Закономерности изменения структуры и текстуры электротехнической медной проволоки в процессе ее получения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Иванова, Мария Александровна

• Иванова, Мария Александровна
• кандидат наук
• 2014

Оглавление диссертации кандидат наук Иванова, Мария Александровна

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ

1.1. Электротехническая медь

1.2 Текстура деформации при волочении меди

1.3 Текстура деформации при прокатке меди

1.4 Рекристаллизация холоднодеформированной меди

1.5 Анизотропия свойств меди

1.6 Легирование кислородом технической меди

1.7 Производство медной катанки и проволоки

1.7.1 Технология выплавки и литья

1.7.2 Технология прокатки (получения катанки)

1.7.3 Технология получения проволоки

1.7.4 Термическая обработка

1.7.5 Постановка задачи исследования

Глава 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Материал исследования

2.2 Методы исследования, оборудование, приборы

2.2.1 Препарирование образцов и оптическая металлография

2.2.2 Текстурный анализ методом ДОЭ/ЕВББ

2.2.3 Анализ структуры методом просвечивающей электронной микроскопии

2.2.4 Механические испытания

2.2.5 Термический анализ

2.2.6. Динамический механический анализ

2.2.7 Метод ионного травления

2.2.8 Методы оценки ошибки измерений

Глава 3. ИЗУЧЕНИЕ ИСХОДНОГО СОСТОЯНИЯ МЕДНОЙ КАТАНКИ

3.1 Структура и свойства непрерывнолитой заготовки

3.2 Анализ структуры и свойств медной катанки

3.3 Испытания медной катанки различных производителей

3.4 Изменение свойств катанки при применении высокотемпературного отжига

3.5 Выводы по главе 3

Глава 4. ИЗУЧЕНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРНОГО И ТЕКСТУРНОГО СОСТОЯНИЙ НА

СТАДИИ ВОЛОЧЕНИЯ

4.1 Изучение изменения текстуры по радиусу полуфабрикатов в процессе волочения

4.2 Изучение изменения текстуры отдельных зон полуфабрикатов в процессе волочения

4.3 Выводы по главе 4

Глава 5. ВЛИЯНИЕ ПРОМЕЖУТОЧНОГО ОТЖИГА НА ТЕКСТУРУ, СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА

МЕДНОЙ ПРОВОЛОКИ

5.1 Изучение влияния рекристаллизационного отжига на формирование текстурного состояния

5.2. Исследование влияния параметров промышленного отжига

5.3 Изучение влияния условий проведения промежуточного рекристаллизационного отжига на структуру и свойства полуфабрикатов

5.4 Выводы по главе 5

Глава 6. ВЗАИМОДЕЙСТВИЕ ЧАСТИЦЫ ОКСИДА МЕДИ С МЕДЬЮ В ПРОЦЕССЕ ВОЛОЧЕНИЯ И ОТЖИГА

6.1 Теоретический анализ возникновения пор

6.2 Экспериментальное исследование возникновения пор

6.2.1 Фрактографический анализ

6.2.3 Электронно-ионная микроскопия

6.2.4 Металлографический анализ

6.3 Исследование наличия оксидов и пор в катанке различных производителей

6.4 Изучение влияния условий промежуточного отжига на форму пор вокруг частиц оксидов меди

6.5 Выводы по главе 6

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ПРИЛОЖЕНИЕ А. Прямые полюсные фигуры различных зон поперечного сечения проволоки на

стадии волочения

ПРИЛОЖЕНИЕ Б. Функции распределения ориентировок по радиусу проволоки различных диаметров

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности изменения структуры и текстуры электротехнической медной проволоки в процессе ее получения»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность работы. В производстве проводников тока и теплотехнике используется медь как материал, обладающий высокими показателями электро- и теплопроводности. За рубежом в последнее время вырос интерес к проблемам формирования физико-механических свойств функциональных проводниковых материалов в связи с необходимостью стабилизации свойств проводников тока и повышению их надежности, в том числе в тяжело нагруженных кабельных системах, обмотках двигателей и генераторов и слаботочных сетях ЭВМ. Так же за последние годы непрерывно совершенствовались технологии производства изделий из меди, ее марки, методики исследования. В результате оказалось, что старые подходы к объяснению явлений, возникающих в производственных условиях, перестали выполнять свою роль. В электротехнической промышленности вышли на значения электропроводности на уровне 101 % по шкале 1АСБ и на изготовление тонкой проволоки, в том числе нужд электроники и ЭВМ, на уровень 50 мкм и менее. В результате больших деформаций зеренная структура металла достигла уровня наноразмеров, а сами заготовки оказались в большой степени текстурованными, как за счет очень высокого уровня деформаций, так и за счет отсутствия промежуточных отжигов, последнее диктуется энерго- и ресурсосбережением. К проводникам тока, работающим в сложных электрических сетях, в том числе интегрированных ЭВМ, стали предъявляться требования повышенной надежности, что требует создания технологий, приводящих к получению малодефектного металла. Особый интерес представляют процессы структурообразования и формирования текстур при больших накопленных деформациях. Несмотря на огромный объем проведенных ранее исследований на данный момент нет однозначного представления о формировании текстуры деформации, и об ее влиянии на текстуру рекристаллизации.

Параллельно с этим большой интерес представляет изучение взаимодействия включений с медной матрицей в ходе термомеханической обработки. Кислородсодержащая электротехническая медь выступает как дисперсно-упрочненный композиционный материал, где роль упрочняющих частиц выполняют оксиды. При этом роль упрочняющих частиц закиси меди в медной матрице является предметом изучения ограниченного числа исследователей. Тогда как влияние включений в меди оказывается часто настолько велико, что ставит под сомнение процесс производства, особенно это касается тонких и тончайших размеров.

Из приведенных данных следует, что в научной среде проявляется постоянный интерес к проблемам, возникающим при термомеханическом воздействии на медь. Это говорит об актуальности проблемы. Из изложенных данных выявлены также слабо изученные области: это

взаимодействие упрочняющих матрицу частиц на всех этапах термомеханической обработки. Слабо изученной проблемой является влияние текстурования на макро- и микроуровне на деформированное состояние при механическом и тепловом воздействии.

