Effect of high temperature thermomechanical treatment on the tendency to low-temperature embrittlement of reduced activa.pdf Введение Малоактивируемые 9-12%-е хромистые ферритно-мартенситные стали в настоящее время рассматриваются как перспективные конструкционные материалы для активных зон и внутрикорпусных устройств реакторов деления и синтеза [1-4]. Концепция малой активируемости сталей разработана для уменьшения количества радиоактивных отходов после их использования в ядерных реакторах. Стали такого класса обладают рядом привлекательных свойств, в том числе высокой теплопроводностью, низким коэффициентом теплового расширения, высокой стойкостью к радиационному распуханию, к гелиевому охрупчиванию и к коррозии в среде жидкометаллических теплоносителей, по сравнению с аустенитными сталями [1, 2]. Одной из основных проблем ферритно-мартенситных сталей является склонность к низкотемпературному охрупчиванию - переход в хрупкое состояние при понижении температуры [3, 4]. Кроме того, радиационное облучение может приводить к существенному повышению температуры их вязко-хрупкого перехода [5]. Российским представителем малоактивируемых реакторных ферритно-мартенситных сталей является комплексно-легированная 12%-я хромистая сталь ЭК-181 (RUSFER-EK-181) [1, 6, 7]. Традиционная термическая обработка (ТТО) этой стали включает в себя нормализацию и высокий отпуск, в результате которой формируется ферритно-мартенситная микроструктура с частицами вторых фаз: относительно грубодисперсных (80-200 нм) карбидов M23C6 (M - Cr, Mn, Fe, W) и наноразмерных (5-10 нм) карбонитридов типа MX (M - V, Ti, Ta и др., X - C, N) [1, 6]. В [6, 7] предложены режимы высокотемпературной термомеханической обработки (ВТМО) с деформацией в аустенитной области стали ЭК-181. Эти режимы обеспечивают существенное (примерно на 20%) увеличение, относительно ТТО, ее предела текучести в широком (от -196 до 700 °С) интервале температур [6]. Пластическая деформация в процессе ВТМО приводит к повышению плотности дислокаций, увеличению числа мест зарождения частиц типа МХ, дисперсности и объемной доли этих частиц, что способствует повышению эффективности совместного дисперсного и субструктурного упрочнения [6, 7]. В настоящей работе для выявления влияния высокотемпературной термомеханической обработки на закономерности низкотемпературного охрупчивания ферритно-мартенситной стали ЭК 181 проведено сравнительное исследование ее прочностных и пластических свойств (статические испытания на растяжение в интервале от -196 до 20 °С) и ударной вязкости (динамические испытания в области температур от -186 до 100 °С) в состояниях после ТТО и ВТМО. Методика эксперимента Элементный состав ферритно-мартенситной стали ЭК-181 представлен в табл. 1. Традиционная термическая обработка этой стали: закалка от T = 1100 °C (с выдержкой при температуре аустенизации 1 ч) + отпуск при T = 720 °C (3 ч). Высокотемпературная термомеханическая обработки: нагрев до Т = 1100 °С (с выдержкой в течение 1 ч) + горячая пластическая деформация прокаткой в аустенитной фазе до величины ε ≈ 50% (прокатный стан находился при комнатной температуре; температура образца на выходе из стана была не ниже ≈ 650 °С) + закалка в воду + отпуск при 720 °С (1 ч). Таблица 1 Элементный состав стали ЭК-181 (вес.