Transcript Rekrystalizace_2h_2cast

Fyzika materiálů II
Zotavení a rekrystalizace
2. část
Robert Král
[email protected]
Vliv parametrů na rekrystalizaci
Vliv hlavních parametrů na rekrystalizaci zformuloval Turnbull:
 K vyvolání rekrystalizace je nezbytná určitá minimální uložená
deformační energie (minimální zpevnění plastickou deformací).
  deformační zpevnění  pro stejný stupeň rekryst. nutná
 teplota (při stejné době žíhání).
  doba žíhání  pro stejný stupeň rekrystalizace stačí
 teplota (při stejném výchozím deformačním zpevnění)
  velikost výchozího zrna  pro stejný stupeň rekrystalizace
 teplota (při stejné době žíhání)
 Deformace nezbytná k dosažení určitého deformačního
zpevnění roste se zvyšující se teplotou deformace (platí do
rekrystalizační teploty).
Vliv teploty žíhání
Obr. „Vliv teploty žíhání na
rekrystalizaci slitina Fe-3,5%Si
deformovaná 60%.
 teplota  inkubační doba
Obr. Logaritmus doby potřebné pro
rekrystalizaci 50% objemu materiálu
v závislosti na 1/T
 rekrystalizace je tepelně aktivovaná
 řídí se Arrheniovou rovnicí.
Vliv velikosti deformace
Obr. Hliník, deformace v tahu
žíhání při 350 °C.
 deformace  energie
 inkubační doba
Obr. Rekrystalizační diagram
hliníku čistoty 99,6%. (velikost
zrna v závislosti na deformaci a
teplotě žíhání).
Malá deformace (2 až 5%)  při rekrystalizaci výrazné zhrubnutí
zrn v důsledku nukleace malého počtu zárodků
Vliv velikosti zrna
Obr. Měď, válcovaná 93%, žíhaná při T = 225°C
Materiál s menší velikostí zrna + stejná deformace za studena
 uloží se více deformační energie
 zvyšuje se hnací síla rekrystalizace
 kratší inkubační doba
Mění se však i její kinetika (n = 2,7 resp. 1,7).
Vliv velikosti zrna (2)
Výrazně hrubozrnný materiál, při nukleaci
zárodků pouze
 na hranicích zrn, viz obr. b) nebo
 ve smykových pásech, viz obr. c) ),
 výsledná nerovnoměrná velikost zrn
(stejné množství zárodků v jemnozrn. materiálu
 vyšší homogenita rekrystalizace)
Obr.
Rekrystalizace
na smykových
pásech v Cu
Obr. Schematické
znázornění vlivu
velikosti původního
zrna na heterogenitu
nukleace.
Vliv vrstevné chyby
Nízká energie vrstevné chyby (měď, mosaz,
austenitická ocel)
 snadné rozštěpení skluzových dislokací
 obtížný pohyb při příčném skluzu)
 snadná tvorba Lomer-Cottrelovy bariéry
 vyšší zpevnění
 vyšší uloženou deformační energii
Rovina
(= hnací síla rekrystalizace)
příčného
 snažší rekrystalizace
skluzu
(při nižší T, s kratší inkubační dobou).
Šroubová
dislokace
Primární
skluzová
rovina
Obr. Příčný skluz
Vysoká energie vrstevné chyby
šroubové dislokace
 k rozštěpení dislokací nedochází
 dislokace při deformaci za studena velmi pohyblivé
 snadno se pohybují příčným skluzem i šplháním
 více anihilují a tím se snižuje jejich celková hustota
 snažší zotavení  nižší uložená deformační energie
 mnohem vyšší teplota rekrystalizace
Opakování - vrstevné chyby
V první aproximaci z elektrostatického hlediska malý rozdíl mezi
uspořádáním fcc, tj. vrstvení ABCABC… a hcp, tj. ABABAB…
Struktura fcc  nejkratší mřížkový vektor (= směr skluzu) od vrcholu
krychle do středu stěny krychle, např. a/2[101] pro skluz v rovině
(111), viz b1 na obr.
Ale pro atom v pozici B na horní ploše vrstvy A, je nejsnazší posun
nejdříve do pozice C a následně do pozice B sousední s původní.
 atom se tedy v průběhu skluzu ve směru [101]
může pohybovat cikcak mezi polohami
B
C
B
Při posunu z pozice B do pozice C,
vzniká vrstevná chyba v rovině (111).
Uspořádání je dostatečně stabilní,
ale je třeba určitá energie
 výskyt v deformovaných kovech
Obr. Schematické znázornění skluzu v rovině (111) fcc krystalu
Opakování - vrstevné chyby (2)
Částečné dislokace (naz. Shockleyho)
se navzájem odpuzují určitou silou
 vzájemně se od sebe vzdálí, viz obr.
 na skluzové rovině v oblasti mezi
částečnými dislokacemi při tom
vzniknou vrstevné chyby
 oblast má proto vyšší energii Burgersův
vektor
 zabrání dalšímu vzdálení
částečné
částečných dislokací.
dislokace
Šířka „pásku“ vrstevné chyby je
nepřímo úměrná hodnotě energie
vrstevné chyby γSF .
Přidávání příměsí  podstatné
snížení γSF  vznikají velmi široké
rozštěpené dislokace, (např.
mosaz, bronz, austenitická ocel).
Burgersův vektor
úplné dislokace
a/6 [101]
Žádný
skluz
