CC BY
47
Влияние режимов термомеханической обработки на микроструктуру и механические свойства сплавов V-4Ti-4Cr
Ю.П. Пинжин, А.Н. Тюменцев, И.Ю. Литовченко, С.В. Овчинников, И.А. Дитенберг1, Н.В. Шевченко1, А.Д. Коротаев1, М.М. Потапенко2, В.М. Чернов2
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 1 Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 2 Институт неорганических материалов имени А.А. Бочвара, Москва, 123060, Россия
Методами просвечивающей, растровой электронной микроскопии и активного растяжения при разных температурах изучено влияние режимов термомеханической обработки на особенности фазово-структурного состояния и механические свойства сплава V-4Ti-4Cr. Найдены режимы термомеханической обработки, обеспечивающие высокую дисперсность и однородность гетерофазной структуры этого сплава, повышение термической стабильности его дефектной субструктуры и значительное увеличение кратковременной (в том числе высокотемпературной) прочности при сохранении высокой пластичности.
Effect of thermomechanical treatment conditions on microstructure and mechanical properties of V-4Ti-4Cr alloys
Yu.P. Pinzhin, A.N. Tyumentsev, I.Yu. Litovchenko, S.V. Ovchinninkov, I.A. Ditenberg, N.V. Shevchenko, A.D. Korotaev, M.M. Potapenko, and V.M. Chernov
Using transmission and scanning electron microscopy we study the effect of thermomechanical treatment conditions on the phase and structure state and mechanical properties of V-4Ti-4Cr alloy under active tension at different temperatures. The thermomechanical treatment conditions, which provide high dispersion and homogeneity of heterophase structure of the alloy, an increase of thermal stability of its defect substructure and a significant increase of short-time strength (including high-temperature one) at high plasticity, are found.
1. Введение
Одним из перспективных направлений решения задачи материаловедческого обеспечения конструирования ядерных энергетических установок новых поколений является разработка малоактивируемых сплавов системы V-Ti-Cr [1], обеспечивающих необходимые значения длительной прочности и понижение склонности к низкотемпературному радиационному охрупчива-нию в интервале рабочих температур. Особенностью этих сплавов является их высокая химическая активность к примесям внедрения (C, N, O) [2]. Поэтому в процессе их получения происходит интенсивное загрязнение материала указанными примесями с образованием фаз внедрения. Совместно с низкой растворимостью углерода [2] и высокой скоростью образования карбидов ванадия [2, 3] это приводит к тому, что уже относительно невысокая (~0.01-0.02 ат. %) концентрация этого элемента переводит ванадиевые сплавы в разряд гетеро-фазных дисперсионно-твердеющих сплавов со сложной последовательностью фазовых превращений и высокой чувствительностью дисперсности и характера распределения карбидных (при наличии кислорода и азота — оксикарбонитридных) фаз к незначительным измене-
ниям параметров технологического цикла получения полуфабрикатов и изделий. В этих условиях особенности гетерофазной структуры оказывают большое влияние на закономерности и механизмы формирования зерен-ной и дефектной субструктуры сплавов, ее термическую стабильность, фазовый состав межзеренных границ, их подвижность (в том числе в условиях радиационной ползучести), а следовательно, уровень жаропрочности сплавов, их склонность к низкотемпературному радиационному охрупчиванию и другие структурно-чувствительные свойства, определяющие радиационную стойкость материала [1, 4].
Имеющиеся технологии выплавки этих сплавов и их последующего передела на разных стадиях получения полуфабрикатов и изделий еще не обеспечивают необходимый уровень радиационной стойкости материалов и их прочностных свойств. С целью разработки методов оптимизации фазово-структурного состояния сплавов системы V-Ti-Cr в настоящей работе изучено влияние режимов термомеханической обработки сплава V-4Ti-4Cr на микроструктуру, механические свойства, особенности пластической деформации и разрушения этого сплава при разных температурах.
