Кинетика рекристаллизации
Кинетика процесса рекристаллизации определяется стремлением большеугловых границ к миграции в таком направлении, при котором будет уменьшаться их кривизна; при осуществлении этого процесса происходит уменьшение граничной поверхностной энергии. Кроме стремления границ выпрямиться, приблизиться к равновесию, термодинамически обусловленной является также миграция большеугловых границ в таком направлении, при котором уменьшается результирующая сила поверхностного натяжения, действующая на тройной стык. Однако показано, что реальная миграция границ при нагреве всегда приводит к такой системе границ в металле, которая никогда не удовлетворяет обоим указанным условиям. Истинно равновесное расположение границ зерен в трехмерном пространстве может быть достигнуто только в том случае, если каждое зерно имеет форму, аналогичную устойчивой конфигурации мыльной пленки в пене.
В реальных условиях отклонения от истинно равновесной конфигурации границ в поликристаллическом металле определяются всегда накладывающейся непрерывной миграцией границ во всем объеме. Криволинейные границы зерен непрерывно мигрируют при нагреве по направлению к их центру кривизны, вызывая вслед за этим непрерывное изменение углов в стыке. Этот процесс протекает сравнительно медленно, скорость в каждом случае зависит от местной кривизны границы и от температуры.
Основной движущей силой процесса первичной рекристаллизации является разность объемных свободных энергий.
Начиная с момента столкновения уже рекристаллизованных объемов на скорость их дальнейшего роста, помимо диффузионной подвижности, оказывает влияние стремление к уменьшению зернограничной энергии, регулируемое таким кинетическим фактором, как уравновешивание поверхностного натяжения в стыках зерен. В ряде случаев, если это уравновешивание проходит достаточно полно, то при нагреве может наблюдаться приостанавливание роста рекристаллизованных зерен даже на стадии, когда они очень мелки и, казалось бы, должно было наблюдаться их дальнейшее укрупнение.
По известному из курса металлографии условию равновесными являются тройные стыки под углом 120°, что определяет равновесную форму зерна, приближающуюся к шестиграннику. Это означает, что границы, например типа четырехгранных зерен, должны выпучиваться, а типа восьмигранных втягиваться, чтобы в результате в одном случае увеличения, а во втором уменьшения угла до значения 120° происходило образование равновесного стыка. Эти процессы будут определять характер миграции границ при развитии рекристаллизации.
В условиях протекания первичной рекристаллизации — начальных стадий роста рекристаллизованных объемов за счет деформированной матрицы, когда имеется существенная разница объемных свободных энергий, — наблюдаемый рост идет от центров кривизны. При собирательной рекристаллизации, когда объемные энергии равны, границы мигрируют к центрам своей кривизны. В этом случае, если зерно имеет много вогнутых граничных участков, то оно интенсивно растет за счет других зерен, при этом граница зерна перемещается к центру своей кривизны. В различных случаях преобладают те или иные кинетические или энергетические факторы, в результате чего могут возникать после рекристаллизации своеобразные структуры, в том числе и сильно разнозернистые.
Кинетика первичной рекристаллизации изображается типичной «сигмоидальной» кривой (рис. 78) и резко отличается от кинетики возврата. В общем случае кинетика первичной рекристаллизации существенно зависит от большого числа факторов, основными из которых являются величина предшествующей деформации, чистота материала и ориентация рекристаллизованных зерен по отношению к деформированной матрице, за счет которой происходит рост. Некоторое количество энергии деформации должно сохраняться в металле до рекристаллизации, так как (см. выше) движущей силой этого процесса, во всяком случае на начальной его стадии, является накопленная энергия деформирования.
Примеси, как правило, задерживают процесс рекристаллизации, причем особенно сильно действуют малые их количества, которые добавляются к весьма чистому металлу, полученному, например, зонной плавкой. Так, зонноплавленный алюминий чистотой 99,9992% рекристаллизуется при -50° С после сильной деформации или при комнатной температуре после небольшой деформации (Шодрон). Обычный, технически чистый алюминий не рекристаллизуется после таких же деформаций при температурах ниже 200—300° С. Малые добавки марганца, никеля или цинка [-0,01 % (ат.)] сильно снижают скорость рекристаллизации алюминия высокой чистоты, причем фактор, характеризующий это снижение, >10в11 (Мазинг).
Исходя из изложенных основных положений механизма и кинетики процесса рекристаллизации, влияние на него легирования может быть установлено при учете влияния добавок элементов в сплаве на упругую энергию дислокаций, диффузионную подвижность (через силы межатомной связи), энергию границ зерен, на дислокационную структуру после деформации (энергию дефекта упаковки, распределение и концентрацию структурных несовершенств и др.).
Если сравнивать различные сплавы по температурному порогу рекристаллизации, то можно установить, например, что малые добавки весьма сильно повышают порог рекристаллизации в связи с их влиянием на энергию границ и на торможение (блокировку) дислокаций. Чем чище исходный металл, тем сильнее проявляется влияние малых добавок.
При увеличении содержания добавок (в пределах однофазного твердого раствора) иногда может наблюдаться понижение температурного порога рекристаллизации. Это, по-видимому, связано с более сложным влиянием перешедших в объем металла легирующих элементов, могущих привести, в частности, к изменению дислокационной структуры после деформации (например, через изменение энергии дефекта упаковки).
Существенное повышение порога рекристаллизации наблюдается в гетерофазных сплавах в связи с тормозящим влиянием частиц второй фазы на миграцию границ. Определяющими факторами, как и в случае дисперсионного твердения при старении, являются устойчивость частиц второй фазы и оптимальное межчастичное расстояние. Меньшее влияние оказывает геометрическая форма частиц второй фазы. Несомненно, существенное влияние оказывают и концентрационные неоднородности в сплавах, которые также тормозят развитие рекристаллизации (миграцию границ).
Если для чистых металлов остается справедливым соотношение А.А. Бочвара Трекр/Тпл=0,4, то для однофазных твердых растворов, за счет рационального легирования это отношение может быть увеличено до 0,6, а для гетерофазных сплавов при надлежащем размере и расположении частиц второй фазы до 0,8, а иногда и до больших значений.
Кинетика вторичной рекристаллизации исследована не так детально, как кинетика первичной рекристаллизации. В ряде исследований показана некоторая аналогия между кинетиками первичной и вторичной рекристаллизации, что проявляется, в частности, в получении для процесса вторичной рекристаллизации кривой «сигмоидального» типа для случаев, когда размеры образца значительно больше по сравнению с размерами получающегося зерна.
На основании кинетических особенностей рекристаллизацию определяют, как процесс изменения структуры металлов и сплавов в пределах данной фазы, связанный с возникновением и движением или только с движением границ с большим углом разориентировки, который приводит к повышению структурного совершенства и понижению свободной энергии (С.С. Горелик).