Первичная рекристаллизация

При постоянной температуре размер растущих зерен примерно линейно увеличивается с ростом времени выдержки. Если эту прямую линию экстраполировать на нулевое значение величины зерна, то она отсечет по оси времени какое-то положительное значение (рис. 79). По этим соображениям процесс рекристаллизации рассматривали как обычный процесс зарождения и роста зерен. Однако приведенное выше описание изменений дислокационной структуры при нагреве деформированного металла свидетельствует, что и процесс рекристаллизации нельзя рассматривать так упрощенно, как это делали исследователи до накопления данных о тонких субструктурных изменениях строения.

Ряд калориметрических измерений обычно трактуют следующим образом: основная часть накопленной энергии выделяется в процессе первичной рекристаллизации, и она является движущей силой формирования новых зерен. Однако несомненен и тот факт, что во многих случаях значительное количество накопленной энергии выделяется в процессе возврата и полигонизации, т. е. до рекристаллизации.

В случае холоднодеформированных металлов количество накопленной энергии, выделяющейся до рекристаллизации, колеблется от 0 для чистой меди до 70% для технически чистого никеля. Такие широкие колебания значений обусловлены влиянием температуры деформации на изменение тонкого строения уже в ходе пластического течения и, в частности, на сток точечных дефектов при температурах много ниже порога рекристаллизации. Так, в чистой меди наблюдается высокая подвижность точечных дефектов уже при комнатной температуре, и большинство их исчезает сразу же после того, как они образовались, не внося, таким образом, вклада в накопленную энергию. Так как в процессе деформирования действует много различных факторов, определяющих плотность и природу образующихся дефектов строения, отсюда величину и устойчивость накопленной энергии, то трудно составить общее представление о том, какая доля накопленной энергии будет выделяться при дорекристаллизационных нагревах.

Надо все же признать, что какая-то остаточная часть накопленной энергии деформирования необходима для протекания рекристаллизации, и можно считать неподтвердившимися некоторые ранние исследования, в которых утверждалось, что может происходить полное выделение накопленной энергии до смягчения металла в результате рекристаллизации. Вероятно, в некоторых случаях (небольшая и однородная деформация, медленный, ступенчатый нагрев) действительно практически вся накопленная энергия может выделиться до рекристаллизации, но тогда такой деформированный металл или сплав не будет рекристаллизоваться при дальнейших нагревах на высокие температуры.

Изучение механизма процесса первичной рекристаллизации сводится по существу к рассмотрению условий зарождения центров рекристаллизации. Во всех теориях признаются справедливыми положения, впервые сформулированные Беккером еще в 1926 г., состоящие в том, что свободный от напряжений зародыш устойчив и способен к росту в напряженной матрице, если его размеры не меньше определенного критического значения.

Согласно ранней флуктуационной теории зарождения свободные от напряжений зародыши формируются в результате термической активации со скоростью, в сильной мере зависящей от местных напряжений в решетке. Инкубационный период по этой теории — время, требующееся при данной температуре для накопления последовательного ряда термических флуктуаций до тех пор, пока не будет достигнута достаточная энергия для преодоления активационного барьера, что приведет к возможности образования в определенном объеме деформированной матрицы свободного от напряжений «зародыша» размером не меньше критического. Барке и Тарнбалл оценили, что для этого требовалась бы местная упругая деформация величиной порядка 0,2 или же более, однако такие упругие деформации, как известно, в макрообъемах реальных кристаллов не наблюдаются.

Тщательное рассмотрение процесса показывает, что в случае первичной рекристаллизации возможность обычного гомогенного зарождения через термические флуктуации ничтожно мала. Эффективной движущей силой является накопленная энергия деформирования на атом gs. Для сферического зародыша его критическая величина rc определяется уравнением

Поверхностная энергия o составляет ~500 эрг/см2 для большеугловой границы. Для большинства металлов gs/v составляет менее 20 кал/(г-атом). С учетом этих значений rc>0,1 мкм. Эта величина намного больше, чем область, в которой можно ожидать зарождения за счет термических флуктуаций. Если для зародыша этого размера определить критическую свободную энергию образования зародыша AGs по уравнению AGs=4 пrco/3, то скорость зарождения окажется пренебрежимо малой.

Затруднения, возникающие при объяснении процесса образования зародышей рекристаллизации, не могут быть преодолены, даже если предположить, что в некоторых локальных объемах удельная накопленная энергия много больше, чем ее среднее значение для всего кристалла. Если такие объемы и существуют, то в них зародыш может лишь образоваться. Его последующий рост возможен лишь в случае, если накопленная энергия падала бы на значительном протяжении.

В принципе максимальная величина энергии имеется в объеме у ядра дислокаций, но эта энергия может определить возникновение зародыша лишь атомных размеров. В местах высокой плотности дислокаций (в стенках ячеек деформированной структуры) критический размер зародыша может быть уменьшен примерно в 5 раз (Бейли и Хирш), но этот зародыш не может вырасти за пределы стенок ячейки, так как внутри самой ячейки, куда он мог бы распространиться, очень низкая плотность дислокаций и нет движущей силы для роста зародыша.