В связи с этим целью данной работы явилось исследование процессов структурообразования и формирования текстуры заготовок, полученных в условиях промышленного производства из меди марки М001, на всем этапе производства медной проволоки: от непрерывно литой заготовки до катанки и изготовления проволоки различных диаметров. В работе были поставлены и решены следующие задачи: исследовать особенности формирования структуры и текстуры в медных полуфабрикатах (катанка, проволока различных диаметров); проанализировать взаимосвязь изменений структуры, текстуры и механических свойств катанки и проволоки в зависимости от сечения, а так же температуры, времени и способа рекристаллизационного отжига; исследовать взаимодействие частиц оксида меди с медной матрицей в ходе деформации и отжига.

Широкий спектр экспериментальных методик, использованных в работе, таких как: металлография, растровая электронная микроскопия, просвечивающая электронная микроскопия, метод дифракции обратно рассеянных электронов (ЕВБВ), фрактография, дифференциальная сканирующая калориметрия, динамический механический анализ, позволили достаточно глубоко исследовать структурные и текстурные изменения, протекающие в электротехнической медной проволоке при ее получении.

В работе рассмотрены и выносятся на защиту такие вопросы как: формирование структурного и текстурного состояний на стадии волочения, изменение текстуры по радиусу и в отдельных зонах полуфабрикатов в процессе волочения, влияние промежуточного отжига на текстуру, структуру и свойства медной проволоки, а так же взаимодействие частицы оксида меди с медью в процессе волочения и отжига.

В ходе исследования получены результаты, представляющие научный и практический интерес.

Научная новизна работы.

1. Впервые экспериментально установлено сложное текстурное строение деформированной медной проволоки, в котором присутствуют не менее 4 зон в радиальном направлении. Первые две (центральные) зоны имеют в основном аксиальный тип текстуры, в третьей и четвертой (периферийных) зонах развивается локальная ограниченная двухкомпонентная(цилиндрическая) текстура. Схема развития текстуры по сечению проволоки от центра к периферии: <111>—»{112}<111>—►{111}<112>; <100>->{110}<100>-*{111 }<112>.

Построена диаграмма изменения параметров текстурных зон в зависимости от степени деформации. Обнаружено, что последовательность развития текстуры деформации в медной проволоке не зависит от исходного текстурного состояния (бестекстурное или текстура рекристаллизации), которое оказывает влияние только на относительную интенсивность компонент.

2. Показано наличие зональной наследственности текстуры рекристаллизации от текстуры деформации при кратковременном отжиге в медной проволоке в диапазоне температур 300...550 °С.

3. Установлено, что при волочении частицы оксида меди являются источниками зарождения пор, расположенных вблизи частиц вдоль оси проволоки. Длина пор нарастает по маршруту волочения по мере накопления степени деформации и коэффициента вытяжки. Обнаружено явление сфероидизации деформационных пор вокруг частиц оксидов меди в ходе проведения отжига при температурах свыше 600 °С.

Практическая значимость работы.

1. Предложен способ оценки правильности настройки литейной машины по симметричности дисперсий твердости и модуля упругости проб катанки в поперечном сечении, позволяющий производить коррекцию параметров работы агрегата непрерывного литья и деформации без его остановки.

2. На основе ДМА метода предложен способ изучения первичной рекристаллизации в медной проволоке по изменению модуля упругости (патент на изобретение 1Ш 2496103), который обеспечивает возможность нахождения температуры начала рекристаллизации для корректировки технологических параметров отжига. Предлагаемый способ может быть применен в лабораториях металлургических предприятий и исследовательских учреждений.

3. Построены зависимости изменения среднего размера зерна, механических свойств и текстурного состояния от силы тока при электроконтактном отжиге на волочильной машине. Обнаружено наличие минимума на кривых с02 и ств. Для получения пластичного состояния

при сохранении достаточной жесткости (для укладки витков при смотке), рекомендовано проведение промежуточного отжига при силе тока 1780 А на машине 11501.

Апробация работы. Материалы диссертации были доложены и обсуждены на 9 научно-технических конференциях и семинарах, в том числе: XI - XIV Международной Уральской школе-семинаре металловедов - молодых ученых (Екатеринбург, 2010-2013 гг.), XXI Уральской школе металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (2012 г.), XIV областном конкурсе НИР «Актуальные проблемы развития технических наук» (Екатеринбург, 2011 г.), VI Всероссийской научно-технической

конференции «Физические свойства металлов и сплавов» (Екатеринбург, 2011 г.), XI конференции молодых ученых и специалистов (Санкт-Петербург, 2012 г.), III Всероссийской школе-конференции Молодых учёных «Современные проблемы металловедения» (Абхазия, Пицунда, 2013 г.), The Sino-Russian Yong Scientist Forum and Symposium on Advanced Materials and Processing Technology (Qingdao, China, 2014 г.).

Глава 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРНЫХ ИСТОЧНИКОВ

1.1. Электротехническая медь

Медь является одним из нескольких металлов, который находит более широкое применение в чистом виде, чем в виде сплава. Различают две группы марочных составов электротехнической меди: бескислородную и кислородсодержащую. Наиболее широко используемой является электролитная, технически чистая медь (зарубежный аналог -electrolytic tough pitch copper - ETP), которая состоит из металла чрезвычайно высокой чистоты, легированного кислородом в диапазоне от 100 до 650 ррт. При этом заготовкой для кабельного производства может выступать литой или горячекатаный материал. ЕТР медь не рекомендуется для использования в водородной среде из-за ее восприимчивости к водородной хрупкости [1].

В соответствии со стандартом (ГОСТ 859-2001) марки меди по химическому составу и способам металлургической переработки (способам рафинирования) делят на пять групп [2]:

1) медь огневого рафинирования, которую выплавляют в обычных печах (99,5...99,7 % Си);

2) электролитическая катодная медь, полученная методом электролиза (99,93...99,97 % Си);

3) медь переплавленная, при производстве которой для обработки расплава вводят в него специальный раскислитель (99,5...99,9 % Си с содержанием кислорода менее 0,01 % и при остаточном раскислителе (фосфор) 0,0012...0,06 %);

4) медь бескислородная, выплавляемая в восстановительной или инертной атмосфере с применением покровного флюса и поверхностно-активных веществ, в том числе и углерода (99,95...99,99 % Си);

5) медь, выплавленная в вакуумируемом объеме (99,95...99,99 % Си).

С 20 века главное применение меди обусловлено ее высокой электропроводимостью. Более половины добываемой меди используется в электротехнике для изготовления различных проводов, кабелей, токопроводящих частей электротехнической аппаратуры. Из-за высокой теплопроводности медь — незаменимый материал различных теплообменников и холодильной аппаратуры [3].

