аномальное двойникование по плоскостям {114} (первая стадия) не может обеспечить экспериментально наблюдаемое образование в полосе сдвига ориентировок {110}<001> и {111}<112>. Поэтому необходимо включение дополнительного механизма переориентации решетки (второй стадии), каковым может являться обычное двойникование по плоскостям {112}.

Согласно полученным экспериментальным данным основные трансформации кристаллической решетки при деформации сводятся к повороту вокруг оси [ПО], параллельной оси валков. Зоне [ПО] исходной октаэдрической ориентировки кристалла, наряду с плоскостью аномального двойникования (114), принадлежат две плоскости двойникования (112) и (112).

С помощью математического аппарата матричного анализа показано, что решетка вторичного двойника (112) в аномальном двойнике (114) имеет ориентацию кристалла (TTl)[112], связанную с ориентацией исходной (111)[112] матрицы специальной разориентацией £3. Решетка вторичного двойника (112) имеет ориентацию (11,11,1)[1,1,22], т.е. находится по отношению к исходной матрице в специальной разориентации £27 (рис. 8).

Таким образом, предложенная модель позволяет объяснить аномальный характер деформации по системе {114}<221> и образование дискретного набора ориентации {110}<001>и {111}<112> в полосах сдвига.

Аномальные механизмы деформации не являются редкостью и часто наблюдаются при определенных условиях. Как правило, за подобный характер деформации ответственно особое состояние материала, например в случае сплавов - его фазовая нестабильность. Поскольку сплав Fe-3%Si находится в стабильном фазовом состоянии, такими особыми условиями аномальной деформации могут являться высокая накопленная энергия деформации и геометрическое размягчение решетки по механизму Дилмора

[3]. Этот механизм предполагает условие 0, т.е. деформацию без

упрочнения, характерную для жидкого состояния. Пластическое течение материала при образовании полос сдвига по существу носит квазижидкостный характер, когда один атомный слой достаточно свободно скользит по соседнему атомному слою, однако кристаллическая решетка накладывает определенные ограничения на величину относительного сдвига слоев. Эти соображения оправдывают возможность реализации предлагаемого аномального двойникования по системе {114}<221>.

• - узлы исходной ориентировки {111 }<112>; С' - узлы аномального

двойника; - совпадающие узлы

Рис. 8. Трансформация решетки при двойниковании (114) и последующем двойниковании по плоскостям (112) и (112) В пятой главе рассмотрены возможности управления структурой и свойствами электротехнической анизотропной стали. На основе полученных экспериментальных и теоретических данных представлена модель формирования текстуры по переделам при производстве трансформаторной стали.

Исследования двойникования монокристаллов ребровой ориентировки позволило решить проблему пониженной пластичности металла после высокотемпературного отжига (готовой ЭАС). Было показано, что разрушение, которое происходит при перемотке (на изгибах) металла, вызывается развитием трещин по двойникам (рис. 9). Проблема была уменьшена за счет:

1. Увеличения скорости охлаждения металла при высокотемпературном отжиге (ВТО).

2. Увеличения времени выпрямляющего отжига полосы (после ВТО).

3. Улучшения качества обезуглероживания металла и в целом его чистоты.

Рис. 9. Образование и развитие трещин на двойниках

В следующем разделе представлен, сформулированный на основе данной работы, механизм формирования ребровой текстуры в реальной поликристаллической ЭАС. Формирование ориентировки {110}<001> происходит при горячей прокатке в подповерхностном слое полосы. На следующих этапах обработки происходит ее преобразование, в основе которого лежит следующее:

1. При конечной холодной прокатки в исходно острых ребровых зернах, при определенных степенях деформации, образуются полосы сдвига внутри которых формируются области с ориентировками {110}<001> и {111}<112>, связанные специальными разориентациями.

2. При первичной рекристаллизации в отдельных деформированных зернах, за счет возникновения зародышей в полосах сдвига, образуются

конгломераты зерен ({110}<001> и (111}<112>) связанные специальными разориентациями.

3. При дальнейшем отжиге между зернами связанными специальными разориентациями формируются специальные границы. Высокая подвижность этих границ (при наличии ингибиторной фазы) даст начало вторичной рекристаллизации, в результате которой основное преимущество получит ориентировка {П0}<001>.

Результаты работы позволяют сформулировать направление оптимизации холодной деформации технического сплава Ре-3%Б1. Для улучшения свойств готовой ЭАС необходима реализация схемы прокатки обеспечивающей формирование полос сдвига на определенном этапе.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе кристаллографического анализа показано, что из возможных двенадцати специальных разориентировок типа £9 по отношению к исходной «октаэдрической» только одна близка к ориентации {110}<001>. Также возможен вариант специальной разориентировки £27 с отклонением от точной ориентации {110}<001> на тот же угол 3,68°, но в обратную сторону.

2. В техническом сплаве Ре-ЗУаЗг рентгенографически и методом ЕВБО получено распределение ориентаций вторичнорекристаллизованных зерен по углу отклонения кристаллографической плоскости {110} от плоскости прокатки, которое предпочтительно описывается теоретическим бимодальным распределением. Полученные данные поддерживают гипотезу о роли специальных границ в процессе аномального роста зерен.

3. Построена модель переориентации монокристаллов отдельных ориентировок при прокатке, основанная на расположении систем скольжения по отношению к максимальным касательным напряжениям. Модель объясняет: неустойчивость ребровой ориентировки и поворот ее решетки в направлении одной из двух симметричных октаэдрических ориентировок;

устойчивость при холодной прокатке ориентировки деформационного куба (OOl)fllO];устойчивостьоктаэдрическойориентировки {111}<112>.

