Особенности холодной и горячей пластической деформации с точки зрения её ТМО

Министерство  образования и науки Российской Федерации

Федеральное государственное бюджетное образовательное

учреждение  высшего профессионального образования

«Тульский государственный университет»

Кафедра "Физика металлов и материаловедение"

Курсовая работа

по дисциплине: «Основы теории термической и химико-термической обработки материалов»

на тему:

Особенности холодной и горячей  пластической деформации стали с  точки зрения её ТМО.

Выполнил

студент  гр. 420211                                                                        А.И. Каукина

Проверил                                   

Доцент кафедры ФММ                                                          С. И. Архангельский 

Тула 2013

Содержание

Введение            3

Термомеханическая обработка        4

Пластическая  деформация                10

Влияние пластической деформации на структуру  и свойства

металлов  при холодном деформировании.             15

Возврат и рекристаллизация. Горячая деформация.            17

Заключение                  21

Список  литературы                 23

Введение

Известно, что пластическое деформирование и термическая обработка меняют свойства металлов. Объединение этих операций, максимальное их сближение и создание единого процесса термомеханической обработки обеспечивают заметное повышение механических характеристик, что позволяет экономить до 15…40% металла и более и увеличивать долговечность изделий.

Длительное время пластическую обработку рассматривали в основном как операцию формирования, хотя известно, что 10…20% энергии, затрачиваемой на деформацию, идет на увеличение внутренней энергии дефектов кристаллической  решетки. Перед окончательной термической  обработкой от этой накопленной энергии  освобождались и только после  этого выполняли термические  операции, приводившие металл к метастабильному  состоянию с высокой прочностью и вязкостью. Между тем совмещение пластической деформации и фазовых (структурных) превращений или их сочетание в определенной последовательности вызывает повышение плотности дислокации, изменяет наличие вакансий и дефектов упаковки и может быть использовано для создания оптимальной структуры металла и формирования важнейших свойств – прочности и вязкости. Это совмещение пластической деформации и термического воздействия, целью которого является формирование требуемой структуры обрабатываемого тела, называют термомеханической обработкой (ТМО).[2]

При ТМО оба процесса – пластическая деформация и термическая обработка – могут совмещаться в одной технологической операции, но могут проводиться с разрывом по времени. Однако фазовые превращения при этом должны выполняться в условиях повышенной плотности дефектов решетки, возникающих благодаря пластической деформации металла. В условиях ТМО сочетание пластической и термической обработок для разных материалов определяется исходным структурным состоянием, чувствительностью к этим воздействиям и последствиям воздействия.

ТМО стали выполняется главным  образом по трем схемам: высокотемпературная (ВТМО), низкотемпературная (НТМО) и предварительная термомеханическая обработка (ПТМО).

ВТМО – термообработка с деформационного нагрева с последующим низким отпуском. Контролируемая прокатка, являясь разновидностью ВТМО, представляет собой эффективный способ повышения прочности, пластичности и вязкости низколегированных сталей. Основная идея этого вида обработки заключается в подборе режимов прокатки и охлаждения после прокатки, что обеспечивает получение мелкого и однородного зерна в готовом прокате. Наиболее успешно это достигается понижением температуры прокатки в последних трех – пяти проходах до 780…850 °С при увеличении степени деформации до 15…20% и выше за проход.

НТМО заключается в нагреве  стали до 1000…1100 °С, быстром охлаждении до температуры метастабильного состояния аустенита (400…600 °С) и высокой степени (до 90% и выше) деформации при этой температуре. После этого выполняется закалка на мартенсит и отпуск при 100…400 °С. Этот способ применим к легированным сталям.

ПТМО характерна простотой выполнения технологического процесса: холодная пластическая деформация (повышает плотность дислокаций), дорекристаллизационный нагрев (обеспечивает полигонизацию структуры феррита), закалка со скоростного нагрева, отпуск, При этом перерыв между холодной деформацией и нагревом под закалку не регламентируется, что значительно упрощает технологический процесс ПТМО.