1.2 Текстура деформации при волочении меди

Текстурой называется преимущественное кристаллографически ориентированное относительно внешней системы координат расположение кристаллитов в поликристаллических материалах [4]. Известно, что при волочении проволоки формируется аксиальная текстура [5, 6,

7, 8, 9]. Для материала с ГЦК-структурой основной особенностью текстуры, образующейся при данном виде обработки, является то, что она состоит из двух основных компонентов - <111> и <100>. Считается, что в меди при е = 98,5 % доля кристаллитов с ориентациями <111> и <100> составляет 66 % и 34 %, соответственно. Предполагая, что определяющим фактором в формировании аксиальной текстуры в металлах с ГЦК-решеткой является ЭДУ, обычно считают, что текстура <111> более стабильна, чем <100>. Так для создания текстуры <100> скольжение должно происходить в равной степени в четырех из шести возможных направлений <110>, а для появления текстуры <111> необходимо скольжение только в трех направлениях <110>. Таким образом, вероятность появления текстуры <111> значительно больше появления <100> [10].

По изменению исходной ориентации при волочении и образованию стабильных конечных ориентировок кристаллы разделены на три группы. При исходной ориентации в области II, прилегающих к углу <111> стереографического треугольника (рисунок 1.1), образуется текстура волочения <111>; при ориентации кристаллитов в области I, прилегающей к углу <100>, образуется текстура <100> (рисунок 1.1). При исходной ориентации в промежуточной области III волочение протекает с образованием полос деформации, при этом в одних частях кристалла образуется текстура <111>, а в других <100> [11]. Поворот участков кристалла к ориентировке <100> протекает быстрее и на более ранних стадиях деформации. На рисунке 1.1 двойным пунктиром обозначена граница преобладания одного из компонентов в текстуре. При деформациях от 90 до 99,5% наблюдается частичное разрушение <100> и усиление <111>.

Рисунок 1.1- Изменение ориентации кристаллитов при волочении до 90 %

Так же в [10] рассмотрены повороты кристаллической решетки при растяжении ГЦК-кристаллов. В случае компланарного скольжения ось нагружения в результате растяжения

совмещается с направлением <111>, а в случае поперечного скольжения - ось нагружения совмещается с направлениями <112> и <113>. Для некоторых ориентировок возможно действие так называемой критической системы скольжения. Для ГЦК-кристаллов такой системой является (1 11)[101]. В этом случае ось нагружения однозначно совмещается с направлением [001]. Результаты рассмотренных поворотов кристаллической решетки сведены в таблицу 1.1.

Таблица 1.1 -Теоретические текстуры одноосного растяжения в условиях плоской деформации ГЦК-кристаллов для различных вариантов скольжения [10]

Скольжение Тип системы скольжения Образующаяся текстура

Первичное с компланарным {111}<110> <111>

Первичное с поперечным {111}<110> <112> и <113>

Критическое с поперечным {111}<110> <001>

Исследования [12, 13] так же показали, что текстурная компонента <111> - самая устойчивая в ГЦК металлах, и что отношение <111> к <100> компонент текстуры меняется с обжатием, накоплением энергии дефектов материала, температурой деформации, и так далее.

Карты ориентации протянутых монокристаллических медных проволок с начальными ориентациями <110>, <111> и <100> показаны на рисунках 1.2... 1.4, соответственно.

Рисунок 1.2 - Карты ориентации <110> монокристаллической медной проволоки с напряжением (а) 0,28, (б) 0,58, (в) 0,94, (г) 1,96 (д) 4,12 относительно оси направления [13]

. 4 ¡.>11« 1 N11) Гас! 1

ЕВ

_

1

о

Ш >11'.' 3±л - 1 -!ТГ—г-г"-7- . V» '1 -л' У , „ „ ... ._ [й]

,1 в .и ■, V ш 1 ' 1*7 у \г 1 /* •1 ; шгг^В'

Рисунок 1.3 - Карты ориентаций <100> монокристаллической медной проволоки с напряжением (а) 0,28, (б) 0,58, (в) 0,94, (г) 1,96, (д) 2,77, (е) 4,12 относительно оси направления [13]

Рисунок 1.4 - Карты ориентаций <111> монокристаллической медной проволоки с напряжением (а) 0,28, (б) 0,58, (в) 0,75, (г) 0,94, (д) 1,65 (е) 1,96, (ж) 4,12 относительно оси

направления [13]

По рисунку 1.2 можно заметить, что при напряжениях от 0,28 до 0,94 в дополнение к формирующимся <100> и <111> компонентам проявляются текстурные компоненты <221> и

<210> (рисунок 1.2 а...в). Количественные изменения компонент аксиальной текстуры с напряжением показаны на рисунке 1.5.

а б в

Рисунок 1.5- Изменение объемной доли аксиальной текстуры при волочении монокристаллической медной проволоки: а - <110> монокристалл; б - <100> монокристалл; в

<111> монокристалл [13]

По рисунку 1.5 а видно, что в <110> монокристалле объемная доля компоненты <111> резко увеличивается приблизительно до 60 % при напряжении 0,94 и далее остается стабильной. При этом объемная доля компоненты <100> при напряжении свыше 0,94 постепенно увеличивается приблизительно до 30 %. Другими словами, при напряжении свыше 0,94, компонента <110> сменяется на <111> или <100> через <221> или <210>, соответственно.

Иная картина наблюдается в <100> и <111> монокристаллах (рисунки 1.3 и 1.4). В <100> монокристаллической проволоке при напряжениях свыше 0,58 наблюдается компонента <112> (рисунок 1.3 б, в), при напряжении больше, чем 1,96, наблюдается компонента <111> и ее объемная доля резко возрастает с напряжением (рисунки 1.3 д, ей 1.5 6). По рисункам 1.3 и 1.5 б, можно предположить, что <111> текстура развивается от <100> через <112> и при высоких напряжениях текстура так же представляет собой <111> и <100> компоненты. В <111> монокристаллической проволоке при напряжении свыше 1,96, большинство полос деформации с направлением оси, отклоняющимся от начальной ориентации <111>, исчезает, и хорошо развивается компонента <111>. Небольшое количество компоненты <100> наблюдается в области близкой к поверхности (рисунок 1.4 ё).