4. Получена количественная зависимость угла поворота решетки монокристалла (110)[001] от степени деформации при действии одной системы скольжения типа {112}<111>. Показано, что в диапазоне деформаций s=5...50% экспериментальная зависимость хорошо согласуется с теоретической кривой. Отклонение при больших степенях связано с включением в деформацию систем скольжения (110) [111] и (110) [1Т1].

5. Экспериментально показана возможность возникновения первичнорекристаллизованных зерен ребровой ориентировки {110}<001>, находящихся в специальных разориентациях (£3, £9, £27) с ближайшим окружением, на двойниковых границах октаэдрической {111}<112> матрицы, как на подложках, в деформированном монокристалле изначальной ребровой ориентировки.

6. Предложена модель образования областей с ориентацией {110}<001> в полосах сдвига при холодной прокатке технического сплава Fe-3%Si, которая основана на аномальном двойниковании по системе {114}<221> и вторичном двойниковании пластины первичного двойника {114}<221> по двум стандартным системам {112}<111>. Модель позволяет объяснить аномальный характер деформации по системе {114}<221> и образование дискретного набора ориентаций в полосах сдвига, находящихся по отношению друг к другу и к матрице в специальных разориентациях.

Основное содержание работы изложено в следующих публикациях:

1. Русаков Г.М., Редикульцев A.A., Лобанов М.Л., Гомзиков А.И. О возможности формирования областей с ориентацией {110}<001> в процессе холодной деформации технического сплава Fe-3%Si. // Физика металлов и металловедение. 2006, т. 101, № 6, с. 653-659.

2. Редикульцев A.A., Лобанов M.JL, Русаков Г.М., Гервасьев А.М. Деформационное двойникование в техническом сплаве Fe-3%Si. II Известия ВУЗов. Черная металлургия. 2008, № 9, с. 37-41.

3. Rusakov G.M., Redikultsev A.A., Lobanov M.L. Formation mechanism for orientation relationship between {110}<001> and {111}<112> grains during twinning in Fe-3%Si alloy. // Metallurgical and materials transactions. 2008, V. 39, № 10, p. 2278-2280.

4. Редикульцев A.A., Акулов C.B., Лобанов М.Л., Русаков Г.М. Влияние локальной плазменной обработки на измельчение зерна и доменную структуру технического сплава Fe-3%Si. // Физика и химия обработки материалов. 2008, № 6, с. 25-31.

5. Лобанов М.Л., Русаков Г.М., Редикульцев A.A. Механизм формирования ориентационной связи между зернами {110} <001 > и {111}<112> при двойниковании в сплаве Fe-V/aSi. II Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях», вып. 5. Магнитогорск, 2008, с. 172-181.

6. Гомзиков А.И., Лобанов М.Л., Редикульцев A.A. О механизме текстурной наследственности в техническом сплаве Fe-3%Si. II Тезисы докладов VI Уральской школы-семинара металловедов - молодых ученых. Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2004, с. 46-48.

7. Попов A.A., Редикульцев A.A. Формирование текстуры деформации в монокристаллах ориентации (110)[001] технического сплава Fe-3%Si. II Научные труды IX отчетной конференции молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ: сборник статей. В 4 ч. Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2005, с. 42-44.

8. Попов A.A., Редикульцев A.A., Лобанов М.Л., Русаков Г.М. Влияние двойникования на текстуру деформации монокристаллов (110)[001] технического сплава Fe-3%Si. II Тезисы докладов II Международной школы «Физическое материаловедение» и XVII Уральской школы металловедов-

термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Тольятти, 2006, с. 78.

9. Редикульцев А.А., Русаков Г.М, Лобанов М.Л. Формирование специальной разориентировки £9 в сплаве Fe-3%Si при холодной прокатке. // Научные труды X отчетной конференции молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ: сборник статей. В 4 ч. Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2006, с. 357-361.

10. Русаков Г.М., Лобанов М.Л., Редикульцев А.А. Роль разориентации Е9 в формировании текстуры (110)[001] технического сплава Fe-3%Si. // Тезисы докладов XIX Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов». Екатеринбург, 2008, с. 109.

Список цитируемой литературы:

1. Taoka Т., Furubayashi Е. and Takeuchi S. Formation of Cold-Rolled Texture and Recrystallized Texture in Single Crystals of 3% Silicon Iron. Part I. Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1966. V6. №7. P. 201-232.

2. D. Dorner, S. Zaefferer, D. Raabe. Retention of the Goss orientation between microbands during cold rolling of an Fe3%Si single crystal // Acta mater. 2007. V.55. P. 2519-2530.

3. Dillamore I. L., Roberts J. G., Bush A. C. Occurrence of shear bonds in heavily rolled cubic metals.: Mater. Sci., 1979, vol.13, p. 73-77.

Подписано в печать .03.2009 г. Объем - 1 п.л. Тираж - 100 экз. Заказ №134 Ризография НИЧ ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ» 620002, Екатеринбург, ул. Мира, 19

ВВЕДЕНИЕ.

1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР.

1.1. Преобразования текстуры на этапах промышленного производства электротехнической анизотропной стали (технического сплава Fe-3%Si).

1.2. Вторичная рекристаллизация в сплаве Fe-3%Si как основной процесс, ответственный за формирование текстуры {110}<001>.

