CC BY
60
УДК 538.911, 548.4, 669.17, 620.186.8
Термическая стабильность наноструктурных состояний во внутренне окисленном ванадиевом сплаве с совместным дисперсным и субструктурным упрочнением
И.А. Дитенберг1,2, А.Н. Тюменцев1,2, И.В. Смирнов12, К.В. Гриняев1,2, В.М. Чернов3
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия 3 Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. ак. А.А. Бочвара, Москва, 123098, Россия
Изучено влияние температуры отжигов на особенности трансформации микроструктуры и изменения микротвердости внутренне окисленного ванадиевого сплава системы V-Cr-ZrO2, подвергнутого деформации кручением на наковальнях Бридж-мена. Показано, что комплексная реализация больших степеней пластической деформации и последующих отжигов предварительно дисперсно-упрочненного сплава системы V-Cr-ZrO2 обеспечивает создание мелкокристаллической (с размерами зерен около 1 мкм) структуры с высокой плотностью большеугловых границ, закрепленных наноразмерными частицами на основе ZrO2-Установлено, что такие высокодефектные состояния характеризуются более чем двукратным повышением микротвердости с определяющим вкладом зернограничного типа упрочнения. В результате проведенных исследований выявлены основные особенности протекания релаксационных процессов в сплаве системы V-Cr-ZrO2 после деформации кручением под давлением при комнатной температуре. Установлено, что термообработка изучаемого материала при 800 °С способствует активизации процессов возврата и полигонизации. После повышения температуры до 900 °С наблюдается проявление процессов первичной рекристаллизации. Дальнейшее увеличение температуры в интервале 950-1050 °С приводит к интенсификации процессов собирательной рекристаллизации, следствием которой является значительное увеличение доли зерен равноосной формы. При температуре 1200 °С происходит активизация вторичной рекристаллизации, в результате которой значительно увеличиваются размеры отдельных зерен. Указанные процессы сопровождаются снижением значений микротвердости изучаемого сплава от 3500 до 2000 МПа. Проведен анализ закономерностей дисперсного и субструктурного упрочнения и их вклада в величину прочности. Показано, что высокая термическая стабильность наноструктурного и мелкокристаллического состояний обеспечивается высокой плотностью распределенных однородным образом наноразмерных (3-10 нм) частиц на основе ZrO2, которые закрепляют большеугловые границы зерен.
Ключевые слова: сплав ванадия, большие пластические деформации, микротвердость, просвечивающая электронная микроскопия, гетерофазная структура, размеры зерен, субмикрокристаллические и нанокристаллические состояния, термообработка, релаксационные процессы, термическая стабильность, механизмы упрочнения
DOI 10.24411/1683-805X-2018-14007
Thermal stability of nanostructured internally oxidized vanadium alloy with combined dispersion and substructural hardening
I.A. Ditenberg1,2, A.N. Tyumentsev1,2, I.V. Smirnov1,2, K.V. Grinyaev1,2, and V.M. Chernov3
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia 3 A.A. Bochvar High-Technology Research Institute of Inorganic Materials, Moscow, 123098, Russia
The paper studies the effect of the annealing temperature on microstructural transformation and microhardness variation in an internally oxidized vanadium alloy V-Cr-ZrO2 deformed by high-pressure torsion in Bridgman anvils. It is shown that the development of large plastic strains and subsequent annealing of the particle reinforced V-Cr-ZrO2 alloy lead to the formation of a fine-grained structure (with about 1 |xm grain size) with a high density of high-angle boundaries pinned by ZrO2-based nanoparticles. Such high-defect states are characterized by a more than twofold increase in microhardness with the major contribution of grain boundary hardening. The conducted research has revealed the main relaxation features of V-Cr-ZrO2 alloy deformed by high-pressure torsion at room temperature. The heat treatment of the studied material at 800 °C is shown to activate recovery and polygonization. Primary recrystallization is observed upon temperature increase to 900 °C. A further increase in temperature in the interval 950-1050 °С intensifies collective recrystallization, due to which the fraction of equiaxed grains increases significantly. Secondary recrystallization is activated at 1200 °C and, as a result, individual grains grow in size. These processes are accompanied by a decrease in the V-Cr-ZrO2 alloy microhardness from 3500 to 2000 MPa. Dispersion and substructural hardening are analyzed, and their contribution to the strength is studied. It is shown that the high thermal stability of the nanostructural and fine-grained states is ensured by the high density of uniformly distributed ZrO2-based nanoparticles (of size 3-10 nm) that pin the high-angle grain boundaries.