Ранние анализы указывали, что при высоких напряжениях <100> не устойчиво, в то время как <111> становится устойчивым. Хиббарт и др. [14] установили, что с увеличением напряжения объемная доля <100> текстуры уменьшается, но увеличивается доля <111> компоненты. Таким образом, они заключили, что <100> является только промежуточной компонентой текстуры, а <111> является заключительной.

Различие в стабильности начальной ориентации может быть вызвано различием в отношении <111> к <100> компонент текстуры. В <110> монокристалле при высоких напряжениях объемная доля текстуры <111> и отношение <111> к <100> составляют приблизительно 60 % и 1,8 (рисунок 1.5 а), соответственно. Эти данные согласуются с наблюдениями в протянутых поликристаллических медных проволоках [15].

Подобные исследования были проведены на поликристаллических образцах меди [16]. В них так же было установлено, что наиболее стабильной является компонента <111>. Инакузу и др. [17] и Нараянан и др. [18] показали, что объемная доля <111> текстурной компоненты увеличивается с деформацией. Однако, когда деформация выше критического значения, можно определить значение насыщения объемной доли <111> текстурной компоненты (рисунок 1.6). Для медной проволоки, \Varyobar [15] и Хиббард [14] обнаружили, что величина насыщения составляет около 60 %. Развитие текстуры в проволоке и критическая деформация зависят от исходной микроструктуры. Для медных проволок с равноосными зернами, критическое напряжение составляет около 1,3 [15]. Тем не менее, следует отметить, что, развитие текстуры может сопровождаться появлением комплексной текстурной компоненты (направление текстуры удалено и от <111>, и от <100>). Например, для проволоки с исходной микроструктурой, представленной равноосными зернами, объемная доля комплексной текстуры составляет около 10 % после достижения насыщения компоненты <111> (рисунок 1.6) [15].

Strain

Рисунок 1.6- Изменение объемной доли компонент текстуры при волочении с изменением

степени деформации

Таким образом, волочение проволоки при деформациях выше 40 % делает текстуры явными. В таблице 1.2 приведены соотношения текстур для различных полуфабрикатов.

Таблица 1.2 - Соотношение текстур в различных медных полуфабрикатах [19]

Исходное состояние и текстура Способ деформации Степень деформации, % Соотношение текстур,%

<111> <100>

Литая заготовка чистотой 56,0 - 100

99,999 %, текстура (100), Волочение 93,0 10 90

диаметр 9,6 мм 98,0 5 95

Медь электролитическая без текстуры Волочение 98,5 66 34

98,0 75 25

Волочение 98,7 72 28

Катанка 99,0 65 35

Реверсивное волочение 98,0 98,7 92 88 8 12

99,0 80 20

Авторы [20] отмечают, что в процессе волочения на ряду с формированием <111> текстурной компоненты наблюдают компоненту <112>, которая в свою очередь считается метастабильной. Так как угол отклонения между данными текстурными компонентами небольшой, и <111> является более стабильной, чем <112>, то нередко при расчетах объемной доли текстурных компонент <112> компоненту относят к <111>. Так же отмечают, что <112> аксиальная текстура формируется при небольших степенях деформации из начальной ориентации <100> в приповерхностном слое проволоки, а при увеличении степени деформации области с <112> компонентой могут возникать в центральной части проволоки на границе <100> и <111> текстур.

Неоднократно было показано [21, 22], что текстурная компонента <111> преобладает как в центре, так и на периферии проволоки. Так же отмечалось, что <100> компонента является второстепенной в центральной части проволоки и менее ярко выражена на периферии. Текстурную компоненту <112> как правило считают переходной в процессе рекристаллизации исходной <111> текстуры, но появление <112> компоненты на периметре проволоки можно интерпретировать как эффект отжига за счет нагрева поверхности во время трения в течение операции волочения [21], но необходимо исследовать данную возможность. В свою очередь авторы [23] связывают появление в периферийной области компоненты <112> с действием в этой области трех систем деформации: растяжения, сжатия и сдвига, в отличие от центральной области, где действуют только две системы - сжатия и растяжения.

Распределение волокнистой текстуры. Во время процесса холодного волочения, геометрия деформации и трение между проволокой и волокой могут вызвать неоднородное

распределение сдвиговых напряжений вдоль радиального направления проволоки. Исследования Ли и др. [24] и Парка и др. [25] показали, что сдвиговые напряжения можно не учитывать в центре проволоки, и что они возрастают с расстоянием от центра проволоки к краю. Неравные сдвиговые напряжения приводят к неоднородному распределению компонентов аксиальной текстуры вдоль радиального направления протянутой проволоки. Грачев В.В. и др. [26] установили, что структура после волочения является неоднородной по сечению образца, это связано с неоднородными условиями деформации. В случае резко выраженного градиентного строения поперечное сечение образца разбивается на три зоны: 1) тонкая поверхностная зона; 2) промежуточная зона, занимающая основной объем материала; 3) центральная зона, имеющая объем меньше зоны 2, но больше зоны 1. В целом, по мере увеличения степени деформации, в исследуемых материалах основная цепочка структурных превращений в дислокационном ансамбле такова: хаос —» сетки —> ячейки —> фрагменты. При этом фрагменты, как более крупные образования, могут либо содержать, либо не содержать дислокационные субструктуры (сетчатую или ячеистую). В исходном состоянии, при низкой скалярной плотности дислокаций наблюдается хаотическая дислокационная субструктура. Рост плотности дислокаций приводит к образованию сетчатой субструктуры, затем ячеистой и, наконец, фрагментированной.

При той же самой начальной ориентации и отсутствии границ зерна в монокристалле неравное распределение текстур более ясно. По рисункам 1.2 а...в и 1.4 б...д так же можно видеть, что в протянутых монокристаллических медных проволоках при низких напряжениях области с текстурными компонентами, отклоненными от начальных ориентаций, расположены в приповерхностных слоях и в середине проволоки, а в центре все еще можно наблюдать области, имеющие начальные ориентации. При высоких напряжениях значительная объемная доля компоненты <100>, развитой от начальных ориентаций, находится в приповерхностном слое, а компонента <111> находится в центре, как показано на рисунках 1.2 д, 1.3 д, е и 1.4 е, ж. Это указывает на то, что сдвиговые напряжения выгодны для формирования <100> аксиальной текстуры, и что <111> становится устойчивой в соответствии с нехваткой сдвиговых напряжений.