Úplný
skluz
Burgersův
vektor
částečné
dislokace
a/6 [211]
a/6 [112]
Oblast
vrstevné
chyby
Rozštěpěná dislokace v rovině (111)
Opakování - vrstevné chyby (3)
Jakkoli jsou od sebe
dvě částečné dislokace
vzdáleny, jsou spolu
svázány vrstevnou
chybou  musí se
pohybovat společně.
Protínání rozštěpených
dislokací  nutnost
spojení v bodě protnutí
 částečné dislokace v
bodě protnutí trvale
svázány, viz obr.
Rovina
(111)
Obr. Protínání
rozštěpených
dislokací
Vrstevná
chyba
Obdobně příčný skluz
 nutné spojení částečných
dislokací, viz obr. dole.
Stupeň
(jog)
Obr. Příčný skluz
rozštěpené dislokace
Rovina
(111)
Opakování - vrstevné chyby (4)
Další obvyklá porucha vzniká při reakci rozštěpených dislokací na
protínajících se rovinách {111}, viz obrázek níže. Zde kombinace
vpředu se pohybujících částečných dislokací ležících v rovinách
(111) a (111) vytvoří další částečnou
dislokaci, která se někdy nazývá
Vrstevná chyba
schodem (angl. stair-rod).
Shockleyho částečná
Tato skupina
a/6 [112]
částečných dislokací
Shockleyho částečná a/6 [211]
ve směru [101] není
Shockleyho
schopna skluzu
a rovněž přispívá k částečná
a/6 [121]
deformačnímu
zpevnění.
Schod
Dislokační reakcí
(stair-rod) Shockleyho částečná a/6 [121]
a/6 [101]
dojde ke
snížení energie
Obr. Lomerova-Cottrellova bariéra
z a2/6+a2/6 na a2/18.
Vliv čistoty materiálu
Nečistoty posunují
rekrystalizační teplotu
k vyšším hodnotám.
Obr.
Vliv čistoty hliníku
na mikrotvrdost při
žíhání
Mikrotvrdost dle Vickerse
 diamantová pyramida
 definovaná zátěž (100 g, 1000 g)
 HV= zátěž/plochou povrchu pyramidy
Vliv nehomogenity deformační energie
Nehomogenita uložené deformační
energie
 nehomogenita rekrystalizace a
nerovnoměrná velikost zrn
Obr. Malá rekrystalizovaná zrna ve slitině AA8006
(Al-Fe-Si-Mn), TEM. Vysokoúhlové hranice jsou
zobrazeny v typickém proužkovém kontrastu
Obr. Rekrystalizace
nehomogenně
deform. materiálu
(tmavší oblasti
deformovány více)
Dynamické odpevnění
Tváření materiálu za vysokých teplot  mikrostrukturní změny
typické pro statické zotavení a statickou rekrystalizaci již při
deformaci nebo po jejím ukončení = dynamické odpevnění
 dynamické zotavení, již při teplotách Θ  0,3
 dynamická rekrystalizace, při teplotách Θ  0,7.
Dynamické zotavení - obdobné mechanismy jako statický proces:
 příčný skluz
 šplhání dislokací.
Rovněž vznik subzrn
 méně dokonale vyvinuta
 méně pravidelná dislokační struktura nízkoúhlových hranic.
Již během tváření se snižuje hustota dislokací
 dosahované zpevnění kovu nižší, než při tváření za studena.
První stadium deformace  hustota dislokací vzrůstá
 zpevnění + současně odpevnění  vytváření subzrn.
Dynamické zotavení
Po dosažení mezní deformace m  dynamická rovnováha
 hustota dislokací již konstantní
 subzrna zůstávají rovnoosá, stejné velikosti i vzájemné orientace.
Důležitý rys dynamického zotavení - ke změnám mikrostruktury
dochází rovnoměrně v celém objemu materiálu.
Průběh změn viz obr.
Obr. Souhrn
mikrostrukturních změn
při dynamickém zotavení.
Dynamické zotavení (2)
Velikost mezní deformace m, za níž už je napětí konstantní, závisí
na rychlosti deformace
Obr. Deformační křivky
slitiny Al – 1%Mg při
teplotě 400 °C v
závislosti na rychlosti
deformace.
Dynamická rekrystalizace
Stejně jako u statického procesu - nukleace nových zrn a jejich růst.
Kinetika ale odlišná  výsledné vlastnosti závislé na poměru
 rychlosti deformace
 rychlosti rekrystalizace
 rozhodnutí o míře uplatnění odpevňovacích pochodů.
Dynamická rekrystalizace
Základ pro analýzu - závislost skutečného napětí na deformaci při
tváření za tepla
Obr. Deformační
křivky oceli
s obsahem
0,68 % C
při různých
teplotách a
rychlostech
deformace.
Průběh jako křivka 1 charakteristický pro rychlost deformace malou
ve srovnání s rychlostí rekrystalizace
 materiál se vždy po určité dílčí deformaci stačí odpevnit.
Velká rychlost deformace vzhledem k rychlosti rekrystalizace
 po určité deformaci rovnováha a napětí zůstává konstantní (křivky
2, resp. 3). Průběh obdobný jako při deformaci při různých teplotách.
Dynamická rekrystalizace (2)
Potřeba charakteristiky procesů současně z hlediska
 teploty deformace T
 rychlosti deformace 
 definování Zener-Hollomonova parametru Z
 Q 

