Изменение свойств холоднодеформированных металлов при возврате
Деформационное упрочнение в результате низкотемпературного пластического течения обусловлено повышением плотности дислокаций и других дефектов. Ряд других физических свойств также измеримо изменяется в результате наклепа. При последующем нагреве происходит более или менее полное возвращение к тем значениям этих свойств, которыми обладал данный металл или сплав в исходном (до наклепа) отожженном состоянии.
В тех случаях, когда размер и форма зерен холоднодеформированного металла фиксируются (с помощью обычных металлографических и рентгеновских методов) неизменными при нагреве, а физические свойства изменяются, говорят о возврате. Структурные изменения, происходящие при возврате, достоверно могут быть изучены при электронномикроскопических исследованиях металлических фольг на просвет. Однако так как видимые изменения в тонком дислокационном строении при возврате весьма незначительны, то можно предположить, что эти изменения связаны с самим процессом утонения образцов — фольг. В этом случае становится неясным, насколько получаемые результаты отвечают строению массивных образцов после возврата. По-видимому, истинные результаты можно получить при сравнительном изучении тонкого строения образцов различной толщины, основываясь на том, что количество получаемой информации (снимков) позволяет осуществить надежную статистическую обработку.
Одно из таких наиболее достоверных исследований было проведено на алюминии 99,99% (Фуджитой и Ямадой). Образцы фольги имели клиновидную форму, что позволило изучать строение в сечениях различной толщины (вплоть до 1,5 мкм) с помощью электронного микроскопа с ускоряющим напряжением 500 кВ. На рис. 57 и 58 показано дислокационное строение в различных сечениях клиновидного образца сразу же после деформации, отвечающей по величине примерно середине стадии III деформационного упрочнения. После получения этих снимков образец выдерживали в электронном микроскопе при комнатной температуре в течение двух суток (время, достаточное для протекания возврата в алюминии). Затем делали новые снимки, примерно по тем же сечениям (рис. 57, б и 58, б).
Было установлено, что заметного изменения плотности дислокаций, размера и формы ячеек при возврате не наблюдается, но отмечаются существенные изменения конфигурации дислокаций. Исчезают резкие следы скольжения, а также и полосы контраста у «клубков» дислокаций в районе следов деформации, что, вероятно, обусловлено взаимодействием дислокаций в этих «клубках». Многие дислокации частично переместились (см. X и У на рис. 58, б) и как бы сплелись, причем в большей степени это наблюдается в тонком сечении, чем в толстом. На многих дислокационных линиях, которые после деформации были прямыми, появились пороги, перегибы, также свидетельствующие о взаимодействии дислокаций. Зависимость наблюдаемых изменений дислокационного строения при возврате от толщины образца подтверждает, что надежные результаты можно получить лишь при исследовании относительно толстых фольг, что требует использования высоковольтных электронных микроскопов. Другие аналогичные исследования показали, что решающая роль в наблюдаемом при возврате взаимодействии дислокаций принадлежит сравнительно легко перемещающимся при температуре возврата вакансиям, плотность которых повышена после наклепа. Сток вакансий к дислокациям, к их скоплениям и узлам как бы инициирует взаимодействие дислокаций.
Как указывалось ранее, только часть энергии, затраченной на пластическое деформирование металла при низкой температуре, накапливается в нем; основное количество энергии необратимо рассеивается в виде тепла. Наиболее достоверные значения накопленной энергии деформирования составляют 1—15% от общей энергии, затраченной на деформирование. Такой разброс значений обусловлен тем, что величина накопленной энергии зависит от природы (решетки) металлов, их чистоты по примесям, от характера, величины и температуры деформации. Максимальные значения накопленной энергии деформирования для различных чистых металлов, подвергнутых большой (предельной) пластической деформации при комнатной температуре, находятся в пределах от 22 кал/(г-атом) для золота до 210 кал/ (г-атом) для никеля. В общем случае величина накопленной энергии тем больше, чем выше содержание примесей и ниже температура деформирования. В случае поликристаллических образцов данного металла или сплава эта энергия больше, чем в случае монокристалла при одинаковых сравниваемых степенях деформации.
Накопленная энергия деформирования определяется энергией различных дефектов строения, остающихся в металле после деформирования. Ясно, что деформированное состояние в термодинамическом смысле является метастабильным. Движущей силой процесса возврата (и рекристаллизации) является избыток свободной энергии, накопленной в холоднодеформированном металле. К сожалению, эта движущая сила не может быть легко -измерена и оценена. Однако если предположить, что подавляющая часть накопленной энергии деформирования обусловлена введением дополнительных (относительно состояния до деформирования) дислокаций и что изменения энтропии при этом являются пренебрежимо малыми, то свободная энергия не будет существенно отливаться от внутренней энергии или энтальпии.