Парк и др. [24, 25], так же показали, используя моделирование, основанное на теории вращения кристалла и конечных элементов, что вклад сдвиговых напряжений к течению металла уменьшается с увеличением напряжения, что связано с упрочнением. Таким образом, ожидается, что распределение компонентов аксиальной текстуры вдоль радиального направления проволоки может меняться в зависимости от напряжения.

Влияние системы приложенных напряжений на текстуру волочения может быть выявлено послойным исследованием текстуры проволоки. Вследствие поверхностных сжимающих напряжений и действия сил трения при волочении развиваются цилиндрические текстуры поверхностного слоя, аналогичные текстуре прокатки в развернутой цилиндрической поверхности [11].

1.3 Текстура деформации при прокатке меди

При деформации металлов прокаткой напряженное состояние отвечает трехосному сжатию с неравными величинами главных напряжений вдоль трех осей. Известно, что при прокатке металлов с решеткой того или иного типа получается определенный набор стабильных и нестабильных ориентировок. В ранних работах текстура холоднокатаной меди описывалась как совокупность идеальных ориентировок {110}<112> и {112}<111>. Позднее предлагалось описывать текстуру одной идеальной ориентировкой {358}<523>, двумя ориентировками {110}<112>, {358}<523> или {123}<412> и {146}<211>, ориентировкой {112}<111> и четырьмя другими со сложными индексами или, наконец, двумя текстурами с центрами рассеяния около ориентаций {110}<112> и {112}<111> [10]. В работе [27] показано, что с увеличением степени деформации в меди происходит обострение основных компонент текстуры прокатки {135} <211>; {112} <111>; и {011} <211>.

1.4 Рекристаллизация холоднодеформированной меди

Как известно, целью проведения рекристаллизационного отжига является восстановление пластических характеристик металла и его разупрочнение.

Разупрочнение меди при отжиге происходит при температурах выше 150 °С, а рекристаллизация начинается при 200...230 °С, что соответствует 0,35...0,37 от ее температуры плавления по абсолютной шкале, однако в производственных условиях температуры повышают до 500...600 °С для сокращения времени процесса и гарантии его завершения. Отмечается, что при наличии высоких степеней деформации удается снизить температуру рекристаллизации до 175 °С [28]. Таким образом, применение высоких степеней нагартовки при обработке давлением позволяет выйти на такие температурные режимы отжига, при которых не происходит значимого окисления поверхности изделия.

На последних стадиях деформации меди протекают спонтанная полигонизация и рекристаллизация. При наличии в меди включений, например, закиси меди, ее деформирование

сопровождается большей неоднородностью, в связи с этим разупрочнение наблюдается раньше [19].

В результате рекристаллизации волокнистая структура сменяется полиэдрической с большим числом двойников отжига [28]. Обычно отмечается, что определенная текстура деформации преобразуется в соответствующую текстуру рекристаллизации при отжиге. Считается, что у чистого материала (> 99.94%) с ГЦК решеткой после волочения в сердцевине проволоки сохраняется текстура деформации и несколько усиливается компонента <100> [11]. В таблице 1.3 приведено влияние исходной текстуры на текстуру рекристаллизации согласно [19].Однако все еще невозможно точно предсказать текстуру отжига новой или неизвестной текстуры деформации. Причина этой неуверенности находится в нехватке знаний о важных микроструктурных деталях деформированного состояния и о процессе рекристаллизации вообще. Незначительные детали деформированного состояния могут стать важными факторами во время рекристаллизации, поскольку эта неоднородность может служить участками образования зародышей рекристаллизации.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Иванова, Мария Александровна, 2014 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Pops, Н. The Metallurgy of Copper Wire / H. Pops // Innovations. - 1997. - № 12.

2. Осинцев, О. E. Медь: структура, свойства полуфабрикатов / О. Е. Осинцев, В. Н. Федоров // Инженерный журнал - 2002. - № 4. - С. 1-24.

3. Уткин, Н. И. Металлургия цветных металлов: учебник / Н. И. Уткин. - М.: Металлургия, 1985.-440 с.

4. Горелик, С. С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ: учеб. пособие дня вузов / С. С. Горелик, Ю. А. Скаков, Л. Н. Расторгуев. - М.: МИСИС, 2002. - 360 с.

5. Linlien, G. Feinstruktur und Texturen / G. LinBen, H. D. Mengelberg, H. P. Stuwe // Z Metallkunde. - 1964.- V. 55 - P. 600-604.

6. Aernould, H. The Influence of Crystal Orientation / H. Aernould, J. Kokubo, H. P. Stiiwe // Z. Metallkunde. - 1966. - V. 57 - P. 217-225.

7. Schlafer, U. Cyclic textures in aluminium wires / U. Schlafer, H. J. Bunge // Texture. - 1972. -V. 1.-P. 31-49.

8. Howell, P. R. Texture and grain boundary structure in tungsten—III. The primary misorientation function and grain boundary structure / P. R. Howell, D. Fleet, P. I. Welch, B. Ralph // Acta Metallurgies - 1978. - V. 26. - No. 10. - P. 1499-1503.

9. Montesin, T. Evolution of crystallographic texture in thin wires / T. Montesin, J. J. Heizmann // Journal of Applied Crystallography. - 1992. - V. 25. - No. 6. - P. 665-673.

10. Вишняков, Я. Д. Теория образования текстур в металлах и сплавах / Я. Д. Вишняков, А. А. Бабарэко, С. А. Владимиров, И. В. Эгиз. - М.: Наука, 1979. - 344 с.

11. Бабарэко, А. А. Текстуры металлов и сплавов / А. А. Бабарэко // Металловедение и термическая обработка. Итоги науки и техники. - 1967. - С. 5-83.

12. Chen, J. Dependence of texture evolution on initial orientation in drawn single crystal copper / J. Chen, W. Yan, С. X. Liu, R. G. Ding, X. H. Fan // Materials Characterization. - 2011. - V. 62. -No. 2.-P. 237-242.

13. Chen, J. Dislocation boundaries in drawn single crystal copper wires produced by Ohno continuous casting / J. Chen, W. Yan, R. G. Ding, X. H. Fan // Journal of Materials Science. - 2009. V. 44.-No. 8.-P. 1909-1917.