1.3. Механизмы переориентации кристаллической решетки при холодной деформации металлов с ОЦК структурой.

1.3.1. Деформационные полосы, переходные полосы, полосы сдвига и полосы сброса.

1.3.2. Деформация двойникованнем в металлах с ОЦК-решеткой.

1.3.2.1. Кристаллография и геометрия двойннкования. Дислокационный механизм.

1.3.2.2. Роль двойннкования в процессе пластического течения. Влияние различных факторов.

1.4. Границы зерен в металлах. Структура специальных границ.

1.4.1. Границы зерен. Описание разориентировок.

1.4.2. Специальные границы.

1.5. Постановка задач исследования.

2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. Материал для исследований.

2.2. Методики исследований.

3. СПЕЦИАЛЬНЫЕ ГРАНИЦЫ ЗЕРЕН ВО ВТОРИЧНОЙ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ.

3.1. Кристаллография специальных разориентировок.

3.2. Распределение зерен готовой ЭАС по углам.

3.3. Механизмы перестройки решетки при миграции специальных границ зерен типа L9 в кристаллах с ОЦК-решеткой.

3.4. Выводы.

4. ДЕФОРМАЦИЯ ТЕХНИЧЕСКОГО СПЛАВА Fe-3%Si.

4.1. Текстура сплава после горячей прокатки.

4.2. Теоретическая модель деформации монокристаллов различных ориентировок.

4.3. Деформационное двойникование в техническом сплаве Fe-3%Si.

4.3.1. Влияние двойникования на текстуру деформации и отжига технического сплава Fe-3%Si.

4.3.2. Кристаллографическая связь двойников в «октаэдрической» матрице с Госсовской ориентацией.

4.4. Модель образования областей с ориентацией {110}<001> в полосах сдвига при холодной прокатке технического сплава Fe-3%Si.

4.5. Выводы.

5. УПРАВЛЕНИЕ СТРУКТУРОЙ И ТЕКСТУРОЙ ЭЛЕКТРОТЕХНИЧЕСКОЙ АНИЗОТРОПНОЙ СТАЛИ.

5.1. Проблема хрупкости электротехнической анизотропной стали.

5.2. Влияние двойникования на формирование текстуры сверхтонкой электротехнической анизотропной производимой по технологии через первичную рекристаллизацию.

5.3. Формирование текстуры по переделам при производстве электротехнической анизотропной стали.

5.4. Выводы.

Актуальность темы. Технический сплав Fe-3%Si (электротехническая анизотропная сталь - ЭАС) остается в настоящее время одним из основных практически важных магнитно-мягких материалов. Сплав должен характеризоваться высокой магнитной проницаемостью, малой коэрцитивной силой и низкими потерями в сердечниках трансформаторов [1]. Получение электротехнических сталей с высокими значениями индукции и малыми удельными потерями энергии при перемагничивании позволяет снизить габариты и массу устройств и обеспечить значительную экономию энергоресурсов.

Высокие магнитные свойства ЭАС обеспечиваются созданием в ней на последних стадиях обработки, текстуры (110)[001] (далее ребровой текстуры или текстуры Госса), формирующейся в процессе вторичной рекристаллизации (BP) [2]. Несмотря на то, что процесс аномального роста зерен интересует исследователей уже более 50 лет, общая теория, объясняющая его, до сих пор не разработана. Высокотемпературной обработке, при которой реализуется BP, предшествует сложная технологическая цепочка операций, включающая горячую прокатку, две или одну холодные прокатки и несколько промежуточных отжигов. Без этих переделов формирование конечной ребровой текстуры невозможно. Однако назначение некоторых технологических операций в различных вариантах производства ЭАС остается не вполне ясным.

Очевидно, что для ответа на вопрос о механизме формирования ребровой текстуры нельзя ограничиться только изучением природы аномального роста зерен, необходимо изучение всех этапов преобразования текстуры предшествующих ему. В этой связи важным результатом стало бы описание эволюции ребровой ориентировки на этапах обработки технического сплава Fe-3%Si.

Наиболее сильным направленным воздействием па структуру материала при промышленном производстве ЭАС является холодная прокатка (ХП). Сейчас известны преобразования основных ориентировок текстуры при данном виде обработки: устойчивость ориентировки деформационного куба {001}<110> и переориентация ребровой ориентировки {110}<001> к двум симметричным октаэдрическим ориентировкам {111}<112>. Также известно, что для протекания BP важно наличие в структуре первичнорекристаллизованного металла малого числа зерен с совершенной ориентировкой {110}<001> и большого числа зерен с хорошо выраженной октаэдрической ориентировкой {111 }<112> [1,2].

В настоящее время широкое распространение получила гипотеза о BP, основывающаяся на высокой подвижности специальных границ зерен типа £9. Отмечается, что ребровая и октаэдрическая ориентировки близки к специальной разориентировке Х9, и 4 при окончательном отжиге между ними могут образовываться специальные границы. Таким образом, большой интерес представляет выяснение роли специальных границ зерен в процессе аномального роста и механизм формирования данной специальной разориентации в процессе холодной деформации сплава. Понимание физических процессов ответственных за образование текстуры {110}<001> даст возможность оптимизировать технологию получения высококачественной ЭАС.

Таким образом, дальнейшее экспериментальное и теоретическое исследование текстурообразования в техническом сплаве Fe-3%Si является актуальной задачей физического металловедения.

