» » Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации
27.12.2014

Высокоугольные границы. В настоящее время достаточно надежно установлено, что процессы, связанные с образованием и ростом зародышей (фазовые превращения, первичная рекристаллизация), легче развиваются при наличии в кристаллическом материале участков с нарушениями периодичности расположения атомов (границы зерен, двойников и т. д.). Имеются указания, что в процессе рекристаллизации границы зерен играют особую роль, являясь местами преимущественного зарождения центров на начальных этапах процесса. Ниже приведены результаты изучения рентгеновским методом температурных зависимостей G в сильно деформированных металлах в поликристаллическом состоянии. Во всех случаях температурная зависимость G имела экспоненциальный характер (рис. 34). Значения параметров G0 и QG, определенные графически для некоторых чистых металлов, приведены в табл. 4. При расчете G по времени изометрического отжига т, соответствующего появлению первых «уколов» на рентгенограммах неподвижных образцов в характеристическом Cu—Кα-излучении, инкубационный период τ0 принимался равным нулю. Для первых центров рекристаллизации это было экспериментально обосновано электронномикроскопическим изучением структуры частично рекристаллизованной никелевой фольги. При исследовании использовался чистый карбонильный никель, переплавленный в вакууме (99,99% Ni), продеформированный прокаткой примерно на 97% (рис. 35).
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

В слабо деформированном поликристаллическом никеле с устойчивым мелким зерном матрицы изучение кинетических параметров рекристаллизации N и G проводилось с использованием статистического микроструктурного метода.
Зависимости максимального размера центров Dm от времени изотермического отжига τ для никеля, деформированного на 5,8%, представлены на рис. 36. Видно, что кинетика увеличения Dm в слабо деформированном поликристаллическом никеле характеризуется отсутствием инкубационного периода τ0, как и в сильно деформированном никеле (см. рис. 35). Значит, отсутствие инкубационного периода на зависимостях Dm=f(τ) связано с наличием высокоугольных границ, поскольку в сильно деформированном монокристалле никеля сопоставимой степени чистоты τ0 имеется (см. рис. 28).
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Скорость роста центров рекристаллизации G в слабо деформированном никеле постоянна во времени (см. рис. 36) и экспоненциально зависит от температуры. Температурный коэффициент Qg для степеней деформации 4,9 и 5,8% оказался равным примерно 46 ккал/г*ат. Такая же величина QG характеризует рост центров рекристаллизации в этом никеле после сильной деформации (см. табл. 4), т. е., как и в монокристаллах, QG не зависит от степени деформации.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

При изучении кинетики образования центров рекристаллизации в слабо деформированной никелевой фольге обнаружено, что величина N в изотермических условиях отжига возрастает во времени, но, в отличие от монокристаллов, не имеет точек перегиба. Полученные экспериментально значения скорости образования в функции времени были сопоставлены с уравнением Аврами. Оказалось, что это уравнение удовлетворительно описывает кинетику образования центров рекристаллизации в слабо деформированном поликристаллическом никеле.
Сравнение величин N для монокристалла никеля вакуумной плавки, деформированного на 80%, и поликристаллической никелевой фольги, слабо деформированной растяжением, показывает, что в сильно деформированном монокристалле N в 2—3 раза меньше. Это указывает на существенную роль границ зерен как участков, облегчающих зарождение при рекристаллизации. Роль границ столь велика, что она даже превышает роль степени деформации в зарождении.
Отсутствие инкубационного периода при росте первых центров рекристаллизации и отсутствие периода нестационарности при их зарождении в поликристаллическом никеле имеют, следовательно, одну и ту же природу и обусловлены наличием высокоугольных границ, облегчающих образование первых центров рекристаллизации. Скорость роста центров, однако, определяется степенью упрочнения, и для одного и того же сорта никеля при одинаковой степени деформации и температуре в моно- и поликристаллическом состояниях образцов имеет близкие значения.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Растворимые примеси. Вопрос о тормозящем влиянии примесей, даже в очень малых количествах, на процессы миграции границ при первичной рекристаллизации и росте зерен в настоящее время уже не является дискуссионным. Иногда обнаруживаемое экспериментально ускорение миграции в присутствии малых примесей связано, как правило, с использованием в качестве основы недостаточно чистых металлов и с рафинирующим воздействием вводимых примесей. Что касается вопроса о влиянии легирования на параметр N, то здесь нет единого мнения даже о характере воздействия примесей.
