1. 2. Структурные превращения при тмо

Закономерности структурных изменений при ВТМО можно понять на основе представлений об особенностях горячей деформации.

Наиболее важными с позиции ВТМО представляются следующие факты.

Характер структурных изменений при горячей деформации, кроме природы сплавов (фазовый состав, типы решеток, энергия дефектов упаковки) и степени деформации, сильно, а в ряде случаев в определяющей мере зависит от температуры и скорости деформации, а также от условий охлаждения.

Тип решетки и энергия влияют на интенсивность упрочнения при деформации и склонности к поперечному скольжению.

При прочих равных условиях материалы с ГЦК решеткой упрочняются сильнее, чем с ОЦК, так как в ГЦК меньше систем скольжения. Однако высокие значения энергии дефектов поковки у большинства металлов с ОЦК решеткой резко уменьшают ширину расщепленных дислокаций и таким образом облегчают поперечное скольжение, что также ослабляет упрочнение (динамический возврат).

Поэтому склонность к упрочнению нельзя связать только с типом решетки. Среди слабо упрочняемых при деформации металлов и сплавов – алюминий, сплавы со структурой феррита, а среди сильно упрочняемых – никель, медь, сплавы со структурой аустенита.

Различно ведут себя эти материалы и в отношении склонности к динамической полигонизации и рекристаллизации.

Особое значение приобретают условия охлаждения после деформации. В связи с тем, что деформацию при ВТМО проводят при высоких температурах ( >0.6 от ) за время охлаждения после деформации ( особенно в крупногабаритных изделиях) могут пройти процессы статической полигонизации и рекристаллизации, что существенно изменит структуру по сравнению с той, которая была на момент конца деформации.

Скорость этих процессов резко возрастает с увеличением скорости, степени и температуры деформации. Соответственно возрастает и роль скорости охлаждения.

Поэтому среди параметров, по которым оценивается структура, образующаяся в процессе деформации при ВТМО, очень важным является ее термическая устойчивость. Структура и соответственно свойства фазы, формирующаяся при закалке (мартенсит), во многом наследует структуру исходной фазы ( субзеренную структуру, дислокационные скопления и т. д.). Поэтому важно в процессе нагрева под закалку сохранить оптимальную структуру, сформировавшуюся при деформации.

СТЕПЕНЬ ДЕФОРМАЦИИ. Последовательность структурных изменений с увеличением степени горячей деформации в общем случае схематически такова :

1. Увеличение плотности дислокаций статистически распределенных в объеме зерен и в большей мере у границ. При этом растут прочность (более резко у сильно упрочняемых материалов) и хрупкость.

2. Начало формирования субзеренной структуры за счет взаимодействия дислокаций с участием поперечного скольжения и переползания. Субзерна несколько вытянуты вдоль направления деформации; границы субзерен утолщены и характеризуются повышенной плотностью дислокаций (т. е. субзерна носят еще следы ячеистой структуры). На этой стадии прочность несколько уменьшается, а характеристики пластичности слегка растут.

3. Интенсивная динамическая полигонизация с образованием устойчивой субструктуры – для слабо упрочняющихся материалов или интенсивная динамическая рекристаллизация, сопровождающаяся образованием новых зерен (в основном механизмом коалесценции субзерен) в местах максимального наклепа – для сильно упрочняющихся материалов.

Субзерна, формирующиеся на этой стадии, характерны своей равноосной формой, малой толщиной субграниц и меньшей плотностью в них дислокаций по сравнению со второй стадией.

Новые зерна (центры динамической рекристаллизации) характерны меньшим совершенством по сравнению с новыми зернами, образующимися при статической рекристаллизации, то есть большей плотностью дислокаций (оставшихся от коалесцировавших субзерен или внесенных продолжающейся деформацией).

Наиболее благоприятным сочетанием механических свойств обладает структура, образовавшаяся при динамической полигонизации. Малые размеры субзерен обеспечивают еще достаточно высокую прочность. Вместе с тем пониженная плотность дислокаций в некоторых субграницах делает их «полунепроницаемыми» барьерами, которые обеспечивают релаксацию пиковых напряжений, созданных скопившимися дислокациями, и «прорыв» этих дислокаций в соседние субзерна. Таким образом уменьшается опасность хрупкого разрушения (повышается пластичность).

