§3.4. Горячая деформация

Субзерно. При достаточно быстрой деформации основной ее меха­низм остается дислокационным вплоть до точки плавления. Горячая деформация при температурах > 0,4 Т_пп как особый процесс выделяется подвижностью границ зерна (изначальных или новообразованных в монокристалле) и их взаимодействием с дислокациями.

Формирование субзеренной структуры горячей деформации отлича­ется больше скоростью, чем результатом. Упрощение и стабилизация дислокационной структуры - неотъемлемая составная часть третьей стадии деформации ("динамический возврат" - см. §1.5). Поэтому вряд ли стоит выделять как особый процесс динамическую полигонизацию (во время деформации). Из подобия условий размножения дислокаций внутри субзерен (§1.5) их размер d$~\h при всех температурах; для

меди такая единая зависимость прослежена [391] от 0,14 до 0,80 Т_цл.

Чем горячее деформация, тем четче и "чище" субзерно. Но даже когда высоколегиро­ванный аустенит (8 % Сг, 8 % Мп, 0,4 % С) после деформации ф = 0,7 с большой скоро­стью 10'³...1 с^-1 при 0,8 Г_пл имел субзерна 2.9... 1,2 мкм с разворотом 2...3⁰, а внутри них еще было 2 10⁹ см^-2 дислокаций [392] (10...20% от всех дислокаций), сопротивление дислокаций x/G = ab^ было в 3...6 раз слабее сопротивления субграниц (ч. 1, с. 193)

x/G * (baldly¹² (задача 76).

Движения границ зерна. Взаимодействия дислокаций с границами со­ставляют многосвязную цепь процессов:

Т Т. ti ti 4-

Поглощение->Растекание ЗГД->Переползание ЗГД->Миграция->Испускание дислокаций границ дислокаций

Т 'i 4

Количественный анализ всей цепи не предпринимался, и трудно да­же очертить области, где одна составляющая процесса может контро­лировать всю цепь. Некоторые из взаимосвязей в ней неизбежны гео­метрически: у поглощенной из решетки петли дислокации почти всюду есть компоненты вектора Бюргерса и в плоскости границы b_s , и по нормали к ней Ь_п. Значит, ее движение в плоскости границы расклады­вается на скольжение и переползание зернограничных дислокаций (ЗГД). Поэтому движения ЗГД неконсервативны (ее вектор Бюргерса не может "отслеживать" микронеровности границы). Существо не ме­няет "делокализация" вакансий: если "перетасовка" атомов в границе перемещает "пустоты" менее £³, они могут где-то вновь слиться в "полную" вакансию (что для переползания ЗГД с малым вектором Бюргерса и не обязательно).

Следствие неконсервативности переползания, перенос вещества и с ним перемещение границы - один из способов миграции. Поэтому проскальзывание на большие расстоя­ния х»Ь и миграция идут одновременно и взаимосвязаны по величине. Так, по изме­

рениям на шлифе при 0,80.. 0,85 Г_пл и а/Е* 1 10~⁵ в бикристалле алюминия соотношение путей (миграция . проскальзывание) нарастало в пределах 2,2...2,8 по мере отклонения плоскости границы наклона 1=11 около оси <110> от плоскости симметрии (т. е. изме­нения пропорции b_s. b_n при том же Ь) [393].

Испускание излишка поглощенных дислокаций в "удобном месте" в решетку или, наоборот, поглощение из решетки выгодно по балансу энергии. Из одного зерна в границу входят одинаковые дислокации. Их растекание уничтожает поле стопки ЗГД и делает возможным даль­нейшее поглощение решеточных дислокаций границей. Входя в грани­цу, краевая дислокация создает в ней уступ. Ее растекание - это и "сглаживание уступов" - спрямление границы, разрубленной "в паркет" линиями скольжения в зерне. Поэтому подвижность границы в магнии увеличивалась скачком (в 40 раз) после растекания поглощенных ею дислокаций [185].

Для всех звеньев цепи кинетика сильно зависит и от строения грани­цы: в нерегулярных границах дислокации растекаются при меньшей температуре [394], проскальзывание бывает в 1000 раз, а диффузия - в сотни раз быстрее, чем в регулярных [185], но миграция - в сотни раз медленнее [395]. Быстро мигрируют одни границы, быстро проскаль­зывают другие (быть может, у того же самого зерна). Поворот со<у зер­на с деформацией у меняет и тип границы (и для поворота к регуляр­ному положению - с понижением энергии границы - поглощение дис­локаций легче, чем для удаления от него).