В работах исследовано влияние легирования на параметры кинетики рекристаллизации N и G металлов в монокристальном и поликристаллическом состоянии при различной степени деформации. Результаты этих исследований изложены ниже.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

На рис. 37 приведены зависимости Dm=f(τ), полученные статистическим микроструктурным методом, для сильно деформированных монокристаллов никеля. Видно резкое ускорение роста первых центров рекристаллизации при переходе от монокристалла никеля, выращенного методом Чохральского в вакууме (99,99% Ni), к монокристаллу электроннолучевого никеля (Ni≥99,999%). Величина G для двух указанных сортов никеля составляет при 288°С соответственно 2,1*10в-7 и 4,9*10в-5 см/сек-1, т. е. отличается более чем в 200 раз.
Следует отметить, что температурная зависимость G в двух указанных сортах монокристального никеля также резко различна (см. табл. 2): G=1*10в13 ехр*(-50000/RT) в никеле вакуумной плавки и G=4*l0в6 exp(-28000/RT) в электроннолучевом никеле. Как видно из приведенных уравнений, уменьшение степени чистоты никеля приводит к резкому возрастанию обоих параметров скорости — G0 и QG. В никеле высокой степени чистоты параметр QG близок к значению энергии активации диффузии по границам зерен.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Изучение влияния малых растворимых добавок на кинетику роста центров рекристаллизации проводилось на монокристаллах сплавов никеля с 1 ат.% молибдена и 0,02 ат.% титана. Геометрические условия деформации монокристаллов никеля и сплавов были эквивалентны (см. табл. 2). Степень деформации прокаткой составляла 80%. Образцы сплава Ni+1% Mo отжигались при 510, 535 и 560° С, сплава Ni+0,02% Ti — при 438, 470 и 492° С. Характерные зависимости Dm=f(τ) для изученных монокристаллов сплавов приведены на рис. 38. Обращает на себя внимание следующее: скорость роста центров рекристаллизации в монокристаллах сплавов, как и в чистом никеле, постоянна во времени до столкновения отдельных растущих центров; инкубационный период to может сохраняться и в монокристаллах сплавов Ni + Mo, но не всегда (в Ni+Ti инкубационный период отсутствует). Возможно, отсутствие τ0 на зависимостях Dm=f(τ) в сплаве Ni+Ti обусловлено содержащимися в этом сплаве мелкодисперсными включениями второй фазы (см. ниже).
Добавка к чистому никелю малых растворимых примесей молибдена и титана приводит к резкому уменьшению G никеля, температурная зависимость G также изменяется. О тормозящем влиянии примесей свидетельствует и смещение температурных зависимостей G в сплавах в сторону более высоких (по сравнению с чистым никелем) температур. Эти зависимости могут быть описаны уравнениями (см. табл. 2) G=4,5*10в7 ехр X X (—50000/RT) [см/сек] для Ni+1%Мо и G = 4,0*10в9*exp (50000/RT) [см/сек] для Ni+0,02% Ti. Легирование никеля меньшими количествами молибдена приводит к меньшему тормозящему эффекту.
Следует, однако, отметить, что разница в значениях G никеля и сплавов существенно возрастает при повышении степени чистоты никеля. Например, для поликристаллического никеля, очищенного электроннолучевой переплавкой в вакууме, температурная зависимость G выражается уравнением G=2,5*10в3 ехр*(-26000/RT) [см/сек], в котором коэффициент QG уже практически совпадает с энергией активации диффузии по границам зерен никеля.
