Рекристаллизационный отжиг металла

Рекристаллизационный отжиг — это процесс термообработки, используемый для изменения свойств холодного металла. В этой статье обсуждаются причины предварительного формирования рекристаллизационного отжига, металлургические изменения, которые происходят внутри металла при холодной обработке и отжиге, влияние этих металлургических изменений на свойства металлов, а также влияние температуры и времени отжига на конечную микроструктуру и свойства отожженных металлов.

Содержание

1 Принцип
2 Этапы процесса
3 Рекристаллизационный отжиг на примере сплава Тантала
4 Результаты и обсуждение

Принцип

Многие процессы изготовления металла включают холодную обработку, такую как лист холодной прокатки и листовая сталь, волочение проволоки и глубокая волочение. В связи с металлургическими изменениями, которые происходят с металлом при холодной обработке, пластичность металла уменьшается с увеличением объема холодной обработки. Наступает момент, когда дополнительная холодная обработка невозможна без образования трещин в металле. На этом этапе необходим рекристаллизационный отжиг металла.

Во время этого процесса отжига происходят металлургические изменения, которые возвращают металл в его состояние после холодной обработки. Эти изменения приводят к снижению текучести металла и прочности на растяжение, а также к повышению его пластичности, что обеспечивает дальнейшую холодную обработку. Для того чтобы эти изменения произошли, металл должен быть нагрет выше температуры его рекристаллизации. Температура рекристаллизации для конкретного металла зависит от его состава.

Металлургические эффекты холодной обработки

Во время холодной обработки увеличивается число дислокаций в металле по сравнению с его предварительно холодной обработкой. Дислокации являются дефектами в расположении атомов в металле. Увеличение числа дислокаций приводит к увеличению выхода металла и прочности на разрыв и снижению его пластичности. После определенного количества холодных работ металл не может быть подвергнут холодной обработке без растрескивания. Степень холодной обработки, которую конкретный металл может выдержать перед растрескиванием, зависит от его состава и микроструктуры.

Металлургические эффекты рекристаллизационного отжига

Во время рекристаллизационного отжига в холодном металле образуются новые зерна. Эти новые зерна имеют значительно уменьшенное количество дислокаций по сравнению с металлом холодной обработки. Это изменение возвращает металл в состояние после холодной обработки, с более низкой прочностью и повышенной пластичностью.

В течение продолжительного времени при температуре отжига некоторые из вновь образованных зерен растут за счет соседних зерен. Некоторое дальнейшее снижение прочности и повышение пластичности увеличивается по мере того, как средний размер зерна увеличивается во время фазы роста зерна в процессе отжига.

Конечный размер зерна зависит от температуры отжига и времени отжига. Для конкретной температуры отжига, поскольку время при температуре увеличивается, размер зерна увеличивается. В течение определенного времени отжига по мере увеличения температуры размер зерна увеличивается. Кусок металла с крупными зернами имеет меньшую прочность и пластичность, чем кусок металла из того же сплава с более мелкими зернами.

Металл после рекристаллизационного отжига

На рисунке показаны микрофотографии латунного сплава, который был подвергнут холодной прокатке до 50% его первоначальной толщины и отожжен при двух разных температурах. На рисунке слева показана микроструктура холоднокатаного образца. Центральная фигура показывает микроструктуру образца, который был подвергнут холодной прокатке и затем отожжен при 1022 ° F (550 ° C) в течение 1 часа. На рисунке справа показана микроструктура образца, который был подвергнут холодной прокатке и затем отожжен при 1202 ° F (650 ° C) в течение 1 часа.

Холоднокатаный образец имел предел текучести 80 тыс.фунтов / кв.дюйм (550 МПа). Образец, который был отожжен при 1022 ° F (550 ° С) в течение 1 часа, имел предел текучести 11 тыс. Фунтов / кв. Дюйм (75 МПа). В этом образце много мелких зерен. Образец, который был отожжен при 1202 ° F (650 ° C) в течение 1 часа, имел предел текучести 9 тыс. Фунтов / кв. Дюйм (60 МПа). Меньше крупных зерен присутствовало в этом образце по сравнению с центральным образцом.