Целью работы является исследование закономерностей преобразования ориентировки {110}<001> от горячей деформации до стадии заключительного отжига на BP; выяснение роли специальных границ зерен в процессе аномального роста; разработка модели формирования в процессе холодной деформации сплава областей с ребровой ориентацией, находящихся с окружающей матрицей в специальной разориентации.

Научная новизна:

- получено распределение ориентаций вторичнорекристаллизованных зерен по углу отклонения плоскости прокатки от кристаллографической плоскости {110}, которое предпочтительно описывается теоретическим бимодальным распределением;

- построена модель, количественно описывающая переориентацию кристаллической решетки при прокатке, которая основана на расположении систем скольжения по отношению к максимальным касательным напряжениям;

- предложена модель образования областей с ориентацией {110}<001> в полосах сдвига при холодной прокатке, которая предполагает аномальное двойникование по системе {114}<221> и вторичное двойникование по двум стандартным системам {112}<111>; экспериментально показана возможность возникновения первичнорекристаллизованных зерен ориентировки {110}<001>, находящихся в специальных разориентациях с ближайшим окружением, на двойниковых границах матрицы {111}<112>, как на подложках, в деформированном монокристалле изначальной ребровой ориентации.

Практическая значимость:

- на основе экспериментального изучения двойникования монокристаллов Fe-3%Si показаны пути повышения пластичности готовой электротехнической анизотропной стали;

- сформулировано направление оптимизации холодной деформации технического сплава Fe-3%Si. Для улучшения свойств готовой ЭАС необходима реализация схемы прокатки, обеспечивающей формирование полос сдвига на определенном этапе. 5

Апробация работы. Материалы работы были доложены и обсуждены на У региональной школе-семинаре «Фазовые и структурные превращения в сталях», Магнитогорск, 2006; на II Международной школе «Физическое материаловедение», XVIII Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов», Тольятти, 2006; на шестой, Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2004; на IX Международной научно-технической Уральской школе-семинаре металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, 2008; на IX, X, XII и XV отчетных научных конференциях молодых ученых ГОУ ВПО «УГТУ-УПИ», 2005, 2006, 2007, 2008 гг.

Работа выполнена в соответствии с направлениями научной деятельности кафедры «Термообработка и Физика металлов» ГОУ ВПО «Уральский государственный технический университет-УПИ имени первого Президента Б.Н. Ельцина», а также в рамках грантов РФФИ № 04-02-96086 (Урал), Фонда ОАО «ММК», ИТЦ «Аусферр» и ФНиО «Интеле» №13-03-01 и №42-06-02, при научном руководстве профессора, д.т.н. Попова А.А. и доцента, к.ф.-м.н. Русакова Г.М. Выражаю благодарность за помощь в работе научному консультанту к.ф.-м.н. M.JI. Лобанову, а также сотрудникам центральной заводской лаборатории ООО «ВИЗ-Сталь».

Общие выводы

1. На основе кристаллографического анализа показано, что из возможных двенадцати специальных разориентировок типа Е9 по отношению к исходной «октаэдрической» только одна близка к , ориентации (110}<001>. Также возможен вариант специальной разориентировки Z27 с отклонением от точной ориентации {110}<001> на тот же угол, но в обратную сторону.

2. В техническом сплаве Fe-3%Si рентгенографически и методом EBSD получено распределение ориентаций вторичнорекристаллизованных зерен по углу отклонения кристаллографической плоскости {110} от плоскости прокатки, которое предпочтительно описывается теоретическим бимодальным распределением. Полученные данные поддерживают гипотезу о роли специальных границ в процессе аномального роста зерен.

3. Построена модель переориентации монокристаллов отдельных ориентировок при прокатке, основанная на расположении систем скольжения по отношению к максимальным касательным напряжениям. Модель объясняет: неустойчивость ребровой ориентировки и поворот ее решетки в направлении одной из двух симметричных октаэдрических ориентировок; неустойчивость ориентировки (110)[225] и поворот ее решетки в направлении симметричных ориентировок {111 }<110>; устойчивость при холодной прокатке 4 ориентировки деформационного куба (001)[110]; устойчивость октаэдрической ориентировки {111 }<112>.

4. Получена количественная зависимость угла поворота решетки монокристалла (110)[001] от степени деформации при действии одной системы скольжения типа {112}<111>. Показано, что в диапазоне деформаций £~5.50% экспериментальная зависимость хорошо согласуется с теоретической кривой. Отклонение при больших степенях связано с включением в деформацию систем скольжения (110) [111] и (110) [11 1].

5. Экспериментально показано возникновение первичнорекристаллизованных зерен «ребровой» ориентировки, находящихся в специальных разориентациях (Z3, £9, £27) с ближайшим окружением, на двойниковых границах «октаэдрической» (111}<112> матрицы, как на подложках, в деформированном монокристалле изначальной ребровой ориентации.

6. Предложена модель образования областей с ориентацией {110}<001> в полосах сдвига при холодной прокатке технического сплава Fe-3%Si, которая основана на аномальном двойниковании по системе {114}<221> и вторичном двойниковании пластины первичного двойника {114}<221> по двум стандартным системам {112}<111>. Модель позволяет объяснить аномальный характер деформации по системе {114}<221> и образование дискретного набора ориентаций в полосах сдвига, находящихся по отношению друг к другу и к матрице в специальных разориентациях.

134

1. Физическое металловедение: В 3-х т., 3-е изд. Пер. с англ. Т.З /Под. ред. Р.У. Кана, П.Т. Хаазена. М.: Металлургия, 1987. 624 с.