Уменьшение эффективности добавляемых примесей при повышении концентрации обнаруживается и на сплавах никеля, выплавленных в вакууме. Например, при добавлении к никелю 1 ат.% молибдена параметр Qg возрастает до 88 ккал/г*ат. Последующие добавки молибдена приводят к весьма незначительному увеличению Qg до 90 ккал/г*ат. Такое значение Qg сохраняется в сплаве, содержащем примерно 20 ат.% молибдена.
В сплавах Ni + Cr при изменении концентрации хрома от 1 до 30 ат.% Qg увеличивается от 80 до 90 ккал/г*ат, т. е. значительно меньше, чем при добавлении 1 ат.% хрома к никелю.
Аналогичный эффект насыщения наблюдался и в других никелевых сплавах в поликристаллическом состоянии. Особенно ярко он проявляется при исследовании рекристаллизации в трехкомпонентных сплавах, например Ni + Cr + Mo, Ni + Cr + Ti, Ni + Cr + Al. В этих случаях эффективность добавок молибдена, титана, алюминия к нихрому, содержащему 20 ат.% хрома, гораздо меньше, чем при легировании равными количествами указанных примесей чистого никеля.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Эффект насыщения обусловливает меньшую эффективность примесей, вводимых в недостаточно чистый металл, что наблюдалось, например, в работе. Рис. 39 иллюстрирует влияние 1 ат.% молибдена на G никеля разной степени чистоты после деформации на 80% в монокристальном и поликристаллическом состоянии. Видно, что при сопоставимой степени чистоты температурная зависимость G в монокристальном и поликристаллическом никеле практически совпадает. Молибден оказывает сильное тормозящее влияние на кинетику роста центров рекристаллизации никеля высокой чистоты, однако эффективность добавок молибдена понижается при наличии в никеле малых примесей других элементов, не удаляющихся при переплавке.
Таким образом, рост центров рекристаллизации в сильно деформированном никеле, как в монокристальном, так и в поликристаллическом состояниях, резко тормозится в присутствии очень малых количеств примесей; с увеличением концентрации примесей наблюдается эффект «насыщения». Интенсивность влияния различных примесей на параметр G зависит от природы примесей.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Описанные выше закономерности влияния примесей на кинетику роста центров рекристаллизации наблюдались при исследовании не только никеля и его сплавов, но и целого ряда металлов в поликристаллическом и в монокристальном состояниях.
Температурные зависимости G для монокристаллов ряда металлов с различным содержанием примесей представлены на рис. 40 (θ — приведенная температура). Рисунок иллюстрирует резкое влияние примесей на параметр G. В никеле чистотой 99,99% Ni при θ=1/3 параметр G меньше 10в-6 см/сек, в то время как в этом же никеле после его дополнительной очистки электроннолучевой плавкой при той же 0 и после сопоставимой деформации G=10в-4 см/сек (т. е. более чем в 100 раз больше). При этом оказывается, что примеси влияют и на температурную зависимость G, определяемую наклоном lg G к оси 1/0. Поэтому не безразлично, какую именно величину 0 выбрать для сравнения поведения при отжиге различных металлов. Следует также учесть, что тормозящий рекристаллизацию эффект микропримесей зависит от ряда физических свойств основного металла и примесных элементов и не может быть одинаковым в разных металлах, полученных разными способами и содержащих разные примесные элементы.
Следует обратить внимание на взаимное влияние примесей (см. рис. 40). В работе исследовалась кинетика рекристаллизации в слабо легированных сплавах Ni+Mo и Mo+Ni. В обоих случаях имело место замедление роста центров в сплаве по сравнению с чистым металлом. Иногда такое взаимное влияние добавляемых компонентов в двухкомпонентных системах наблюдалось и другими авторами на поликристаллических материалах.
