Рост зерен на разных стадиях рекристаллизации

С момента образования зародышей первичной рекристаллизации, отделенных от матрицы высокоугловыми границами, дальнейшие структурные изменения при продолжении нагрева связаны с миграцией высокоугловых границ зародышей и зерен. Реализация многостадийного процесса (механизм) рекристаллизации возможна за счет: образования и движения высокоугловых границ или только посредством движения высокоугловых границ.

Градиент наклепа связан с неоднородностью деформации и повышенной плотности дислокаций прежде всего у границ зерен. Однако в зернах с разной исходной ориентировкой плотность приграничных дислокаций как правило неодинакова и в процессе нагрева на локальных участках исходных границ (где эта разница максимальна, т.е. максимальная движущая сила) создаются необходимые условия для миграции их в зерно с большей плотностью приграничных дислокаций.

Если при деформации уже сформировалась ячеистая структура, то исходная большеугловая граница будет мигрировать в зерно с меньшим размером ячеек (рис. 6.1, а). В результате на мигрирующей границе возникают «выступы», или «языки» (рис. 6.1, б), которые можно рассматривать как центры первичной рекристаллизации.

Мигрирующие локальные участки исходных границ изменяют ориентировку захваченных объемов соседних зерен на ориентировку растущего зерна. Одновременно граница захватывает дефекты (дислокации), в пройденном ею объеме как бы «выметает» их.

Уменьшение объемной энергии системы за счет «выметания» дефектов (т.е. движущая сила процесса) должно быть больше прироста зернограничной энергии, связанного с увеличением протяженности границы при образовании «выступа». Для средних степеней деформации (10 – 30 %) протяженность участка границы, на которой образование выступа становится энергетически выгодным, примерно составляет 1 мкм.

Механизм первичной рекристаллизации на основе образования высокоугловых границ и их движения преобладает в материале, в котором предшествующей деформацией создана ячеистая структура (рис. 6.2, а). При нагреве некоторые ячейки (размеры их – десятые доли микрометра) превращаются в центры рекристаллизации.

Превращение происходит в процессе предрекристаллизационной полигонизации (рис. 6.2, б). Вначале часть дислокаций в трехмерных стенках ячеек аннигилирует в процессе взаимодействия и перемещения (переползанием и скольжением, в том числе поперечным), а оставшиеся дислокации образуют двухмерные субграницы.

Дислокационные ячейки превращаются в субзерна. Далее субзерна – укрупняются, а их субграницы в процессе укрупнения увеличивают угол разориентировки и постепенно превращаются в большеугловые. Укрупнение субзерен происходит по одному из двух возможных механизмов – либо миграцией субграниц, либо коалесценцией субзерен (ячеек).

Укрупнение субзерен (ячеек) может происходить не только миграцией границ, но и коалесценцией соседних субзерен (ячек), отделённых малоустойчивыми дислокационными стенками (субграницами), исчезновением этих неустойчивых субграниц (стенок ячеек). Субграницы (стенки ячеек) рассыпаются при этом на отдельные дислокации, последние перемещаются в субграницу, окаймляющую всю коалесцирующую группу рис. 6.3.

Коалесценция, как правило, охватывает несколько субзерен. Причина неустойчивости некоторых субграниц (стенок ячеек) недостаточно ясны. Несомнено, существует связь между характером и знаком полей упругих напряжений, создаваемых дислокациями, входящими в рассыпающуюся стенку, и общей субграницей. Рассыпание стенок и субграниц должно происходить в том случае, когда силы притяжения между дислокациями и субграницей меньше, чем между дислокациями и субграницей, в которую они стекают.

Таким образом, начальная стадия первичной рекристаллизации связана: с перераспределением дислокаций (скольжением и переползанием), с образование более устойчивых конфигураций, с миграцией субграниц и исходных большеуловых границ. Все, что может уменьшать скорость протекания этих процессов, должно затруднять первичную рекристаллизацию.

А учитывать этот эффект необходимо учитывать при изучении металлов и сплавов подвергнутых большой степени деформации и высокой скорости нагрева. Знание закономерностей влияния химического и фазового состава на температурный уровень и скорость рекристаллизации металлов и сплавов является одной из важнейших практических задач учения о рекристаллизации.

Чаще других используют для сравнения такие характеристики, как температура начала и конца рекристаллизации, определяемые структурными методами, температурой половинного разупрочнения, скоростью образования и роста центров рекристаллизации, энергией активации рекристаллизации.

Однако, любая из перечисленных характеристик может быть использована для сравнения только при соблюдении ряда одинаковых предварительных условий, таких, как температура, скорость и степень деформации, одинаковое фазовое состояние, для чистых металлов – степень их чистоты от примесей и т.д.

Так например, скорость первичной рекристаллизации характеризуется зависимостью доли Хрекристаллизаванного объема наклепанной матрицы от продолжительности отжига τ. Первичная рекристаллизация характеризуется наличием инкубационного периода (см. выше), во время которого скорость процесса равна нулю.

Далее скорость нарастает, проходит через максимум и вновь затухает. Скорость процесса рекристаллизации определяется двумя параметрами – скоростью зарождения центров N = Δn / Δτ (число центров, возникающих в единицу времени) и скорости роста G = ΔD / Δτ, где D – поперечный размер центра (в первом приближении диаметр).