Операция ускоренного охлаждения после прокатки или другого вида пластической деформации также представляет собой термомеханическую обработку. Поэтому эта операция приобретает в ряде случаев важное значение как с точки зрения улучшения структуры металла, а следовательно, и механических свойств, так и влияния на понижение окалинообразования и обезуглероживания.[3]

Термомеханическая обработка

Термомеханическая обработка металлов (ТМО) - совокупность операций деформации, нагрева и охлаждения (в различной  последовательности), в результате которой формирование окончательной структуры металла, а следовательно, и его свойств происходит в условиях повышенной плотности и оптимального распределения несовершенств строения, созданных пластической деформацией. Таким образом, особенностью этого способа изменения свойств металлических сплавов является сочетание операций обработки металлов давлением и термической обработки.

Возможность применения ТМО определяется тем, что на процессы структурных превращений существенное влияние оказывают присутствующие в реальных сплавах несовершенства строения (дислокации, дефекты упаковки, вакансии). С другой стороны, в результате некоторых структурных изменений образуются новые несовершенства, а также происходит перераспределение имеющихся несовершенств. Отсюда механизм и кинетика структурных изменений при ТМО зависят от характера и плотности несовершенств строения и, в свою очередь, влияют на их количество и распределение.[1]

Для классификации технологических схем ТМО целесообразно выбрать в качестве классификационного признака последовательность проведения пластического деформирования и термической обработки.

Совмещение пластической деформации с фазовыми превращениями получило впервые практическую реализацию в начале 20 в. при осуществлении патентирования в процессе производства стальной проволоки. Использование по своеобразной технологической схеме комбинированного воздействия пластической деформации и термической обработки привело к получению таких высоких механических свойств, которые были недостижимы при всех других способах упрочняющей обработки. В 30-е гг. 20 в. применялась другая схема ТМО при упрочнении бериллиевой бронзы: закалка, холодная деформация, старение; такая обработка также обеспечила существенное повышение механических свойств сплава.

Развитие ТМО и создание её основных положений оказались возможными лишь на базе теории дислокаций, в частности тех её разделов, в которых устанавливается связь между несовершенствами строения и процессами структурообразования при превращениях. Исторически первой опробованной схемой термомеханического упрочнения машиностроительной стали (1954, США) была низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО). Смысл переохлаждения аустенита в схеме НТМО заключается в том, чтобы вести деформацию ниже температуры его рекристаллизации. Этим НТМО отличается от разработанной несколько позднее в СССР высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО), которая в дальнейшем получила большее распространение в связи с необходимостью повышения механических свойств массовых сортов стали, применяемых в современном машиностроении.

Температура проведения деформации при  ВТМО лежит обычно выше верхней критической  точки полиморфного превращения, поэтому  неизбежны попытки проведения аналогии между ВТМО и термической обработкой с прокатного (или ковочного) нагрева. Принципиальное различие между этими видами обработки состоит в том, что при ВТМО создаются такие условия высокотемпературной пластической деформации и последующей закалки, при которых подавляется развитие рекристаллизационных процессов и создаётся особое структурное состояние, характеризующееся повышенной плотностью несовершенств и особым их распределением с образованием субструктуры полигонизации. Отсюда и экспериментально наблюдаемая развитая мозаичность строения стали после ВТМО, повышенная тонкая субмикроскопическая неоднородность строения и состава мартенсита, которая обеспечивает после ВТМО уникальное сочетание свойств, когда наряду с повышением прочности одновременно увеличиваются пластичность, вязкость и сопротивление хрупкому разрушению.