С уменьшением степени деформации влияние примесей на параметр G ослабевает. На рис. 40 приведены температурные зависимости G для электроннолучевого никеля и сплава никеля с 1 ат.% молибдена после прокатки на 15%. Видно, что разница G в никеле и сплаве (в изученном интервале температур) после слабой деформации существенно ниже, чем после сильной деформации (80%) (ср. линии 10 и 11 с линиями 1 и 9). Это видно также из сравнения температурных интервалов рекристаллизации в чистом и легированном никеле после слабой и сильной деформации. В электроннолучевом никеле, прокатанном на 80%, параметр G имеет экспериментально определимые значения (см. выше) в температурном интервале 200—300° С, в сильно деформированном сплаве Ni + Mo в интервале 500—560° С. В слабо деформированных (ε=15%) никеле и сплаве — соответственно 580—650 и 650—710° С. Сопоставление показывает, что если в слабо деформированных кристаллах чистого и легированного молибденом никеля можно экспериментально изучать кинетику роста центров рекристаллизации при одной и той же температуре, то после сильной деформации это практически не осуществимо.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

В поликристаллических материалах, как и в монокристаллах, с уменьшением степени упрочнения примесный эффект ослабевает. На рис. 41 приведены температурные зависимости G для сплава никеля с 1 ат.% молибдена, выплавленного в вакууме на основе карбонильного никеля (99,99% Ni), продеформированного прокаткой на 20 и 80%. Для сравнения на этом же рисунке приведены температурные зависимости G для чистого карбонильного никеля. Видно, что добавка молибдена резко тормозит рост центров рекристаллизации никеля при сильных деформациях. При ε=20% влияние молибдена значительно слабее: если при ε=80% величина G при добавлении молибдена уменьшается на 3 порядка, то при е = 20% она уменьшается всего на 1,5 порядка. Как и в случае чистого никеля, в сплаве Ni + Mo параметр QG не зависит от степени деформации.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Еще слабее выражено влияние молибдена после малой деформации растяжением (ε=5,8%) (рис. 42). Разница в величине G никеля и сплава невелика (в пределах одного порядка) и можно наблюдать в них рекристаллизацию в одном и том же интервале температур.
Перейдем к рассмотрению механизма влияния примесей на параметр G чистых металлов. Еще сравнительно недавно некоторыми авторами предпринимались попытки объяснить влияние небольших количеств примесей на скорость миграции высокоугольных границ, влиянием их на объемную самодиффузию атомов основного металла в результате увеличения сил связи атомов металла-растворителя. Однако, как было показано в работе, уменьшение растворимыми примесями параметра G на несколько порядков больше изменения в их присутствии коэффициента объемной самодиффузии и модуля упругости. Многочисленные эксперименты на поликристаллическом никеле и его сплавах показали, что примесный эффект связан с неоднородным распределением примесных атомов в объеме металла, с локальными скоплениями примесей в области мигрирующих границ.
Выше был приведен обзор экспериментов Оста и Раттера по влиянию малых количеств примесей на процесс миграции высокоугольных границ. Показано, что примеси чрезвычайно резко тормозят миграцию произвольных границ. Частично сопряженные границы, которые являются сравнительно «чистыми», меньше зависят от концентрации примесей.
Обогащение произвольных границ примесными атомами связано с уменьшением при этом свободной энергии металла (или слабо легированного сплава) (см. уравнение (26)) и тем сильнее выражено, чем больше величина ΔНп, т. е. чем больше отличаются атомы примеси и основного металла по размерам, электронной структуре и т. д. Таким образом, горофильность примеси по отношению к основному металлу обусловлена искажениями, создаваемыми примесными атомами в решетке основного металла, а не только уменьшением поверхностной энергии граничной прослойки в присутствии примесей.
С этим представлением вполне согласуется возможность взаимного влияния примесей на параметр G чистых металлов в двухкомпонентных системах, которое наблюдалось экспериментально в системе никель—молибден (см. табл. 2). Если горофильность примесей связывать только с поверхностной энергией, то эффект взаимного влияния малых примесей на параметр G объяснить невозможно.