Таким образом, характер субзеренной структуры – размеры субзерен, структура субграний и плотность дислокаций в них – играет очень большую роль.

Важным преимуществом субструктуры, образовавшейся на стадии динамической полигонизации, является также ее высокая термическая стабильность.

СОБИРАТЕЛЬНАЯ РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ ЗЕРЕН. При определенных условиях (высокая температура конца деформации, замедленное охлаждение, чаще встречающееся в крупногабаритных изделиях) она успевает реализоваться в процессе статической рекристаллизации после деформации. Процесс сопровождается «выметанием» дефектов мигрирующими высокоугловыми границами, укрупнением размеров зерен и субзерен и как следствие резким снижением прочности свойств. В силу этого режим ВТМО должен не допустить прохождение собирательной рекристаллизации.

Следовательно, наиболее благоприятным режимом деформации при ВТМО является режим, обеспечивающий получение устойчивой и возможно более однородной субструктурой динамической полигонизации.

С этих позиций и необходимо рассматривать влияние важнейших технологических параметров и характеристик материала на формирование оптимальной структуры и свойств сплава при ВТМО.

ТЕМПЕРАТУРА ДЕФОРМАЦИИ. Повышение температуры также как и скорость деформации смещает начало всех приведенных выше четырех стадий к меньшим степеням деформации. Но их влияние этим не ограничивается.

Повышение температуры деформации на второй стадии приводит к увеличению размера субзерен, повышению совершенства структуры их субграниц и уменьшению плотности дислокаций в субграницах. Результатом этого является повышение термической стабильности структуры. Но зависимость структуры, формирующейся в результате ВТМО, и структурно-чувствительных механических свойств от температуры нагрева под деформацию имеет экстремальный характер. Связано это с тем, что температура нагрева под деформацию влияет на ряд важных характеристик.

СКОРОСТЬ ДЕФОРМАЦИИ. В условиях горячей деформации, как было отмечено, структура формируется в результате конкурирующего действия процессов упрочнения и разупрочнения. Все разупрочняющие процессы являются термически активируемыми, то есть вероятностными, и требуют определенного времени для своей реализации.

Поэтому ускорение горячей деформации, уменьшающее вероятность реализации процессов разупрочнения, должно действовать в том же направлении, что и увеличение степени холодной деформации, а также уменьшение энергии дефектов упаковки, затрудняющие поперечное скольжение.

На алюминиевых сплавах ускорение горячей деформации делает более вероятным процессы динамической рекристаллизации вместо динамической полигонизации, резко снижает термическую устойчивость структуры и свойств и в целом отрицательно влияет на свойства.

Более предпочтительной является ВТМО с малой скоростью деформации. Однако и в данном случае зависимость не монотонна. При очень малых скоростях деформации процессы разупрочнения становятся настолько превалирующими, что эффект упрочнения, являющийся основной целью ТМО, не будет достигнут.

Абсолютные значения рекомендуемых степеней деформации указать нельзя без учета скорости и температуры деформации, а также состав сплава.

Из соображений получения оптимальной структуры и свойств в наиболее общем случае целесообразно средние степени деформации примерно в пределах 20-40%. Малые степени деформации не дадут оптимального эффекта упрочнения, большие деформации опасны тем, что могут вызвать сильное упрочнение (наклеп) и способствовать понижению термостабильности структуры и развитию динамической рекристаллизации. Эта опасность особенно велика при работе с углеродистыми и низколегированными сталями, в которых динамическая рекристаллизация протекает более интенсивно.

В тех случаях, когда по условиям формоизменения необходимы высокие степени деформации следует прибегать к дробным деформациям. Однако в этом случае очень важное значение приобретает правильный выбор паузы между циклами деформации. Такой выбор должен учитывать те же соображения, что и выбор оптимального времени выдержки и условий охлаждений после последней деформации.