2. Новиков В.Ю. Вторичная рекристаллизация. М.: Металлургия, 1990. 128 с.

3. Лобанов М.Л. Влияние у-фазы на формирование структуры электротехнической анизотропной стали нитридного варианта ингибирования. Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Вып. 3. Магнитогорск, 2003. С. 243.274.

4. Молотилов Б.В., Петров А.К., Боревский В.М. и др. Сера в электротехнических сталях. М.: Металлургия, 1973. 176 с.

5. Лифанов В.Ф. Прокатка трансформаторной стали. М.: Металлургия. 1975. 200 с.

6. Формирование текстуры при горячей прокатке сплава Fe-3%Si / Пащенко С.В., Гольдштейн В.Я., Серый А.В., Гражданкин С.Н. / В сб. Прецизионные сплавы в электротехнике и приборостроении. М.: Металлургия, 1984. С. 46.50.

7. Мацуо М., Синдо Е., Мацумото Ф. Изменение текстуры по толщине в горячекатаном подкате анизотропной электротехнической стали // Тэцу То Хагане, 1981. Т.67.С. 1202.1204.

8. Заверюха А.А., Дюкова Е.В., Калинин В.Н. Оптимизация структуры анизотропной электротехнической стали // Сталь, 1993. №11. С. 63.67.

9. Shimizu Y., Ito Y., Iida Y. Formation of the Goss Orientation Near the Surface of 3 Pet Silicon Steel During Hot Rolling// Met. Trans. 1986. V.17A. August. P. 1323. 1334.

10. Beck P.A. Annealing of cold worked metals // Advances Phys., 1954, V. 3, №11, 245.324, P. 25.35.

11. Koh P.K., Dunn C.G. Cold-rolled textures of silicon-iron crystals // J. of Metals, 1955, V.7, №2, P. 401.406.

12. Walter J.L., Hibbard W.R., Fiedler H.C., Grenoble H.E., Pry R.H., Frischmann P.G. Magnetic properties of cube textured silicon-iron magnetic sheet // J. Appl. Phys, 1958. V. 29, №3. P. 363.365.

13. Ни H., Cline R.S. Effect of high-speed deformation on the compression texture of a cube-oriented 3 pet Si-Fe crystal //Trans. AIME, 1961, V. 221, №2. P. 310. .318.

14. Аврамов Ю.С., Науманн Г. Формирование текстуры первичной рекристаллизации в монокристалле (110) трансформаторной стали, прокатанном в разных направлениях. //ФММ, 1967, Т.24, №6. С. 1042. 1049.

15. Аврамов Ю.С., Новиков В.Ю., Семенов В.М. Влияние степени деформации на текстуры деформации и рекристаллизации в кремнистом железе / Сталь, 1966, №11. С. 1045.1046.

16. Taoka Т., Furubayashi Е., Takeuchi S. Formation of Cold-Rolled Texture And Recrystallized Texture In Single Crystals of 3% Silicon Iron. Part II. // Trans, of National Research Institute For Metals. 1967. V.9. № 4. P. 187.207.

17. Аврамов Ю.С., Науманн Г. Текстурообразование при деформации в монокристаллах железа и его сплавах с кремнием и алюминием / В сб. LIX. Структура и свойства металлов и сплавов (деформация и после деформационный нагрев). М.: Металлургия, 1970. С. 51.63.

18. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А. Теория образования текстур в металлах и сплавах. М.: Наука. 1979. 343 с.

19. Преобразования текстуры при рекристаллизации сплава Fe-3%Si / Гервасьева И.В., Соколов Б.К., Печуркова И.П., Жигалин А.Г. // Изв. АН СССР. Сер. физич. 1982. Т.46. №4. С. 669.674.

20. Влияние способов деформирования на текстуру рекристаллизации в сплаве Fe-3%Si / Губернаторов В.В., Брышко Н.А., Соколов Б.К. и др. // ФММ, 1982, Т.53, №6. С. 1122.1126.

21. Франценюк И.В., Казаджан В.Б., Барятинский В.П. Достижения в улучшении качества электротехнических сталей на HJIMK // Сталь. 1994. №10. С. 35.38.

22. Уфнмцева М.П., Адамеску Р.А., Гельд П.В. Влияние деформации на текстурообразование в кремнистом железе. В сб. Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов. М.: Наука. 1969. С. 48.52.

23. Влияние дорекристаллизационного отжига в процессе деформации на структуру и текстуру сплава Fe-3%Si / Губернаторов В.В., Гервасьева И.В., Григорьев Л.Г., Медведева

24. А.Ф.// ФММ, 1994, Т.78, №1. С. 89.93.

25. Sanak Mishra, D arm ami С., Lucke К. New Information on Texture Development in Regular and High-Permeability Grain-Oriented Silicon Steels // Met. Trans, 1986. V.17A. №8. P. 1301.1312.

26. Рекристаллизация металлических материалов. Пер. с англ. / Под ред. Ф. Хесснера. М.: Металлургия. 1982. 352 с.

27. Гольдштейн В.Я. О некоторых возможностях управления текстурой рекристаллизации // В кн. Структура и свойства электротехнической стали. Свердловск: УНЦ АН СССР, 1977. С. 33.41.

28. Гольдштейн В.Я., Вербовецкая Д.Э. Рекристаллизация по границам зерен кремнистого железа // ФММ, 1977, Т.44, №3. С. 558.565.