При наличии примесной прослойки на границе растущего центра рекристаллизации скорость его роста в зависимости от температуры описывается уравнением (27). Из этого уравнения видно, что в металлах, содержащих примеси, параметры G0 и QG должны быть значительно больше, чем в чистых металлах. В металлах высокой степени чистоты QG=Eгр является истинной энергией активации процесса миграции, т. е. энергией, требуемой для перевода атома, принадлежащего деформированной матрице, в активированное состояние. При наличии в граничной прослойке примесных атомов QG=Eгр+ΔHп и существенно зависит от количества и от природы примесей, так как в этих случаях изменяется величина ΔHп.
Эффект насыщения связан с насыщением граничных прослоек примесными атомами. Этим же обусловлено и более слабое влияние примесей, вводимых в твердый раствор. Горофильность примесей в таком случае проявляется лишь тогда, когда ΔHп новой примеси превышает ΔHп примеси, уже содержащейся в растворе.
Повышение температуры должно приводить к уменьшению относительной роли примесей в процессе миграции вследствие рассеивания примесных прослоек.
Дисперсные частицы. Одной из первых работ, в которой получила развитие мысль о более сильном тормозящем рекристаллизацию влиянии легирующих элементов, образующих выделения, по сравнению с их влиянием в пределах твердого раствора, была работа В. И. Ивероновой. На примере двухкомпонентных сплавов нескольких систем В. И. Иверонова показала, что в области, близкой к насыщению твердого раствора, влияние легирования может существенно превышать эффект, достигаемый при малых концентрациях добавляемых элементов.
Температурная зависимость G для сильно деформированного стареющего сплава системы Ni+Cr+Al+Ti приведена на рис. 43. Для сравнения на этом же рисунке представлены температурные зависимости G двойных и тройных (на основе Ni + 20%Cr) сплавов с тем же количеством алюминия и титана, что и в сплаве из четырех компонентов. Из рис. 43 следует, что в сплаве из четырех компонентов замедление рекристаллизации титаном и алюминием не пропорционально их влиянию в случае тройных твердых растворов, а намного превосходит его. Значит, в этом случае большую роль играет тот факт, что в сплаве из четырех компонетов эти примеси образуют с никелем дисперсные частицы второй фазы. Действительно, при микроструктурном исследовании такого сплава в процессе рекристаллизационных отжигов обнаружено заметное развитие распада пересыщенного твердого раствора. Размер и форма выделений, а также распределение их в объеме сплава существенно зависят от температуры и продолжительности рекристаллизационного отжига в том случае, если сплав был подвергнут деформации при комнатной температуре в закаленном состоянии.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Тормозящее влияние дисперсных частиц на рост центров рекристаллизации наблюдалось и в других металлических системах, в частности в ряде металлов с ОЦК-решеткой. Температурные зависимости G железа с разным содержанием углерода приведены на рис. 44. Наиболее чистое из исследованных сортов железа — карбонильное, восстановленное в водороде (99,99% Fe), содержащее — ~4,5*10в-3 % углерода, ~1*10в-5% кремния, следы меди, никеля, молибдена. Сплавы выплавлялись на основе электролитического железа, содержащего 0,01% С, 0,056% Mn, 0,057% Si, 0,056% Cu и 0,004% Р. Количество углерода в сплавах изменялось от 0,01 до 0,05%.
Из рис. 44 наглядно видно влияние углерода, образующего карбидные включения, на параметр G железа (в железе растворяется всего ≈2,5*10в-3% С при 450° С). Различие параметров G для сплавов двух плавок с одинаковым содержанием углерода обусловлено, по-видимому, разным содержанием в них растворимых примесей, особенно газообразных, попадающих в сплавы при выплавке.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

При переходе от сплавов к чистому железу и по мере повышения степени чистоты железа наблюдается заметное уменьшение параметра QG. Для карбонильного железа (99,99% Fe) температурная зависимость G описывается уравнением G=1,6*10в10 exp*(-49000/RT) [см/сек]. В сплавах Fe + C, содержащих до 0,05% С, параметр QG возрастает примерно до 60 ккал/г*ат. Увеличения параметра G0 в этих сплавах не наблюдается, по-видимому, в связи со значительной загрязненностью исходного железа растворимыми примесями.
