Влияние химико-термической обработки на термическую стабильность микроструктуры, механические свойства и особенности разрушения сплава V-Cr-Ta-Zr | Известия вузов. Физика. 2021. № 7. DOI: 10.17223/00213411/64/7/36

Влияние химико-термической обработки на термическую стабильность микроструктуры, механические свойства и особенности разрушения сплава V-Cr-Ta-Zr

Проведено исследование особенностей структурно-фазового состояния, термической стабильности, характеристик механических свойств и особенностей разрушения сплава V-Cr-Ta-Zr после химико-термической обработки по методу неравновесного внутреннего окисления. Установлено, что, в отличие от химико-термической обработки в дефектном состоянии, эффективное влияние кислорода при введении в материал со стабилизированной структурой наблюдается только при его высоких концентрациях. При таких концентрациях кислорода, обеспечивающих максимальное связывание Zr в частицы на основе ZrO2, изучаемый сплав демонстрирует высокий уровень термической стабильности и прочностных свойств. Указанные эффекты связаны с реализацией дисперсного упрочнения по механизму Орована на наноразмерных частицах ZrO2, характеризуемых высокой термической стабильностью. Концентрация и характер распределения кислорода в совокупности предопределяют пространственное распределение формируемых при химико-термической обработке наноразмерных частиц ZrO2, что проявляется в особенностях разрушения материала при разных температурах.