© Пинжин Ю.П., Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Овчинников С.В., Дитенберг И.А., Шевченко Н.В., Коротаев А.Д., Потапенко М.М., Чернов В.М., 2004
2. Материалы и методика исследований
Для исследования использовали сплав V-4.36%Cr-4.21 %Т (вес.%) с содержанием углерода, азота и кислорода соответственно 0.013, 0.011 и 0.02 вес.%. Сплав получали в виде слитка диаметром ~ 130 мм и гомогенизировали при Т = 1 573 К в течение 10 часов. Путем горячего выдавливания из него получали пруток диаметром около 60 мм, который осаживали при комнатной температуре в брусок толщиной ~25 мм. Затем проводили термомеханическую обработку путем прокатки этой заготовки (в лист толщиной от 5 до 0.3 мм) при комнатной температуре с промежуточными отжигами при Т = 1 273 К и величиной пластической деформации между отжигами ~ 50 %. Далее этот режим термомеханической обработки будем называть режим I.
Структурные исследования проводили методами оптической металлографии на микроскопе КЕОРНОТ-21, сканирующей электронной микроскопии на приборе SEM515 и просвечивающей электронной микроскопии тонких фольг и реплик с экстракцией частиц вторичных фаз на электронных микроскопах ЭМ-125 и СМ30 при ускоряющих напряжениях 125 и 200 кВ соответственно. Механические свойства изучали методом активного растяжения в вакууме = 2• 10-5 Торр при температурах 293-1273 К со скоростью деформации ~ 2• 10-3 с-1.
3. Результаты и их обсуждение
Характерной особенностью исследуемого сплава после технологического цикла прокатки с промежуточными отжигами при Т = 1273 К (термомеханическая обработка по режиму I) является высокая неоднородность его гетерофазной и дефектной (в том числе зерен-ной) микроструктуры. Выделения второй фазы представляют собой оксикарбонитриды ТГУ(С, К, О) различной формы, дисперсности и состава с ГЦК-решет-кой и высоким содержанием титана. Наряду с зонами однородного распределения частиц размерами от десятков нанометров до десятых долей микрометра (рис. 1, а) наблюдаются участки, свободные от каких-либо включений второй фазы (рис. 1, б), относительно крупные (размерами до 1-2 мкм) равноосные частицы и гру-бодисперсные (размерами до 20 мкм и толщиной до 0.5 мкм) пластинчатые выделения оксикарбонитридов, вытянутые в цепочки, параллельные плоскости прокатки (подробнее см. работы [5, 6]). Неоднородность гете-рофазного состояния приводит к неоднородности зерен-ной структуры сплава с формированием участков первичной рекристаллизации с повышенной плотностью закрепленных частицами дислокаций (рис. 1, а), зон собирательной рекристаллизации и элементов полигональной структуры (рис. 1, б). Частицы размерами десятые доли микрона и более являются источниками высоких локальных напряжений в объеме и на границах зерен. Следы их пластической релаксации в виде ступенек
Рис. 1. Микроструктура сплава V-Ti-Cr после термомеханической обработки по режиму I
скольжения в окрестности границ зерен (рис. 1, в) свидетельствуют о том, что эти напряжения превышают величину предела текучести.