Для некоторых границ возможна и иная связь двух движений. Так, вектор Бюргерса ЗГД Ь_г меньше вектора трансляции в решетке совпадений, и проскальзывание меняет положение границы относительно ее узлов. Это может вызвать миграцию границы на одно межплоскостное расстояние h полной решетки наложений для возврата в наивы­годнейшую плоскость плотной упаковки решетки совпадений. Так скользящая ЗГД увлекает за собой уступ в границе. Эти два консервативных перемещения совместно произведут однородный пластический сдвиг у = b_rlh во всем объеме, пройденном грани­цей. Такое движение обнаружили сначала на трехмерной численной модели регулярной границы наклона (ГЦК, X = 5) методом молекулярной динамики для ячейки из 396 атомов [396], а затем и экспериментально: в бикристалле алюминия проскальзывание по сим­метричной границе наклона 1=11 при 0,78 Г_пл и а/Е = 8 10~⁶ сопровождалось линейно связанной с ним миграцией (у = 2,6) при смещениях до 27 мкм [397].

В методе молекулярной динамики [398] при статически равновесной исходной кон­фигурации каждому из атомов придают случайную скорость, а спустя время 5/ находят их новые координаты, действующие меж ними силы, ускорения и новую скорость. По­сле многих шагов 5/ средняя по объему кинетическая и потенциальная энергия сравня­ются (как должно быть в динамическом равновесии). Затем за достаточно большое время укрупняют картину, задавая температуру скоростью атомов и усредняя коорди­наты атомов и их групп.

Растекание дислокаций в границе зерна. Для "обычных" испытаний на растяжение, наблюдений растекания ЗГД и начала рекристаллизации выбирают одно и то же "удобное" время: 1... 10 мин, отчего их кинетику можно сравнивать по сходственной температуре Т/Т_пл. Так, по наблю­дениям in situ [399], растекание ЗГД происходит выше 0,2 Т_т в чистых металлах, и 0,4 Т_пп - в сплавах. Неизменно равновесная граница под- 148 держивается при 0,6...0,8 Г_пл. Перестройка границ с уничтожением введенных наклепом внешних ЗГД ("рекристаллизация границ" после деформации) - необходимое условие рекристаллизации вообще.

Растекание контролирует поток j~D_rlkT вещества между нормаль­ными компонентами Ь_п двух расходящихся ЗГД (движущая сила - уменьшение их общей упругой энергии). Расстояние г между ними рас­тет [400] со скоростью dr/dt ~ j. Отслеживая in situ время t исчезновения ЗГД в аустенитной стали (19%Сг, 18% Ni) при 0,37...0,43 Г_пл, нашли t ~ D_r/T (энергия активации совпала с измеренной изотопным методом для зернограничной диффузии) [401]. При одной температуре время растекания ЗГД в разных границах в аустенитной стали (22 % Сг, 17 % Ni) различалось на два порядка (как и коэффициент зерногранич­ной диффузии). При этом ^]/₄ из 103 границ оказались регулярными, и в них растекания не было.

Миграция и проскальзывание. Температурная зависимость скорости миграции так же сильно чувствительна к типу границ: энергия Н акти­вации их миграции меняется от 0,2 до 2,8 от энергии активации само- диффузии (Си, Pb, Al, Zn) [395]. В узком интервале температур (20...40°) меняется, кроме того, способ взаимодействия границы с примесью (миграция с увлечением ее или отрыв). Сопутствующий скачок скоро­сти (в 3...20 раз в Al, Au, Zn [395]) делает сомнительными вычисления энергии активации для диапазона температур, перекрывающего этот интервал.

Миграция границ не меняет форму образца и потому не зависит прямо от напряжения. Напротив, проскальзывание - это скольжение ЗГД, и его скорость (измеряемая на бикристаллах) меняется с напряже­нием (нелинейно): w~a^2, при 0,94...0,99 Г_пл в олове и w~g при 0,49...62 в свинце [185]. Существует, видимо, пороговое напряжение, ниже которого нет проскальзывания: т₀/б^!=110“⁵ для цинка при 0,47 Гпл- Выше т₀ скорость нарастала (но далее т/(/~ 10^ менялась ма­ло). Энергия активации проскальзывания близка к активации само- Диффузии [185].