14. Hibbard, W. R. Mechanism of the Strengthening of Solids / W. R. Hibbard // Trans. AIME-1950.-V. 77.-P. 581-585.

15. Waiyobar, D. R. Deformation and Annealing Behavior of Heavily Drawn Oxygen Free High Conductivity (OFHC) Copper: Ph.D. Thesis / D. R. Waryobar. - The Florida State University. - 2003.

16. Chen, J. Effect of Transverse Grain Boundary on Microstructure, Texture and Mechanical Properties of Drawn Copper Wires / J. Chen, X. Ma, W. Yan, F. Xia, X. Fan // Journal of Materials Science and Technology. - 2014. - V. 30. - No. 2. - P. 184-191.

17. Inakazu, N. Fiber Texture Formation and Mechanical Properties in Drawn Fine Copper Wire / N. Inakazu, Y. Kaneno, H. Inoue // Materials Science Forum. - 1994. - V. 157-162. - P. 715-720.

18. Narayanan, K.R. Effect of cold work on the mechanical response of drawn ultra-fine gold wire / K. R. Narayanan, I. Sridhar, S. Subbiah // Appl. Phys. A. - 2011. - V. 105. - 485-495.

19. Ватрушин, JI.C. Бескислородная медь: справочник / JI. С. Ватрушин, В. Г. Осинцев, А. С. Козырев. - М.: Металлургия, 1982. - 192 с.

20. Wang, Y. Texture evolution and flow stress of columnar-grained polycrystalline copper during intense plastic deformation process at room temperature / Y. Wang, H.-Y. Huang, J.-X. Xie // Materials Science and Engineering A. - 2011. - V. 530. - P. 418-425.

21. Rajan, K. Microtexture and anisotropy in wire drawn copper / K. Rajan, R. Petkie // Materials Science and Engineering A. - 1998. - V. 257. - P. 185-197.

22. Mathur, К. K. Texture Development During Wire Drawing / К. K. Mathur, P. R. Dawson // Journal of Engineering Materials and Technology-transactions of The Asme. - 1990. - V. 112 - P. 292-297.

23. Matsushita, M. EBSD Analysis of the Submicron Width Fibber Shaped Grain Copper Fabricated by Drawing / M. Matsushita, T. Kuji, H. Kuroda, S. Aoyama, H. Ohfuji // Materials Sciences and Application. - 2011. - V. 2. - P. 911-916.

24. Park, H. Effects of shear strain and drawing pass on the texture development in copper wire / H. Park, D. H. Lee // Materials Science Forum. - 2002. - P. 637-642.

25. Lee, D. H. Evolution of annealing textures in 90 Pet drawn copper wire / D. H. Lee, H. Park // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2003. - P. 531-541.

26. Грачев, В. В. Эволюция дислокационных субструюур в мало- и среднеуглеродистых сталях при волочении / В. В. Грачев, А. В. Громова, В. Я. Целлермаер, М. П. Ивахин, Э. В. Козлов // Вестник Самарского государственного технического университета. Серия физ.-мат. науки. - 2004. - № 27. - С. 123-129.

27. Chen, L. Research of textures of ultrafme grains pure copper produced by accumulative rollbonding / L. Chen, Q. Shi, D. Chen, S. Zhou, J. Wang, X. Luo // Materials Science and Engineering A. -2009. - V. 508-P. 37-42.

28. Колачев, Б. А. Металловедение и термическая обработка цветных металлов и сплавов: учебник / Б. А. Колачев, В. А. Ливанов, В. И. Елагин. - М.: МИСИС, 2005. - 432 с.

29. Hong, S.-H. The evolution of the cube reciystallization texture in cold rolled copper sheets / S.-H. Hong, D. N. Lee // Materials Science and Engineering A. - 2003. - V. 351. - P. 133-147.

30. Burgers, W. G. Uber den Zusammenhang zwischen Deformationsvorgang und Rekristallisationstextur bei Aluminium / W. G. Burgers, P. C. Louwerse // Z. Physik. - 1931 - V. 67 -P. 605-678.

31. Barrett, C.S. Structure of Metals; Crystallographic Methods, Principles, and Data / C.S. Barrett // Trans. AIME. - 1940. - V. 137. - P. 128-150.

32. Emren, F. Investigation of the development of the recrystallization textures in deep drawing steels by ODF analysis / F. Emren, U. von Schlippenbach, K. Lu'cke // Acta Metallurgica. - 1986. -V. 34.-P. 2105-2117.

33. Duggan, B. J. On the origin of cube texture in copper / B. J. Duggan, K. Lu'cke, G. Ko"hlhoff, C. S. Lee // Acta Metallurgica. - 1993. - V. 41. - P. 1921-1927

34. Mecking, H. An Introduction to Modern Texture Analysis / H. Mecking, H.-R. Wenk // Academic Press. - 1984. - P. 267-306.

35. Ridha, A. A. Recrystallisation mechanisms and the origin of cube texture in copper / A. A. Ridha, W. B. Hutchinson // Acta Metallurgica. - 1982. - V. 30. - P. 1929-1939.

36. Hjelen, J. On the origin of recrystallization textures in aluminium / J. Hjelen, R. Orsund, E. Nes // Acta Metallurgica. - 1991. - V. 39. - P. 1377-1404.

37. Beck, P. A. Recrystallization, Grain Growth and Textures / P. A. Beck, H. Ни, H. Magolin // ASM, Metals Park. - 1966. - P. 393-401.

38. Ibe, B. Recrystallization, GrainGrowth and Textures / B. Ibe, K. Lu'cke, H. Magolin // ASM, Metals Park. - 1966. - P. 434-440.

39. Lee, D. N. The evolution of recrystallization textures from deformation textures / D. N. Lee // Scripta Metallurgica Et Materialia. - 1995. - V. 32 - P. 1689-1694.

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

41. Benchabane, G. Recrystallization of pure copper investigated by calorimetry and microhardness / G. Benchabane, Z. Boumerzoug, I. Thibon, T. Gloriant // Materials characterization. -2008.-V. 59.-P. 1425-1428.

42. Field, D. P. The role of annealing twins during recrystallization of Cu / D. P. Field, L. T. Bradford, M. M. Nowell, T. M. Lillo // Acta materialia. - 2007. - V. 55. -P. 4233-4241.

43. Kraft, F. F. The effects of die angle on texture and annealing response of ETP copper wire / F. F. Kraft, U. Chakkingal, G. Baker, R. N. Wright // Journal of materials processing technology. -1996.-V. 60.-P. 171-178.