ТМО приводит к повышению усталостных  характеристик; особенно велик прирост  времени до разрушения в зоне ограниченной выносливости после ВТМО. В результате этой обработки повышается ударная  выносливость стали, снижается порог  хладноломкости и практически ликвидируется  опасная склонность к хрупкости при отпуске (чего не наблюдается после НТМО). Развитие технологии ВТМО привело к созданию новой схемы — ВТМизО, в которой высокотемпературная деформация сочетается с изотермическим превращением. Изделия (в частности, рессоры), обработанные по этой схеме, характеризуются повышенными служебными характеристиками. Выбор схемы проводится с учётом природы и назначения металлического сплава и конкретного изделия

Эффективность конкретного способа  термомеханического упрочнения оценивается  по комплексу механических свойств. В инженерном смысле под повышением прочности понимают повышение сопротивления деформации и сопротивления разрушению в различных напряжённых состояниях, в том числе и таком, которое может вызвать образование хрупкой трещины и преждевременное разрушение. Поэтому наряду с традиционными испытаниями на растяжение, удар, усталость современные высокопрочные, в том числе термомеханически упрочнённые, стали должны оцениваться по критериям механики разрушения, с определением энергоёмкости процесса развития трещины и других аналогичных параметров.

Понимание физической сущности упрочнения в результате ТМО оказалось возможным  лишь после того, как стали проясняться  основные закономерности структурных изменений при горячей деформации. Старое представление о том, что горячая деформация всегда сопровождается рекристаллизацией, оказалось неверным.

При ТМО проводится немедленное  и резкое охлаждение после завершения горячей деформации, и конечная структура упрочнённой стали наследует тонкое строение горячедеформированного аустенита. В зависимости от условий деформирования, определяемых величиной напряжения, температурой и скоростью деформации, структура аустенита по окончании горячей деформации сильно различается. Она может отвечать: а) состоянию горячего наклёпа с неупорядоченным распределением дислокаций, когда при последующей закалке прочность повышается и одновременно снижается сопротивление хрупкому разрушению;   б) формированию субструктуры в результате динамического возврата и особенно чёткого и устойчивого субзёренного строения в результате динамической полигонизации — закалка в этом случае приведёт к оптимальному сочетанию высоких значений прочности и сопротивления хрупкому разрушению; в) состоянию динамической рекристаллизации, когда в одних объёмах еще сохранена повышенная плотность дислокаций, а в других она резко понижена — закалка в этом случае может привести к получению комплекса повышенных механических свойств, однако значения их в связи с неоднородностью и нестабильностью тонкого строения будут неустойчивы. Следовательно, режимы горячей деформации металлических сплавов при осуществлении ТМО необходимо выбирать с таким расчётом, чтобы получить развитую и устойчивую субструктуру в результате динамической полигонизации. При последующей закалке благодаря сдвиговому характеру мартенситного превращения субструктура деформированного аустенита, сформированная на стадии динамической полигонизации, наследуется образующимся мартенситом. Если, например, осуществляется другая схема ТМО, а именно ВТМизО, то благодаря сдвиговому характеру превращения при образовании бейнита последний также наследует субструктуру горячедеформированного аустенита. Во всех случаях присутствие в конечных фазах (мартенсите и др.) этой устойчивой субструктуры определяет высокую дисперсность и мозаичность этих фаз, а также тонкое распределение примесей в них — это и приводит к повышению всех механических свойств, характеризуемому одновременным возрастанием сопротивления пластической деформации и сопротивления разрушению. Это наблюдается не только при «прямой» ТМО, но и при последующей после ТМО термической обработке. Открытое в СССР и широко используемое в отечественной и зарубежной практике явление «наследования» термомеханического упрочнения базируется на том, что созданная при горячей деформации совершенная и устойчивая субструктура оказывается устойчивой при последующей перекристаллизации. В условиях повторной термической обработки после ТМО перекристаллизация протекает по сдвиговому механизму, что определяет сохранение субструктуры и, следовательно, комплекса высоких механических свойств, созданного при «прямой» ТМО. Развитие идей «наследования» термомеханического упрочнения позволило создать новую схему — предварительную термомеханическую обработку (ПТМО), нашедшую применение в СССР и США, а также объяснить высокий уровень свойств в результате патентирования, являющегося, по существу, разновидностью ТМО.