Keywords: vanadium alloy, large plastic strains, microhardness, transmission electron microscopy, heterophase structure, grain sizes, submicrocrystalline and nanocrystalline states, heat treatment, relaxation, thermal stability, hardening mechanisms
© Дитенберг И.А., Тюменцев А.Н., Смирнов И.В., Гриняев К.В., Чернов В.М., 2018
1. Введение
Хорошо известно [1-6], что в чистых металлах и сплавах после больших пластических деформаций формируются субмикрокристаллические и нанокристалли-ческие структурные состояния с высокой плотностью дефектов кристаллического строения в объеме и на границах зерен. Такая трансформация микроструктуры часто способствует улучшению комплекса физико-механических свойств. На сегодняшний день при исследовании ОЦК-металлов и сплавов на их основе наиболее актуальными являются вопросы о закономерностях деформационного и дисперсного типов упрочнения, повышения их эффективности и термической стабильности при формировании наноструктурных состояний и достигаемых характеристик прочности.
В работах [7-9] на примере ванадиевых сплавов разных систем было показано, что в результате модификации гетерофазной структуры в процессе термомеханической и/или химико-термической обработок удается получить наноразмерные частицы вторых фаз. Установлено, что однородное распределение таких частиц обеспечивает достижение существенного повышения (в 1.52.0 раза) характеристик кратковременной прочности этих сплавов при комнатной и повышенных (800900 °С) температурах с сохранением необходимого уровня пластичности. На сплаве системы ^Т-Сг продемонстрирована возможность эффективного использования метода многократной всесторонней ковки для формирования наноструктур с высокой запасенной энергией деформации на промежуточных этапах термомеханической обработки, обеспечивающих значительное измельчение зеренной структуры на ее заключительной стадии [9].
В настоящей работе проведено исследование термической стабильности микроструктуры и микротвердости ванадиевого сплава системы ^Сг^Ю2 после деформации кручением на наковальнях Бриджмена.
2. Материал и методика исследования
Использован сплав V-0.66%Zr-8.62%Cr-0.04%W-0.04%С-0.06%0-0.04%К (ат. %). Термомеханическая обработка, обеспечивающая диспергирование исходных грубодисперсных частиц оксикарбонитридной фазы, проведена по схеме [7]: часовой вакуумный отжиг при температуре 1400 °С; 5 циклов деформации прокаткой с обжатием е = 30 % при комнатной температуре с промежуточными часовыми отжигами при 700 °С; стабилизирующий вакуумный отжиг при 1000 °С в течение часа. Последующая химико-термическая обработка проведена по режиму [8]: термообработка на воздухе при температуре 620 °С в течение 8 ч; вакуумный ступенчатый (от 620 до 1100 °С) отжиг продолжительностью 10 ч для перевода кислорода поверхностной окалины внутрь образцов. Суммарная концентрация
кислорода после такой обработки достигла 1.34 ат. %, а вторая фаза преимущественно представлена мелкодисперсными частицами ZrO2, поэтому сплав будем обозначать V-Cr-ZrO2.
На образцах (в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 13x2 х0.7 мм) после термомеханической и химико-термической обработок проведены механические испытания методом активного растяжения со скоростью е = 2-10-3 с-1 при комнатной температуре. Перед растяжением образцы подвергались стабилизирующему отжигу при 1100 °C продолжительностью 1 ч.
Перед деформацией кручением под давлением с целью стабилизации структурно-фазового состояния был проведен часовой отжиг при 1400 °С. Деформацию образцов-дисков толщиной h = 0.2 мм (после деформации ~0.15 мм) и диаметром 8 мм производили кручением под высоким давлением (7 ГПа) при комнатной температуре и числе оборотов наковален N = 1 [10]. Для последующих термообработок использовали образцы, вырезанные на расстояниях R от центра диска в интервале 1.1-2.2 мм. Величины их сдвиговой у = = ImR/h и истинной логарифмической e ~ lny деформаций изменяются при этом в пределах от у = 46 (е = 3.8) до у = 92 (е = 4.5). Образцы после указанной деформации подвергали часовым вакуумным отжигам при температурах 700, 800, 900, 950, 1000, 1050, 1100 и 1200 °C.
Микротвердость Hц определяли методом Виккерса в сечении, перпендикулярном плоскости наковален, на приборе Neophot 21 при нагрузке 0.5 Н и выдержке 15 с.
