ИЗВЕСТИЯ РАИ. СЕРИЯ ФИЗИЧЕСКАЯ, 2007, том 71, № 2, с. 283-286
УДК (669.3+669.12):539.89:548.53
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ НА РОСТ ЗЕРНА ПРИ НАГРЕВЕ МЕДИ И ЖЕЛЕЗА
© 2007 г. Т. И. Чащухина, Л. М. Воронова, М. В. Дегтярев
Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург E-mail: highpress@imp.uran.ru
Стабильность при нагреве ультрадисперсной структуры с высокоугловыми границами, полученной при сдвиге под давлением, зависит от механизма ее образования (динамическая рекристаллизация или наклеп), определяемого температурно-скоростными условиями деформации. Динамическая рекристаллизация не позволяет получить термически стабильную структуру.
При высокотемпературной деформации, когда в материале может развиваться динамическая рекристаллизация (ДР), важным термодинамическим параметром становится скорость деформации. В этом случае структура материала определяется не степенью, как при холодной деформации, а температурой и скоростью деформации. Их совместное влияние учитывается температурно скомпенсированной скоростью деформации - параметром Хол-ломона - Зинера (Х-3) [1]. Значение параметра Х-3 определяет доминирующий структурообразующий механизм релаксации. При высокотемпературной деформации такими механизмами выступают горячий наклеп, динамический возврат, динамическая полигонизация и ДР [2, 3]. При ДР образуются новые высокоугловые границы. Ротационные моды холодной деформации также приводят к появлению новых высокоугловых границ. Существует подход [4], согласно которому эти два механизма характеризуют один и тот же процесс образования комплекса хаотически разориентированных зерен, и большая деформация (даже холодная) всегда сопровождается ДР.
ДР при комнатной температуре обнаружена в меди [5]. Высокое давление не препятствует ее развитию [2, 6]. Можно ожидать, что при сдвиге под давлением структурообразование в меди будет определяться параметром Х-3. Однако соответствующий подход к исследованию не применяют, и эволюцию структуры меди описывают в терминах холодной деформации [7], как, например, в железе, где структура формируется в условиях интенсивного накопления дефектов [8]. Сравнительный анализ эволюции структуры меди и железа с учетом температурно-скоростных условий при деформации сдвигом под давлением позволит установить, всегда ли переход к ротационным модам деформации связан с развитием динамической рекристаллизации.
Образцы меди чистотой 99.99% и железа чистотой 99.97%, диаметром 5 мм, толщиной 0.3 мм деформировали сдвигом под давлением 6 ГПа с углом поворота наковальни от 15° до 15 оборотов. Считали, что в образце структура изменялась сначала так же, как в образцах, деформированных с меньшими углами поворота наковальни, а различия связаны с приращением деформации при дальнейшем повороте. Степень деформации рассчитывали по формуле
è = ln ( 1 + [ф rj hj )1/2 + ln ( h0/hir), (1)
где ф - угол поворота наковальни, r - расстояние от оси вращения, h0 и hir - толщина образца до и после деформации на соответствующем r,.
При сдвиге под давлением температура деформации практически постоянна и близка к комнатной [9]. Вместе с тем при постоянной скорости вращения наковален истинная скорость деформации è , определяемая отношением приращения истинной деформации к соответствующему приращению времени, не одинакова на различных расстояниях от центра образца, и она изменяется с увеличением угла поворота наковальни.
Значения параметра Х-3 (Z) определяли, как в [2]:
ln Z = ln è + (AH/RT ), (2)
где AH = 107 кДж/моль - энергия активации роста зерна в меди [7] или 125 кДж/моль - в железе [10], T = 300 К - температура образца при деформации [9], R - универсальная газовая постоянная. Разброс значений lnZ, связанный с воспроизводимостью результатов, не превышал 0.5.
Параметр Х-3 в ходе деформации меди сдвигом под давлением изменяется в интервале значений 36 < ln Z < 43 (рис. 1а), а в железе - в интервале 43 < < ln Z < 50 (рис. 16). В меди область значений ln Z <
283
9*
ln Z
42
40 38
Деформационное упрочнение
Отдельные 5 зерна ДР 6
7 9
% 40
Деформационное 3 упрочнение
50 48 46 44
Рис. 1. Изменение температурно-скомпенсированной скорости деформации при сдвиге под давлением меди (а) и железа (б); расстояние от центра образца, мм: О -0, ■ - 0.5, Л - 1.0, • - 1.5, О - 2.0; угол поворота наковальни: 1 - 15°, 2 - 45°, 3 - 60°, 4 - 180°, 5 - 1 об., 6 - 2 об., 7 - 5 об., 8 - 10 об., 9 - 15 об.
< 37.5 соответствует развитой ДР. В интервале 38 < 1п 2 < 42 объемная доля рекристаллизованной структуры уменьшается. При 1п 2 > 42 ДР не развивается, в образце наблюдается структура наклепа [11]. При одинаковых степенях деформации в меди формируются структуры разного типа в соответствии с 1п2. При изменении скорости вращения наковален от 1 до 0.3 оборотов в минуту минимальные значения 1п 2 снижаются до 35.5 и 42 в меди и железе соответственно. В результате в меди стадия развитой ДР наступает после меньшего числа оборотов наковальни. Структура железа изменяется в соответствии со степенью деформации [8], а изменения 1п2 в исследованных пределах не оказывают влияния на тип структуры и размеры образующих ее элементов.