%, основа Fe) C Cr Mn Mo Nb V W Ni N Ta Ce Ti B Zr 0.16 11.17 0.74 0.01 0.01 0.25 1.13 0.03 0.04 0.08 0.15 0.05 0.006 0.05 Механические испытания на растяжение проводили со скоростью деформации ≈ 2∙10-3 с-1 на испытательной машине типа «Поляни». При исследовании в области отрицательных температур образцы деформировали в смеси жидкого азота и этилового спирта. Образцы на растяжение имели форму двойных лопаток с размером рабочей части 13.0×2.0×1.0 мм. Схема вырезания образцов из прокатанных листов показана на рис. 1, а. Рис. 1. Схематическое изображение ориентации образцов на растяжение и на ударный изгиб после ВТМО по отношению к направлению прокатки (а); схема малого (KLST) образца для испытаний на ударную вязкость по Шарпи (б). RD (rolling direction) - направление прокатки, ND (normal direction) - направление нормали, TD (transverse direction) - поперечное направление Серийные испытания на ударную вязкость проводили на малых (KLST, стандарт ASTM E2248-18 [8]) образцах типа Шарпи (с V-образным надрезом глубиной 1 мм, радиусом вершины надреза R = 0.1 мм, рис. 1, б) в интервале температур -186-100 °C. Образцы, обработанные по режиму ВТМО, вырезали вдоль направления прокатки (RD), как показано на рис. 1, а. В качестве охладителя использовали жидкий азот и его смесь с этиловым спиртом. Контроль температуры образца осуществлялся с использованием термометра testo 735-2 с термопарой тип-К и следующими погрешностями по температуре в соответствии с диапазоном измерения: в диапазоне от -60 до 60 °C погрешность составляла ±0.3 °C; в диапазонах от -196 до -60 °C и от 60 до 100 °C погрешность была ± (0.2 °C + 0.3% от показания температуры термометра). При измерении работы удара при температурах выше/ниже комнатных образцы были перегреты и переохлаждены и выдерживались при заданных температурах в течение 15 мин (в соответствии с ГОСТ 9454-78 [9]). Температуры перегрева и переохлаждения (Тп) были следующими: для -186 °C - Тп = -196 °C; для -100 °C - Тп = -105 °C; для -50 °C - Тп = -54 °C; для -25 °C - Тп = -28 °C; для 0 °C - Тп = -3 °C; для 50 °C - Тп = 53 °C; для 100 °C - Тп = 104 °C. После выдержки при указанных температурах образцы доставали из охладителя/печи и разбивали на копре (время переноса до копра - не дольше 5 с). Работу удара (KV) измеряли по отклонению ножа маятника после удара. Ударная вязкость (KCV) рассчитывалась по следующей формуле: KCV = KV/S, где S = A × B - начальная площадь поперечного сечения образца в месте концентратора; A - начальная высота рабочей части образца (в месте концентратора); B - начальная ширина образца [9]. Погрешность KV соответствует половине деления измерительной шкалы прибора и составляет ± 0.05 Дж. Температуру вязко-хрупкого перехода (Тхв) определяли как среднюю точку между максимальным и минимальным значением ударной вязкости в исследуемом интервале температур. Исследования поверхностей излома образцов после ударных испытаний проводили методом сканирующей электронной микроскопии с использованием микроскопа Tescan MIRA 3 LMU. Результаты и их обсуждение На рис. 2 представлены кривые «напряжение - деформация» для образцов стали ЭК-181 после ТТО и ВТМО, растянутых в области пониженных (от комнатной до температуры кипения жидкого азота) температур. Как видно из рисунка, высокотемпературная термомеханическая обработка оказывает значительное влияние на вид и положение этих кривых. Во-первых, она обеспечивает повышение примерно на 20%, по сравнению с традиционной термической обработкой, предела текучести (σ0.2) стали при всех рассматриваемых температурах (рис. 2, табл. 2). Во-вторых, увеличивает степень деформационного упрочнения на начальной стадии деформации стали - после ТТО различия между пределом текучести и пределом прочности (σв) относительно невелики, в то время как после ВТМО сопротивление пластической деформации при приложении нагрузки возрастает более существенно. В наибольшей степени это проявляется при температурах деформации от -80 °С и ниже (рис. 2, б). В-третьих, после ВТМО происходит снижение, относительно ТТО, пластических свойств стали. Так, относительное удлинение до разрушения (δ) образцов, обработанных по режиму ВТМО, снижается на