Применительно к дисперсионно-твердеющим сплавам ТМО в промышленности осуществляют по следующим технологическим схемам: а) нагрев до температуры закалки, деформация, немедленная закалка, старение (ВТМО); б) закалка, деформация, старение (НТМО). Первая схема сравнительно легко осуществима, но имеет недостаток — опасность сильного развития рекристаллизации в связи с высокой температурой деформации, проводимой при температуре закалки. Она широко используется в производстве прессованных изделий из многих алюминиевых сплавов, в которых небольшие добавки Mn, Сr и др. затрудняют рекристаллизацию. При осуществлении второй схемы могут возникать трудности, связанные с высоким сопротивлением деформации твёрдого раствора при комнатной температуре. Эта схема имеет ряд преимуществ: происходит старение с образованием весьма дисперсных фаз уже при холодной (или тёплой) деформации, создаётся более равномерное распределение выделений упрочняющих фаз, образующихся на дислокациях по всему объёму зёрен. Вторая схема ТМО успешно используется для повышения прочности стареющих медных и алюминиевых сплавов.[1]

Классификация видов термомеханической  обработки: ПТМО — предварительная  термомеханическая обработка; ВТМО — высокотемпературная термомеханическая обработка; ВТМПО — высокотемпературная термомеханическая поверхностная обработка; ВТМизО — высокотемпературная термомеханическая изотермическая обработка; НТМО — низкотемпературная термомеханическая обработка; НТМизО — низкотемпературная термомеханическая изотермическая обработка; ВНТМО — высоко-низкотемпературная термомеханическая обработка; НВТМО — низко-высокотемпературная термомеханическая обработка; ДМО-1 — деформация мартенсита с последующим отпуском; ДМО-2 — деформация мартенсита после ВТМО с последующим отпуском; МТО — деформация немартенситных структур на площадке текучести, в том числе многократная ММТО; МТО-1 — механико-термическая обработка деформацией при комнатной температуре со старением; МТО-2 — механико-термическая обработка деформацией при повышенных температурах со старением; НВТМУ — наследственное высокотемпературное термомеханическое упрочнение; A₁ и А₃ — нижняя и верхняя критические точки; М_н — температура начала мартенситного превращения. Термомеханическая обработка I и IV классов основана на явлении наследования упрочнения, сохраняющегося после соответствующей термической обработки.[1]

Пластическая  деформация

Пластическая  деформация — это деформация, при  которой металл под действием  внешних сил необратимо изменяет, свою форму и размеры, то есть деформируется  без разрушения и сохраняет новую форму и размеры после прекращения действия сил.[4]

Пластическая  деформация состоит в следующем. При приложении внешней силы к металлическому телу между отдельными кристаллитами (зернами) тела, а также по их кристаллографическим плоскостям возникают сдвигающие или касательные напряжения. При достижении касательными напряжениями некоторой критической величины, зависящей от природы тела, они могут преодолеть сопротивление металлической связи данного тела и вызвать либо внутренние необратимые перемещения в зернах по кристаллографическим плоскостям, либо перемещения зерен друг относительно друга. При этом пластическая деформация происходит главным образом за счёт внутризёренных перемещений, а перемещения по границам зёрен происходят лишь постольку, поскольку зёрна, меняя форму (когда перемещаются их части), изменяют своё расположение друг относительно друга. Установлено, что при преобладании межзёренных смещений пластичность резко снижается и может наступить хрупкое разрушение металла.

Смещения в  кристаллической решетке зерна  осуществляются по определенным плоскостям и направлениям. В зависимости от особенностей этих смещений различают смещения скольжением и двойникованием. Плоскости и направления смещений соответственно принято называть плоскостями и направлениями скольжения и двойникования.