Chemical-heat treatment influence on thermal stability of microstructure, mechanical properties and fracture features of.pdf Введение Малоактивируемые ванадиевые сплавы являются перспективными конструкционными материалами для использования в энергетических установках нового поколения [1-3]. В этой связи повышение эффективности дисперсного упрочнения рассматривается в качестве одного из основных направлений улучшения эксплуатационных свойств таких сплавов при повышенных температурах [4-9]. Как известно [10, 11], напряжение Орована в сплавах с дисперсным упрочнением зависит от объемной доли и дисперсности частиц вторых фаз. При этом если повышение дисперсности вторых фаз в сплавах после выплавки может быть реализовано путем дробления, растворения и перераспределения исходных грубодисперсных выделений в процессе термомеханических обработок (ТМО) [12, 13], то увеличение ее объемной доли возможно только методами химико-терми¬ческой обработки (ХТО) [6, 9, 14, 15]. После ХТО ванадиевых сплавов разных систем (V-Zr-C и V-Mo-Zr-C [6], V-Cr-Ti [14], V-Cr-W-Zr [9, 15]) было установлено, что при высоких (более 1 ат. %) концентрациях кислорода образование фронта окисления происходит путем реализации механизма неравновесного внутреннего окисления на расстояниях, сравнимых с полутолщиной образца. Формируемые в области фронта окисления путем выделения из твердого раствора, а также путем окисления исходных карбидных частиц наноразмерные (3-20 нм) оксиды на основе ZrO2 обеспечивают повышение высокотемпературной прочности и термической стабильности таких сплавов. В настоящей работе проведено изучение влияния ХТО на термическую стабильность микроструктуры, механические свойства и особенности разрушения сплава V-Cr-Ta-Zr. Материалы и методика исследования В работе использован сплав V - 6.99 Cr - 1.8 Ta - 0.45 Zr - 0.174 O - 0.138 C - 0.034 N (ат. %) (далее V-Cr-Ta-Zr) производства АО «Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов им. А.А. Бочвара» (Москва). Образцы из указанного сплава подвергали термомеханической обработке по стандартному режиму [12], который предполагает чередование деформации прокаткой (до   50%) при комнатной температуре с часовыми промежуточными отжигами при температуре 1000 °C в вакууме. После ТМО проведен часовой стабилизирующий отжиг в вакууме при 1100 °C. ХТО осуществлялась по режиму [6, 9, 13, 14]: термообработка на воздухе (формирование поверхностной окалины) при температуре 620 °C; вакуумный ступенчатый (с повышением температуры от 620 до 1000 °C) отжиг продолжительностью 10 ч для перевода кислорода поверхностной окалины внутрь образцов. Время термообработки на воздухе определяет концентрацию вводимого кислорода. Взвешивание образцов до и после окисления проведено на электронных лабораторных весах GH-200 фирмы A&DCOLTD с точностью ~ 10-4 г. На основе этих данных определена общая концентрация кислорода (CO) с учетом химического состава изучаемого сплава. В табл. 1 приведены данные по CO и оценки объемной доли (f) частиц вторых фаз на основе ZrO2 в зависимости от продолжительности (tО) формирования поверхностной окалины. Таблица 1 Общая концентрация кислорода (СO) и оценки объемной доли (f) частиц ZrO2 в зависимости от продолжительности (tО) формирования поверхностной окалины tО, мин 10 40 150 СО, ат. % 0.56±0.05 0.84±0.02 1.20±0.05 f, % 0.69 1.04 1.47 Получение картин дифракции обратно рассеянных электронов (Electron Backscatter Difraction (EBSD)) выполнено с использованием сканирующего электронно-ионного микроскопа FEI Quanta 200 3D (30 кВ). Кикучи-картины, формируемые обратно рассеянными электронами, автоматически индицировались программой «TSL OIM data collection». Обработка и анализ полученного массива данных осуществлялись с помощью программного обеспечения «TSL OIM analysis». Изучение фрактограмм после растяжения при разных температурах проведено методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) на микроскопе Tescan Vega 3 SBH (30 кВ). Исследования методами просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) выполнены на электронном микроскопе Philips СМ 12 (120 кВ). Тонкие фольги получали путем струйной электролитической полировки на установке «МИКРОН-3М» в 20 %-м растворе серной кислоты в метаноле при напряжении 15 В. Механические испытания образцов в форме двойных лопаток с размерами рабочей части 1321 мм осуществляли методом активного растяжения со скоростью = 210-3 с-1 в вакууме ~ 310-3 Па при температурах 20 и 800 С. Микротвердость (Hit) определена методом Оливера-Фарра на приборе «CSM Instruments» TTX-NHT2 (пирамидка Берковича). Скорость нагрузки и разгрузки индентора составляла 0.5 H/мин. Время выдержки под максимальной нагрузкой (0.25 Н) - 15 с. Результаты и их обсуждение Структурно-фазовое состояние сплава V-Cr-Ta-Zr после ТМО изучено в работе [16]. Показано, что зеренная структура преимущественно представлена мелкими зернами размерами от 3 до 15 мкм и отдельными крупными зернами размерами 30 мкм и более. Средний размер зерен составляет ≈ 12мкм. Скалярная плотность дислокаций не превышает  1010 см-2. Гетерофазная структура характеризуется тремя фракциями частиц вторых фаз (карбиды и оксикарбонитриды на основе циркония): крупные (1-2 мкм), средние (50-400 нм) и наноразмерные (3-10 нм). На рис. 1, а приведена карта угловой ориентации зерен изучаемого сплава после ХТО с заключительным отжигом