44. Wright, S. I. Microtextural zones in a copper shaped charge particle / S. I. Wright, J. F. Bingert, L. Zeraow //Materials science and engineering A. - 1996. - V. 207. - No. 2. - P. 224-227.

45. Головин, И. С. Зернограничная релаксация в меди до и после равноканального углового прессования и рекристаллизации / И. С. Головин // Физика металлов и металловедение. - 2010. -т. 110.-№4. -С. 424-432.

46. Smithels, S. Metals reference Book / S. Smithels. - London, Boston: Buttuworths, 1976. -1566 p.

47. Осинцев, О. E. Медь и медные сплавы: справочник / О. Е. Осинцев, В. Н. Федоров. - М.: Машиностроение, 2004. - 336 с.

48. Agnew, S. R. The influence of texture on the elastic properties of ultrafine-grain copper / S. R. Agnew, J. R. Weertman // Materials Science and Engineering A. - 1998. - V. 242. - P. 174-180.

49. Garcia, V. G. Role of Cu20 during hot compression of 99.9% pure copper / V. G. Garcia, J. M. Cabrera, J. M. Prado // Materials Science and Engineering A. - 2008. - V. 488. - P. 92-101.

50. Ravichandran, N. Influence of oxygen on dynamic recrystallization during hot working of polycrystalline copper / N. Ravichandran, Y. V. R. K. Prasad // Materials Science and Engineering A. - 1992.-V. 156.-No. 2.-P. 195-204.

51. Логинов, Ю. H. Расчет деформаций и экспериментальное исследование текстуры в нагартованной медной проволоке / Ю. Н. Логинов, С. Л. Демаков, А. Г. Илларионов, М. С. Карабаналов // Деформация и разрушение материалов. - 2011. - № 5. - С. 38-43.

52. Bigelow, L. К. Effects of impurities on the annealability and resistivity of oxygen-bearing copper / L. K. Bigelow, J. H. Chen // Metallurgical Transactions B. - 1976. - V. 78. - P. 661-669.

53. Cho H. Effect of reduction ratio, inclusion size and distance between inclusions on wire breaks in Cu fine wiredrawing / H. Cho, H.-H. Jo, S.-G. Lee, B.-M. Kim, Y.-J. Kim // Journal of Materials Processing Technology. -2002 - V. 130-131. - P. 416-420.

54. Norasethasopon, S. Finite-element simulation of inclusion size effects on copper shaped-wire drawing / S. Norasethasopon, K. Yoshida // Materials Science and Engineering A. - 2006. - V. 422. -P. 252-258.

55. Murr, L. E. ТЕМ observations of void-lobed defects and the origin of stringers in copper rod and drawn magnet wire / L. E. Murr, C.-S. Niou, J. T. Farraro, G. Liu, D. Martinez // Materials Research Innovations. - 1997. - P. 26-37.

56. Черемской, П. Г. Поры в твердом теле / П. Г. Черемской, В. В. Слезов, В. И. Бетехтин. -М.: Энергоатомиздат, 1990. - 376 с.

57. Fleck, R. G. An investigation of the nucleation of creep cavities by 1 MV electron microscopy / R. G. Fleck, D. M. R. Taplin, C. J. Beevers // Acta Metallurgies - 1975. - V. 23. - P. 415-421.

58. Goods, S. H. The nucleation of cavities by plastic deformation / S. H. Goods, L. M. Brown // Acta Metallurgies - 1979. - V. 27. - P. 1-15.

59. Логинов, Ю. Н. Медь и деформированные медные сплавы: учеб. пос. / Ю. Н. Логинов. -Екатеринбург: ГОУ ВПО УГТУ-УПИ, 2004. - 136 с.

60. Логинов, Ю. Н. Исследование медной катанки, полученной методом непрерывного литья / Ю. Н. Логинов, В. В. Котов // сб.научных трудов 5 конф. молодых ученых ГОУ ВПО УГТУ-УПИ. Екатеринбург. - 2004. - С. 87-88.

61. URL:http://www.katur.ru/ru/about/production/production_20/

62. Gerber, Ph. Recrystallization mechanism in wire-drawn copper / Ph. Gerber, S. Jakani, T. Baudin, M. H. Mathon, R. Penelle // Materials Science Forum. - 2004. - V. 467-470. - P. 135-140.

63. Jakani, S. Effect of impurities on the recrystallization texture in commercially pure copper-ETP wires / S. Jakani, T. Baudin, C.-H. de Novion, M.-H. Mathoon // Materials Science and Engineering A. - 2007. - V. 456. - P. 261-269.

64. Benyoucef, M. Study of deformation microstructure and static recovery in copper after cold drawing / M. Benyoucef, S. Jakani, T. Baudin, M.-H. Mathoon // Materials Science Forum. - 2004. -V. 467-470.-P. 27-32.

65. Gao, W. Dynamic recrystallization of copper polycristals with different purities / W. Gao, A. Belyakov, H. Miura, T. Sakai // Materials Science and Engineering A. - 1999. - V. 265. - P. 233-239.

66. Барахтин, Б. К. Наследование несовершенств и цикличность структурных перестроек в меди при динамической рекристаллизации в условиях горячего сжатия / Б. К. Барахтин, Н. Р. Варгасов, Н. В. Лебедева // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2008. -№8.-С. 34-38.

67. Prasad, Y. V. R. К. Mechanism of high temperature deformation in electrolytic copper in extended ranges of temperature and strain rate / Y. V. R. K. Prasad, K. P. Rao // Materials Science and Engineering A. - 2004. - V. 374. - P. 335-341.

68. Логинов, Ю. H. Зависимость параметров работы волочильного оборудования от колебаний диаметра медной катанки / Ю. Н. Логинов, А. Ю. Зуев, Т. П. Копылова // Кабели и провода. - 2009. - № 3. - С. 23-25.

69. Ломюллер, Б. Многоходовое волочение проволоки из меди и алюминия, медной никелированной проволоки из биметаллической проволоки алюминий-медь / Б. Ломюллер // Кабели и провода. - 2008. - №1. - С. 9-11.

70. Машиностроение. Энциклопедия. Цветные металлы и сплавы. Композиционные металлические материалы / под ред. И. Н. Фриндляндера. - М.: Машиностроение, 2001. - 880 с.