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

30. Гервасьева И.В. Закономерности текстурных преобразований и роль мезоструктурных неоднородностей в процессах деформации и рекристаллизации ОЦК и ГЦК металлических материалов: Автореф. дис. докт. физ.-мат. наук. Екатеринбург, 2004. 40 с.

31. Park J.-T., Szpunar J.A. Evolution of recrystallization texture in nonoriented electrical steels // Acta mater. 2003. V.51. P. 3037.3051.

32. D. Dorner, S. Zaefferer, D. Raabe. Retention of the Goss orientation between microbands during cold rolling of an Fe3%Si single crystal // Acta mater. 2007. V.55. P. 2519.2530.

33. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. / М. Металлургия. 1986.480 с.

34. Nielsen I. P. Mechanism for the origin of recrystallization nuclei // J. of. Metals. 1954. V. 6. №9. P. 1084.1088.

35. Dunn C.G., Kohn P.K. Information on «nuclei» for secondary recrystallization in Si-Fe //Trans. Amer. Inst Mining. Metallurg. And Petrol. Engrs., 1958(1959), V.212, №1. P. 80.84.

36. May J.E., Turnbull D. Secondary recrystallization in silicon iron // Trans. AIME, 1958(1959), V. 212, №6. P. 769.781.

37. Лифшиц Б. Г., Новиков В. Ю. О происхождении "зародышей" вторичной рекристаллизации в трансформаторной стали. //ФММ, 1963, Т. 16, № 6. С. 862.866.

38. Ост К.Т., Раттер Дж. Миграция границ зерен./В сб. «Возврат и рекристаллизация металлов». Пер. с англ. // М.: Металлургия. 1966. С. 123.156.

39. Taguschi S., Sakakura A. The effect of A IN on secondary recrystallization textures in cold rolled and annealed (001)001. single crystals of 3% silicon iron Acta Metal. 1966. V. 14. №3. P. 405.423.

40. Matsuoka Takashi. Effect of impurities on the development of (110)001. secondary recrystallization texture in 3% silicon iron //Trans. Iron and Steel Inst. Japan. 1967. V. 7. № 1. P. 19.28.

41. Горелик С. С., Гольдштейн В .Я. О формировании «зародышей» вторичной рекристаллизации в трансформаторной стали. //ФММ, 1967, Т. 23, № 4. С. 703.710.

42. Брюхатов Н. Л., Лагидзе Р. М. О роли поверхностной энергии в избирательном росте вторичных зерен в промышленной трансформаторной стали. // ФММ, 1970, Т.30, №6. С. 1260.1263.

43. R. Shimizu, J. Harase and D. J. Dingley. Prediction of secondary recrystallization in Fe-3%Si by three-dimensional texture analysis. // Acta Metal. Mater. 1990. V.38, N6. P. 973. .978.

44. Титоров Д.Б. Стереографическое моделирование текстурных преобразований при рекристаллизации металлов и сплавов с кубической решеткой: Автореф. дис. докт. физ-мат. наук. Свердловск, 1983. 60 с.

45. Hayakawa Y., Muraki т., Szpunar J. A. The changes of grain boundary character distribution during the secondary recrystallisation of electrical steel // Acta Mater. 1998. V.46, N3. P. 1063.1073.

46. Baudin Т., Paillard P., Penelle R. Simulation of the anisotropic growth of goss grains in Fe+3%Si sheets (grade HiB). Scr. Mater. 1999. V40, N10. P. 1111. 1116.

47. Hayakawa Y., Kurosawa M. Orientation relationship between primary and secondary recrystallized texture in electrical steel // Acta mater. 2002. V.50. N18. P. 4527.4534.

48. Homma H., Hutchinson B. Orientation dependence of secondary recrystallization in silicon-iron. //Acta mater. 2003. V.51.N13. P. 3795.3805.

49. A.D. Rollett. Abnormal Grain Growth and Texture Development. // Proc. of the 14th Inter. Conf. on Textures of Materials. Leuven, Belgium. 2005: Intern. Academic Publishers, p. 1171.1176.

50. Лившиц Б.Г., Новиков В.Ю., Рощина Л.В. Изучение структуры кристалла (110)001. кремнистого железа при начальной стадии первичной рекристаллизации. // Физика металлов и металловедение. 1969, т. 27, № 6. С. 865.869.

51. Аврамов Ю.С., Молотилов Б.В., Науманн Г., Самарина Н.М. Структура деформированных и отожженных монокристаллов сплава железа с 3% Si / В сб. LIX.

52. Структура и свойства металлов и сплавов (деформация и последеформационный нагрев). М.: Металлургия. 1970. С. 35.51.

53. Физические основы пластической деформации: Учебное пособие для вузов. / Полухин П. И., Горелик С. С., Воронцов В. К. М.: Металлургия, 1982. 584 с.

54. Коттрелл А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. М.: Металлургиздат, 1958. 267 с.

55. Хоникомб Р. Пластическая деформация металлов. М.: Мир, 1972. 408 с.

56. Canova G.R., Kocks U.F., Stout M.G. On the Origin of Shear Bands in Textured Polycrystals // Scripta Met. 1984. V.18. P.437.442.

57. Harren S.V., Deve H.E., Asaro R.J. Shear Band Formation in Plane Strain Compression //ActaMetall. 1988. V.36,№.9. P.2435.2480.