несколько процентов, по сравнению с ТТО (рис. 2, табл. 2). Рис. 2. Диаграммы растяжения стали ЭК-181 после ТТО (а) и ВТМО (б) в интервале от 20 до -196 °С Таблица 2 Механические свойства на растяжение стали ЭК-181 в интервале температур от 20 до -196 °С в состояниях после ТТО и ВТМО Температура испытаний, °С Режим обработки ТТО ВТМО 0.2, МПа в, МПа , % 0.2, МПа в, МПа , % 20 712 830 9.9 896 1036 9.0 -40 734 891 10.3 892 998 5.7 -50 743 913 8.3 938 1082 4.9 -60 787 957 10.5 907 1051 9.6 -70 761 887 7.7 881 1058 7.6 -80 776 937 9.4 932 1111 4.5 -90 832 945 8.5 986 1242 6.2 -196 1104 1184 2.0 1367 1492 3.3 Из рис. 2 также видно, что снижение температуры ниже комнатной приводит к возрастанию прочностных свойств стали ЭК-181 после обеих исследуемых обработок. Наиболее существенное повышение пределов текучести и прочности (одновременно с падением (примерно до 2-3%) величины относительного удлинения до разрушения), по сравнению с комнатной температурой, обнаружено при -196 °С (табл. 2). При этой температуре утяжка излома практически отсутствует и разрушение осуществляется по механизму транскристаллитного квазискола [10]. Сильная температурная зависимость предела текучести в интервале от -80 до -196 °С является следствием термоактивируемого движения дислокаций в кристаллическом рельефе (барьеры Пайерлса, твердорастворное упрочнение) [6, 7]. Отметим наблюдаемый в [7] разброс значений предела текучести и относительного удлинения до разрушения в области температур от -50 до -90 °С. В [10] показано, что в интервале от -80 до -90 °С для стали ЭК-181 характерен хрупкий вид разрушения с многочисленными фасетками квазискола и значительным снижением доли вязкого ямочного излома по сравнению с более высокими температурами. В этом интервале также увеличивается количество каньонов (участков межкристаллитного разрушения), сформированных на границах бывших аустенитных зерен и пакетов мартенсита [10]. На наш взгляд, такое поведение материала в обсуждаемой области температур характеризует его переход из вязкого состояния в хрупкое в условиях статических нагрузок. Динамические испытания на ударный изгиб образцов стали ЭК-181 с V-образным надрезом (типа Шарпи) в интервале от 20 до -186 °С показали (рис. 3), что высокотемпературная термомеханическая обработка приводит к повышению ее ударной вязкости практически при всех исследуемых температурах (за исключением Т = -186 °С, где ударная вязкость стремится к нулю вне зависимости от режима обработки). Так, на верхней полке (при температурах 50-100 °С) величина ударной вязкости достигает значений ≈ 54 Дж/см2 после ТТО и ≈ 65 Дж/см2 после ВТМО (рис. 3). Отметим, что при этих температурах испытаний разделения образцов на две части не произошло. Рис. 3. Температурные зависимости ударной вязкости стали ЭК-181 после ТТО и ВТМО в интервале температур от 20 до -186 °С (Тхв - температура вязко-хрупкого перехода) Переходная область на рис. 3 (от 25 до -50 °С) представляет собой интервал вязко-хрупкого перехода, в котором при понижении температуры происходит смена механизма разрушения стали от вязкого ямочного излома к хрупкому разрушению по механизму квазискола. Температура вязко-хрупкого перехода (определенная из графика на рис. 3 как среднее между максимальным и минимальным значениями ударной вязкости) стали ЭК-181 после ТТО составляет Тхв ≈ - 7 °С, после ВТМО Тхв ≈ - 15 °С (рис. 3), чему соответствуют величины ударной вязкости КСV ≈ 28 Дж/см2 и КСV ≈ 33 Дж/см2. В данных условиях эксперимента измеряемая ударная вязкость включает в себя энергию, расходуемую на зарождение и распространение трещины. Аналогичные результаты получены в [3] при исследовании температурной зависимости ударной вязкости стали ЭК-181 после ТТО для различного