Структурные исследования методом просвечивающей электронной микроскопии проведены на приборе Philips CM-30 TWIN при ускоряющем напряжении 300 кВ. Тонкие фольги были препарированы в сечениях, нормальных плоскости наковален. Для их получения на образцы после деформации электролитическим способом осаждали необходимый слой меди. Плоские образцы в указанных выше сечениях отрезали на электроискровом станке и механически шлифовали до толщины 100 мкм. Дальнейшее утонение проводили двусторонним распылением ионами аргона при ускоряющем напряжении 5 кВ. Для изучения особенностей дефектной структуры объема и границ зерен использован электронно-микроскопический метод темнополь-ного анализа дискретных и непрерывных разориентиро-вок [11].
Получение и анализ картин дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) выполнены с использованием растрового электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D с приставкой Pegasus при ускоряющем напряжении 30 кВ в режиме с гексагональной постановкой точек. Кикучи-картины, формируемые обратно рассеянными электронами, автоматически индицировались программой TSL OIM Data Collection. Обработка
Рис. 1. Зеренная и гетерофазная структура сплава V-Cr-Zr02 после комплексной термомеханической и химико-термической обработки и часового отжига при температуре 1400 °С: карта угловой ориентации зеренной структуры (растровая электронная микроскопия) (а), гистограмма распределения зерен по размерам (б), темнопольное изображение частиц мелкодисперсной фазы в рефлексе [200], совпадающем с дифракционным максимумом [110] матрицы (просвечивающая электронная микроскопия) (в)
полученного массива данных проведена с использованием программного обеспечения TSL OIM Analysis.
3. Результаты исследования
Для анализа эффективности дисперсного упрочнения частицами оксида циркония экспериментально были определены значения предела текучести а0. х изучаемого сплава при комнатной температуре после термомеханической и комплексной (термомеханическая плюс химико-термическая) обработок. Установлено, что после термомеханической обработки значения а0 х составляют 290-313 МПа, а после комплексной — 493517 МПа. Обнаруженное таким образом изменение Да ~ 200 МПа отражает вклад дисперсного упрочнения наноразмерными частицами ZrO2. Микротвердость образцов после стабилизирующего отжига при 1100 °C составила 1770 и 1930 МПа для термомеханической и комплексной обработки соответственно.
На рис. 1, а представлена карта угловой разориен-тации зеренной структуры сплава У-Сг-2Ю2 после часового вакуумного отжига при 1400 °С. Как видно, размеры зерен находятся в интервале от нескольких микрометров до нескольких десятков микрометров (рис. 1, а, б). В результате статистической обработки данных установлено, что средний размер зерен составляет 12.6 мкм (рис. 1, б). На рис. 1, в приведено темнопольное электронно-микроскопическое изображение гетерофазной структуры изучаемого сплава, которая преимущественно представлена мелкодисперсными (от 3 до 10 нм) частицами 2Ю2.
Особенности микроструктуры сплава У-Сг-2Ю2 после пластической деформации методом кручения под давлением ранее были нами изучены в [10]. На рис. 2, а представлено типичное светлопольное изображение формирующегося анизотропного субмикрокристаллического состояния, которое характеризуется зернами вытянутой формы, с размерами d в направлениях, па-
Рис. 2. Микроструктура сплава V-Cr-Zr02 после деформации кручением под давлением (N = 1) (а, б) [10] и последующего отжига при 800 °C (в). Просвечивающая электронная микроскопия
0.0 0.4 0.8 1.2
Размер зерна, мкм
0.0 0.4 0.8 1.2 1.6
Размер зерна, мкм
0.4 0.8 1.2
Размер зерна, мкм
Рис. 3. Гистограммы распределения кристаллитов по размерам в сплаве ^Сг-7гО2 после деформации (а, б) и последующего часового отжига при температуре 800 °С (в, г). Размеры вдоль направлений, параллельных (а, в) и перпендикулярных плоскости наковален (б, г)
раллельных плоскости наковален (ПН), от 50 до 800 нм, в направлении оси кручения (ОК) — от 20 до 200 нм. В соответствии с [12], анизотропия микроструктуры является следствием высокой анизотропии полей смещений и поворотов при реализации схемы кручения под давлением. Внутри представленных субмикронных зерен обнаружено двухуровневое состояние [11]: нано-фрагменты (5-20 нм), разделенные малоугловыми (0.50-2.00) границами с упругой кривизной кристаллической решетки, достигающей нескольких сотен градус/ микрон (рис. 2, б). Гетерофазная структура сплава после
деформации по-прежнему представлена наночастицами размерами от 3 до 10 нм [10].