Как показано в работах [5, 6], указанные выше неблагоприятные особенности гетерофазной структуры являются следствием низкой растворимости углерода в ванадии, высокой скорости выделения карбидов этого элемента и, как следствие, образования метастабильных грубодисперсных выделений этой фазы на начальных стадиях технологической обработки слитка. При этом кинетические условия превращения этих выделений в частицы стабильного оксикарбонитрида с высоким содержанием титана таковы, что реализуется наиболее неблагоприятный сценарий такого превращения — обогащение карбида ванадия титаном и превращение VC^(TiV)CNO «на месте» (in situ) [7], когда размеры и характер распределения частиц стабильного оксикар-бонитрида определяются аналогичными параметрами исходной метастабильной фазы. Проведенный в [5] анализ показал, что изменение механизма VC^(TiV)CNO
Рис. 2. Микроструктура сплава V-Ti-Cr после термомеханической обработки по режиму II
превращения с реализацией этого превращения путем растворения метастабильных карбидов с последующим выделением стабильной фазы из твердого раствора и получением значительно более высокодисперсного и однородного по объему распределения частиц этой фазы возможно путем, во-первых, снижения температуры промежуточных отжигов при прокатке, во-вторых, проведения этих отжигов в состояниях с высокой плотностью дислокаций. Исходя из этих представлений в [5] предложен режим термомеханической обработки (далее режим II), обеспечивающий однородное по объему распределение частиц очень высокой (размерами от нескольких единиц до нескольких десятков нанометров, рис. 2, а) дисперсности при отсутствии грубодисперс-ных выделений оксикарбонитридных фаз.
Этот режим помимо модификации гетерофазной структуры обеспечивает повышение термической стабильности дефектной субструктуры. Высокодисперсные выделения оксикарбонитридных фаз, закрепляя индивидуальные дислокации, границы зерен и малоугловые границы субструктуры, предотвращают рекристаллизацию сплава в ходе заключительного часового отжига образцов при Т = 1273 К. При этом в образцах наблюдаются структурные состояния с высокой (более 1010 см-2) плотностью хаотически распределенных дислокаций (рис. 2, а) либо полигональные структуры с размерами блоков до 1 микрона (рис. 2, б).
Исследование температурной зависимости механических свойств после термомеханической обработки по разным режимам (рис. 3) показало, что указанные выше
Рис. 3. Температурная зависимость предела текучести сплавов V-4Т-4Сг: термомеханическая обработка по режиму I (1); термомеханическая обработка по режиму II (2); сплав производства США [8] (3)
особенности модификации гетерофазной и дефектной структуры приводят к значительному повышению предела текучести во всей изученной в работе области температур Т = 293-1 123 К. При этом максимальные эффекты упрочнения наблюдаются при повышенных температурах — в интервале предполагаемых рабочих температур исследуемого сплава Т = 873-1073 К, в котором прирост предела текучести в процессе термомеханической обработки по режиму II достигает значений Да = 100 МПа, приводя к 1.5-кратному повышению прочности. Аналогичный эффект достигается и в сравнении с величиной предела текучести образцов сплава У-4Т1-4Сг американского производства (кривая 3 на рис. 3).
Исходя из сравнения особенностей двухфазной и дефектной (зеренной) микроструктуры сплава после термомеханической обработки по разным режимам можно сделать заключение, что наиболее важными механизмами упрочнения сплава в процессе термомеханической обработки по режиму II являются, во-первых, дисперсное упрочнение в результате повышения дисперсности и однородности распределения частиц неметаллической фазы; во-вторых, субструктурное упрочнение как результат повышения частицами этой фазы термической стабильности дефектной субструктуры и подавления процесса рекристаллизации.
Хорошо известно, что субструктурное упрочнение является одним из немногих механизмов упрочнения, который не сопровождается понижением пластичности материала. Поэтому представленные на рис. 3 эффекты упрочнения достигаются при сохранении высокого запаса пластичности: величина относительного удлинения 5 образцов до разрушения после термомеханической обработки по режиму II составляет около 15 % при комнатной температуре и 5 = 8-10 % при Т = 6731073 К.