В меди, деформируемой при комнатной температуре, невозможно избежать постдинамической рекристаллизации. В интервале 38 < 1п2 < 42 она приводит к образованию в наклепанной матрице отдельных крупных зерен (рис. 2а). Такая структура уже при комнатной температуре термически нестабильна.
В области развитой ДР (1п 2 < 37.5) наибольший размер зерна уменьшается на порядок, структура становится размерно однородной, но сохраняет
20
20
10
0 60
30
-1-
20 40
d, мкм
60
Рис. 2. Распределение элементов структуры по размерам в меди после деформации: а-е = 8.7 при ln Z = 38.5; б-е = 9.5 при ln Z = 37.3 и отжига в-е = 9.5 при ln Z = = 37.3 + 100°C в течение 1 ч.
геометрическую и дислокационную неоднородности зерен (рис. 26), определяющие их различную склонность к росту при нагреве. Изотермический нагрев при 100°С, в течение 1 ч привел к существенному изменению распределения по размерам элементов такой структуры (рис. 26, в). При небольшом изменении наиболее вероятного размера от 0.11 до 0.16 мкм наибольший размер увеличился почти в 100 раз, т.е. небольшой нагрев привел к ка-
а
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРНО-СКОРОСТНЫХ УСЛОВИЙ ДЕФОРМАЦИИ
285
% 40
20
0 12 3
40
20
40
20
=т
1 2
d, мкм
Рис. 3. Распределение элементов структуры по размерам в железе после деформации с е = 8 (а) и отжига при 200°С, 64 ч (•), 450°С, 1 ч (в).
тастрофическому росту отдельных зерен (до 60 мкм). Возможность такого роста обусловлена наличием в структуре до нагрева способных к росту зародышей (зерен, свободных от дислокаций) и движущей силы рекристаллизации (деформиро-
ванной матрицы) [2, 12] (рис. 26). После малой деформации с е = 0.7 сжатием в наковальнях Бридж-мена формируется ячеистая структура, и последующий нагрев при 100°С даже в течение 4 ч не приводит к рекристаллизации. При деформировании сдвигом под давлением с е < 2 ДР в меди не развивается [11]. В отсутствие готовых зародышей температура 100°С недостаточна для начала статической рекристаллизации.
При горячей деформации ферритных сталей смена механизма структурообразования достигается изменением температуры. ДР развивается выше 800°С при 1п 2 < 35 [3]. В нашей работе 1п 2 > 43 (рис. 16), что существенно выше значения, необходимого для развития ДР. Структура железа формируется под влиянием наклепа. Тип и параметры структуры оказываются идентичными по достижении одинаковой степени деформации независимо от скорости. Субмикрокристаллическая структура железа, образованная однотипными микрокристаллитами, имеет такую же высокую размерную однородность, как в меди на стадии развитой ДР (рис. 3а, 26). Рекристаллизация такой структуры, как и ДР меди, развивается ниже температуры формирования зародышей в ячеистой структуре. Однако рекри-сталлизованная структура остается субмикрозер-нистой до 450°С (рис. 36, в) и сохраняет однородность и относительную мелкозернистость до температуры полиморфного превращения.
Таким образом, ротационные моды холодного наклепа и ДР - принципиально различные механизмы образования высокоугловых границ при большой деформации. Однородная по типу и размерам субмикрокристаллическая структура, сформированная в условиях наклепа, демонстрирует высокую термическую стабильность. Структура, образованная при участии ДР, несмотря на высокую размерную однородность, обладает низкой стабильностью.
Работа выполнена при финансовой поддержке программы Президиума РАН "Фундаментальные проблемы физики и химии наноразмерных систем и наноматериалов" - проект № 7 и гранта поддержки ведущих научных школ НШ-778.2003.3.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Бернштейн МЛ, Займовский В.А, Капутки-на М.Л. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. 480 с.
2. Левит ВИ, Смирнов М.А. Высокотемпературная термомеханическая обработка аустенитных сталей и сплавов. Челябинск: Изд-во ЧГТУ, 1995. 276 с.
3. Бернштейн МЛ, Добаткин СВ., Капутки-на Л.М, Прокошкин С.Д. Диаграммы горячей деформации, структура и свойства сталей. М.: Металлургия, 1989. 544 с.
а
4. Кайбышев Р.О. Динамическая рекристаллизация и механизмы пластической деформации в магниевых сплавах и сталях: Автореф. дис. ... д-ра физ.-мат. наук. М.: МИСИС, 1995. 32 с.
5. Быков В.М., Лихачев В.А., Никонов Ю.А. и др. // ФММ. 1978. Т. 45. № 1. С. 163.
6. Смирнова Н А, Левит В.И., Пилюгин В.П. и др. // ФММ. 1986. Т. 61. № 6. С. 1170.
7. Амирханов Н.М., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. // ФММ. 1998. Т. 86. Вып. 3. С. 99.
8. Дегтярев М.В., Воронова Л.М., Чащухина Т.И. и др. // ФММ. 2003. Т. 96. № 6. С. 100-108.
9. Пилюгин В.П. Структурные и фазовые превращения в сплавах железа при деформации под высо
ким давлением: Дис. ... канд. физ.-мат. наук. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 1993. 200 с.
10. Андриевский РА. // Успехи химии. 2002. Т. 71. № 10. С. 967.
11. Дегтярев М.В., Чащухина Т.П., Романова М.Ю., Воронова Л.М. // Докл. АН. 2004. Т. 397. № 2. С. 193.
12. Смирнова НА, Левит В.П, Пилюгин В.П. и др. // ФММ. 1986. Т. 62. Вып. 3.
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.