Измерения зернограничного проскальзывания по смещению меток и~ 1 мкм ослож­нены сопутствующим скольжением в объеме. "В чистом виде" (при и~ 1 нм) его наблю­дали в меди с дисперсными (60 нм) включениями a-железа при 0,24...0,43 Г_пл и напряже­ниях ст/£~ 10^, т. е. ниже порога от сопротивления частиц и в объеме, и в границе. Зерна были "скреплены" частицами, и проскальзывание постепенно затухало ( достигнув и- 1 нм за 1 ч). Такое проскальзывание на атомно-гладких, без уступов границах было обратимо (возникшая под напряжением на поверхности частиц картина муара замора­живалась, измерялась и затем удалялась нагревом фольги).

На границах двойника (1 = 3) проскальзывания не было (скорость w< 3 10“^п м/с). Проскальзывание при 0,29...0,43 Гпл по границам кручения тем быстрее, чем больше их энергия ( при равной скорости w разница в температуре - до 40 К). Вдоль оси наклона ^П0> оно быстрее, чем поперек [402 , 403] Так же и по зернограничному пику внут­реннего трения в бикристалле проскальзывание на малые расстояния х<Ь по границам кручения (001) в меди тем легче, чем больше энергия границы ("хуже" упаковка) [404].

Рекристаллизация. Поскольку разные звенья цепного процесса по- разному зависят от температуры и напряжения, каждое из них может когда-то оказаться лимитирующим. Представление напряжения тече­ния в виде а = а₀е^п (£ )^m е^_н/к усредняет действие всей цепи процессов в показателях п и т и энергии активации Н. (Но лишь в редких случаях Н имеет физический смысл, оправдывающий "активационный анализ пластической деформации" 60-х годов).

При скорости течения е~10~⁴ с^-1 упрочнение прекращается около 0,4 Г_пл - вблизи начала рекристаллизации. Выше температуры рекри­сталлизации вырастает на порядок и показатель m скоростной зависи­мости. Далее он линейно растет со сходственной температурой: от m = 0,05 до 0,21 при 0,35...0,93 Г_пл для Fe, Pb, Al, Си, Ni, Sn; от m - 0,05 до 0,17 при 0,5...0,9 Гпл в молибдене и вольфраме, от m = 0,12 до 0,26 при 0,42...0,83 Г_Ш1 в цинке (по измерениям сжатия <р = 0,1 при s = 10‘⁴...Ю² с^-1 [312]). Для аустенита разного состава: от m = 0,09 до 0,21 при 0,5...0,9 Г_пл.

Когда деформация рождает много дислокаций, их наиболее эффек­тивно уничтожает рекристаллизация. Это то же поглощение при ми­грации, но границы для этого рождаются в достаточном количестве новые: прямо из дислокаций (слиянием субграниц) либо "расщеплением" [405] границы, перегруженной одноименными дисло­кациями, на две (так рождаются, в частности, двойники отжига).

Изредка мигрирующая граница сбрасывает (оставляет за собой) отдельные дислока­ции. Единственное прямое наблюдение (видеозапись in situ при рентгеновской топогра­фии в синхротронном пучке): в алюминии при быстрой миграции (1 мкм/с при 0,8...0,9 Гпл) граница испускала полупетли дислокаций с крутых уступов, возникающих при обходе частиц - препятствий [406].

Критическая деформация. В зерне поперечником d для деформации е нужны геометрически необходимые дислокации (§2.2) плотностью р_г = dbd. Если все дислокации с площади d² собираются в одну стенку высотой d, достигается разворот со = p_Tbd. Если все созданные накле­пом дислокации сохраняются, новое зерно (со = со_кр~0,1) может воз­никнуть после критической деформации е > е_кр - со_кр. Если же анниги­ляция поддерживает в процессе деформации стационарную плотность дислокаций р, то нужную плотность дислокаций выше критической р_кр обеспечивает критическое напряжение начала рекристаллизации т_кр = aGbJ^ ^ или т_Kp/G = _Kpb/d)» которое достигается при дефор­мации 8 > Б_кр. Кинетику же определяет скорость миграции границ.