В отдельных зернах следы смещений образуют систему  параллельных или пересекающихся под определенным углом линий. Рентгеноструктурным анализом установлено, что скольжения в кристаллической решётке происходят по плоскостям и направлениям с наибольшей плотностью расположения атомов. Важной характеристикой этих плоскостей и направлений является то, что в них скольжение вызывается минимальным касательным напряжением τ_кр. По другим плоскостям и направлениям, по которым атомы менее плотно упакованы, для осуществления скольжения надо иметь большую величину касательных напряжений. Нормальное напряжение в процессе скольжения не участвует.

Деформация  скольжения происходит тогда, когда в результате действия внешней силы Р на зерно по плоскостям скольжения, ориентированным к направлению силы под углами, отличными от 0 до 90°, возникают касательные напряжения, стремящиеся сдвинуть части зерна друг относительно друга. Сдвиги скольжением происходят по тем кристаллографическим плоскостям, в которых касательные напряжения достигают критической величины. Обычно эти плоскости расположены под углом, близким к 45° к направлению действия силы. Одновременно со сдвигом части зерен поворачиваются в направлении растяжения.

При деформации двойникованием перемещение частей зерен друг относительно друга под действием касательных напряжений сопровождается изменением ориентировки кристаллической решетки. Смещенная часть становится как бы зеркальным отражением неподвижной части кристалла. Двойникование наблюдается реже, чем скольжение, в частности, оно происходит в случае деформации при повышенных температурах, ударном действии нагрузок и при деформации металлов, имеющих гексагональную решётку. Пластическая деформация металлов осуществляется в основном за счёт скольжения. Двойникование в ряде случаев сопутствует деформации скольжением.

   Видимые, линии скольжения  при пластической деформации  металла представляют собой полосы  скольжения. Они отстоят одна  от другой на расстоянии примерно 1 мкм, а расстояния между соседними атомными плоскостями выражаются величиной порядка 10^-4 мкм. Следовательно, в скольжении принимают участие блоки и пачки атомных плоскостей.

      Полосы скольжения  при пластической деформации  нельзя представлять как одновременное передвижение одной части кристалла относительно другой. Такой одновременный сдвиг потребовал бы напряжений, в сотни и тысячи раз превышающих напряжения, при которых протекает реальный процесс деформации. Полосы скольжения наблюдаемые на микроструктуре чистого  железа  представляют собой результат последовательного перемещения атомов в определённой плоскости.

     Процесс скольжения  представляет собой перемещение  дислокаций в кристалле. При  сдвиге происходит нарушение  металлических связей в каждый данный момент времени только у тех атомов вдоль плоскости скольжения, где имеются различные несовершенства кристаллической решетки (нарушения правильности ее строения).[4]

      Несовершенства кристаллической  решетки связаны с рядом причин. В реальном кристалле все его  частицы (электроны, атомы и  ионы) находятся в движении: движутся оторванные от атомов коллективизированные электроны, обеспечивающие металлическую связь; в колебательном движении около своих средних положений устойчивого равновесия находятся атомы и ионы; время от времени отдельные атомы или ионы отрываются от средних положений и перемещаются по кристаллу, застревая где-либо в кристалле и вызывая этим нарушение правильности построения кристаллической решетки, или покидают кристалл (испаряются), оставляя свое место вакантным. Вышедший из равновесного положения атом называют промежуточным, или дислоцированным, а место, оставшееся пустым в узле кристаллической решетки - вакантным, или «вакансией». Процесс движения атомов, ионов и электронов продолжается непрерывно, а вместе с ними движется и вакантный узел. Одни вакантные узлы, выходя на наружную поверхность или на поверхность какого-либо внутреннего дефекта, исчезают, другие вновь создаются. В результате в каждый данный момент времени в кристалле имеется какое-то количество вакантных мест, или застрявших атомов, вокруг которых возникают несовершенства кристаллической решётки .