Количественное выражение скорости через эти параметры затруднено тем, что их зависимость от продолжительности отжига (от параметра N) связана с очень большим числом факторов и не имеет универсального выражения. Характер структуры к концу первичной рекристаллизации определяется соотношением скоростей N и G. Чем больше N и меньше G тем меньше размер зерна к концу первичной рекристаллизации.

Значения параметров N и G и скорость первичной ректристаллизации в целом зависят от очень большого числа факторов. Для сплава данного состава они определяются характером исходной структуры (после деформации), температурой нагрева, его скоростью и продолжительностью. Характер исходнойструктуры в свою очередь зависит от условий и схемы деформации, фазового состава и др. Так для холодной пластической деформации основной фактор – степень деформации.

При этом температура конца рекристаллизации обычно повышается в большей мере, чем температура начала рекристаллизации. Интенсивность влияния легирования на кинетику рекристаллизации зависит от условий проведения пластической деформации и может ослабляться с увеличением степени пластической деформации.

В случае нагрева после больших пластических деформаций, наиболее сильное тормозящее воздействие на развитие рекристаллизации железа оказывает в порядке возрастания Cr→Co→Mo→W. Например, при нагреве технически чистого железа, содержащего 0,03% С и подвергнутого холодной прокатке с обжатием 60% температура начала рекристаллизации составила 520 °С, а для сплавов Fe+2 %Cr; Fе +2%Mo; Fе + 1,5 %W – 630, 650 и 655 °С соответственно.

Характер влияния примесей и легирующих элементов в области малых и больших концентраций на положение температурного порога рекристаллизации может определяться преимущественным действием различных факторов. Считается, что при очень малых добавках примесей существенную роль играет взаимодействие атомов с дислокациями.

Атомы примесей могут ощутимо уменьшать упругую энергию дислокаций и их подвижность и тем самым приводить к затруднению формирования центров рекристаллизаци. В области достаточно больших концентраций легирующих элементов основное влияние на положение оказывает изменение ими прочности межатомных связей и диффузионной подвижности. От вида легирования зависит и величина зернограничной энергии.

Если увеличение прочности межатомных связей и уменьшение диффузионной подвижности при легировании приводит к повышению то увеличение зернограничной энергии должно влиять в противоположном направлении. Действие последнего фактора может быть причиной того, что при увеличении содержания легирующего элемента рост сменяется ее снижением.

Под действием легирования изменяются и другие характеристики, существенно важные для скорости рекристаллизации, например дислокационная структура, возникающая при холодной деформации(характер распределения и концентрация дислокаций, дефектов упаковки, вакансий), подвижность дислокаций при нагреве и т.д.

В гетерогенных сплавах характер развития процессов рекристаллизации зависит от объемной доли, дисперсности и морфологии твердых частиц второй фазы. В сплавах с крупными частицами и большими расстояниями между ними рекристаллизация происходит быстрее, чем при отсутствии частиц.

Крупные некогерентные частицы служат барьерами, около которых в процессе деформации возникают скопления дислокаций, что облегчает образование зародышей рекристаллизации и снижает температуру ее начала. Если частицы второй фазы дисперсны и расстояния между ними малы, то они способствуют однородному распределению дислокаций при деформации, что тормозит зарождение центров рекристаллизации. Кроме того, они затрудняют перераспределение дислокаций и миграцию границ при нагреве. В результате наблюдается повышение .

Эти закономерности справедливы в основном для углеродистых сталей. Так при исследовании рекристаллизации холодно деформированной доэвтектоидной стали наиболее низкую наблюдали при исходной феррито-перлитной структуре с грубыми карбидами. При мелких карбидах, образовавшихся в результате закалки на мартенсит и высокого отпуска была значительно выше.

Вопрос влияния содержания углерода на склонность стали к рекристаллизации нельзя рассматривать без учета дисперсности карбидной фазы. Так при крупных карбидах увеличение содержание углерода в стали приводит к снижению . В то же время в высокоуглеродистых сталях, где имеется большое количество карбидных частиц, рост рекристаллизованных зерен оказывается затруднительным.

В разных структурных составляющих рекристаллизация феррита может протекать с существенно различной скоростью. Так, в доэвтектоидной стали с исходной ферритоперлитной структурой рекристаллизация после умеренной пластической деформации начинается в избыточном феррите преимущественно около границ перлитных колоний. При этом она протекает при температурах, более низких, чем в случае безуглеродистого железа, деформированного на туже степень, что и сталь. В колониях пластинчатого перлита температура начала рекристаллизации ферритной составляющей значительно выше, чем для избыточного феррита.

Более подробно о характеристиках используемых для описания процессов первичной рекристаллизации и влиянии на них различных факторов описано в источниках. После того как центры рекристаллизации приходят во взаимное соприкосновение (т. е. сформировано сравнительно мелкое рекристаллизованное зерно с большой степенью кривизны, большой протяженностью рекристаллизованных границ и с большим запасом поверхностной свободной энергии), а температура нагрева металла повышается, обеспечивается дальнейшее снижение запаса избыточной свободной энергии (введенной еще при пластической деформации) и формирование условий для развития собирательной и вторичной рекристаллизации.