При пониженных температурах деформирования, когда точечные дефекты вносят существенный вклад в накопленную энергию, связанное с этими дефектами изменение энтропии уже нельзя считать пренебрежимо малым. Ho даже в этих условиях вклад энтропийного члена гораздо меньше суммарного изменения свободной энергии. Избыток свободной энергии, за счет которого протекает возврат (и рекристаллизация), меньше, чем избыток энергии, реализуемый при осуществлении многих фазовых превращений, но все же больше, чем энергия, накопленная в границах зерен поликристаллического материала при обычно встречаемых на практике величинах зерен. Приняв свободную энергию границ равной 500 эрг/см2, для материала со средним диаметром зерен ~10в-3 см получаем значение граничной энергии 0,25 кал/(г-атом), что составляет всего 1 % от накопленной энергии деформирования. Эти два вида энергии (граничная и накопленная в результате деформирования) становятся сравнимыми при очень малой величине зерна порядка 10в-5 см.
Изучение процесса возврата можно проводить также с целью определения типа и концентрации структурных дефектов, присутствующих в материале, а также характера их взаимодействия. Если имеются простые типы невзаимодействующих между собой дефектов, каждый из которых имеет свою энергию активации движения, и отсюда удаления из металла, то форма изохронной или изотермической кривой возврата будет относительно простой. Так, при нагреве монокристалльных и поликристаллических образцов кремнистого железа [~6% (ат.) Si] со скоростью 2,5° С/мин было найдено выделение накопленной энергии при 100—300°С в количестве 1—1,6 кал/г, что связывают с перераспределением и аннигиляцией вакансий, плотность которых была повышена в результате деформации.
Возврат в металлах с гексагональной решеткой (Cd, Mg, Zn, Co) при температурах — 0,25 Ts также считают связанным с миграцией вакансий, которая является причиной некоторых изменений в дислокационной структуре. Однако иногда экспериментальные результаты при изучении возврата трудно однозначно интерпретировать, особенно если при низкотемпературной деформации (или радиационном повреждении) вводится несколько различных, к тому же вступающих во взаимодействие типов дефектов. Поэтому в ряде случаев стараются упростить эксперимент и создать в металле преимущественную концентрацию одного или не более двух типов дефектов. Из этого исходят при проведении экспериментов по изучению возврата избыточного электросопротивления в металлах после высокотемпературной закалки, создающей повышенную концентрацию термических вакансий, или после нейтронного облучения металлов при температурах жидкого гелия, когда в связи с рекомбинацией «захлопнутых» вакансий возврат имеет место уже при температурах 30—40 К.
При изотермическом протекании возврата скорость процесса непрерывно уменьшается, а сам процесс гомогенно распространяется по образцу.
Рассмотрим влияние легирования на кинетику процесса возврата. На примере изучения влияния различного содержания магния (от 0,001 до 2,87%) на возврат в алюминиевых сплавах после их холодной деформации (прокатка с обжатием 20%) было показано сложное, влияние легирования. При легировании сплавов следует учитывать взаимодействие примесных атомов и избыточных вакансий, с движения которых начинается процесс возврата. Возврат изучали по изменению ширины рентгеновской линии, твердости и электросопротивления. Исходные (после холодной деформации) значения ширины линии и твердости тем больше, чем выше содержание магния, т. е. легирование повышает «наклепываемость» сплавов при данной степени обжатия, что находится в соответствии с влиянием легирования на повышение сопротивления деформации. Действительно, как показали структурные исследования, в алюминий-магниевых сплавах полосы (пачки) скольжения расположены более плотно, менее четко выражены и величина скольжения на одну полосу меньше, чем в чистом алюминии.
Исследования изменения ширины рентгеновской линии и твердости при возврате после нагрева на 100—300 °C различной длительности показали, что время для достижения определенной степени возврата при малых добавках магния сильно уменьшается (по сравнению с чистым алюминием), а при больших количествах магния увеличивается. Это можно объяснить следующим образом: магний, атомный диаметр которого больше, чем у алюминия, концентрирует вокруг себя вакансии, при этом уменьшается общее искажение решетки; одновременно сохраняется избыточное количество вакансий, что способствует протеканию возврата. Действительно, измерение показало, что плотность наклепанных алюминиймагниевых сплавов на 0,02% меньше, чем наклепанного алюминия. Такое влияние легирующего элемента (и повышенной концентрации вакансий) на ускорение возврата четко прослеживается при небольших концентрациях магния. При большом содержании магния наряду со стабилизацией вакансий происходит торможение подвижности атомов в решетке, и когда этот процесс преобладает, возврат тормозится.