58. Anand L., Spitzig W.A. Shear Band Orientations in Plain Strain // Acta Met. 1982. V.30. P.553-561.

59. Lee C.S., Duggan D.J. A Simple Theory for the Development of Inhomogeneous Rolling Textures//Metall. Trans. 1991. V.22A. P.2637.2643.

60. Park Y.B., Kim B.I., Kestens L. Description of Deformation Geometry by Effective Slips in BCC Materials // Proc. of the 12th Int. Conf. on Textures of Materials, Montreal. 1999. Ottawa: NRC Reseaich Press. 1999. P.736.741.

61. Gubematorov V.V., Sokolov B.K., Sbitnev A.K., Gervasyeva I.V., Vladimirov L.R. Band Structure Formation in Metals under Deformation // Textures and Microstructures. 1999. V.32, №1.4. P.41.45.

62. Металлофизика высокопрочных сплавов: Учебное пособие для вузов. / Гольдштейн М. И., Литвинов В. С., Бронфин Б. М. М: Металлургия, 1986. 312 с.

63. Штремель М. А. Прочность сплавов. ч.2. М.: изд-во МИСИС, 1997. 525 с.

64. Классен-Неклюдова М. В. Механическое двойникование кристаллов. М.: изд-во АН СССР, 1960. 261 с.

65. К. P. D. Lagerlof. On deformation in b.c.c. metals. // Acta Metall. mater, V41, №7, 1993, p. 2143.2151.

66. Трефилов В.И., Фирстов С.А. О хладноломкости сплавов переходных металлов с ОЦКрешеткой. //Металлофизика, 1971, 35. С. 11.

67. Лоу Д.Р. Разрушение твердых тел. М.: Металлургия, 1967.

68. Sleeswyk A.W. Emissary dislocations: theory and experiments on the propagation of deformation twins in a-iron // Acta Met., 1962, V10, №8. P. 705.725.

69. Финкель B.M. н др. Физическая природа хрупкого разрушения металлов. К.: «Наукова думка», 1965.

70. Honda P. Occurrence of longitudinal cleavage in stretched silicon iron crystals // Acta Met., 1961, V.9,№10. P. 969.970.

71. Hull D. Effect of grain size and temperature on slip, twinning and fracture in 3% silicon iron//Acta Met., 1961, V.9,№3. P. 191.204.

72. Гиндин И.А., Чиркина JI.A. О характере влияния границ двойников и зерен на процесс пластической деформации кремнистого железа при 185 и 300° К. //ФММ, 1969, Т.27, №3. С. 531.538.

73. Priestner R., Leslie W.C. Nucleation of deformation twins at slip plane intersections inb.c.c. metals//Phil. Mag., 1965, V.ll, №113. P. 895.916.

74. Грабский M.B. Структура границ зерен в металлах. М.: Металлургия, 1976. 160с.

75. Блатт Ф. Физика электронной проводимости в твердых телах. М.: Мир, 1971. 470c.

76. Абрикосов А.А. Основы теории металлов. М.: Наука, 1987. 520 с.

77. Вонсовский С.В., Шур Я.С. Ферромагнетизм. ОГИЗ, 1948. 816 с.

78. Bollmann W. Crystal Defects and Crystalline Interfaces. Springer-Verlag, Berlin, 1967.368 p.

79. Кристиан Дж. Теория превращений в металлах и сплавах. М.: Мир, 1978. 806 с.

80. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. М.: Металлургия, 1980, 154 с.

81. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Прохождение решеточных дислокаций через симметричные границы зерен. // ФММ, 1975, Т.40, №1. С. 29.37.

82. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987,214 с.

83. Штремель М. А. Прочность сплавов. ч.1. М.: изд-во МИСИС, 1999. 384 с.

84. Котрелл А. Теория дислокаций. М.: Мир, 1969. 96 с.

85. Хирт Дж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972, 599 с.

86. Фридель Ж. Дислокации. М.: Мир, 1967. 644 с.

87. Литвинов B.C., Русаков Г.М. Взаимодействие дислокаций с границами двойников {112}<111> в кристаллах с ОЦК-решеткой. // ФММ, 1999, Т.88, №4. С. 76.81.

88. Русаков Г.М., Литвинов B.C. Пересечение решеточными дислокациями границ двойников {111}<112> в ГЦК-кристаллах без образования дислокаций ориентационного несоответствия. // ФММ, 2000, Т.89, №5. С. 25.29.

89. Cristian J.W. The Decomposition of Austenite by Diffusional Processes. Wiley, New York, 1962. 371 p.

90. Гуляев А.П. Термическая обработка стали. М.: Машгиз, 1960. 496 с.

91. Горностырев Ю.Н., Кацнельсон М.И., Кузнецов Р.И., Трефилов А.В. Роль границ в зарождении мартенситной фазы. Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Вып. 1. Магнитогорск, 2001. С. 209.219.

92. Кузнецов Р.И., Горностырев Ю.Н. Структурные превращения на границах зерен. Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Вып. 3. Магнитогорск, 2003. С. 136.156.

93. Филиппов М.А., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. 257 с.

94. Litvinov V.S., Rusakov G.M. Twinning on the {332}<113> system in unstable p-titanium alloys. // The Physics of metals and Metallography, 2000. V. 90. Suppl.l. P. 96. 107.

95. Смирнов M.A., Счастливцев B.M., Журавлев Л.Г. Основы термической обработки стали. Екатеринбург, 1999. 496 с.

96. Садовский В.Д. Структурная наследственность в стали. М.: Металлургия, 1973,208 с.