В железе, очищенном зонной плавкой, температурная зависимость G существенно изменяется; G=3*10в3 ехр (-32000/RT) [см/сек]. Параметр Qg для этого железа близок к энергии активации граничной самодиффузии.
Интересно отметить, что температурная зависимость G электроннолучевого никеля и железа высокой чистоты, продеформированных в одинаковых условиях, очень близки, а для более загрязненных металлов G никеля примерно в 20 раз больше, чем у железа.
Влияние частиц на величину G вольфрамовой проволоки показано на рис. 45. Температурная зависимость G вольфрама, содержащего большое количество включений (1), сдвинута в сторону высоких температур по сравнению с более чистым вольфрамом (2). Особенности первичной рекристаллизации в большом количестве технически важных сплавов, содержащих дисперсные частицы, рассмотрены в монографии С. С. Горелика. Автор привел обзор литературных данных, подтверждающих существенное повышение температуры начала рекристаллизации в присутствии частиц.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

К сожалению, эти данные не могут быть сопоставлены с теорией, поскольку они относятся не к определенному параметру кинетики рекристаллизации, а к температуре рекристаллизации, не имеющей, строго говоря, физического смысла. Тем не менее эти сведения имеют практическое значение и хорошо иллюстрируют роль частиц в рекристаллизационном разупрочнении.
Как было показано выше, степень влияния включений на скорость рекристаллизационных процессов зависит от их размера и распределения в объеме. В связи с этим многие авторы отмечают, что эффективность легирования сплавов с компактной кристаллической решеткой максимальна, если сплавы подвергать обработке и отжигу в закаленном состоянии (например, сплавы магния с Al и Nd, сплавы на основе алюминия и меди и др.). В процессе механико-термической обработки сплавов сложного состава распад твердого раствора и выделение дисперсных фаз оказывает комплексное воздействие на свойства сплавов. Сплавы упрочняются как в результате создания препятствий скольжению при горячей деформации, так и в результате торможения рекристаллизации в процессе обработки. Такой эффект наблюдался в ряде экспериментальных работ.
Влиянию частиц на рекристаллизационные процессы в последние годы уделяется большое внимание в мировой литературе. Следует отметить работу Кестера, в которой рассмотрено протекание рекристаллизации не только при наличии дисперсных частиц, но и в двухфазных сплавах, в которых различные фазы составляют отдельные кристаллиты.
Легирование и зарождение. На рис. 46 приведены зависимости N=f(τ) при 288°С для сильно деформированных монокристаллов никеля печной вакуумной и электроннолучевой плавки. Видно, что примеси сильно тормозят образование центров при всех изученных временах отжига, вплоть до завершения рекристаллизации. Однако в обоих монокристаллах кинетика зарождения может быть описана одним и тем же уравнением (41).
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

Значения параметров N, Is и tп для монокристаллов никеля разной чистоты при одной и той же температуре отжига (288° С) приведены в табл. 3. Видно, что значения Is и N никеле вакуумной плавки значительно меньше, a tп во много раз больше, чем в никеле электроннолучевой плавки. Интересно отметить, что примеси, содержащиеся в никеле вакуумной плавки, на температурную зависимость G влияют так же, как и на температурную зависимость Is: температурный коэффициент Qx, рассчитанный по наклону этой зависимости, совпадает с температурным коэффициентом QG для монокристалла никеля вакуумной и электроннолучевой плавки.
Таким образом, скорость образования центров рекристаллизации в более загрязненном никеле уменьшается в связи с уменьшением параметров N и Is и увеличением tн.