при 1000 °С в случае CO = 1.2 ат. %. Представленная зеренная структура мало отличается от состояния после ТМО с заключительным отжигом при 1100 °С [16]. При этом на фоне зерен размерами от 5 до 20 мкм редко встречаются отдельные крупные зерна, размеры которых в направлении прокатки (НП) почти на порядок превышают средний размер зерен, составляющий 12 мкм. В зернах наблюдается слабая градиентная окраска, свидетельствующая о наличии структурных состояний с непрерывным типом изменения ориентации. Каких-либо существенных различий в размерах и морфологии зерен вблизи поверхности окисления и на удалении от нее не обнаружено (рис. 1, а). Таким образом, в случае ХТО стабилизированных после ТМО образцов на основе данных об особенностях зеренной структуры не представляется возможным проанализировать характер распространения фронта окисления, в отличие от окисления в дефектном состоянии [9]. Так как ХТО проведена в стабилизированном состоянии, то в случае СО = 0.86 и 0.56 ат. % наблюдается аналогичная зеренная структура. Рис. 1. Карта угловой ориентации зерен (а) и гистограмма распределения зерен по размерам (б) сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО (CO = 1.2 ат. %) с заключительным отжигом при 1000 °С. СЭМ, EBSD Влияние ХТО в случае введения разных концентраций кислорода проявляется в значениях микротвердости, измеряемых на различных расстояниях от поверхности окисления (рис. 2). Как видно, при СО = 0.56 ат. % значения микротвердости в приповерхностном слое глубиной до 200 мкм включительно составляют  2.3 ГПа. При дальнейшем удалении от поверхности до 250 мкм и более Hit снижается примерно до 2.15 ГПа. На глубине от 300 до 500 мкм значения микротвердости находятся в интервале 2-2.1 ГПа и не зависят от расстояния от поверхности окисления. В то же время при СО = 1.20 ат. % микротвердость вблизи поверхности (50 мкм) составляет 4.66 ГПа и плавно уменьшается до 2.71 ГПа по мере удаления от поверхности на расстояние 350 мкм. На расстоянии 400 мкм и более микротвердость составляет 2.5 ГПа. Для сравнения после ТМО с отжигом 1100 °С Hit составляет  1.9 ГПа. Рис. 2. Значения микротвердости сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО с разными концентрациями кислорода в зависимости от расстояния от поверхности окисления. Температура заключительного отжига 1000 °С Установлено, что представленная выше специфика изменения микротвердости образцов сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО является следствием выделения упрочняющих частиц вторых фаз на основе оксида циркония в зависимости от распределения кислорода по глубине. Фактически, представленные на рис. 2 зависимости значений микротвердости от расстояния от поверхности окисления отображают распространение фронта внутреннего окисления в случае введения разных концентраций кислорода. В процессе совместного анализа с данными по микротвердости установлено, что фронт окисления характеризуется наличием частиц на основе ZrO2 на фоне отсутствия исходных частиц на основе карбидов и оксикарбонитридов. На рис. 3 приведены электронно-микроскопические изображения гетерофазной структуры сплава V-Cr-Ta-Zr, иллюстрирующие частицы вторых фаз внутри фронта окисления после ХТО с CO = 1.2 ат. %. Крупные частицы ZrO2 размерами от нескольких десятков до нескольких сотен нанометров хаотичным образом располагаются по границам и в объеме зерен (рис. 3, а), в то время как наноразмерные (3-15 нм) частицы распределены почти однородным образом по объему материала (рис. 3, б). Аналогичные особенности ранее были обнаружены в цирконий-содержащих ванадиевых сплавах системы V-Cr-W-Zr после подобной ХТО [9]. Как известно [10], именно объемная доля и дисперсность подобных наноразмерных частиц определяют уровень напряжений Орована в дисперсноупрочненных сплавах. Рис. 3. Гетерофазная структура сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО (CO = 1.2 ат. %) с отжигом при 1000 °С: а, б - светлопольное и темнопольное изображения соответственно; в - картина микродифракции. ПЭМ Помимо влияния на уровень микротвердости, характеризуемые высокой термической стабильностью наноразмерные частицы ZrO2 способствуют повышению термической стабильности зеренной структуры внутренне окисленного сплава V-Cr-Ta-Zr. На рис. 4, а приведена карта ориентации зеренной структуры изучаемого сплава после ХТО (CO = 1.2 ат. %) и стабилизирующего отжига при 1200 °С. Как видно, после этого отжига структурное состояние практически не претерпевает каких-либо значимых изменений (рис. 4, а). На соответствующей гистограмме (рис. 4, б) наблюдается незначительное перераспределение зерен по размеру в том же интервале, как и после отжига при 1000 °С (см. рис. 1), более того, средний размер зерен по-прежнему составляет 12 мкм. Рис. 4. Карта угловой ориентации зерен (а) и гистограммы распределения зерен по размерам (б) сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО (CO = 1.2 ат. %) и стабилизирующего отжига при 1200 °С. СЭМ, EBSD Микротвердость после отжига при 1200 °С (CO = 1.2 ат. %) на расстоянии от поверхности до 300 мкм включительно находится в интервале 2.75-2.85 ГПа, а на расстоянии 350-500 мкм Hit  2.5 ГПа, что свидетельствует о высокой термической стабильности материала. На рис. 5 представлены кривые (-) растяжения при 20 и 800 °С образцов сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО с разными