97. Валиев Р.З., Вергазов А.Н., Герцман В.Ю. Кристаллгеометрический анализ межкристаллитных границ в практике электронной микроскопии. М.: Наука, 1991. 230с.

98. Корн К., Корн Т. Справочник по математике. М.: Наука, 1970. 720 с.

99. Новиков" И.И., Розин К.М. Кристаллография и дефекты кристаллической решетки. М.: Металлургия, 1990. 336 с.

100. Копецкий Ч.В., Орлов А.Н., Фионова Л.К. Границы зерен в чистых металлах. М.: Наука, 1980. 156 с.

101. Русаков Г.М. Трансляционная симметрия и энергия специальных границ зерен. Труды школы-семинара «Фазовые и структурные превращения в сталях». Вып. 2. Магнитогорск, 2002. С. 135. 191.

102. Li J.C.M. High-angle tilt boundary a dislocation core model //J. Appl. Phys., 1961, V.32, №3, P. 525.541.

103. Rath B.B., Ни H. Anisotropy of grain boundary mobility in zone-refined aluminum crystals // Trans. AIME, 1966, V.236.№8. P. 1193. 1197.

104. Соколов Б.К. Оптический метод определения ориентации зерен в трансформаторной стали. В сборнике «Структура и свойства текстурованных металлов и сплавов». М.: Наука, 1969. С. 112. 127.

105. Бойко B.C., Сидоренко И.Н. Взаимодействие решеточной дислокации с большеугловой границей зерен. // ФММ, 1989, Т.67, №3. С. 444.446.

106. Луговская Е.И, Мазилова Т.И., Михайловский И.М. Осцилляции атомной плотности в окрестности симметричных границ зерен в металлах. //ФТТ, 2001, Т.43, №6. С. 965.967.

107. Дроганский Ю.Н., Есина Н.К., Зайкова В. А. Влияние совершенства кристаллографической текстуры (110)001. на величину электромагнитных потерь в трансформаторной стали. // ФММ. 1978. №4. С. 723.728.

108. Н. Zhang, D. J. Srolovitz. Simulation and analysis of the migration mechanism of S5 tilt grain boundaries in an f.c.c. metal.// Acta Materialia, V. 54, 2006, p. 623.633.

109. Гольдштейн В.Я., Пащенко C.B., Гражданкин C.H. и др. Структурообразование при горячей прокатке сплава Fe-3%Si. I/ ФММ. 1980. Т. 50. № 6. С. 1213.1217.

110. Горелик С.С., Гольдштейн В.Я., Вербовецкая Д.Э. О местах предпочтительного образования "зародышей" вторичной рекристаллизации в трансформаторной стали. // Изв. вузов. Чёрная металлургия. 1968. № 5. С. 124. 128.

111. Фурубаяси Э., Кикути Т. Поверхностная текстура холоднокатаного и рекристаллизованного монокристалла кремнистого железа // Тэцу То Хагане, 1977. Т.63. С. 460.468.

112. Taoka Т., Fumbayashi Е. and Takeuchi S. Formation of Cold-Rolled Texture and Recrystallized Texture in Single Crystals of 3% Silicon Iron. Part I. Transactions of the Iron and Steel Institute of Japan. 1966. V6. №7. P. 201. 232.

113. M. Holscher, D. Raabe, K. Lucke. Relationship between rolling textures and shear textures in f.c.c and b.c.c. metals.// Acta metall. Mater.V. 42, №3, 1994. P. 879. .886.

114. D. Raabe, Z. Zhao, S.-J. Park b, F. Roters. Theory of orientation gradients in plastically strained crystals // Acta mater. 2002. V.50. P. 421 .440.

115. Bevis Hutchinson. Deformation Substructures and Recrystallisation // Materials Science Forum Vols. 2007. V. 558-559. P. 13.22.

116. K. Ushioda and W. B. Hutchinson. Role of Shear Bands in Annealing Texture Formation in 3%Si-Fe (111)112. Single Crystals // ISIJ International. 1989. V. 29. №10. P. 862.867.

117. Гольдштейн В.Я., Смирнов М.А., Атрощенко Э.С. Структурные изменения при нагреве кремнистого железа, подвергнутого ударному нагружению. // ФММ. 1973, т. 36, № 2. С. 352.357.

118. Kumano Т., Haratani Т. and Ushigami Y. The Relationship between primary and secondary recrystallization texture of grain oriented silicon steel. // ISIJ Int., 2002, Vol. 42, p. 440.449.

119. Dillamore I. L., Roberts J. G., Bush A. C. Occurrence of shear bonds in heavily rolled cubic metals.: Mater. Sci., 1979, vol.13, p. 73.77.

120. S. Hartley. Twins and stacking faults on {310} planes in body-centred cubic metals. //, 1966, V., №, P. 1207.1217.

121. Maruhashi Y, Ozaygen A, Nishida M. Relation between {201} twinning of В19' martensitic and {114} twinning of B2 parent phases in Ti-Ni shape memory alloy. Materials Science Forum. 2000; 327-328: 163. 166.

122. Немировский Ю.Р. О возможности мартенситного происхождения {332}-двойников в (Р + (о)-сплавах титана // Физика металлов и металловедение. 1998. Т.86. №1. С. 33.42.

123. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Упорядочение и деформация сплавов железа. М.: Металлургия. 1984. 168 с.

124. Зайкова В.А., Старцева И.Е., Филиппов Б.Н. Доменная структура и магнитныесвойства электротехнических сталей. М.: Наука. 1992. 272 с.