2.3. Факторы, влияющие на процессы динамической рекристаллизации

Влияние скорости деформации, так же как и темпе­ратуры, связано с их воздействием на структуру, формирующуюся при деформации через термически акти­вируемые процессы движения дислокаций. Количествен­ные выражения, отражающие эти связи, трудно устано­вить из-за многофакторного их характера. Но полуко­личественно эти зависимости достаточно хорошо описывает выражение

Из этого выражения следует, что в процессе горя­чей деформации сильнее упрочняются (меньше скорость деформации) металлы и сплавы, характеризующиеся малым коэффициентом диффузии, высоким значением мо­дуля упругости и низким значением энергии дефектов упаковки.

Горячая деформация, сопровождающаяся динамиче­ской рекристаллизацией, изменяет характер кривых сг—е (см. рис. 199). Основное отличие состоит в том, что по достижении установившейся стадии даль­нейшая деформация сопровождается периодическим по­вторением циклов упрочнения и разупрочнения. Кривая а—е приобретает волнистый характер.

На рисунке 1 показаны в качестве примера данные для углеродистой стали с 0,25% С, деформированной растя­жением в аустенитном состоянии (1375 К) при четырех разных скоростях деформации.

Рисунок 1 – Кривые σ ε для стали с 0,25% С при разных скоростях деформации

Видно, что периодич­ность резко зависит от скорости деформации. При высо­кой скорости практически наблюдается только один пик, следующий за установившейся стадией. При меньших скоростях деформации имеется несколько пиков (циклов упрочнения и разупрочнения).

Специальная проверка показала, что разупрочнение (спад кривой после пика) связано с динамической ре­кристаллизацией. Для ее начала требуется создание оп­ределенной дислокационной структуры. Этим, видимо, объясняется то, что динамическая рекристаллизация при горячей деформации (T_деф>0,5 T_пл) легче реализуется в металлах с низкой Е_д._у. Очевидно, в металлах с высо­кой Е_д._у динамический возврат успешнее конкурирует с рекристаллизацией, препятствуя образованию дислока­ционной структуры, благоприятной для начала рекри­сталлизации.

Рекристаллизованные зерна после горячей деформа­ции, как правило, характеризуются повышенной плот­ностью дислокаций, а часто содержат и остатки дисло­кационных субграниц. В результате твердость рекристаллизованных зерен горячедеформированного металла выше твердости отожженного. Это связано с тем, что формирование зародышей рекристаллизации реали­зуется с участием процесса коалесценции субзерен. Не­малую роль может играть и то, что зародыши рекристал­лизации, возникшие на ранней стадии, наклёпываются в процессе дальнейшей деформации.

Сказанное о равноосности субзерен и малых углах разориенгировки между ними делает маловероятным процесс формирования центров рекристаллизации в объ­еме зерен при горячей деформации. Это и приводит к тому, что зародыши рекристаллизации в случае горячей деформации образуются предпочтительно у границ ис­ходных зерен (рисунок 2). Зародышеобразование в объёме зерен, которое часто наблюдается при нагреве после холодной деформации, как правило, не наблюдается при юрячей деформации, кроме случая очень больших ско­ростей деформации.

Рисунок 2 – Предпочтительное образование зародышей рекристаллизации у границ исходных зёрен при горячей деформации.

Зародыши рекристаллизации, образующиеся у гра­ниц исходных зерен, в начале оказываются отделенны­ми границей с большими углами разориентировки толь­ко с одной стороны — по отношению к соседнему исходному зерну.

Такой механизм обра­зования зародышей ре­кристаллизации на исход­ных границах зерен при­водит к локальной мигра­ции отдельных участков большеугловой границы, т. е. к образованию высту­пов («языков»), В ре­зультате граница исход­ных зерен принимает зуб­чатую форму

Зубчатость границ является характерным структурным признаком динамической рекристаллизации, наблюдающимся очень часто.

Движущей силой образования выступов (зубчатости) является разница в локальной плотности дефектов по обе стороны от данного участка границы. Эта разница может быть вызвана непосредственно неоднородными условиями деформации в граничащих зернах. Возможен и другой механизм, непосредственно наблюдавшийся на алюминии. Заключается он в том, что по одну сторону границы происходит коалесценция одного или несколь­ких субзерен с полным или, вероятнее, частичным ис­чезновением разделяющих их границ. В результате по эту сторону границы возникают субзерна, значительно превосходящие по размерам субзерпа, расположенные по другую сторону большеугловой границы. В сильно де­формированном, текстурованном материале рассмотрен­ный ранее механизм чаще реализуется у границ зерен, принадлежащих разным текстурным компонентам. Оце­ночные расчеты показывают, что для того, чтобы возник­шее в результате коалесценции субзерно стало зароды­шем, его размер должен превышать средний размер суб­зерен в соседнем зерне, за счет которых он будет расти не меньше, чем в четыре — пять раз.

При динамической рекристаллизации более отчетли­во, чем при рекристаллизации после холодной дефор­мации, проявляется роль ориентированного зародышеобразования в формировании текстуры рекристаллизации. Как правило, текстура, возникающая в ре­зультате динамической рекристаллизации или рекри­сталлизации при нагреве, после горячей деформации по­вторяет текстуру деформации.

Однако механизм рекристаллизации миграцией ло­кальных участков границ исходных зерен может не реа­лизоваться, если эти границы закреплены частицами дисперсных фаз.