Другой причиной несовершенства кристаллической решетки  является присутствие в металлах примесей. При затвердевании металла  из жидкой фазы в кристаллы попадают атомы примесей, которые могут  образовывать твердые растворы внедрения  или твердые растворы замещения. Атомы примесей (или атомы растворенного  компонента) по своей физической природе и размерам отличаются от атомов основного металла и вследствие этого вызывают искажения кристаллической решетки.

Кроме того, у  границ зерен при кристаллизации и перекристаллизации наблюдается, неправильность внешней формы зёрен металла, а также различие в направлениях отдельных кристаллографических плоскостей в смежных зернах. Это приводит к тому, что пограничный слой на стыке между зернами имеет нарушения правильности взаимного расположения атомов. Особенностью строения этого пограничного слоя является также и то, что он обычно насыщен примесями и неметаллическими включениями. Это обусловливает появление внутренних и внешних поверхностей раздела между отдельными зернами, что вызывает искажение кристаллической решетки. Количество нарушений правильного строения кристаллической решетки в реальных кристаллах очень велико. Подсчитано, например, что в 1 мм³ алюминия при 300 °С имеется примерно 6-10¹³ вакантных мест и 2-10¹⁷ атомов примесей кремния в решетке алюминия (при содержании в алюминии 0,3% Si); в указанном объеме существуют внутренние поверхности раздела по границам 10¹² блоков и внешние поверхности раздела по границам 10¹³ зерен (линейные размеры зёрен приняты равными 100 мкм).[4]

Рассмотренные и  другие виды нарушений строения реального  металла создают области искажений кристаллической решетки, которые приводят к неравномерности протекания в металлах различных процессов, например, деформации.

При приложении деформирующей  силы к поликристаллическому телу с  несовершенным строением кристаллической решетки в теле возникает одна или несколько плоскостей скольжения, вдоль которых перемещается дефект в атомном слое путем передвижения друг за другом атомных рядов. В результате сдвигается верхний слой, а с ним и верхняя часть кристалла относительно другого, нижнего слоя на один атомный размер. При продолжении действия деформирующей силы обеспечивается перемещение следующего дефекта; при этом, как и ранее, передвигается часть кристалла еще дальше на один атомный размер и т. д.

Итак, пластическая внутризеренная деформация осуществляется благодаря действию касательных напряжений по определенным плоскостям скольжения за счет последовательного смещения дислокации и атомов на расстояния, значительно превышающие межатомные.

При нагружении поликристаллического тела внешней силой пластическая деформация сначала начинается в отдельных зернах с наиболее благоприятной ориентировкой плоскостей скольжения относительно направления действия силы, т. е. такой ориентировкой, при которой плоскости скольжения совпадают с площадками действия максимальных касательных напряжений, вызываемых внешней силой. По этим плоскостям скольжения происходит так называемое легкое скольжение. Соседние зерна с менее благоприятной ориентировкой деформируются только упруго и могут получить относительное смещение или поворот вследствие значительной внутризеренной деформации благоприятно ориентированных зерен.

По мере увеличения деформирующей  силы менее благоприятно ориентированные зерна поворачиваются в направлении действия внешней силы. После стадии единичного (легкого)  скольжения начинается стадия множественного скольжения, т. е. движение дислокации в двух и более системах плоскостей скольжения. Касательные напряжения, действующие в менее благоприятных плоскостях скольжения, достигают величины, необходимой для начала пластической деформации этих зерен. Смещения и повороты одних зерен относительно других приводят к межкристаллитной деформации. Продолжение действия внешней силы обеспечивает развитие пластической деформации обрабатываемого тела.[4]

Влияние пластической деформации на структуру и свойства металлов при холодном деформировании.

      При пластической  деформации металлов и сплавов  структура их значительно изменяется. Последнее приводит к изменению физико-механических и химических свойств деформированного металла. Если исходный литой металл имеет зерна различной формы и ориентировки, то при степени деформации 9% наблюдается начало ориентировки, отдельных зерен в направлении действия внешней силы; при повышении степени деформации до 27,% зерна еще больше вытягиваются в направлении деформирования, образуя при более высоких степенях деформации волокнистую структуру.