Отжиг при температуре 700 ос не оказал влияния на структурно-фазовое состояние изучаемого материала. Светлопольные изображения микроструктуры идентичны тем, которые наблюдаются непосредственно после деформации кручением под давлением (рис. 2, а, б).
После отжига при 800 ос на фоне исходного структурного состояния (рис. 2, а) появляются почти равноосные кристаллиты размерами от 50 до 250 нм (рис. 2, в). Иногда крупные анизотропные зерна фрагментированы
Рис. 4. Зеренная структура сплава ^Сг-7гО2 после деформации и отжига при температурах 900 (а), 950 (б), 1000 °С (в). Просвечивающая электронная микроскопия
1 2 Размер зерна, мкм
1 2 3 Размер зерна, мкм
Рис. 5. Гистограммы распределения зерен по размерам внутренне окисленного сплава У-Сг^гО2 после отжига при температурах 900 (а), 950 (б), 1000 °С (в)
на субзерна указанных выше размеров. Наглядно эти различия проявляются при сопоставлении соответствующих гистограмм распределения зерен по размерам
в сечениях, параллельном (рис. 3, а, в) и перпендикулярном (рис. 3, б, г) плоскости наковален. Максимум распределения в сечении, перпендикулярном плоскости наковален, после указанного отжига смещается в сторону увеличения размеров зерен (рис. 3, б, г) и по характеру распределения подобен тому, что наблюдается в сечении, параллельном плоскости наковален (рис. 3, в). Таким образом, структурная аттестация свидетельствует о том, что при данной температуре в материале активизируются процессы возврата и полигони-зации.
Увеличение температуры отжига до 900 °С приводит к существенному увеличению размеров и изменению формы кристаллитов (рис. 4, а). Основной объем материала представлен почти равноосными зернами с боль-шеугловыми границами размером около 1 мкм. На их фоне встречаются зерна более мелкой (до 0.3 мкм) субмикрокристаллической фракции (рис. 5, а). Скалярная плотность дислокаций изменяется в интервале 3.2 • 109 - 1.6 • 1010 см-2. При этом границы большинства крупных и мелких зерен имеют искривленную форму.
Структурные состояния после отжига при 950 (рис. 4, б) и 1000 °С (рис. 4, в) почти идентичны друг другу. Преимущественно наблюдаются близкие к равноосным зерна, размеры которых находятся в интервале от 0.5 до 3.0 мкм (рис. 5, б, в). Скалярная плотность дислокаций внутри зерен снижается до значений в интервале 8 • 108 - 3 • 109 см-2. Среди наиболее существенных отличий этих структурных состояний от микроструктуры после отжига при 900 °С можно выделить менее искривленную форму межкристаллитных границ и появление зерен, практически свободных от дислокаций. Сравнение гистограмм распределения зерен по размерам (рис. 5) показывает, что с ростом температуры наблюдается увеличение размеров зерен. Указанные факты свидетельствуют о протекании собирательной рекристаллизации.
Микроструктура сплава после отжигов в интервале температур от 1050 до 1200 °С характеризуется активи-
Яг
-А.
ё
2--0
■чг-^ТШ^^ ¥ -Л л* щ * >
Ь- ' г-ч .!Г" х - о ,-4
Рис. 6. Карты угловой разориентации зеренной структуры сплава V-Cr-ZrО2 после деформации и отжига при температурах 1050 (а), 1100 (б), 1200 °С (в). Растровая электронная микроскопия (EBSD)
2 4 6 8 10 12 Размер зерна, мкм
0.25
0.20.
0.15.
0.10.
0.05.
0.00.
- б
г-Г> ТПЪгГЛттт-р-п-,.
2 4 6 8 10 Размер зерна, мкм
12
0.05 0.00
-
гГ Тгк^ги „ г
0 2 4 6 8 10 Размер зерна, мкм
12
Рис. 7. Гистограммы распределения зерен по размерам внутренне окисленного сплава у-сг-7г02 после отжига при температурах 1050 (а), 1100 (б), 1200 °С (в)
зацией и развитием процессов вторичной рекристаллизации. После отжига при 1050 °С на картах угловой разориентации наблюдаются отдельные крупные зерна размером более 5 мкм (рис. 6, а). Повышение температуры отжига до 1100 (рис. 6, б) и 1200 °С (рис. 6, в) приводит к тому, что количество таких зерен существенно увеличивается (рис. 7).