Исследование влияния режимов термомеханической обработки на особенности пластической деформации и разрушения сплавов методом сканирующей электронной микроскопии показало также, что одним из важных
$
ЯвЯМ
iff-
J&fc
Рис. 4. Боковая поверхность (а) и поверхности разрушения (б, в) сплава V-4Ti-4Cr после деформации при Т = 973 К: термомеханическая обработка по режиму I (а, б) и режиму II (в)
следствий термомеханической обработки по режиму II является предотвращение в интервале повышенных (Т > 973 К) температур зернограничных механизмов деформации и разрушения сплава. Как видно из рис. 4, а, на поверхности образцов, обработанных по режиму I, после деформации растяжением при Т = 973 К наблюдаются многочисленные микротрещины по границам зерен, размеры и плотность которых увеличиваются по мере приближения к области разрушения. При этом на поверхности разрушения обнаруживаются фасетки, которые можно трактовать как фасетки вязкого межзеренного разрушения. Это свидетельствует о существенном влиянии границ зерен на закономерности пластической деформации и разрушения сплава при Т = 973 К.
В образцах, прошедших термомеханическую обработку по режиму II, указанных особенностей не обнаружено. На боковой поверхности деформированных при Т = 973-1073 К образцов наблюдается значительно более однородный, по сравнению с режимом I, рельеф
деформации, а поверхность разрушения имеет вязкий ямочный излом (рис. 4, в).
На наш взгляд, указанные выше особенности свидетельствуют о возможности существенного повышения жаропрочности сплава после термомеханической обработки по режиму II. Исключение в обработанных по такому режиму состояниях грубодисперсных выделений вторичных фаз, являющихся источниками высоких локальных внутренних напряжений, в том числе на границах зерен (см. рис. 1, в), может также снизить склонность материала к явлению низкотемпературного радиационного охрупчивания в интервале рабочих температур.
Поскольку рекомендованный режим термомеханической обработки отличает значительное уменьшение температуры промежуточных отжигов при прокатке, указанные выше эффекты фазово-структурной модификации могут быть достигнуты при упрощении технологии термомеханической обработки, уменьшении ее энергоемкости, снижении эффектов взаимодействия материала с реактивными элементами вакуумной среды и неконтролируемого изменения состава его поверхностного слоя по кислороду, углероду и азоту.
В заключение отметим, что вследствие значительных технологических трудностей и финансовых затрат, связанных с получением высокочистых ванадиевых сплавов, задача усовершенствования технологий выплавки и термомеханической обработки сплавов системы V-Ti-Cr, по нашему мнению, должна решаться путем не столько очистки этих сплавов от примесей внедрения, сколько контроля за их содержанием (или контролируемого легирования) в процессе выплавки сплавов с учетом предложенных выше методов оптимизации их гетерофазного состояния в ходе термомеханической обработки.
Литература
1. Solonin M.I., Chernov V.M., Gorokhov V.A. et al. Present status and future prospects of the Russian program for fusion low-activation materials // Journal of Nuclear Materials. - 2000. - V. 283-287. - P. 1468-1472.
2. Фромм E, Гебхардт E. Газы и углерод в металлах. - М.: Металлургия,
1980. - 712 с.
3. Chang H.I., Viswanadham R.K., Wert C.A. Age-hardening in V-C and NbC systems // Metallurgical Transactions. - 1974. - V. 5. - P. 1907-1917.
4. Аверин С.А., Сафонов В.А., Солонин М.И. // Вопросы атомной науки и
техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. - 1990. - Вып. 3. - С. 62-68.
5. Тюменцев А.Н., Коротаев А.Д., Пинжин Ю.П. и др. Влияние режимов термомеханической обработки на закономерности формирования гетерофазной и зеренной структуры сплавов V-4Ti-4Cr // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. -2004. - № 2(63).
6. Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P. et al. Effect of the modes of thermomechanical treatment on the formation of the heterophase and grain structure of V-4Ti-4Cr alloys // Journal of Nuclear Materials. - 2004 (in press).
7. Ostermann F. Controlling carbide dispersions in niobium base alloys // J. Less-Common Metals. - 1971. - V. 25. - P. 243-256.
8. HoelzerD.T., Bentley J., RowcliffeA.F. Redistribution of interstitial impu-
rities by controlled precipitation in V-Cr-Ti alloys // Proc. 11th Int. Conf. on Fusion Reactor Materials, December 7-12, 2003, Kyoto, Japan (in press).