Эта выдержка (пауза) должна быть достаточной для того, чтобы успели пройти процессы динамического отдыха и полигонизации, и вместе с тем быть короче инкубационного периода начала статической последеформационной рекристаллизации.

МЕХАНИЧЕСКАЯ СХЕМА ДЕФОРМАЦИИ. Систематических исследований ее влияния на структуру мало. Схемы главных напряжений, близкие к всестороннему сжатию (экструзия), заметно повышают сопротивление образованию и распространению трещин. Деформация прокаткой вызывает наибольший прирост прочности.

Влияние схемы деформации должно проявляться еще в одном, пока мало изученном явлении. При практически любой механической схеме деформации, используемой в промышленности, имеется та или иная макронеоднородность пластического течения металла. Как следствие в деформируемом изделии должны возникать макронапряжения, растягивающие в одних объемах и сжимающие в других. При высоких температурах это вызовет восходящую диффузию в микро- и макрообъемах.

В зависимости от легирования, состояния твердого раствора, плотности и характера распределения дислокаций, температурно-временных условий это может привести либо к образованию примесных атмосфер вокруг дислокаций, либо к предраспадным явлениям и даже к начальным стадиям распада твердого раствора.

Все это должно с разной степенью эффективности в разных объемах блокировать дислокации, субграницы и границы зерен.

Важно, что если рассмотренные эффекты будут реализованы, то они должны по-разному проявляться в сжатых и растянутых областях изделий. В сжатые области должны устремиться атомы элементов меньших размеров, в растянутые области – атомы элементов с большим радиусом.

Дополнительным, весьма важным фактором, способствующим ускорению диффузии и выделению из раствора при ВТМО, независимо от наличия макронапряжения, должны явиться вакансии, возникающие непосредственно при горячей деформации в процессе пересечения и аннигиляции – дислокаций, а также динамической или статической рекристаллизации.

Структура после холодной деформации содержит большое количество близко расположенных стоков. При нагреве после деформации (и даже в процессе вылеживания при комнатной температуре) вакансии успевают уйти в указанные стоки еще до достижения температур, достаточных для диффузионного распада.

При горячей деформации плотность дислокаций (стоков) на 2-3 порядка меньше, а расстояние между ними соответственно больше, чем после холодной деформации. Кроме того, в условиях ВТМО отсутствует сама стадия последеформационного нагрева, так как вакансии возникают в металле уже нагретом на высокую температуру. Если в этих условиях сплав (фаза) или отделенные объемы представляют собой твердые растворы, пересыщенный тем или иным компонентом, то вакансии облегчат ускоренный распад.

Кроме рассмотренных ранее факторов, на структуру и свойства сплавов, испытывающих полиморфные превращения и подвергнутых ВТМО, существенное влияние оказывает «наследование» дефектов, созданных при горячей деформации высокотемпературной фазы (например, аустенита) низкотемпературной фазой (мартенситной).

Сдвиговой характер и превращения приводят к тому, что не только размеры и форма зерен, но и структурные несовершенства внутри зерен, то есть их субструктура, «наследуются» новой фазой.

Так, имеется четкая корреляция между размерами зерен и субструктурой аустенита, а также продуктом его превращения – мартенситом.

Если субструктура, образовавшаяся при динамической полигонизации, достаточно устойчива, то ее наследственность обнаруживается не только при термической обработке (закалке), непосредственно следующей за горячей деформацией, но и после повторных операций закалки. Наследуются соответственно и механические свойства.

При ПТМО: Структурные изменения, происходящие при пластической деформации стали с ферритокарбидной структурой, изучены, по-видимому, еще недостаточно. В одной из наиболее значительных работ исследовали влияние формы и размеров цементитных частиц на механические свойства и тонкую кристаллическую структуру стали после пластической деформации. Установлено, что при деформировании происходят существенные изменения дислокационной структуры феррита и тонкого строения цементитных частиц, в сильной степени, зависящие от формы карбидов и расстояния между ними. Когда цементит в исходной структуре имеет глобулярную форму, его присутствие не оказывает какого-либо влияния на дислокационную структуру феррита при наклепе. При повышении степени деформации увеличивается плотность дислокаций в ферритной матрице, карбидные же частицы в виде глобул размером от 1 до 5 мкм не претерпевают изменений; не изменяются и расстояния между ними.