Необходимо заметить, что в изученном интервале термообработок от 700 до 1200 °С не обнаружено заметного изменения объемной доли и размеров мелкодисперсных частиц 2г02 по сравнению с состоянием после часового отжига при 1400 °С (рис. 1, в), что является следствием их высокой термической стабильности [13].
Описанные процессы релаксации микроструктуры сопровождаются существенным изменением микротвердости сплава У-Сг-2Ю2. Микротвердость образцов перед деформацией (часовой отжиг при температуре 1400 °С) составляла ~1500 МПа. После деформации кручением под давлением наблюдается более чем
♦ Эксперимент — Теоретический расчет
Рис. 8. Микротвердость сплава у-сг-7г02 после деформации кручением под давлением (Ы = 1) и последующего отжига (а), определение коэффициента Холла-Петча (И^0 и Кн) (б)
двукратное повышение И^ до 3500 МПа [10]. На рис. 8, а представлены данные о микротвердости после деформации и последующих термообработок в изученном интервале температур. Установлено, что отжиги при 700, 800 и 900 °С практически не оказывают влияния на И^. Повышение температуры до 950 °С приводит к снижению микротвердости до 2880 МПа. В интервале 950-1050 °С значения И^ находятся в диапазоне 2800-2900 МПа. После отжигов при 1100 и 1200 °С наблюдается их уменьшение до 20002180 МПа.
В результате анализа установлено, что в температурном интервале от 900 до 1200 °С микротвердость снижается с увеличением средних размеров зерен d в соответствии с соотношением Холла-Петча И^ = И^0 + + Kнd"1/2 при значении Кн = 2480 ГПа-мкм1/2 (рис. 8).
4. Обсуждение результатов
Проведенные ранее нами в работе [10] оценки напряжений Орована (Да = Gb|X, где Х- Rp(2rc/ (3f ))1/2 [14]; G - 47000 МПа, Ь - 0.262 нм — вектор Бюргерса дислокации [15]) в зависимости от объемной доли f и размера Rp частиц второй фазы (табл. 1) свидетельству-
Таблица
Расчетные значения напряжений Орована в ванадии в зависимости от объемной доли и размеров частиц второй фазы [10]
Объемная Размер частиц (диаметр 2Яр), нм
доля 3 5 10 20
частиц f Напряжение Орована Да, МПа
0.02000 802 481 241 120
0.01500 695 417 208 104
0.01000 567 340 170 85
0.00500 401 241 120 60
0.00250 284 170 85 43
0.00125 201 120 60 30
ют о высоких эффектах дисперсного упрочнения. В изучаемом сплаве У-Сг-2г02 вклад в объемную долю от мелкодисперсных частиц на основе 2г02, выделяющихся в процессе внутреннего окисления, не превышает 0.016.
Данные о размере мелкодисперсных частиц на основе 2г02 с учетом оценок влияния их объемной доли (см. таблицу) свидетельствуют о том, что обнаруженное приращение Да - 200 МПа. Довольно грубая оценка с использованием соотношения Тейбора а = И1Т/3 [16] показывает, что вклад дисперсного упрочнения в микротвердость сплава после комплексной термомеханической плюс химико-термической обработки и большой пластической деформации составляет около 600 МПа.
Зернограничное (по закону Холла-Петча) упрочнение — наиболее важный механизм повышения прочностных свойств дисперсно-упрочненных сплавов в мелкокристаллическом состоянии. Одним из факторов такой эффективности (высокого значения коэффициента Холла-Петча а = И1Т/3) может быть закрепление границ зерен нанодисперсными частицами оксидов, как в случае изучаемого сплава. Следует заметить, что еще более весомое значение этот факт может приобретать при повышенных температурах деформации, особенно в условиях экспериментов по изучению длительной прочности и ползучести.