Критическая деформация в > е_кр - необходимое, а т > т_кр - достаточ­ное геометрическое условие первичнои рекристаллизации. Когда они выполнены, способ сочетания деформации и рекристаллизации опре­деляется их скоростью. Возможна рекристаллизация статическая - по окончании горячей деформации (и при охлаждении после нее) и дина­мическая - в ходе деформации (однократная или циклическая). Проме-

жуточный случай - метадинамическая рекристаллизация: новое зерно зарождается в ходе деформации, а растет после нее. (В отличие от ста­тической рекристаллизации здесь нет инкубационного периода, а про­цесс не захватывает весь объем, если в части зерен деформация докри- тическая). Так рекристаллизуется, например, никель [407] после дефор­мации s < 0,28 со скоростью 2 10'³ с^-1 при 0,61 Т_пп.

Величина зерна. Результат рекристаллизации зависит от деформации е до ее начала и исходной величины зерна d. При умеренных деформациях однофазного сплава новые зерна зарождаются цепочкой по периметру старого и, поедая его, превращаются в рав­ноосные. Для зарождения зерна поперечником d\ собранные с площади d\² дислокации образуют новую границу с разворотом со_Кр = Рг bd\. Поскольку плотность геометрически необходимых дислокаций р_г = бIbdo и е > е_кр, то di/do = (o_kp/e. На площади границ старо­го зерна F~do² размешается п ~ Fo/d²~ (do/di)² новых зерен. Захватив все исходное зерно, они достигнут среднего объема (? = do³ln, то есть J/Jo~w"^1/3~((o_Kp/e)^2/3. При первичной рекристаллизации низкоуглеродистых сталей после горячей прокатки (в <0,3) зерно измельчается [408] по закону d ~ s~^m.

Отсюда видно влияние деформации и исходного зерна на время начала t_H и конца t_K первичной рекристаллизации. Скорость v перемещения дислокаций в границу контро­лируется переползанием. Так же как и скорость w миграции границы, она пропорцио­нальна движущей силе: плотности энергии дислокаций Z - рGb². Время до начала рек­ристаллизации t_H~d\lv, а до конца t_K~dhv. Записывая d, d\ и р через размер исходного зерна do, для б > Б_кр получим [408] t_H ~ do²/e² и t_K ~ do²/s⁵¹² - время рекристаллизации растет с размером исходного зерна и убывает со степенью деформации.

Рис 54 Циклы накопления и уничтожения дислокаций при непрерывной горячей дефор­мации - динамическая рекристаллизация

Динамическая рекристаллизация. Будет ли при горячей деформации рекристаллизация идти параллельно с ней ("динамически") или только после нее ("статически") зависит от соотношения времени рекристалли­зации t_H, t_K и времени критической деформации t_Kp = z_кр/ё . Если вся деформация е » е_кр происходит за время t<tn, то возможна лишь ста­тическая рекристаллизация. При t_K << /_кр рекристаллизация динамиче­ская и повторяется цикличе­ски (рис. 54). После каждой рекристаллизации деформа­ция должна вновь накопить критическую плотность дислокаций р_кр. Соответст­венно циклически меняется и сопротивление течению (см. рис. 54). В про­межуточном случае t ~ t_K возможно стационарное течение (а = const) с вялой непрерывной рекристалли­зацией (деформация и рекристаллизация разных зерен разновременна).

При скорости деформации 10'⁵...1(Г³ с^-1 и температуре 0,4...0,8 Г_пл динамическая рек­ристаллизация монокристалла меди начинается по достижении критического напряже­ния. Выше же 0,8 Г_пл диаграмма s(q>) вообще без упрочнения [413]. Циклы рекристалли­зации обычно и обнаруживают по скачкам сопротивления течению. Но динамическую рекристаллизацию монокристалла чистого алюминия проследили in situ, при 0,57 Г_пл и скорости 10^ с"¹ "точечные уколы" и астеризм лауэграмм сменяли друг друга циклами [409] с периодом Дф = 0,3.

Повышая температуру (либо понижая скорость деформации), можно перейти от ста­тической рекристаллизации к динамической и регулировать период ее циклов. Так, при сжатии меди со скоростью 10^-3...Ю^-2 с^-1 при 0,71 Г_пл есть четыре максимума диаграммы ^(ф) - от ф = 0,1 и далее с интервалом Дф = 0,1 и провалом As/s = 20 % между ними, а при 0,57 Гпл два максимума: около ф = 0,2 и 0,9 (медленная рекристаллизация допускает больший наклеп) [410]. Аналогично в аустените с 0,3 % С при 1100°С (0,8 Г_пл) при растя­жении со скоростью 2'10"³ с^-1 три спада сопротивления Дs/s = 10% идут с,интервалами Дф = 0,2 (через 100 с), а при скорости 0,3 с^-1 - такие же спады через Дф = 0,3 (через 1 с) [411]. В двухфазном а+у-железе (850°С) при скорости деформации 4 10^-4 с^-1 до ф = 4 было 8 провалов сопротивления течению [412], а при 0,8 с^-1 один спад.