Другая причина перекристаллизации отжига

В дополнение к включению дополнительной холодной обработки, рекристаллизационный отжиг также используется в качестве конечного этапа обработки для получения металлического листа, пластины, проволоки или прутка с определенными механическими свойствами. Регулирование температуры и времени отжига, скорости нагрева до температуры отжига и количества холодной обработки перед отжигом важно для получения нужного размера зерна и, следовательно, требуемых механических свойств.

Этапы процесса

Рекристаллизация — это процесс, при котором деформированные зерна заменяются новым набором недеформированных зерен, которые образуются и растут до тех пор, пока исходные зерна не будут полностью израсходованы.
Перекристаллизационный отжиг — это процесс отжига, применяемый к металлу холодной обработки для получения зародышеобразования и роста новых зерен без изменения фазы. Эта термическая обработка устраняет результаты тяжелой пластической деформации холодных штампованных деталей высокой формы. Отжиг эффективен при применении к закаленным или холоднокатаным сталям, которые перекристаллизовывают структуру с образованием новых ферритовых зерен.
Перекристаллизация обычно сопровождается снижением прочности и твердости материала и одновременным увеличением пластичности.
Таким образом, процесс может быть введен в качестве преднамеренного этапа обработки металлов или может быть нежелательным побочным продуктом другого этапа обработки.
Наиболее важным промышленным применением является размягчение металлов, ранее закаленных в результате холодной обработки, которые утратили свою пластичность, и контроль структуры зерна в конечном продукте.
Перекристаллизация определяется как процесс, при котором зерна кристаллической структуры приобретают новую структуру или новую кристаллическую форму.
Точное определение рекристаллизации сложно сформулировать, поскольку этот процесс тесно связан с несколькими другими процессами, в частности, с извлечением и ростом зерна.
В некоторых случаях трудно точно определить точку, в которой один процесс начинается, а другой заканчивается.
«Формирование новой зернистой структуры в деформированном материале путем формирования и миграции высокоугловых границ зерен, обусловленных накопленной энергией деформации».
Скорость микроскопических механизмов, контролирующих зарождение и рост рекристаллизованных зерен, зависит от температуры отжига.

Рекристаллизационный отжиг на примере сплава Тантала

Изучено влияние рекристаллизационного отжига на коррозионное поведение сплава Ta-4% W. Установлено, что деформированный образец содержит высокоплотные дислокации и границы дислокаций. Во время отжига эти дислокации и границы дислокаций заменяются перекристаллизованными зернами до тех пор, пока сплав не будет полностью рекристаллизован. И анодное растворение, и катодная активность гораздо более блокированы.

Постепенное смещение потенциала коррозии в сторону отрицательных значений и плотности тока коррозии уменьшается, а сопротивление поляризации увеличивается после отжига, что указывает на повышенную коррозионную стойкость сплава. Такое усиление обусловлено увеличением мало-Σ-совпадающих границ узловой решетки и уменьшением дислокаций и границ дислокаций.

Сплавы тантала (Та) привлекают большой интерес во многих технологических применениях, таких как электронная промышленность, высокотемпературные применения, имплантаты для химической обработки и восстановления костей, за их превосходные свойства высокой плотности, высокой температуры плавления, хорошей биосовместимости и высокой коррозионной стойкости.
Для защиты конструкционных материалов, например нержавеющих сталей или сплавов на основе никеля от сильной коррозии во время обработки сильной коррозионной среды, сплавы Та обычно обрабатывают в виде тонких слоев на поверхностях этих материалов для достижения коррозионной стойкости. Во время такой обработки в этих сплавах образуются кристаллографические дефекты, которые влияют на его коррозионную стойкость во время такого процесса.

Коррозия и сопротивление

Коррозионная стойкость сплавов Та в растворах H ₃ PO ₄ , NaCl и KOH была тщательно изучена. Многие исследования также были сосредоточены на подготовке пленок Та на конструкционных материалах для улучшения их антикоррозионной защиты от серной кислоты.

Пленка может значительно повысить коррозионную стойкость нержавеющей стали 316L в растворе Рингера. Ванн и соавт. предположили, что имплантация иона Та является эффективным методом для улучшения цитосовместимости чистого Fe для биомедицинских применений, и только дозировка иона Та, достигающая критического значения, может значительно повысить коррозионную стойкость в растворе, содержащем SO ₄^2- .