Упрочнение при деформировании стали со структурой глобулярного цементита аналогично деформационному упрочнению безуглеродистого железа.

Цементит в виде пластин оказывает существенное влияние на формирование тонкой структуры феррита при деформировании. Ученые предполагают, что цементитные пластины служат источниками зарождения большого числа новых дислокаций при наклепе. В результате образуется крайне дисперсная блочная структура в феррите; при электронномикроскопическом исследовании обнаружено ячеистое дислокационное строение феррита, аналогичное тому, какое наблюдается в деформированном безуглеродистом железе.

Значительные изменения происходят и с самими цементитными пластинами. В тех местах, где пластины неблагоприятно ориентированы по отношению к направлению деформирования, происходит их дробление, так что в этих участках эвтектоид уже не имеет пластинчатого строения. В тех участках, где пластинчатое строение эвтектоида сохраняется, наблюдается значительное утонение цементитных пластин (в случае эвтектоида, полученного патентированием, толщина пластин уменьшается с 200-400 до 70-100 А, а межпластиночное расстояние с 1000-2000 до 500-700А) и уменьшение совершенства их кристаллической структуры. Соответственно упрочнение при деформировании и степень развития субструктуры значительно больше при наклепе структуры с пластинчатым цементитом, причем они увеличиваются с повышением дисперсности исходной ферритокарбидной смеси.

Следовательно, холодная пластическая деформация отожженной, нормализованной или улучшенной стали вызывает глубокие изменения в ее структуре и тонком строении. Если при последующей закалке эти изменения в той или иной мере сохранятся, то окончательная мартенситная структура будет отличаться от получаемой при закалке недеформированной стали, что вызовет соответствующие изменения механических свойств.

При НТМО: Процессы, сопровождающие НТМО сплавов в естественно состаренном состоянии, сложнее процессов при НТМО сплавов в свежезакаленном состоянии. Это объясняется тем, что пластическая деформация в обоих случаях протекает в совершенно различных по своему состоянию сплавах. Матрица естественно состаренного сплава представляет собой твердый раствор, содержащий меньшее количество легирующих элементов и имеющих значительно меньшую степень пересыщения по сравнению с матрицей свежезакаленного сплава. В результате естественного старения концентрация твердого раствора соответствует концентрации в условиях его метастабильного равновесия с зонами.

Особенности состояния сплавов после естественного старения должны, очевидно, определять и особенности прямого и наследственного влияний деформации на состояние состаренного сплавов.

ПРЯМОЕ ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ. Прямое влияние деформации определяется в основном характером взаимодействия дислокаций с зонами Гинье-Престона и матрицы. Наследственное же влияния деформации связано с влиянием на ход искусственного старения тех изменений в строении сплавов, которые вносят в естественно состаренный сплав пластическая деформация.

При деформировании сплавов, упрочненных зонами ГП, движущиеся дислокации преодолевают их в основном путем пересечения, то есть прохождение сквозь эти зоны. Это сопровождается частичным или полным растворением зон.

Если деформирование происходит в сплаве, матрица которого обеднена легирующими элементами, вынос атомов из зон, по-видимому, преобладает над притоком к ним атомов тех же легирующих элементов совместно с дислокациями. В результате этого степень легированности матрицы должна увеличиваться.

Одновременно происходит насыщение матрицы вакансиями, которые возникают в результате взаимодействия дислокаций. Кроме того, содержание вакансий в кристаллической решетке должно увеличиваться и в результате растворения зон.

В процессе образования и увеличения зон, происходящих в основном за счет притока атомов легирующих элементов совместно с вакансиями (пар: вакансия-примесный атом), в последних и вокруг них скапливаются вакансии.