типа образцов и напряженного состояния. Согласно [3], температура вязко-хрупкого перехода стали после такой обработки находится в интервале от -85 до 35 °С в рассматриваемых условиях эксперимента. При фрактографическом исследовании изломов образцов после ударных испытаний обнаружены существенные различия характера разрушения в зависимости от режима обработки стали ЭК-181 (рис. 4, а, б). В температурной области вязко-хрупкого перехода на изломах образцов, прошедших обработку по режиму ВТМО, наблюдаются расщепления в плоскостях, параллельных плоскости прокатки (рис. 4, б). В состоянии после ТТО деформация образцов происходит более однородно и подобных расщеплений не обнаружено. В [10] при сравнительном фрактографическом исследовании образцов, разрушенных при испытаниях на растяжение, наблюдали аналогичный эффект. При температурах испытаний от -196 до 20 °С после ВТМО отмечено [10] наличие вторичных микротрещин, преимущественно параллельных плоскости прокатки. Рис. 4. Фрактограммы образцов стали ЭК-181 после ТТО (а) и ВТМО (б-г), разрушенных в ходе ударных испытаний при разных температурах: а, б - 0 °С (пунктирным прямоугольником выделена область хрупкого неустойчивого распространения трещины; черными стрелками указаны расщепления; 1 - зона зарождения и устойчивого распространения трещины, 2 - зона неустойчивого распространения трещины, 3 - губы среза, 4 - зона долома); в - -186 °С; г - 100 °С (белыми стрелками указаны частицы вторых фаз) Расщепление горячекатаных образцов, которое происходит в процессе их разрушения при испытании на удар по Шарпи, является широко распространенным явлением для ОЦК-материалов - ферритно-мартенситных, ферритно-бейнитных сталей [11-15] или, например, технически чистого Mo [16]. Однако в литературе нет единого мнения о причинах такого поведения материалов. Некоторые авторы связывают наличие расслоений с сегрегациями примесей и/или укрупнением частиц вторичных фаз на границах зерен после высокотемпературной термомеханической обработки, которые являются местами преимущественного зарождения микротрещин [11, 13]. В [11, 12] обсуждается влияние текстуры прокатки на подобный вид разрушения сталей. Авторы [15] сообщают об отсутствии влияния преимущественной ориентировки зерен на появление расщеплений на примере мартенситной стали с 10% Mn. Наиболее вероятной причиной расслоений может быть наличие вытянутых зерен бывшего аустенита/феррита, ориентированных в направлении прокатки [11-16]. Как показано в [11, 16], величина ударной вязкости, положение Тхв и соответственно вид изломов для горячекатаного состояния заметно изменяются в зависимости от ориентации образцов (положения V-образного надреза) относительно направления и плоскости прокатки. Так, наибольшие значения ударной вязкости демонстрируют образцы, вырезанные вдоль направления прокатки с надрезом в направлении нормали к плоскости прокатки (аналогично использованным в настоящей работе, рис. 1, а) [11, 12, 16]. Авторы работ [11, 16] связывают такую анизотропию с появлением расслоений в плоскостях, параллельных плоскости прокатки. Наличие признаков вязкого разрушения на «стенках» расщеплений свидетельствует о том, что их формирование сопровождается пластической деформацией материала и, следовательно, является энергозатратным процессом. Согласно [11-16], эффект расщепления образцов - одна из причин повышения ударной вязкости сталей после горячей прокатки. Известно [17], что существует обратная зависимость между величиной ударной вязкости и размерами структурных элементов сталей. В связи с этим, помимо вклада от расщеплений, другой причиной повышения ударной вязкости стали ЭК-181 после ВТМО, относительно ТТО, на наш взгляд, является обнаруженное в [6] измельчение отпущенной