Z   exp 

 RT 
Potom platí např.
 průběh jako křivka 1 výše  Zener-Hollomon. parametr Z nízký
 maximum křivek výše σmax jednoznačně závisí na Z v širokém
oboru podmínek deformace
 pro dynamickou rekrystalizaci nutná krit. deformace εC
dosažená těsně před maximem σmax křivek. Def. εC monotónně
klesá se Z
Dynamická rekrystalizace (3)
Vysvětlení vlnitého
průběhu deformace
viz obr.
Obr. Souvislost
průběhu křivek
napětí-deformace s
rychlostí rekrystalizace
(„S“ křivky) v dílčích
objemech materiálu:
Na obr. a) je rekrystalizace rychlá  před další deformací je
materiál v dílčím objemu zcela odpevněn  pro další
rekrystalizaci je třeba zvýšit deformaci, při které dojde opět ke
zpevnění a rychlé rekrystalizaci  napětí s deformací kolísá
Na obr. b) je rekrystalizace pomalá  „S“ křivky v různých dílčích
objemech materiálu se překrývají  dynamická rovnováha mezi
zpevněním a (dynamickou) rekrystalizací  napětí je konstantní.
Dynamická rekrystalizace (4)
Vývoj mikrostruktury při dynamické rekrystalizaci viz obr.
První zárodky dynamicky
rekrystalizovaných zrn vznikají na
původních hranicích zrn (při velmi
nízkých rychlostech i uvnitř) a), b)
Další zárodky pak vznikají na hranicích
těchto nových zrn  kolem hranic
původních zrn široké pásy malých
rekrystalizovaných zrn c)
Může dojít i k úplné dynamické rekrystalizaci d)
Dynamická rekrystalizace
 kontinuální proces deformace a nukleace nových zrn
 zrna se následně dále deformují
 velikost rekryst. zrn téměř nezávisí na velikosti původních zrn
Dynamická rekrystalizace – nukleace
Existující modely - růst dynam. rekryst. zrn určován distribucí a
hustotou dislokací (volných i v hranicích subzrn).
Příklad předp. hustoty dislokací v blízkosti migrující hranice viz obr.
Hranice A se pohybuje zleva
doprava do nerekryst. materiálu s
vysokou hustotou dislokací ρm
 po průchodu hranice hustota
dislokací velmi nízká
 pokračující deformace  vyšší
hustota dislokací v novém zrně
 ve velké vzdálenosti se blíží ρm
Přibližná analýza navržená
 Sandström a Lagneborg (1975)
 Roberts a Ahlblom (1978)
Obr. Průběh hustoty dislokací
při dynamické rekrystalizaci
Rozdíl hustoty dislokací  působí síla na migrující hranici ρmGb2
Opakování – síla na dislokaci
Pokud smykové napětí v rovině skluzu je τ, a Burgersův vektor
dislokace je b, je síla působící na dislokaci, tj. síla na jednotku délky
dislokace, F = τb, což si ukážeme.
Jestliže krystal na předchozím obrázku bude mít hranu L, síla
působící na jeho vrchní stěnu bude τ  L2. Tudíž, pokud se poloviny
krystalu navzájem posunou o b, bude práce vykonaná působícím
napětím (= síla  vzdálenost) rovna
E = τ L2b.
Na druhé straně, práce vykonaná při pohybu dislokace (= celková
síla na dislokaci FL  uražená vzdálenost) je rovna
E = FL2,
a srovnáním obou výrazů pro vykonanou práci dostáváme pro sílu
na jednotkovou délku dislokace
F=τb
Opakování – síla na dislokaci (2)
Šroubovou dislokaci uvažujeme jako válcový mezistěn o délce l a
vnějším poloměru r, viz obrázek níže, nacházející se v elasticky
izotropním médiu. Nespojitost ve vychýlení atomů je pouze ve
směru z, tj. rovnoběžném s dislokací.
Elastické deformace musí eliminovat výchylku b na délce 2πr. V
elasticky izotropním materiálu musí k eliminaci výchylky dojít
rovnoměrně podél celého obvodu, takže v polárních souřadnicích je
posuv dán výrazem w=bθ/2π v polárních souřadnicích (r, θ, z).
Odpovídající skluz potom je
 z  b / 2r
a smykové napětí působící na
čela válce
 z  b / 2r
a složky σrr a τrΘ jsou nulové.
Obr. Válcové souřadnice
pro šroubovou dislokaci
Dynamická rekrystalizace – nukleace (2)
Mobilita hranice je M  výsledná rychlost
(1)
dx
2
 M mGb
dt
Střední délka skluzu dislokací L  rychlost přírůstku hustoty
dislokací za migrující hranicí v důsledku pokračující deformace
dána diferenciací rovnice ε = ρbL
d 

