» » Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах
28.12.2014

Электроннолучевой никель. В данной теме приведены уравнения для скорости роста зерен при вторичной рекристаллизации и указано, что этот параметр, как и при первичной рекристаллизации, не зависит от времени. Следует, однако, отметить, что экспериментальные данные по кинетике миграции единичных границ относятся в основном к таким материалам, как кремнистое железо, т. е. материалам, содержащим значительное количество примесей. Тем не менее вторичная рекристаллизация может происходить и в чистых металлах под влиянием движущей силы, связанной либо с поверхностной, либо с зернограничной энергией (при наличии резко выраженной однокомпонентной текстуры матрицы). В работе была изучена кинетика вторичной рекристаллизации в фольге электроннолучевого никеля (Ni≥99,9999%). Образцы для исследования изготавливались путем прокатки на 75—90% пластин толщиной 10 мм, вырезанных из крупнокристаллического слитка. Прокатанные пластины были полностью рекристаллизованы при температуре 350° С за 10 ч отжига, о чем свидетельствовало исчезновение фона сплошных дебаевских линий на рентгенограммах, снятых от различных участков пластин. После этого деформация прокаткой была произведена повторно. Окончательная толщина пластин, использованных для исследования, не превышала 0,16 мм. Peкристаллизационный отжиг производился в тех же условиях, что и после первой деформации. Максимальный размер зерна рекристаллизованных образцов не превышал 0,2 мм. Вторичная рекристаллизация изучалась статистическим микроструктурным методом в температурном интервале 400—1000°C.
Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах

Кривые распределения зерен по размерам для образцов, отожженных разное время при 500°С, приведены на рис. 51. По мере увеличения продолжительности отжига изменяется характер кривой за счет вклада крупных зерен в частотное распределение. Некоторое смещение максимума в сторону больших размеров зерен с увеличением продолжительности отжига происходит вследствие нормального роста зерен, который в высокочистом никеле удается затормозить лишь уменьшением толщины образцов до 0,01—0,005 мм. Зависимость Dm=f(τ) для вторичной рекристаллизации, как и для первичной, имеет линейный характер. Скорость миграции единичных границ зерен G резко ускоряется с повышением температуры.
Температурные зависимости G для первичной и вторичной рекристаллизации в изученном нами сорте электроннолучевого никеля даны на рис. 52. Видно, что в обоих случаях эти зависимости имеют экспоненциальный характер. Температурный коэффициент QG, рассчитанный по наклону этих зависимостей, в обоих случаях одинаков и совпадает с энергией активации диффузии по границам зерен в никеле.
Кинетика изменения количества зерен, растущих при вторичной рекристаллизации, характеризуется отсутствием периода нестационарности на начальных этапах отжига и постепенным уменьшением скорости с увеличением времени отжига. Площадь, занятая зернами, растущими при вторичной рекристаллизации, возрастает с увеличением продолжительности изотермического отжига. Резкое возрастание площади наблюдается, если образец с возникшими аномальными зернами поместить в область более высоких температур, причем это связано в основном с ростом ранее возникших зерен.
Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах

Таким образом, закономерности кинетики вторичной рекристаллизации в высокочистом никеле аналогичны кинетике первичной рекристаллизации в поликристаллическом никеле. Следует обратить внимание на очень широкий температурный интервал процесса — более чем 600°. Интересно отметить, что в работе вторичная рекристаллизация в железо-кремниевом сплаве, стимулируемая присутствием частиц MnS, наблюдалась в узком интервале температур, ограниченном областью существования частиц. По-видимому, стабильность матрицы и вторичная рекристаллизация в электроннолучевом никеле не связана с частицами, сдерживающими нормальный рост зерен, о чем свидетельствует заметное увеличение наиболее вероятного размера зерен в процессе (задолго до завершения) вторичной рекристаллизации.
Молибден, слабо легированный титаном. Объектом исследования была фольга толщиной 0,007 см из молибдена, содержащего 0,5% титана, после деформации прокаткой на 80%. Кинетика первичной рекристаллизации изучалась в интервале 1050—1150° С рентгенографическим методом. Температурная зависимость G выражалась уравнением G=6*10в18exp(-170000/RT) [см/сек]. Сравнение параметров G0 и QG слабо легированного молибдена и сильно деформированного монокристалла молибдена электроннолучевой плавки показывает, что для последнего они значительно меньше.
Отжиг молибденовой фольги с 0,5% титана при 1600—2000°С приводит к развитию вторичной рекристаллизации. Температурная зависимость G при этом описывается уравнением G=3,7*10в4ехр(-100000/RT) [см/сек]. Следует обратить внимание на значительное уменьшение параметров G0 и QG при переходе от первичной рекристаллизации к вторичной в молибдене. В электроннолучевом никеле, как показано выше, QG для первичной и вторичной рекристаллизации совпадают. По-видимому, меньшее значение QG в молибденовой фольге при вторичной рекристаллизации связано с уменьшением роли растворимых примесей в процессе миграции границ зерен по мере увеличения температурного интервала процессов. Влияние температуры на величину QG, следовательно, возможно лишь при наличии в металле примесей.
Другие параметры вторичной рекристаллизации аналогичны параметрам для никеля.
Отжиг фольги (в деформированном или первично рекристаллизованном состояниях) при температуре выше 2000° С приводит к нормальному росту зерен — собирательной рекристаллизации. Максимальный размер зерен, который может быть достигнут при собирательной рекристаллизации, ограничен толщиной фольги и во много раз меньше, чем при вторичной рекристаллизации, когда размер зерен соизмерим с размерами исследуемого образца (рис. 53). Температурный коэффициент нормального роста зерен QG≈85 ккал/г*ат, т. е. еще ближе к энергии активации диффузии по границам зерен в молибдене, чем при вторичной рекристаллизации. Уменьшение QG по мере смещения температурного интервала процесса в сторону более высоких температур наблюдалось при первичной рекристаллизации слабо легированного никеля, деформированного до разных ε и может быть связано с рассеянием примесных прослоек, тормозящих миграцию границ, при более высоких температурах.
Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах

Таким образом, вторичная рекристаллизация в слабо легированном молибдене происходит в ограниченном интервале температур (1600—2000°С), как и в кремнистом железе. Авторы связывали температурный интервал вторичной рекристаллизации с областью устойчивости частиц MnS. В молибдене, как показало электронномикроскопическое исследование структуры фольги, это обусловлено присутствием частиц (Mo, Тi)23C6.
Вольфрам. Объектом исследования являлась поликристаллическая вольфрамовая проволока, химический состав которой по шихте представлен в табл. 6. В исходном (после протяжки) состоянии проволока состояла из очень тонких (d≤10в-4 см) волокон, вытянутых вдоль ее оси. Температурные зависимости G для всех партий проволоки, кроме партии 308, описываются уравнением G=2,5*10в12ехр(-11500/RT) [см/сек], а для партии 308 — уравнением G=6,3*10в10exp*(-132000/RT) [см/сек]. Для поликристаллического вольфрама дуговой плавки, деформированного прокаткой на 90%, температурная зависимость G характеризовалась следующими значениями: G0=10в15 см/сек, Qg=180 ккал/г*ат, а для монокристалла вольфрама электроннолучевой плавки G0=1,2*10в10 см/сек и QG=86±3 ккал/г*ат.
Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах

На рис. 54 представлены кривые частотного распределения зерен по размерам для различных выдержек проволоки партии 305 при температурах 1900, 2000 и 2300° С (рис. 55). Кривые распределения для проволоки партий 303 и 304, отожженной в тех же условиях, аналогичны и характеризуют собирательную рекристаллизацию.
Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах

Иной характер имеют кривые распределения зерен по размерам для партий 301 и 307 (рис. 56). С увеличением времени изотермической выдержки кривые сильно вытягиваются в сторону больших размеров зерен без существенного изменения наиболее вероятного диаметра. Это связано с тем, что размер основной массы зерен мало изменяется, происходит перемещение границ единичных зерен, поглощающих при росте более мелкие, т. е. вторичная рекристаллизация. Такой рост зерен характерен для партий 300, 301, 307 и 308. Зерна, растущие при вторичной рекристаллизации в вольфрамовом проволоке, вытянуты в направлении оси проволоки. Температурные зависимости для вторичной рекристаллизации описываются уравнениями G=1*10в3exp*(—86000/RT) [см/сек] для партий 300 и 308 и G=6,3*10в3 ехр (-86000/RT) [см/сек] для партии 307.
Кинетика вторичной рекристаллизации в чистых металлах и слабо легированных сплавах

Температурный коэффициент Qg нормального роста зерен в проволоке партии 305 составляет 92 ккал/г*ат. Сопоставление значений Qg для вторичной (партии 300, 301, 307 и 308) и собирательной (партии 303, 304, 305) рекристаллизации вольфрама показывает, что эти значения близки и практически совпадают с энергией активации диффузии по границам зерен в вольфраме. Для первичной же рекристаллизации QG значительно выше, чем Eгр.
Таким образом, в вольфраме, как и в молибдене, температурный коэффициент скорости миграции высокоугольных границ приближается к Егр по мере смещения температурного интервала миграции в сторону более высоких температур. Эффект обусловлен, как указывалось выше, уменьшением в процессе миграции роли растворимых примесей, присутствующих в вольфраме, по мере повышения температуры.
Аналогичное влияние температуры на параметр Q наблюдался в работах Симпсона, Оста и Вайнгарда при изучении роста зерен в кадмии и свинце, а также слабо легированных сплавах на их основе. Авторы отмечают, что для четвертой стадии роста зерен, наблюдаемой при наиболее высокой температуре отжига, близкой к температуре плавления основного металла, параметр Q имеет очень низкое значение, близкое к энергии активации граничной самодиффузии в свинце. Несколько необычным результатом работ является уменьшение с температурой параметра Q и в высокочистых свинце и кадмии. При отжиге никеля электроннолучевой плавки не наблюдалось влияния температуры на величину Q. Авторы связывают обнаруженный ими эффект с изменением структуры границ посредством превращения, аналогичного аллотропическому фазовому превращению. Глейтер, исходя из существования температурной зависимости энергии границы, предположил, что высокотемпературная модификация «вещества границы» содержит больше пор, чем низкотемпературная. Следует, однако, отметить, что наблюдавшийся в работах эффект температуры может быть связан с загрязнением высокочистых кадмия и свинца в процессе отжигов, атмосферные условия которых авторы не указывают.
Сравнение характера роста зерен в различных партиях вольфрамовой проволоки показывает, что в интервале 1800—2300°С может происходить либо вторичная, либо собирательная рекристаллизация в зависимости от незначительных вариаций состава, связанных с несколько отличающимся составом добавок, вводимых в шихту. Значит, характер роста зерен весьма чувствителен к микропримесям, содержащимся в металле.