При выносе дислокациями вакансий вместе с атомами примесей возможен частичный сток вакансий по дислокациям к границам зерен; часть их, по-видимому, остается в объеме кристаллической решетке. Такое же увеличение концентрации вакансий происходит при деформировании сплавов после ступенчатой закалки. Движущимися дислокациями в последнем случае разрушаются вакансионные скопления. При этом происходит перераспределение вакансий в решетке и увеличение в ней их концентрации. В данном случае сток вакансий к границам зерен за счет трубочной диффузии не является преобладающим процессом. Косвенным доказательством этого является тот факт, что деформация не вызывает преимущественного распада по границам зерен.

Наоборот, распад деформированного твердого раствора становится еще в большей степени непрерывным.

Возможны и другие процессы: стабилизация части зон ГП под влиянием деформации и образование новых зон.

Стабилизацию части зон ученые наблюдали главным образом на участках, испытавших большую степень деформации, например, на поверхности разрыва образцов. Дислокационные петли, образуясь вокруг зоны, способствуют нарушению когерентной связи между матрицей и выделением, то есть превращением зоны в метастабильную фазу, и одновременно увеличению этой фазы за счет ускорения перехода атомов легирующего компонента и соседних областей решетки к выделению.

Пластическая деформация может вызвать дополнительный распад твердого раствора состаренного сплава.

Под влиянием деформирования происходит также накопление дислокаций, образование их сплетений, причем это происходит более интенсивно при небольших степенях деформации в естественно состаренных сплавах, чем в свежезакаленных сплавах. Об этом свидетельствует, в частности большая начальная скорость упрочнения при деформации состаренных сплавов. Причиной этого является наличие в структуре состаренного сплава выделений, которые способствуют образованию дислокационных скоплений и развитию множественного скольжения. Последнее сопровождается активным образованием различных дефектов деформационного происхождения, в частности, вакансий и дефектов упаковки, возникающих при расщеплении полных дислокаций на частичные; вероятность расщепления увеличивается по мере усиления турбулентности деформации.

В зависимости от степени сложности изменение строения естественно состаренного сплава под влиянием холодной деформации и при нагреве его до температур естественного старения в нем могут протекать самые различные, часто конкурирующие между собой процессы. В особенностях этих процессов и проявляется наследственные влияния деформации.

При нагреве сплава, деформированного после естественного старения до 200*С, в нем происходят, по меньшей мере следующие процессы: возврат при естественном старении, уменьшающий пределы прочности и текучести и не влияющий на пластичность; отдых при холодной деформации, при котором частично восстанавливаются свойства недеформированного металла и значительно увеличивается пластичность; искусственное старение, значительно увеличивающее предел текучести, незначительно увеличивающее предел прочности и снижающее пластичность.

Возможность искусственного старения сплава, который предварительно состарен естественно, определяется тем, что матрица после естественного старения остается еще пересыщенным твердым раствором. Содержание в нем легирующих элементов определяется условиями метастабильного равновесия и зонами ГП. При нагреве до температуры естественного старения матрица дополнительно легируется в результате растворения зон при возврате.

Одной из основных в рассматриваемом виде ВТМО причин инициирования деформацией распада является накопление дислокаций, различного рода дефектов, связанных с взаимодействием дислокаций, вследствие чего увеличивается число центров кристаллизации продуктов распада и изменяется характер их распределения.

За счет вакансий, генерируемых при взаимодействии дислокаций, ускоряются процессы диффузии, что также интенсифицирует распад твердого раствора. Необходимо отметить, что в условиях искусственного старения влияние перечисленных факторов на ускорение распада различно.

При зонном старении в результате деформации основное значение имеет увеличение концентрации вакансий; при фазовом старении – повышение плотности дислокаций, так как преимущественно на них образуются центры кристаллизации метастабильных фаз, в этом случае вакансии играют сравнительно незначительную роль. Однако при любом из этих случаев максимум кривых старения смещается в сторону меньших выдержек.

Увеличение концентрации твердого раствора, сопровождающееся увеличением содержания вакансий, в результате растворения зон ГП при деформации может быть одной из причин ускорения распада наклепанного сплава. Однако указанное ускорение распада, по-видимому, невелико и обнаруживается при таких температуре и продолжительности старения, при которых у ненаклепанного сплава не происходит полного растворения зон.