(2)
d t bL
d

(3)

3
d x MLGb  m
Hustota dislokací za hranicí dosáhne ρm ve vzdálenosti xc (=
= kritická velikost zárodku) 
MLGb3  m2
xc 

(4)
Dynamická rekrystalizace – nukleace (3)
Nukleace výduťovým (bulge) mechanismem
 Kritická velikost při R=L a platí
2 GB
RL
(5)
E1 - E2
2
(6)
E  GB
xC
E je část k celkové uložené deformační energie ρmGb2
 z rovnice (4) dostáváme podmínku pro nukleaci
2 GB
 m3


kMLGb5
(7)
Proměnné na pravé straně const. za určité teploty
3
 krit. podmínka pro nukleaci = dosažení krit. hodnoty  m / 
Al, čisté Fe  průběžně dochází ke zotavení  pokles hustoty
dislokací  krit. hodnota parametru není nikdy dosažena
Nízké γSF  (Cu, bronz, Ni, nerez ocel)  pomalé zotavení
 kritická hustota dislokací  rekrystalizace.
Dynamická rekrystalizace (5)
Struktura materiálu je tedy
výrazně nehomogenní.
Obr. Částečná dynamická
rekrystalizace v
polykrystalické mědi při
teplotě 400 °C a rychlosti
deformace 2 .10-2 s-1,  = 0,7
Na rozdíl od stat. rekrystalizace
se velikost dynamicky rekryst.
zrn příliš nemění
Obr. Vztah mezi velikostí dynamicky
rekrystalizovaných zrn a velikostí
rekrystalizovaného podílu při deformaci
niklu při 880 °C a rychlostí 5,7 .10-2 s-1.
Dynamická rekrystalizace (6)
Do ukončení deformace nemusí plně proběhnout
 dynamicky vzniklé zárodky a malá zrna (vzniklá do ukončení
deformace) dále rostou za statických podmínek.
 kinetika odlišná od pochodu statického
 mluvíme o metadynamické nebo postdynamické rekrystalizaci.
Dostatečně vysoké teplota deformace + pomalé ochlazování
 v místech s dostatečným deformačním zpevněním za tepla
i klasické statické odpevňovací procesy zotavení a rekrystalizace.
 Konečná struktura kovu může být ovlivněna ději
 dynamickými, probíhají v průběhu defromace
 metadynamickými  struktura v okamžiku ukončení deformace
 statickým zotavením/rekrystalizací během ochlazování.
Struktura ovlivněna
 teplota
 rychlost a velikost deformace
 významný vliv energie vrstevné chyby.
Dynamická rekrystalizace (7)
Vysoká energie vrstevné chyby (slitiny Al)
 především zotavení  typická polygonizovaná struktura,
zachováno určité zpevnění materiálu.
Nízká energie vrstevné chyby (slitiny Cu, γ-Fe)
 po tváření za tepla možná odpevněná struktura blízká
rekrystalizovanému stavu.
Příklad změny vlastností
hliníku a mědi v závislosti na
teplotě deformace viz obr.
Obr. Pokles pevnosti na
mezi kluzu v závislosti na
teplotě deformace u
hliníku a mědi válcované
s redukcí 50%.