концентрациями кислорода. Соответствующие значения прочности (σ0.1, σB) и пластичности (δ) при указанных температурах растяжения в зависимости от концентрации введенного кислорода приведены в табл. 2. Полученные результаты свидетельствуют о том, что последовательное повышение CO во внутренне окисленном сплаве V-Cr-Ta-Zr сопровождается линейным увеличением значений σ0.1 и σB при 20 и 800 °С (табл. 2). Несмотря на увеличение CO, пластичность остается высокой. Таблица 2 Предел текучести σ0.1, предел прочности σB и пластичность δ сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО в зависимости от CO и температуры растяжения. Стабилизирующий отжиг при 1000 °С CO, ат. % Т = 20 °С Т = 800 °С σ0.1, МПа σB, МПа δ, % σ0.1, МПа σB, МПа δ, % 0.56 ± 0.05 330-346 473-478 16-20 206-211 293-296 17-18 0.84 ± 0.02 450-455 580-590 16-17 262-263 337-348 17-18 1.20 ± 0.05 603-640 730-766 15-19 313-336 368-388 10-14 Рис. 5. Кривые - и фрактограммы (СЭМ) внутренне окисленных образцов сплава V-Cr-Ta-Zr после растяжения при 20 °С (а, б, в) и 800 °С (г, д, е); кр. 1 - CO ≈ 0.56 ат. %; кр. 2 - CO ≈ 0.81 ат. %; кр. 3 - CO ≈ 1.20 ат. % Влияние концентрации введенного при ХТО кислорода прослеживается и на соответствующих фрактограммах (рис. 5, б, в, д, е). После растяжения при 20 °C вне зависимости от CO излом характеризуется вязким типом разрушения. В случае CO = 0.56 ат. % в основном наблюдаются ячейки размерами до 1-5 мкм (рис. 5, б). При более высоких концентрациях кислорода (CO = 0.84 и 1.20 ат. %) ячейки имеют размеры от 0.5 до 3 мкм, а на их фоне встречаются крупные отдельные ячейки размером до 10 мкм (рис. 5, в). Следует заметить, что вне зависимости от CO вблизи края образца, характеризуемого более высокой плотностью частиц второй фазы, размеры ячеек меньше по сравнению с центральной областью. После растяжения при 800 °C для образцов с разной CO характерно сохранение вязкого типа разрушения, при этом усиливаются различия между рельефом в приповерхностном слое и центральной части образцов (рис. 5, д, е). В случае CO = 0.56 и 0.84 ат. % размеры ячеек в центральной области излома увеличиваются до 6-10 мкм и 4-7 мкм соответственно, в то время как в приповерхностном слое ячейки почти не меняются по сравнению с растяжением при 20 °C (рис. 5, д). Повышение температуры растяжения приводит к увеличению плотности крупных ячеек в центральной области образцов CO = 1.20 ат. % (рис. 5, е) на фоне рельефа, который идентичен растяжению при 20 °C (рис. 5, в). При всех температурах растяжения на боковых поверхностях образцов не обнаружено раскрытия трещин по границам зерен, что свидетельствует об их высокой адгезионной прочности. Сопоставление полученных результатов показывает (табл. 1 и 2), что увеличение концентрации кислорода, которая определяет объемную долю частиц второй фазы внутренне окисленных образцов, способствует повышению кратковременной прочности как при 20 °C, так и при 800 °C. Для сравнения, в состоянии перед окислением (после ТМО) в случае карбидного упрочнения 0.1 при 20 °C составляет 268 МПа, а при 800 °C - 164 МПа [16]. При этом наблюдается высокий ( 30%) уровень пластичности. В [17] нами было показано, что формирование высокодефектного состояния способствует повышению скорости образования поверхностной окалины на образцах сплава V-Cr-Ta-Zr. Полученные в настоящей работе результаты демонстрируют, что реализация высоких концентраций кислорода (близких к стехиометрическому соотношению ZrO2) даже в стабилизированном состоянии обеспечивает существенные эффекты упрочнения. По нашему мнению, это связано с преобладающим вкладом дисперсного типа упрочнения, которое, как уже было отмечено, определяется объемной долей и дисперсностью частиц неметаллических фаз [10, 11]. При этом наноразмерные частицы ZrO2, помимо эффективного дисперсного упрочнения, в соответствии с [18] также способствуют закреплению большеугловых границ зерен, что в совокупности обеспечивает повышение термической стабильности материала до 1200 °C (0.67 Тпл). Как известно [11], такие типы упрочнения ОЦК-сплавов, как твердорастворное и деформационное, крайне чувствительны к температуре и в чистом виде теряют свою эффективность выше 0.4 Тпл. При этом в случае ванадиевых сплавов предполагаемые температуры эксплуатации составляют 750-800 °C (0.47-0.49 Тпл). Заключение Показано, что отличительной особенностью микроструктуры сплава V-Cr-Ta-Zr после ХТО в стабилизированном состоянии является неоднородный характер распределения формируемых частиц ZrO2 на фоне неизменной зеренной структуры, что выявляется путем измерения микротвердости на различных расстояниях от поверхности окисления. Следствием увеличения объемной доли и дисперсности частиц ZrO2 является повышение термической стабильности микроструктуры сплава V-Cr-Ta-Zr и рост значений его кратковременной прочности при 20 и 800 °C. При этом наноразмерные частицы способствуют эффективной реализации дисперсного упрочнения и закреплению большеугловых границ зерен, что в совокупности и обеспечивает основной вклад в упрочнение материала. Установлено, что пространственное распределение формируемых при химико-термической обработке наноразмерных частиц ZrO2 определяется концентрацией и характером распределения кислорода и проявляется в особенностях разрушения материала при разных температурах. Исследование проведено с использованием оборудования ТРЦКП НИ ТГУ.