Сопоставление значений микротвердости показывает, что после большой пластической деформации кручением под давлением и последующих отжигов в температурном интервале от 700 до 900 °С И. на 1570 и 1730 МПа выше по сравнению с микротвердостью после химико-термической и термомеханической обработок соответственно. Таким образом, вклад субструктурного и зернограничного упрочнения при формировании мелкокристаллической структуры оказывается в несколько раз выше, чем дисперсного. В то же время достигаемый в работе уровень микротвердости
изучаемого сплава, на наш взгляд, является результатом мультипликативного действия указанных выше механизмов, и следует рассматривать их кооперативное взаимодействие, а не только индивидуальный вклад. Помимо дисперсного упрочнения по механизму Орована, мелкодисперсные частицы фаз внедрения закрепляют границы зерен, тем самым значительно повышая эффективность зернограничного упрочнения, в том числе и при повышенных температурах. Кроме того, высокая плотность мелкодисперсных частиц существенно увеличивает эффект субструктурного упрочнения, что способствует повышению напряжения старта дислокаций и росту коэффициента Кн. Экспериментально определенный коэффициент Кн (рис. 8, б) дисперсно-упрочненного сплава У-Сг-2г02 оказывается в 1.6 раза выше по сравнению с чистым (99.80 ат. %) ванадием (5 кГ • мм-3/2 -1550 МПа • мкм1'2 [17]).
На представленном графике (рис. 8, а) можно выделить три основных интервала температур отжигов (700900, 950-1050, 1100-1200 °С), в пределах которых значения микротвердости сплава У-Сг-2г02 меняются незначительно. Первый интервал (700-900 °С) характеризуется значениями микротвердости ~3500 МПа, которые достигаются после деформации кручением под давлением при комнатной температуре. По-видимому, повышение температуры отжига до 800 °С способствует началу релаксации наиболее высокодефектных структурных состояний — наноструктурных состояний двухуровневого типа. Так как после деформации при числе оборотов N = 1 эти состояния встречаются редко, их релаксация практически не оказывает влияния на уровень микротвердости. Заметим, что после больших степеней деформации (е = 6.6, N = 5, Я = 3.5 мм) формирование в изучаемом сплаве высокой плотности двухуровневых наноструктурных состояний обеспечивает достижение более высоких значений И.. - 4850 МПа. Несмотря на активизацию процессов первичной рекристаллизации при 900 °С и разблокировку дислокационных ансамблей, микротвердость остается на прежнем уровне (рис. 8, а), что связано с сохранением высокой плотности границ зерен большеуглового типа, определяющих эффективность зернограничного упрочнения.
Сильная зависимость прочности от размера зерен при высокой неоднородности зеренной структуры является причиной значительных разбросов ДИ., что видно из сопоставления значений микротвердости (рис. 8, а) с данными о размерах зерен (гистограммы на рис. 1, б, 3, 5 и 7).
Важно заметить, что в обсуждаемом температурном интервале (700-900 °С) трансформация микроструктуры из наноструктурного состояния с неравновесными границами зерен в мелкокристаллическое состояние с равновесными границами сопровождается сменой ме-
ханизма пластической деформации. Предложенный нами механизм квазивязкого движения нанодиполей частичных дисклинаций, контролируемого потоками неравновесных точечных дефектов в полях высоких локальных градиентов нормальных компонент тензора напряжений, вносит определяющий вклад в процессы наноструктурирования материалов [18]. В то время как для структурных состояний с мелким зерном и равновесными границами характерно выполнение соотношения Холла-Петча, основным механизмом пластической деформации и упрочнения при этом, как известно [19], является зарождение и движение индивидуальных дислокаций и их ансамблей. Таким образом, в указанном температурном интервале термоактивационные процессы способствуют росту зерен, что приводит как к смене основных механизмов структурообразования, так и к изменению вкладов от рассматриваемых типов упрочнения при формировании сложных композитных структурных состояний.
Подобное изменение механизмов структурной трансформации характерно для многих металлических материалов. В частности, в работе [20] на примере титана продемонстрировано, что при переходе от крупнозернистой структуры с совершенными границами зерен к ультрамелкозернистой структуре с несовершенными границами зерен понижаются температуры начала и интенсивного развития истинного зернограничного проскальзывания и уменьшается энергия активации этого процесса.
Существенное (с 3500 до ~2700-2900 МПа, рис. 8, а) уменьшение значений микротвердости после отжигов во втором температурном интервале (950-1050 °С) сопровождается активизацией процессов вторичной рекристаллизации.
Наименьшие значения микротвердости (20002200 МПа, рис. 8, а) получены после отжига в третьем температурном интервале (1100-1200 °С). Интенсивное протекание процессов вторичной рекристаллизации (рис. 6) сопровождается миграцией и уменьшением протяженности границ зерен, что свидетельствует о снижении эффективности зернограничного упрочнения.