Таким образом, классическая теория гомогенного зарождения оказывается неприемлемой для объяснения процесса рекристаллизации из-за малой средней величины удельной (на единицу объема) движущей силы. Неприемлемой является, как было показано, и теория гетерогенного зарождения. Хотя в этом случае можно было бы ожидать уменьшения критической величины зародыша, однако возможности роста этого зародыша отсутствуют; во всяком случае рост его невозможен за счет термических флуктуаций.

По-видимому, наиболее справедливой является теория (Бюргере, Кан), предполагающая наличие до начала процесса рекристаллизации весьма больших зародышей (или маленьких зерен), которые при достижении температуры рекристаллизации приобретают возможность роста за счет деформированной матрицы.

По представлениям Кана, свободные от искажений объемы образуются при полигонизации на ранних стадиях нагрева. Возникновение этих объемов не является в классическом смысле следствием процесса зарождения; их формирование произошло в результате термически активируемого перемещения дислокаций. Инкубационный период, который получается при экстраполяции экспериментальных кривых на нулевое значение величины зерна (см. рис. 79), нельзя рассматривать как время, необходимое для образования зародыша; это время, когда происходит весьма слабый рост уже имеющихся зародышей. Такое «подрастание» некоторых полигонизованных объемов требуется для формирования участков большеугловых границ и дальнейшего, уже сравнительно легко фиксируемого при первичной рекристаллизации роста этих объемов за счет материала матрицы с сильно отличающейся ориентацией.

На рис. 80 приведены результаты исследований тонкой структуры железа, подвергнутого холодной деформации (на 18%), а затем нагреву на 300 (а), 400 (б), 500 (в) и 600° С (г). При умеренном нагреве холоднодеформированного металла (рис. 80,а) введенные предварительной деформацией дислокации собираются в сетки, которые на этой начальной стадии имеют четырехугольную форму. При повышении температуры нагрева (рис. 80,б) развивается полигонизация, ячейки дислокационных сеток имеют уже шестиугольную форму, и на фотографии показано формирование субграниц из таких сеток. Затем происходит укрупнение субзерен в результате нагрева на еще более высокие температуры (рис. 80,в), которые можно зафиксировать при использовании меньшего увеличения (Х10000), тогда как субструктура на рис. 80, а и б получена при увеличении X30000. Видно, как дислокационные сетки очерчивают субграницы «подросших» субзерен. При еще более высокой температуре развивается рекристаллизация (рис. 80,г) путем роста наиболее крупных субзерен, которые уже будут окаймлены границами с большой плотностью дислокаций, имеющими близкую к большеугловой разориентировку по отношению к окружающей матрице. Этот процесс можно изучить при еще меньшем увеличении, которое, однако, позволяет установить сохранение в некоторых рекристаллизованных объемах следы прежней субструктуры.

Теория Кана предусматривает возможность роста при рекристаллизации маленьких, относительно свободных от напряжений объемов, если они существуют в материале сразу после деформации. [Напомним, что в ряде случаев в процессе самой деформации может возникнуть четкая ячеистая структура, и эти ячейки, имеющие поперечник от 0,2 до 2 мкм, можно рассматривать как зародыши рекристаллизации.] Таким образом, рекристаллизацию следует рассматривать как процесс роста уже имеющихся сразу после деформации зародышей или образующихся в результате дорекристаллизационного нагрева (при полигонизации).

Соображения о возрастании скорости роста участка новой фазы с увеличением его размеров были сформулированы Коттрелом. Исходная граница между этим участком и его окружением является вначале малоугловой или чаще всего среднеугловой (полукогерентной), и в согласии с ранее приведенными представлениями такая граница является относительно малоподвижной (за исключением случаев, когда возникает легко мигрирующая простая симметричная граница наклона). Когда все же благодаря увеличивающейся тепловой активации при продолжающемся нагреве граница начинает перемещаться (а растущий участок увеличиваться), она «вбирает» в себя как отдельные дислокации, так и дислокационные построения (стенки ячеек). При увеличении плотности дислокации в такой мигрирующей границе увеличивается разориентировка окружающей матрицы по отношению к растущему рекристаллизованному участку. Когда эта разориентировка становится достаточно большой, возникает большеугловая граница, обладающая высокой подвижностью, что и определяет обычно фиксируемое развитие рекристаллизации.

Детали описанного механизма первичной рекристаллизации могут различаться в зависимости от свойств материала и особенностей дислокационной структуры, возникающей в результате деформации. Последняя определяется составом сплава, типом решетки, склонностью к поперечному скольжению, условиями деформации и др. Общие же черты этого механизма в основном сохраняются и состоят в том, что полигоны, окруженные малоугловыми границами, медленно растут, присоединяя к себе дислокации, и границы становятся большеугловыми с углами разориентировки 20—25°.