       Одновременно  с изменением формы зерна в  процессе деформирования происходит поворот кристаллографических осей отдельных зерен в пространстве. По мере протекания пластической деформации разница в направлении этих осей отдельных зерен уменьшается, а плоскости скольжения стремятся расположиться по направлению наиболее интенсивного течения металла. Это приводит к тому, что при значительных степенях деформации металла в холодном состоянии возникает преимущественная ориентировка кристаллографических осей зёрен поликристалла, называемая текстурой. Образование текстуры сопровождается появлением анизотропии механических и физических свойств металла.

С увеличением степени холодной деформации, осуществляемой при температуре ниже температуры рекристаллизации,(ниже 0,2Т_пл), монотонно увеличиваются прочностные показатели металла и уменьшаются показатели пластичности, а также увеличивается электросопротивление и уменьшается коррозионная стойкость и т. д. Совокупность явлений, связанных с изменением механических и физико-химических свойств металла при холодном пластическом деформировании, называется наклёпом ( упрчнением).

Изменение механических свойств при  холодном пластическом деформировании связано с увеличением сопротивления смещению дислокации по мере развития деформирования вследствие пересечения  и искривления плоскостей скольжения, застревания дислокаций, появления обломков зёрен в пачках скольжения и блокировки ими плоскостей скольжения и т.д.

Кроме того, по плоскостям скольжения, очевидно, значительно увеличивается температура металла, что приводит к выделению на них субмикроскопических частиц карбидов, которые блокируют сдвиги и способствуют упрочнению металла. Все эти факторы способствуют повышению прочности и снижению пластичности металла и приводят, к изменению его физико-механических свойств.

Вместе с тем исследованиями установлено, что при холодном пластическом деформировании металлов и их сплавов при определенных степенях деформации, разных для различных металлов, существуют критические степени деформации, при которых наблюдаются нарушения монотонности изменения пластичности и других свойств с увеличением суммарной степени деформации благодаря протеканию так называемого явления атермического разупрочнения. Явление атермического разупрочнения имеет дислокационный характер, при котором происходит   радикальная перестройка дислокационной структуры, при этом изменяется как средний размер дислокационных ячеек, так и величина вытянутых дислокационных образований.

Указанное явление прежде всего  проявляется в направлении действия максимальных касательных напряжений. Благодаря перестройке дислокационной структуры существенно увеличивается длина свободного пробега дислокации. Явление атермического разупрочнения используют при пластическом деформированни для стабилизации свойств готовой продукции.[5]

Возврат и рекристаллизация. Горячая деформация.

При холодной деформации металла образуется текстура и происходит его упрочнение, в результате чего металл находится  в неравновесном состоянии с повышенной свободной энергией. Наклёпанный металл стремится самопроизвольно перейти в более равновесное состояние с меньшей энергией. Восстановительные процессы (или разупрочнение) сводятся в основном к снятию искажений и остаточных напряжений в кристаллитах. Так как эти процессы при комнатной температуре для большинства металлов протекают медленно и совершаются путем перемещений атомов, решающее влияние на эти процессы оказывает температура.   

У большинства металлов и сплавов  при комнатной температуре подвижность атомов недостаточна, чтобы обеспечить  удовлетворительное развитие процессов разупрочнения. Чтобы наклепанный металл после холодной обработки давлением перешел в более равновесное состояние, его нагревают до определенной температуры.  

В зависимости от температуры в  деформированном металле протекают  различные процессы разупрочнения: возврат и рекристаллизация. При температурах ниже 0,20 Т_пл (где Т_пл— абсолютная температура плавления металла, К) при пластической деформации протекают преимущественно процессы упрочнения, а при температурах (0,20.. .0,30)Т_пл одновременно протекают как упрочняющие, так и разупрочняющие процессы.