В этом случае рост зародыша в соседнее зерно ста­новится невозможным. Рекристаллизация может идти лишь миграцией границ зародыша в материнское зерно. Однако из-за малой подвижности границы малой разориентировки миграция будет происходить медленно, и процесс может свестись к собирательной полигонизации рекристаллизации. Распространенный случай закрепления границ дисперсными фазами связан с рас­падом пересыщенного твердого раствора, происходящим непосредственно при горячей деформации или в процес­се последующих изотермических выдержек и замедлен­ного охлаждения.

Конкретные температурные области, в которых за­крепление границ и торможение рекристаллизации выде­ляющимися дисперсными фазами наиболее эффективно, зависит от состава сплава и фактического расположения границ фазовых областей.

В сталях такими дисперсными фазами, выделяющи­мися при распаде, могут быть карбиды, карбонитриды, нитриды, интерметаллиды, растворимость которых в ста­ли изменяется с температурой. Если в этом случае на­грев перед деформацией осуществляется до температур, при которых происходит растворение этих фаз (хотя бы частичное), а последующая деформация завершается при температуре, при которой твердый раствор оказыва­ется пересыщенным, то распад будет тормозить рекристалллизацию. Эффективность этого торможения будет зависеть от ряда факторов. С одной стороны, для этого необходима, кроме пересыщения, достаточная диффузи­онная подвижность, чтобы распад успел пройти до на­чала рекристаллизации. С другой стороны, если диф­фузионная подвижность будет очень велика, то легко пройдет коагуляция дисперсных фаз и торможение гра­ниц ослабнет.

Поэтому в сталях, деформируемых при высоких тем­пературах, замедлению рекристаллизации выделениями карбидов способствует введение карбидообразующих элементов, таких как титан, хром, молибден и т. п. Так, при сравнении сталей 06Х18Н11 и 06Х18Н11Т было не­посредственно установлено влияние титана. Оказалось, что при 900°С рекристаллизация в стали, легированной титаном, замедляется в несколько раз, при 1000° С за­медление оказывается слабее, а при 1100° С практически отсутствует.

Особо важную роль в случае горячей деформации приобретают скорость деформации, а также скорость ох­лаждения после деформации с большими скоростями. С помощью изменения этих двух параметров можно су­щественно изменять структуру металлов и сплавов, ее однородность, термическую стабильность и соответствен­но свойства.

На эту роль скорости горячей деформации обратил впервые внимание Е. Н. Соколков на примере жаропроч­ных сплавов. Позднее эти вопросы были детально разра­ботаны в работах Ю. М. Вайнблата и др. для сплавов на основе алюминия.

Приведем некоторые примеры. Как упоминалось, кри­тическая степень деформации, необходимая для начала динамической рекристаллизации, растет с уменьшением скорости деформации. Используя эту зависимость, мож­но за счет уменьшения скорости деформации избежать динамической рекристаллизации даже при больших сте­пенях горячей деформации. Более того, деформация с пониженными скоростями обеспечивает получение струк­туры, которая при последующих выдержках при темпе­ратуре деформации оказывается весьма устойчивой про­тив рекристаллизации.

В никелевом сплаве ХН77ТЮР, деформированном на 30% при 1080° С, рекристаллизация начинается только после минутной выдержки при этой температуре. В сплаве 37Х12Н8Г8МФБ, деформированном с малой скоро­стью при 1100° С и затем выдержанном при этой темпе­ратуре, рекристаллизация не начинается в течение 30— 40 мин, а в деформированном и выдержанном при 1150° С —до 20—25 мин.

В малоуглеродистом (0,02% С) сплаве железа с ни­келем (29,5%), прокатанном при 980°С при степени об­жатия менее 10%, а затем изотермически отожженном при этой же температуре, рекристаллизация не наблю­дается вплоть до выдержки в течение 30 мин.

Причиной этого, как легко понять, является динами­ческий возврат, совершающийся в процессе медленной деформации. Последеформационная выдержка в этом случае приводит к дальнейшему повышению совершен­ства субзерен и их границ за счет уменьшения содержа­ния термически неустойчивых дислокационных скопле­ний и отдельных дислокаций в объеме субзерен. При весьма длительных выдержках становятся возможными процесс роста субзерен и собирательная полигонизация.

Таким образом, если рекристаллизация при нагреве после горячей деформации с малой скоростью нежела­тельна, то замедленное охлаждение после деформации или выдержка при температуре деформации не только не опасны, но, более того, обеспечивают получение мак­симально стабильной субструктуры. При последующем нагреве на температуры, более высокие, чем температу­ра деформации, рекристаллизация раньше начинается в образцах, быстроохлаждеиных после деформации, по сравнению с образцами медленно охлажденными.

Это обстоятельство необходимо иметь в виду во мно­гих практических случаях, особенно при работе с круп­ногабаритными изделиями. После горячей деформации таких изделий при обычных режимах охлаждения ско­рость последнего будет разной в разных сечениях, соот­ветственно неодинаковой будет и термическая стабиль­ность разных участков изделия. Максимальной она будет в участках, медленнее охлажденных. При последу­ющем нагреве внешние участки, быстрее охлажденные и, следовательно, более склонные к рекристаллизации, ока­жутся раньше нагретыми на температуру закалки. Это может привести к резкой структурной неоднородно­сти.

Иначе обстоит дело в случае деформации с больши­ми скоростями. Динамический возврат при этом затрудняется и облегчаются условия для динамической рекристааллизации и, что очень важно, ускоряется рекристал­лизация не только в процессе самой деформации, но и в ходе последующего охлаждения или изотермических вы­держек. Уже секундные выдержки после деформации вызывают заметное развитие рекристаллизации. В опре­деленных условиях при охлаждении после горячей де­формации частично успевает даже совершиться собира­тельная рекристаллизация.