Таким образом, образование зародыша рекристаллизации в определенном объеме деформированной матрицы происходит еще при дорекристаллизационном нагреве в результате перераспределения дислокаций, например при полигонизации. После перераспределения дислокаций с образованием полигонов, устойчивость которых определяется тем, что их энергия ниже, чем деформированной матрицы, происходит миграция полигональных субграниц, например путем скольжения к границам ячеек, составляющих деформированную матрицу. При этом в этой скользящей субгранице происходит повышение плотности дислокаций. Таким образом, субграница в результате такой миграции преобразуется в большеугловую границу, которая в дальнейшем перемещается по диффузионному механизму, определяя развитие рекристаллизации, в основе которой лежит рост уже имевшихся зародышей.

Если субграницы полигонов оказываются достаточно устойчивыми и их миграция затруднена, то процесс рекристаллизации задерживается. Это происходит в случае, когда полигонизация прошла достаточно полно и сформировалась четкая, устойчивая субструктура. В этом смысле полигонизация является как бы конкурирующим с рекристаллизацией процессом.

Однако, как было сказано ранее, процесс рекристаллизации, учитывая сложные изменения дислокационной структуры при различной по величине деформации и при нагреве, нельзя рассматривать упрощенно. Так, известно, что температура, при которой рекристаллизация приобретает прогрессирующее развитие (так называемая температура рекристаллизации), и время, необходимое для полной рекристаллизации при данной температуре, уменьшаются при увеличении степени предварительной деформации. Это связывают с уменьшением критического размера объемов, способных к росту при рекристаллизации в сильно деформированных металлах. Ho после больших деформаций возникающая тонкая структура характеризуется сложными и спутанными дислокационными построениями, определяющими высокие и неоднородные дальнодействующие поля напряжений. В этих условиях трудно ожидать развития процесса перестройки дислокаций в правильные стенки, образования субграниц и оформления полигональной субструктуры. Действительно, после сильной деформации до рекристаллизации, температура которой сильно снижена, практически никогда не наблюдают протекания полигонизации. Это означает, что описанный выше механизм первичной рекристаллизации Кана — Бюргерса, по которому растущий зародыш оформляется на стадии полигонизации, не является единственно возможным, в частности для сильно деформированных металлов.

Применение трансмиссионной микроскопии к изучению рекристаллизации (Боллман) позволило уточнить и развить представления о механизме этого процесса, особенно для случаев, когда развитие рекристаллизации оказалось не связанным с образованием субструктуры и протекало независимо от полигонизации. Наблюдения на тонких фольгах серебра (Бейли) прямо показали, что рекристаллизация начинается от большеугловых границ, существовавших в металле до деформации. Это находится в соответствии с большим количеством экспериментальных данных, согласно которым рекристаллизация в поликристаллических металлах идет значительно легче, чем в монокристаллах.

Механизм Бейли и Хирша базируется на вызываемом градиентом накопленной энергии деформации перемещении границ, существовавших в металле; четко этот градиент проявляется по перемещающимся участкам границ. Рассматривается простая модель, в которой учитывается локальная разница в плотности дислокации по обе стороны от некоторого участка границы зерна. Это приводит к «выпучиванию» данного участка в виде сферы, за которой образуется площадь, практически свободная от дислокаций.

Критерием, определяющим возможность выпучивания и перемещения этого участка границы радиусом R, является значение, полученное по формуле:

что дает для серебра, деформированного на 25%, величину R>0,5 u.

На рис. 81 и 82 приведено строение тонких фольг меди и никеля до рекристаллизации и после ее начала. Из рисунков видно, что развитие последней происходит в результате перемещения определенных участков существовавших до деформации границ зерен.

Достоверные данные о развитии рекристаллизации можно получить при использовании совершенной экспериментальной техники, главным образом такой, которая позволяет осуществить непосредственные наблюдения в ходе самого процесса рекристаллизации. Грэхем и Кан показали, что изучение миграции границ при рекристаллизации путем нагрева образцов на заданную температуру, выдержки в течение определенного времени, охлаждения до комнатной температуры и травления для выявления новых положений границ зерен дает неверные результаты. Одним из таких ошибочных результатов является кажущееся уменьшение скорости миграции границы с увеличением выдержки при заданной температуре рекристаллизации (рис. 85), причем по аналогии с обычным ростом зерна, и для этого случая считали справедливой параболическую зависимость. Использование гониометрической печи и регистрации с помощью рентгеновских лучей позволило непосредственно проследить за перемещением границы рекристаллизованного зерна, растущего в деформированную матрицу. Оказалось, что наблюдается линейный рост рекристаллизованного объема во времени (рис. 85,б). Неверный результат (рис. 85,а), полученный при многократном повторении операций нагрева — выдержки — охлаждения — травления оказался связанным с протеканием возврата и полигонизации в деформированных объемах металла во время циклов нагрева — охлаждения. Известно, что выделение накопленной энергии деформирования при возврате и полигонизации тормозит последующее развитие рекристаллизации (уменьшается движущая сила для ее реализации).