71. Металловедение и термическая обработка: справочник в 3 томах. Том 1 Методы испытания и исследования / под ред. М. Л. Бернштейна, А. Г. Рахнггадта. - М.: Металлургия, 1991.-425 с.

72. URL: http://www.oxinst.ru/html/EBSDbasics.html

73. Утевский, JI. М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении / Л. М. Утевский. -М.: Металлургия, 1973. - 584 с.

74. ASTM D 4065-95 «Standard Practice for Determining and Reporting Dynamic Mechanical Properties of Plastics». - C. 555-560.

75. Городниченко, В. И. Материаловедение. Практикум / В. И. Городниченко, Б. Ю. Давиденко, В. А. Исаев. - М.: Университетская книга. ЛОГОС, 2006. - 272 с.

76. Золоторевский, В. С. Металловедение. Т.П. Термическая обработка. Сплавы. /

B. С. Золоторевский. - М.: Издательский дом МИСиС, 2009. - 528 с.

77. Wusatowska-Sarnek, А. М. Influence of deformation temperature on microstructure evolution and static recrystallization of polycrystalline copper / A. M. Wusatowska-Sarnek, H. Miura, T. Sakai // Materials Transactions. - 2001. - V. 42. - No. 11. - P. 2452-2459.

78. Arikan, M. M. Deformation behaviour of copper oxide inclusions during wire drawing / M. M. Arikan, E. S. Kayali, H. Cimenoglu // Scandinavian Journal of Metallurgy. - 1994. - V. 23. -No. 5-6.-P. 190-193.

79. Логинов, Ю. H. Влияние типа пластической деформации на видоизменение одиночной поры / Ю. Н. Логинов, К. В. Еремеева // Деформация и разрушение материалов. - 2011. - № 4. -

C. 40-44.

80. Смирягин, А. П. Промышленные цветные металлы и сплавы. / А. П. Смирягин. - М.: Металлургиздат, 1956. - 570 с.

81. Логинов, Ю. Н. Влияние скорости деформации на свойства электротехнической меди / Ю. Н. Логинов, С. Л. Демаков, А. Г. Илларионов, А. А. Попов // Металлы. - 2011. - № 2. - С. 31-39.

82. Heino, P. Molecular-dynamics study of copper with defects under strain / P. Heino, H. Hakkinen, K. Kaski // Physical Review B. - 1998. - V. 58(2). - P. 641-52.

83. Komanduri, R. Molecular dynamics (MD) simulation of uniaxial tension of some single-crystal cubic metals at nanolevel / R. Komanduri, N. Chandrasekaran, L. M. Ra // International Journal of Mechanical Sciences. - 2001. - V. 43. - P. 2237-2260.

84. Иванова, С. Влияние высоких степеней деформаций на текстуру медной проволоки / С. Иванова, Б. Станоевич, Д. Маркович // Цветные металлы. - 2002. - № 3. - С. 71-73.

85. Логинов Ю. Н. Проявления текстуры в полуфабрикатах из меди / Ю. Н. Логинов, В. В. Котов // Особенности обработки и применения изделий из тяжелых цветных металлов. Екатеринбург: УрО РАН. - 2006. - С. 368-378.

86. Baudin, Т. Annealing twin formation and recrystallization study of cold-drawn copper wires from EBSD measurements / T. Baudin, A. L. Etter, R. Penelle // Materials characterization. - 2007. V. 58.- No. 10.-P. 947-952.

87. Samet-Meziou, A. Comparison between recrystallization mechanisms in copper and Ti-IF steel after a low amount of deformation / A. Samet-Meziou, A. L. Helbert-Etter, T. Baudin // Materials Science and Engineering A.-2011.-V. 528.-No. 10-11.-P. 3829-3832.

88. Gerber, Ph. A quantitative analysis of the evolution of texture and stored energy during annealing of cold rolled copper / Ph. Gerber, J. Tarasiuk, Th. Chauveau, B. Bacroix // Acta Materialia. - 2003. - V. 51. - P. 6359-6371.

89. Cho, J.-Y. Texture investigation of copper interconnects with a different line width / J.-Y. Cho, K. Mirpuri, D. N. Lee, J.-K. An, J. A. Szpunar // Journal of Electronic Materials. - 2005. - V. 34. -No. l.-P. 53-61.

90. Грачев, С. В. Физическое металловедение: учебник для вузов / С. В. Грачев, В. Р. Бараз, А. А. Богатов, В. П. Швейкин. - Екатеринбург: УПИ, 2001. -534 с.

91. Снигирев, Д. П. Напряженное состояние при осесимметричном волочении медного прутка / Д. П. Снигирев // Известия Томского политехнического университета. - 2008. - Т. 313. -С. 21-27.

92. Бардаханов, С. П. Получение керамики из нанопорошка закиси меди и ее свойства /

C. П. Бардаханов, В. И. Лысенко, А. В. Номоев, Д. Ю. Труфанов, А. В. Фокин // Вопросы материаловедения. - 2010. - № 3(63). - С. 82-85.

93. Бэкофен, В. Разрушение твердых тел / В. Бэкофен. - М.: Металлургия, 1967. - 155 с.

94. Колмогоров, В. Л. Напряжения. Деформации. Разрушение / В. Л. Колмогоров. - М.: Металлургия, 1970. - 229 с.

95. Boumerzoug, Z. Effect of prior-heat treatments on the creep behavior of an industrial drawn copper / Z. Boumerzoug, S. Gareh, A. Beribeche // World Journal of Condensed Matter Physics. -2012.-V. 2.-P. 241-245.

96. Daoud, A. Anisotropy effects on the tensile and fatigue behavior of an oxide dispersion strengthened copper alloy / A. Daoud, J.-B. Vogt, E. Charkaluk, J. Bouquerel, L. Zhang, J.-C. Biasci // Materials Science and Engineering A. - 2012. - V. 534. - P. 640-648.

97. Burton, B. Grain boundary diffusional creep of materials containing particles / B. Burton, W. В. Веегё // Philosophical Magazine A. -1981. - V. 43. -No. 6. - P. 1561-1568.

98. Chashchukhina, Т. I. Deformation and dynamic recrystallization in copper at different deformation rates in Bridgman anvils / Т. I. Chashchukhina, L. M. Voronova, M. V. Degtyarev,

D. K. Pokryshkina // The Physics of Metals and Metallography. - 2011. - V. 111. - № 3. - P. 304-313.