В ходе опыта нанесли сплав Та на поверхности чистого титана и обнаружили, что покрытие Та демонстрирует отличную коррозионную стойкость при различных концентрациях серной кислоты. Однако в этих исследованиях игнорировалась коррозионная стойкость самого Та, так как Та намного превосходит другие антикоррозийные сплавы в серной кислоте.

Ученые наблюдали коррозионное поведение сплавов Ti – Ta и Nb – Ta в растворах серной кислоты и обнаружили, что скорости коррозии всех материалов увеличиваются с увеличением содержания Ta. Исследователи предположили, что Ta может быть использован в качестве материала реактора для высокотемпературных применений до 360 ° C с сильно окисляющимися средами.

На форму поляризационных кривых сильно влияет концентрация серной кислоты при электрополировании Ta в сернокислотно-метанольных электролитах. Также они сообщили, что некоторые данные о коррозии для сплавов Та в 0,5 MH ₂ SO ₄при 22,7 ° С.

Тем не менее, связь между микроструктурой и коррозионным поведением сплава Та была менее исследована; и нет известных исследований влияния деформационного и рекристаллизационного отжига на коррозионные свойства Та. Поэтому целью исследования является изучение влияния рекристаллизационного отжига на коррозионные свойства деформированных сплавов Та в серной кислоте. Для этого были проведены тесты потенциодинамических поляризационных кривых, электрохимическая импедансная спектроскопия (EIS), дифракция электронного рассеяния (EBSD) и просвечивающая электронная микроскопия (TEM), а также обсуждалось влияние отжига на коррозионное поведение сплава.

Материалы и методы

Исходным материалом, использованным для этой работы, был Та, содержащий 4 мас.% Вольфрама (W), который был получен методом электронно-лучевого синтеза с последующей горячей ковкой. Затем материал (исходная толщина 5 мм) подвергали холодной прокатке до 70% -ного сокращения (деформация фон Мизеса 1,39).

Толщина проката составляет 1,5 мм. Образцы размером 12 мм в длину в направлении прокатки (RD) и шириной 10 мм в поперечном направлении (TD) были вырезаны из рулонного листа, а затем отожжены при 1200 ° C в течение 10 минут и при 1350 ° C в течение 240 мминут. соответственно. Электрохимические измерения проводили на многофункциональной электрохимической рабочей станции (модель CS350) с использованием обычной системы трехэлектродных ячеек, т.е. образец выступает в качестве рабочего электрода, 1 см ^2.платиновый лист в качестве противоэлектрода и насыщенный каломельный электрод (SCE) в качестве электрода сравнения. Электролизер, подготовленный для плоского листа, имеет фиксированное отверстие диаметром 5 мм для экспонирования поверхности образца (площадь 0,196 см ² ) и емкость 100 мл.

Чтобы избежать влияния щелевой коррозии, тонкий слой 703 герметика был размазан вокруг отверстия. До испытаний EIS было время ожидания 1000 с для получения установившегося состояния, а затем проводились испытания EIS при стабилизированном потенциале разомкнутой цепи (OCP) в диапазоне частот от 100 кГц до 10 мГц и при напряжении 10 мВ возмущение амплитуды сигнала напряжения.

Потенциодинамические поляризационные тесты проводились при скорости сканирования 1 мВ / с с потенциалами сканирования от -0,6 В _SCE до +1,2 В _SCEпосле измерений EIS. Все коррозионные испытания проводились на участке, содержащем РД и ТД. Чтобы уменьшить влияние шероховатости поверхности на коррозионные характеристики, все образцы шлифовали до 5000 абразивных бумаг с зернистостью и очищали деионизированной водой перед испытаниями на коррозию. Во время электрохимических испытаний на коррозию образцы подвергали воздействию 5 мас.% Раствора H ₂ SO ₄ при 33 ± 1 ° C. Образцы также погружали в 50 мас.% H ₂ SO _4, содержащего 1 мас.% Фторид-ионов, на 7 дней для ускорения процесса коррозии.

Микроструктуры и результаты

Микроструктуры как деформированных, так и отожженных образцов были охарактеризованы методами EBSD и TEM. Образцы EBSD полировали в смеси плавиковой кислоты и серной кислоты (1: 9 по объему) при комнатной температуре, а затем характеризовали с помощью системы «Oxford AZtec» EBSD на сканирующем электронном микроскопе JEOL 7800F (производство SEM, Akishima, Япония), работающем при 20 кВ.