мартенситной структуры в процессе деформации в аустенитной области и закалки. Как показано в [6], ВТМО приводит к уменьшению средней ширины мартенситных ламелей примерно до 300 нм (после ТТО их размеры составляют 200-700 нм). Косвенным образом на значение ударной вязкости также может оказывать влияние увеличение объемной доли и дисперсности наноразмерных частиц карбонитрида ванадия после ВТМО, закрепляющих дефектную субструктуру стали. Выделение этих частиц обедняет твердый раствор α-Fe по примесям внедрения, которые, как известно [17], способны к формированию атмосфер Коттрелла на дислокациях и уменьшению подвижности последних при пониженных температурах. Кроме того, значительное влияние на вид разрушения стали ЭК-181 оказывает температура деформации (рис. 4, в, г). Как видно из рис. 4, г, при температурах, соответствующих верхней полке температурной зависимости ударной вязкости, образцы как после ТТО, так и после ВТМО разрушаются по механизму вязкого ямочного разрушения. На дне крупных ямок видны частицы вторых фаз размером в несколько микрометров, являющиеся концентратором напряжений и инициирующие порообразование (рис. 4, г). С понижением температуры появляются и увеличиваются в размерах участки хрупкого неустойчивого распространения трещины (так называемый «хрупкий квадрат» с многочисленными фасетками квазискола) в центральной части образцов (рис. 4, а). При достижении криогенных температур (-186 °С) разрушение происходит без видимых следов пластической деформации - имеет место хрупкий характер разрушения по механизму квазискола (рис. 4, в). При этом энергия, расходуемая на зарождение и распространение трещины, составляет всего ≈ 1 Дж/см2. Длина магистральной трещины в этом случае не превосходит размер образца в поперечном сечении. Заключение Исследовано влияние высокотемпературной термомеханической обработки с деформацией в аустенитной области, по сравнению с традиционной термической обработкой, на закономерности низкотемпературного охрупчивания малоактивируемой ферритно-мартенситной стали ЭК-181 в условиях испытаний на растяжение и ударный изгиб в интервале температур от -196 до 100 °С. При испытаниях на ударный изгиб образцов типа Шарпи стали ЭК-181 показано, что высокотемпературная термомеханическая обработка обеспечивает увеличение, относительно ТТО, ее ударной вязкости практически при всех исследуемых температурах (от 100 до -100 °С). Температура вязко-хрупкого перехода стали после ТТО составляет Тхв ≈ - 7 °С, после ВТМО Тхв ≈ - 15 °С, чему соответствуют величины ударной вязкости КСV ≈ 28 Дж/см2 и КСV ≈ 33 Дж/см2. При фрактографическом исследовании изломов образцов после ударных испытаний обнаружены существенные различия характера разрушения в зависимости от режима обработки стали. Отличительной особенностью изломов образцов после ВТМО, разрушенных в температурной области вязко-хрупкого перехода, является формирование расщеплений в плоскостях, параллельных плоскости прокатки. Таким образом, высокотемпературная термомеханическая обработка стали ЭК-181 приводит как к повышению прочностных свойств, так и к увеличению вязкости разрушения, не оказывая существенного влияния на положение температуры ее вязко-хрупкого перехода. Основные факторы упрочнения стали после ВТМО - измельчение отпущенной мартенситной структуры в результате пластической деформации в аустенитной области и последующей закалки, увеличение плотности дислокаций, объемной доли и дисперсности наноразмерных частиц карбонитрида ванадия, закрепляющих дефектную субструктуру материала. Эти факторы, наряду с эффектом расщепления образцов в процессе разрушения при испытаниях по Шарпи, оказывают благоприятное влияние на ее ударную вязкость.

Скачать электронную версию публикации