2
СОДЕРЖАНИЕ
ВВЕДЕНИЕ..................................................................4
ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ..................................................7
1.1 Общие закономерности пластической деформации сплавов.................7
1.2 Динамические процессы структурообразования при горячей деформации...17
1.3 Образование в сплавах ультрамелкозерннсгой структуры................24
1.4 Ближнее упорядочение в никелевых сплавах............................34
1.5 Постановка задачи исследования......................................36
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ.................................38
2.1. Материал исследования...............................................38
2.2. Методы эксперимента.................................................38
2.2.1 Механические испытания.............................................38
2.2.1.1 Испытания на сжатие..............................................38
2.2.1.2 Определение микротвердости......................................39
2.2.2 Методика интенсивной пластической деформации кручением под высоким давлением......................................................................40
2.2.3 Методика всесторонней изотермической ковки.......................41
2.2.4 Методика термоактивационного анализа.............................41
2.2.5 Методы исследования структуры....................................43
2.2.5.1 Металлографические исследования.................................43
2.2.5.2 Электронно-микроскопические исследования........................43
2.2.5.3 Рентгеноструктурный анализ (РСА)................................44
2.2.6 Методика дифференциальной сканирующей калориметрии..............45
2.2.7 Методика термической обработки...................................45
ГЛАВА 3 МЕХАНИЗМЫ ДЕФОРМАЦИИ СПЛАВА Х20Н80 ПРИ ПОВЫШЕННЫХ
ТЕМПЕРАТУРАХ 7>0,55 Тпп........................................................47
3.1 Механическое поведение сплава Х20П80................................47
3.2 Деформационный рельеф...............................................48
3.3 Дислокационная структура сплава после деформации при различных
температурах...................................................................50
3.4 Термоактивационный анализ деформационного поведения сплава Х20Н80 при
повышенных температурах 7>0,557’пл.............................................51
3.4.1 Влияние температуры и скорости деформации на напряжение точения 51
3.4.2 Кажущаяся энергия активации пластической деформации..............53
3
3.4.3 Температурная зависимость "пороговых" напряжений.................54
3.4.4 Истинная энергия активации пластической деформации...............57
3.5 Температурная зависимость нормализованной скорости деформации от приведенных напряжений течения и механизмы деформации нихрома при повышенных температурах...................................................................58
3.6 Выводы по главе.....................................................61
ГЛАВА 4 ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ СПЛАВА Х20Н80 ПРИ НИЗКИХ
ТЕМПЕРАТУРАХ Г<0,55 Тт.........................................................62
4.1 Исследование процессов упорядочения методом дифференциальной сканирующей калориметрии.......................................................62
4.2 Аномалии механического поведения при низких температурах............65
4.3 Анализ дислокационной структуры.....................................73
4.4 Особенности механизма деформации сплава Х20Н80 при низких
температурах...................................................................77
4.5 Выводы по главе.....................................................79
ГЛАВА 5 ФОРМИРОВАНИЕ НОВЫХ ЗЕРЕННЫХ СТРУКТУР В ПРОЦЕССЕ
ДЕФОРМАЦИИ.....................................................................80
5.1 Влияние условий деформации на структурные изменения в процессе
.пластической деформации.......................................................81
5.2 Эволюция микроструктуры при температуре горячей деформации 0,7 Г11Л (900°С)....................................................................... 84
5.3 Эволюция микроструктуры при температуре теплой деформации 0,58 Гпя (700°С)........................................................................94
5.4 Эволюция микроструктуры при температурах холодной деформации.......103
5.4.1 Эволюция микроструктуры при одноосной деформации 0,46 Тпл (500°С).ЮЗ
5.4.2 Эволюция микроструктуры и свойств при интенсивной пластической деформации кручением под высоким квазигидросгатическнм давлением 0,18 Тпл (20°С)..Л07
5.5 Взаимосвязь механизмов пластической деформации и динамической
рекристаллизации в нихроме.....................................................ИЗ
5.6 Формирование однородной УМЗ структуры при многократной деформации с последовательным уменьшением температуры обработки............................116
5.7 Выводы по главе....................................................123
ОБЩИЕ ВЫВОДЫ............................................................125
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ........................................127
ВВЕДЕНИЕ
Одной из основных задач физики про'шосги и пластичности является выявление механизмов пластической деформации, которые определяют механические свойства металлических материалов. Это особенно важно для жаропрочных сплавов, поскольку позволяет протезировать их характеристики сопротивления ползучести. С другой стороны, пластическая деформация является одним из способов управления структурой металлов и сплавов. Как показали исследования последних лет, закономерности сгруктурообразования обусловлены механизмами пластической деформации. То есть, информация о механизмах деформации позволяет определять механизмы формирования зерен и, соответственно, их размер, а также другие характеристики структуры.