Выше были рассмотрены результаты по кинетике роста центров рекристаллизации в слабо легированных молибденом и титаном монокристаллах никеля. В этих же монокристаллах изучалась и кинетика образования центров рекристаллизации. В сплаве Ni+Mo, как и в никеле, кинетика зарождения хорошо описывается уравнением (41) с нестационарностью процесса на начальных этапах отжига. В сплаве Ni+Ti период нестационарности отсутствует и зависимость N=f(x) выражается уравнением (33). В этом сплаве отсутствует и инкубационный период то на зависимостях Dm=f(%). Поэтому следует полагать, что в указанном сплаве облегчено образование первых центров рекристаллизации. По-видимому, это связано с присутствием некоторого количества дисперсных частиц, попадающих в сплав при выплавке и облегчающих образование первых центров, рост которых, однако, тормозится растворенным в никеле титаном. Некоторые авторы отмечают тормозящее влияние мелкодисперсных выделений на параметр N, например в работе. Необходимо отметить, что в этой работе не проводилось подробное количественное изучение параметров кинетики рекристаллизации.
В табл. 3 приведены параметры, характеризующие зарождение центров рекристаллизации в рассматриваемых монокристаллах сплавов. Видно заметное уменьшение Is в сплавах по сравнению с электроннолучевым никелем. (Температурный интервал рекристаллизации в сплавах смещается в сторону более высоких температур. Если экстраполировать экспоненциальную температурную зависимость Is в температурный интервал рекристаллизации чистого никеля, то для сплавов в этом интервале значения Is окажутся гораздо меньшими, чем для никеля). Параметр N в сплавах также намного меньше, чем в чистом никеле.
Уменьшение N растворимыми примесями приводит к укрупнению зерна в полностью рекристаллизованных слабо легированных сплавах (по сравнению с чистыми металлами). Кривые распределения зерен по размерам в полностью рекристаллизованных сильно деформированных монокристаллах электроннолучевого никеля и сплава Ni+Ti приведены на рис. 47. Видно, что добавка к никелю 0,02% Ti заметно укрупняет рекристаллизованные зерна, причем увеличивается не только наиболее вероятный размер зерна, но и вклад укрупненных зерен в частотное распределение. Укрупнение зерен в рекристаллизованных монокристаллах при легировании наблюдалось только после сильной деформации.
Влияние разных факторов на кинетику образования и роста центров рекристаллизации

В слабо деформированных монокристаллах никеля легирование молибденом не приводит к заметному изменению распределения зерен по размерам после завершения первичной рекристаллизации, что связано, по-видимому, с меньшей ролью примесей при рекристаллизации слабо деформированных металлов (см. табл. 3). Это, как указывалось выше, отмечалось и в отношении параметра G.
Таким образом, примеси, даже в очень малых количествах, тормозят образование центров рекристаллизации. Растворимые добавки не приводят к изменению характера временной зависимости N, в то время как дисперсные частицы второй фазы, облегчающие зарождение первых центров рекристаллизации, резко уменьшают период нестационарности.
Результаты, изложенные в настоящей главе, позволяют заключить, что к проблеме повышения жаропрочности металлических материалов следует подходить с учетом механизма разупрочнения. Последний, как было показано, определяется двумя структурными параметрами: типом кристаллической решетки и величиной γ(при неизменном типе решетки). ОЦК-металлы разупрочняются в процессе полигонизации, металлы с компактной решеткой — в процессе первичной рекристаллизации. Повышение жаропрочности последних может быть достигнуто легированием, причем наиболее эффективно введение в материал либо получение в процессе обработки мелкодисперсных включений второй фазы.
Повышение жаропрочности большинства тугоплавких металлов с ОЦК-решеткой может быть достигнуто легированием растворимыми добавками, снижающими подвижность дислокаций. Как было показано ранее, это либо микролегирование, либо макролегирование с целью снижения диффузионной подвижности атомов или уменьшения γ.
Следует иметь в виду, что в тугоплавких ОЦК-металлах всегда присутствуют частицы, однако это не приводит к заметному замедлению полигонизации.
Большую роль играет форма, размер и распределение частиц, тормозящих рекристаллизацию в металлах с компактной кристаллической решеткой. Во всех случаях эффект возрастает с уменьшением размера частиц. Крупные частицы способствуют зарождению рекристаллизованных зерен.