Ключевые слова

сплавы ванадия, химико-термическая обработка, микроструктура, механические свойства, термическая стабильность, особенности разрушения

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Смирнов Иван ВладимировичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, ассистент НИ ТГУsmirnov_iv@bk.ru
Гриняев Константин ВадимовичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНмл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, инженер НИ ТГУkvgrinyaev@inbox.ru
Тюменцев Александр НиколаевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., профессор, гл. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, профессор НИ ТГУtyuments@phys.tsu.ru
Коротаев Александр ДмитриевичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., профессор, ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, профессор НИ ТГУkorotaev@phys.tsu.ru
Пинжин Юрий ПавловичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНк.ф.-м.н., ведущ. науч. сотр. ИФПМ СО РАН, доцент НИ ТГУpinzhin@phys.tsu.ru
Дитенберг Иван АлександровичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., доцент, ведущ. науч. сотр., зав. лабораторией ИФПМ СО РАН, зав. кафедрой НИ ТГУditenberg_i@mail.ru
Чернов Вячеслав МихайловичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНд.ф.-м.н., профессор, гл. науч. сотр. АО «ВНИИНМ»chernovv@bochvar.ru
Потапенко Михаил МихайловичИнститут физики прочности и материаловедения СО РАНзам. директора отделения АО «ВНИИНМ»mmpotapenko@bochvar.ru
Всего: 8

Ссылки

Muroga T., Chen J.M., Chernov V.M. et al. // J. Nucl. Mater. - 2014. - V. 455. - P. 263-268.
Zinkle S.J., Möslang A., Muroga T., and Tanigawa H. // Nucl. Fusion. - 2013. - V. 53. - No. 10. - Art. 104024.
Chen J.M., Chernov V.M., Kurtz R.J., and Muroga T. // J. Nucl. Mater. - 2011. - V. 417. - P. 289-294.
Sakamoto T., Kurishita H., Kobayashi S., and Nakai K. // J. Nucl. Mater. - 2009. - V. 386-388. - P. 602-605.
Oda S., Kurishita H., Tsuruoka Y., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329-333. - P. 462-466.
Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., et al. // J. Nucl. Mater. - 2007. - V. 367- 370. - Р. 853-857.
Zheng P.F., Nagasaka T., Muroga T., et al. // Fusion Eng. Des. - 2014. - V. 89. - P. 1648-1652.
Nishimura A., Iwahori A., Heo N.J., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329-333 - P. 438-441.
Ditenberg I.A., Smirnov I.V., Grinyaev K.V., and Tyumentsev A.N. // Mater. Charact. - 2020. - V. 168. - Art. 110517.
Мартин Д.У. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. - М.: Металлургия, 1983. - 168 с.
Трефилов В.И., Моисеев В.Ф. Дисперсные частицы в тугоплавких металлах. - Киев: Наукова думка, 1978. - 320 с.
Tyumentsev A.N., Korotaev A.D., Pinzhin Yu.P., et al. // J. Nucl. Mater. - 2004. - V. 329- 333. - Р. 429-433.
Tyumentsev A.N., Ditenberg I.A., Grinyaev K.V., et al. // J. Nucl. Mater. - 2011. - V. 413. - P. 103-106.
Potapenko M.M., Chernov V.M., Drobyshev V.A., et al. // Phys. Atomic Nuclei. - 2015. - V. 78. - No. 10. - P. 1087-1091.
Chernov V.M., Potapenko M.M., Drobyshev V.A., et al. // Nucl. Mater. Energy. - 2015. - V. 3-4. - P. 17-21.
Дитенберг И.А., Смирнов И.В., Цверова А.С. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - T. 61. - № 5. - С. 115-120.
Дитенберг И.А., Смирнов И.В., Цверова А.С. и др. // Изв. вузов. Физика. - 2018. - T. 61. - № 8. - С. 124-130.
Ditenberg I.A., Tyumentsev A.N., Smirnov I.V., et al. // Phys. Mesomech. - 2019. - V. 22. - № 6. - P. 496-503.
 Влияние химико-термической обработки на термическую стабильность микроструктуры, механические свойства и особенности разрушения сплава V-Cr-Ta-Zr | Известия вузов. Физика. 2021. № 7. DOI: 10.17223/00213411/64/7/36

Влияние химико-термической обработки на термическую стабильность микроструктуры, механические свойства и особенности разрушения сплава V-Cr-Ta-Zr | Известия вузов. Физика. 2021. № 7. DOI: 10.17223/00213411/64/7/36