Не менее важным результатом работы является определение температурных интервалов стабильности наноструктурного и мелкокристаллического состояний сплава У-Сг-2г02. Результаты проведенных исследований показали, что релаксация наноструктурного состояния в этом сплаве начинается при 800 °С в то время как аналогичные процессы в сплаве системы У-4Т-4Сг начинаются уже при 600 °С. Мелкокристаллическое состояние сплава У-Сг-2г02 также характеризуется высокой термической стабильностью. В частности, после отжига при 1200 °С (0.67Тт) основной объем материала представлен мелкими зернами почти равноосной формы размерами 1-5 мкм с почти совершенными границами, на фоне которых встречаются более крупные
(10-20 мкм) зерна (рис. 6, в, 7, в). Ранее в ванадиевом сплаве системы У-Т-Сг после деформации всесторонней ковкой подобное состояние наблюдалось уже после отжига при температуре 1000 °С [8]. Существенное повышение термической стабильности микроструктуры и свойств сплава У-Сг-2г02 связано с двумя основными факторами при контролируемой модификации гетерофазной структуры материала в процессе термомеханической и химико-термической обработок: во-первых, формирование мелкодисперсных частиц на основе 2г02, характеризуемых повышенной термической стабильностью; во-вторых, значительное (более чем в 6 раз) увеличение объемной доли наноразмерных (310 нм) частиц, распределенных однородным образом.
Таким образом, одним из направлений дополнительного повышения прочности (в том числе высокотемпературной) гетерофазных ванадиевых сплавов является формирование в результате модификации структурно-фазового состояния однородной мелкокристаллической структуры (с размерами зерен около 1 мкм) с высокой плотностью однородно распределенных нано-размерных частиц вторых фаз, обеспечивающих реализацию эффективного дисперсного упрочнения и закрепление большеугловых границ зерен.
5. Заключение
Показано, что комплексная реализация больших степеней пластической деформации и последующих отжигов предварительно дисперсно-упрочненного сплава У-Сг-2г02 обеспечивает создание мелкокристаллической (с размерами зерен около 1 мкм) структуры с высокой плотностью большеугловых границ, закрепленных наноразмерными частицами 2г02. Такие состояния характеризуются более чем двукратным повышением микротвердости с определяющим вкладом зер-нограничного упрочнения.
Изучены особенности протекания релаксационных процессов в сплаве У-Сг-2г02 после деформации кручением под давлением. При 800 °С в материале активизируются процессы возврата и полигонизации. После повышения температуры до 900 °С наблюдаются процессы первичной рекристаллизации. Дальнейшее увеличение температуры в интервале 950-1050 °С приводит к интенсификации процессов собирательной рекристаллизации, следствием которой является значительное увеличение доли равноосных зерен. При температуре 1200 °С активизируется вторичная рекристаллизация, в результате которой значительно увеличиваются размеры отдельных зерен. Указанные процессы сопровождаются изменением микротвердости изучаемого сплава.
Показано, что высокая термическая стабильность наноструктурного и мелкокристаллического состояний обеспечивается высокой плотностью распределенных
однородным образом наноразмерных (3-10 нм) частиц на основе ZrO2, которые закрепляют большеугловые границы зерен.
Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг., направление III.23.
Литература
1. Valiev R.Z., Islamgaliev R.K., Alexandrov I.V Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation // Progr. Mater. Sci. - 2000. -V. 45. - P. 103-189.
2. Колобов Ю.Р., Валиев P.3., Грабовецкая Г.П., Жиляев А.П., Дуда-рев Е.Ф., Иванов К.В., Иванов М.Б., Кашин О.А., Найденкин Е.В. Зернограничная диффузия и свойства наноструктурных материалов. - Новосибирск: Наука, 2001. - 232 с.
3. Meyers M.A., Mishra A., Benson D.J. Mechanical properties of nano-crystalline materials // Progr. Mater. Sci. - 2006. - V 51. - P. 427556.
4. Estrin Y., Vinogradov A. Extreme grain refinement by severe plastic deformation: A wealth of challenging science // Acta Mater. - 2013. -V. 61. - P. 782-817.
5. Корзникова Г.Ф. Применение комбинированных схем нагружения для получения ультрамелкозернистой структуры в магнитотвер-дых сплавах системы Fe-Cr-Co // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. -№ 4. - С. 63-68.