Особенностью НТМО является, кроме увеличения прочностных характеристик, сохранение сравнительно высокой пластичности сплавов. При использовании для упрочнения только холодной деформации или только термической обработки нельзя получить значительного увеличения предела текучести без значительного снижения пластичности.

Увеличение запаса пластичности обусловлено особенностями структурного состояния, приобретаемыми сплавами после НТМО. Основной особенностью этого состояния является однородное распределение продуктов распада при одновременном увеличении степени их дисперсности.

Холодная деформация прокаткой на 3% перед старением привела к исчезновению крупных выделений внутри зерен. Структура стала значительно однороднее. Изменения в структуре произошли в результате увеличения числа центров кристаллизации под влиянием деформации, при этом упрочняющая фаза в значительной степени диспергировалась.

С увеличением однородности структуры уменьшаются возможности возникновения при приложении внешней нагрузки локальных перенапряжений, с наличием которых связано образование субмикроскопических и микроскопических трещин.

С увеличением дисперсности частиц около них уменьшается возможность возникновения зародышевых трещин или пор, так как около таких частиц меньшая вероятность образования больших скоплений дислокаций. В общем случае, чем меньше частица метастабильной фазы, тем меньше величина напряжений для ее пересечений дислокациями на участке когерентной границы. При этом облегчает обход этих частиц и на участке некогерентной границы переползанием краевой компоненты дислокации или двойным поперечным скольжением винтовой компоненты.

По видимому, именно с этой особенностью влияние размеров выделений на пластичность связано получение в отдельных случаях при НТМО с холодной деформацией естественно состаренным состоянии более высоких характеристик пластичности, наряду с большей прочностью по сравнению с НТМО, включающей деформацию в свежезакаленном состоянии.

Большую дисперсность продуктов распада при деформации в естественно состаренном состоянии можно ожидать вследствие большого количества дефектов деформационного происхождения, чем при деформации в свежезакаленном состоянии. При этом должно увеличиться количество центров кристаллизации продуктов распада и степень их дисперсности.

Большое значение имеет также изменение состояния границ зерен перед старением под влиянием деформации.

При обычной термической обработке у многих сплавов, к моменту достижения ими наибольшей твердости, по границам зерен образуются пленки взаимосвязанных выделений хрупкой фазы или зоны вблизи границ, свободных от выделений, что приводит сплавы к охрупчиванию. Холодная деформация перед искусственным старением может частично или полностью устранить указанные недостатки строения сплавов. Ускоренный под влиянием деформации распад внутри зерен предупреждает возможность образования по их границам сплошных пленок грубых выделений. При обычной термической обработке пограничные выделения, образуясь раньше, чем частицы внутри зерен, могут укрупняться за счет материала из объема зерен. Этот материал при распаде после деформации распределяется между большим количеством частиц, в том числе и между частицами, расположенными в объеме зерен.

Образование зоны, свободной от выделений, может произойти в результате поглощения растворенных атомов ранее возникшими и быстро растущими выделениями на границах или действие границ зерен в качестве ловушек вакансий.

Установлено, что концентрация растворенных атомов в этих зонах может быть такой же, как в пересыщенном твердом растворе внутри зерен. Вместе с тем, отдельные экспериментальные данные свидетельствуют о пониженной концентрации вакансий в пограничных зонах, вследствие чего затрудняется зарождение выделений.

При деформации состаренного сплава, в структуре которого есть зоны, свободные от выделений, скольжение развивается, судя по данным электронно-микроскопического исследования, преимущественно в этих зонах, так как внутри зерен оно затруднено высокой плотностью выделений. Деформация больших степеней способствует зарождению трещин силового и вакансионного происхождения.

Деформация закаленного сплава или предварительно состаренного в течении непродолжительного времени подавляет образование при последующем старении зон, свободных от выделения. Такое воздействие деформации вызвано ускоренным под ее влиянием распадом в объеме зерен и, в том числе, в участках, прилегающих к границам.