Ниже 0,8 Гпл перед рекристаллизацией субструктура деформации ячеистая, а выше - полностью полигонизованная: из четких, чистых субзерен [414]. Чем ниже энергия де­фекта упаковки, тем труднее перегруппировка дислокаций для начала рекристаллиза­ции. Поэтому в одинаковых условиях (0,82 Гпл, s = 2 10'³ с^-1, исходное зерно 0,4 мм) первый максимум .у(ф) в у-железе достигается при ф = 0,08, а в аустените с 20 %Сг и 25 % Ni - при ф = 0,25 (энергия дефекта упаковки б_ду = 0,004 и 0,001 соответственно). В алюминии (б_ду = 0,018) динамической рекристаллизации мешает легкая полигонизация. Ее подавляют также и включения, тормозящие миграцию границ.

Причина автоколебаний диаграммы деформации видна только по структуре, но при любой причине следствием спада диаграммы сг(е) будет неустойчивость и локализация течения (§1.6): в полосах Людерса при растяжении, полосах сдвига в очаге деформации при прокатке. Может оказаться, что только в полосах сдвига местная деформация достаточна для рекристаллизации: в монокристалле меди [410] после деформации <р<0,8 (при s - 10² с^-1 и 0,87 Т_т) зерна появлялись полоса­ми шириной 10...30 мкм всего в 10...15% объема, и там решетка раз­вернута по отношению к остальному монокристаллу на со » Ау ~ 20°.

Карты процессов. Обычно структурная задача горячей обработки давлением - заморозить либо полигонизованную структуру с высокой плотностью дислокаций, либо мелкое рекристаллизованное зерно (еще лучше - оба вместе). Но чтобы попадать в нужную точку, надо хорошо воспроизводить исходное состояние и иметь надежные диаграммы рекристаллизации /(Г,ф, <$> ,d). Для управления структурой вместо пол­ного описания кинетики достаточна многомерная "карта состояний" (рис. 55), например, с границами t_H и t_K в виде гиперплоскости 1 gt (1 /Г, lg 6, lg s) в линеаризующих координатах. Эти границы можно нано­сить, либо зная вид уравнения, кинетики каждого и измерив его кон­станты [303], либо лишь опознав состояния в небольшом числе точек [415]. Далее на множество всех точек одного состояния натягивается выпуклый многогранник и находятся гиперплоскости, равноудаленные 152

Рис.55. Трехмерная диаграмма рекристаллизации аустенита (Fe - 0,08 % С) при температурах горячей деформации со ско­ростью 100 с^-1:

а - диаграмма в линеаризующих координатах 1/Т -lg t - ф, по­строенная по 4³ точкам: А - докритические деформации, В - инкубационный период, С - первичная рекристаллизация, D - рекристаллизованное состояние с неизменным зерном [415]; б - способ построения диаграммы: разделение множеств то­чек М и N гиперплоскостью; полоса неопределенности за­штрихована

от двух многогранников (рис. 55, б) - границы областей. Чем больше размерность пространства, тем уже "щели неопределенности" между многогранниками.

Чтобы гарантировать конечную структуру при колебаниях исходно­го состава, структуры и режимов деформации, нужно вести процесс на наибольшем удалении от всех краев заданного поля карты (например, с наименьшим риском как неполной, так и собирательной рекристал­лизации), в круге, учитывающем неравномерную температуру по сече­нию металла и разогрев от деформации (§1.6), и особо - в макрополо­сах сдвига.

Карта состояний - информационная база оптимального управления в сложном случае многократных деформаций с одного нагрева (как в многоклетьевом стане, где очаги деформации на 1-2 порядка короче расстояния между ними и реализуется несколько циклов статической рекристаллизации: либо после каждого обжатия, либо с накоплением суммы обжатий, но нежелательно обжатие при незавершенной рекри­сталлизации, порождающее разнозернистость). Легко реализуе­мая интерполяция карт в пределах группы материалов дает средство управления конечной структурой после горячей деформации.