6. Зольников К.П., Корчуганов А.В., Крыжевич Д.С., Псахье С.Г. Динамика формирования и распространения нанополос с упругой кривизной решетки в кристаллите никеля // Физ. мезомех. -2017.- Т. 20. - № 6. - С. 16-21.
7. Tyumentsev A.N., Ditenberg I.A., Grinyaev K.V., Smirnov I.V, Pin-zhin Yu.P., Chernov V.M., Potapenko M.M., Drobyshev V.A., Kravtso-va M.V. The effect of thermomechanical treatment regimes on microstructure and mechanical properties of V-Me(Cr, W)-Zr-C Alloys // Phys. Atom. Nuclei. - 2015. - V. 78. - No. 10. - P. 1092-1099.
8. Tyumentsev A.N., Ditenberg I.A., Grinyaev K.V., Chernov V.M., Potapenko M.M. Multi-directional forge molding as a promising method
of enhancement of mechanical properties of V-4Ti-4Cr alloys // J. Nucl. Mater. - 2011. - V. 413. - P. 103-106.
9. Grinyaev K.V., Smirnov I.V., Ditenberg I.A., Tyumentsev A.N., Radi-shevskii V.L., Gavrilin A.N., Korznikov A.V., Chernov V.M. Formation of nanostructured state in an internally oxidized vanadium alloy under severe plastic deformation // Russ. Phys. J. - 2017. - V. 59. -No. 12. - P. 2094-2100.
10. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А., Коротаев А.Д., Денисов К.И. Эволюция кривизны кристаллической решетки в металлических материалах на мезо- и наноструктурном уровнях пластической деформации // Физ. мезомех. - 2013. - Т. 16. - № 3. - С. 63-79.
11. Ditenberg I.A., Tyumentsev A.N., Korznikov A.V., Chernov V.M., Potapenko M.M. Features of the formation of the submicrocrystalline structural state upon plastic deformation of a V-4Ti-4Cr alloy in Bridgman anvils // Phys. Met. Metall. - 2012. - V. 113. - Iss. 2. -P. 160-169.
12. Samsonov G.V. The Oxide Handbook. - New York: IFI/Plenum, 1973. - 524 p.
13. Martin J.W. Micromechanisms in Particle-Hardened Alloys. - Cambridge: Cambridge University Press, 1980. - 212 p.
14. Hirth J.P., Lothe J. Theory of Dislocations. - New York: McGraw-Hill, 1968. - 780 p.
15. Tabor D. Indentation hardness: Fifty years on. A personal view // Philosoph. Mag. A. - 1996. - V. 74. - No. 5. - P. 1207-1212.
16. Nouet G., Deschanvres A. Relations entre les essais de dureté et de traction et la taille des grains dans le vanadium // J. Less-Common Metals. - 1974. - V. 35. - P. 17-29.
17. Тюменцев А.Н., Дитенберг И.А. Нанодиполи частичных дискли-наций как носители квазивязкой моды деформации и формирования нанокристаллических структур при интенсивной пластической деформации металлов и сплавов // Физ. мезомех. - 2011. -Т. 14. - № 3. - С. 55-68.
18. Козлов Э.В., Жданов А.Н., Конева Н.А. Барьерное торможение дислокаций. Проблема Холла-Петча // Физ. мезомех. - 2006. -Т. 9. - № 3. - C. 81-92.
19. Dudarev E.F., Pochivalova G.P., Kolobov Yu.R., Kashin O.A., Galki-nal.G., Girsova N.V., Valiev R.Z. True grain-boundary slipping in coarse- and ultrafine-grained titanium // Russ. Phys. J. - 2004. -V. 47. - No. 6. - P. 617-625.
Поступила в редакцию 29.01.2018 r.
Сведения об авторах
Дитенберг Иван Александрович, д.ф.-м.н., доц., снс ИФПМ СО РАН, зав. каф. ТГУ, ditenberg_i@mail.ru
Тюменцев Александр Николаевич, д.ф.-м.н., проф., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф., зав. лаб. ТГУ, tyuments@phys.tsu.ru
Смирнов Иван Владимирович, мнс ИФПМ СО РАН, инж. ТГУ, smirnov_iv@bk.ru
Гриняев Константин Вадимович, мнс ИФПМ СО РАН, инж. ТГУ, kvgrinyaev@inbox.ru
Чернов Вячеслав Михайлович, д.ф.-м.н., проф., гнс ВНИИНМ им. А.А. Бочвара, chernovv@bochvar.ru