Фольги ТЕА были приготовлены с использованием обычной двухструйной технологии в смеси плавиковой кислоты, серной кислоты и метилового спирта (1: 5: 94 по объему) при 243 К, а затем наблюдались в ТЕА JOEL JEM 2100, работающем при 200 кВ.

Пять образцов фольги TEM были подготовлены для каждого государственного образца для хорошей статистики. Характеристики EBSD и TEM были проведены на продольном разрезе, содержащем RD и ND (нормальное направление) образцов. В зависимости от энергии и свойств: граница Σ1 (границы низкого угла), границы решетки с низким совпадением (CSL) со значениями Σ в диапазоне от 3 до 29 и общие границы (границы с высоким Σ CSL и другие границы) . Границы CSL были определены в соответствии с критериями Брэндона. Из-за разрешения метода EBSD выделены только границы с разориентацией выше 2 °. Морфология корродированных поверхностей наблюдалась с помощью СЭМ.

Результаты и обсуждение

На рис. 1 (под этим блоком текста) приведены потенциодинамические кривые поляризации и графики Найквиста сплава Та. Из потенциодинамических поляризационных кривых (рис. 1, а) видно поведение поляризации деформированного образца намного больше похоже на более ранние результаты то есть анодное и катодное поведение Та.

Для деформированного образца существует точка перехода, при которой анодный наклон графика резко изменяется, и анодный ток слегка увеличивается с увеличением более положительного потенциала. Анодное растворение продолжается с постоянной скоростью. Однако поляризационные характеристики образцов отжига показывают разницу в том, что анодные токи постепенно увеличиваются с увеличением более положительного потенциала. Как для анодной, так и для катодной ветвей плотности тока отжиговых образцов намного меньше, чем у деформированных образцов.

Это указывает на то, что микроструктура влияет не только на анодное растворение, но также на катализ катодной реакции, а коррозионные характеристики определяются как анодной, так и катодной реакциями. Более того,На рис. 1, б представлен график для различных образцов в растворе H₂ SO₄ .

Существует только одна постоянная времени, и на поверхности электрода не образуются промежуточные продукты, такие как адсорбционный комплекс. В зависимости от формы графика была выбрана модель эквивалентной схемы для получения поляризационного сопротивления ( R _p ), как показано на рисунке 1 б. R _s — сопротивление испытательного раствора между электродом сравнения и рабочим электродом и элементом постоянной фазы (CPE), определяемое как Z = 1 / Y₀ (jw)^-nиспользуется для объяснения неидеального емкостного отклика от интерфейса. Общепринято, что диаметр полукруга связан с R _p пассивных пленок. Увеличение диаметра означает увеличение коррозионной стойкости. Потенциал коррозии ( E _corr ) и плотность коррозионного тока ( i _corr ) также были отмечены на графике.

Рис. 1

Электрохимические измерения ( а ) потенциодинамических кривых поляризации и ( б ) графиков .

Значение E _Corr является -0,16 В для деформированного образца.
Тогда как значения E _corrсоставляют -0,40 В и -0,45 В

для образца, отожженного при 1200 ° С в течение 10 минут, и образца, отожженного при 1350 ° С в течение 240 минут, соответственно.

Следовательно, E _corr отожженных образцов является более отрицательным, чем у деформированного. Это указывает на то, что не только анодное растворение намного более блокировано, но и катодная активность намного ниже, что приводит к более низким скоростям коррозии при E _corr . Я _корр деформированного образца составляет 14 × 10 ^-8 А / см ² . В то время как I _Corr уменьшается до 7,5 × 10^-8 А / см ² для образца, отожженного при 1200 ° С в течение 10 мин, и дополнительно уменьшенного до 2,3 × 10 ^-8 А / см ²после отжига при 1350 ° С в течение 240 мин, что свидетельствует о повышении коррозионной стойкости после отжига. R _р деформированного образца составляет 0,46 × 10 ⁶ Ω см ² .

При этом значения R _p составляют 3,7 × 10 ⁶ Ом см ² и 7,3 × 10 ⁶ Ом см ² после отжига при 1200 ° С в течение 10 минут и при 1350 ° С в течение 240 минут, соответственно. Ясно ряд улучшенных коррозионностойких свойств, благодаря постепенному сдвигу E _corrв сторону отрицательных значений и постепенного уменьшения I _corr и увеличения R _p .