Сведения о механизмах деформации и механизмах структурных изменений при повышенных температурах жаропрочных сплавов, разработанных на основе системы №-Сг, имеют большое значение. В настоящее время эти сплавы широко применяются в конструкциях турбин авиационных двигателей и энергетических установок. Механические свойства этих материалов в условиях ползучести оказывают определяющее влияние на рабочие характеристики турбин. Любое повышение таких параметров как длительная прочность, время до разрушения позволяег уменьшить расход топлива за счет повышения температуры эксплуатации или уменьшить вес изделий, эксплуатируемых при высоких температурах. Прогресс в разработке жаропрочных сплавов привел к тому, что они обладаюг очень высокими значениями механических свойств. Дальнейшее повышение сопротивления ползучести этих сплавов возможно только на основе анализа физических процессов в материалах, происходящих при ползучести. В связи с повышением ресурса энергетических турбин до 105 часов особое значение приобретает расчетное прогнозирование сопротивления ползучести на это время на основе механических испытаний, выполненных на базе до 104 часов.
К сожалению, несмотря на большой объем исследований, посвященных ползучести и деформации жаропрочных сплавов, изучению механизмов деформации при высоких температурах в научной литсрагурс уделено недостаточное внимание. Причем остаются малоизученными механизмы ползучести не только в сложнолеглрованнььх жаропрочных сплавах, содержащих '/-фазу или ее аналог (/'-фазу с о.ц.т. решегкой) в сплавах типа Инконель, но и в сплавах, представляющих собой твердые растворы, на основе которых были разработшгы никелевые жаропрочные сплавы.
С другой стороны, большое колююство никелевых сплавов являются деформируемыми материалами. Для них необходимо иметь данные о зависимости параметров структуры от условий (температура, скорость, степень) деформации, поскольку требуемый коктлекс
5
механических свойств часто достигается за счет формирования определенной структуры, например, структуры типа "ожерелье", которая обусловливает повышенные характеристики жаропрочности. Кроме того, формирование в никелевых сплавах ультрамелкозерішсггой (УМЗ) структуры (размер зерен менее 10 мкм) позволяет повысить их пластичность и уменьшить усилия при обработке давлением. Исследования по формированию УМЗ структуры проводя гея несколько десятков лет, однако до сих пор целый ряд закономерностей структурных изменений в них при деформации, механизмы формирования новых зерен остаются неясными. Известно, что глобулярная структура в жаропрочных сплавах на основе системы М-Сг формируется в результате одновремешюго развития двух разных процессов: 1) динамической рекристаллизации (ДР) в у-фазе и 2) коагуляции /-фазы. Абсолютное большинство исследователей изучало формирование глобулярной струкгуры в жаропрочных сплавах с большим объемом у'-фазы. Изучению процессов эволюции структуры в у-области в жаропрочных сплавах посвящено небольшое кошгчество работ. В то же время, именно ДР в у-фазе является наиболее сложным процессом с точки зрения физики пластической деформации; именно ее параметры определяют выбор температуры, скорости и степени деформации для получения требуемой структуры в жаропрочных сплавах.
Весьма продуктивным представляется детальное изучение механизмов деформации и структурных изменений в жаропрочных сплавах на основе сравнения механизмов деформации и структурных изменений в твердом растворе у-фазы и в сплавах, содержат:гх дисперсные частицы. Механизмы деформации и динамической рекристаллизации сплава нихром, имеющего низкую энергию дефекта упаковки (ЭДУ), аналогичны механизмам деформации и рекристаллизации, действующих в у-матрице большинства жаропроштых сплавов. Соответствеїпю, подробная информация о деформационных процессах, протекающих в нихроме, необходима для анализа механизмов деформации и структурных изменений в жаропрочных сплавах, содержащих как когерентные частицы /-фазы, так и тугоплавкие наночастицы (например, итгриевой фазы). Вышеуказанные обстоятельства обусловили цель и задачи настоящей работы.
Цель работы заключается в изучении механизмов пластической деформации и закономерностей формирования УМЗ структуры в сплаве Х20Н80.
В работе установлено, что однофазный сплав Х20Н80 демонстрирует "пороговое" поведение подобно дисперсно-упрочненным сплавам. Высокие "пороговые" напряжения (выше 100 МПа) при 1<700°С обусловлены ближним атомным порядком и обеспечивают высокие показатели сопротивления ползучести сплавов на основе системы М-Сг при этих температурах.
Показана корреляция между механизмами деформации и формирующейся УМЗ структурой. Формирование зерен микронных размеров происходит в температурно-скоростной
6
области, в которой контролирующим механизмом деформации является высокотемпературное переползание дислокаций. Зерна субмикронных размеров образуются в температурно-скоростной области, в которой контролирующим механизмом деформации является низкотемпературное переползание дислокаций. Зерна манометрического размера формируются в температурно-скоростной области холодной пластической деформации.
Практическая значимость результатов диссертации заключается в следующем:
1 Установленная зависимость высоких значений "порогового" напряжения в однофазном нихроме при температурах <700°С от ближнего упорядочения позволяет рассматривать его как важный механизм повышения жаропрочных свойств металлических сплавов. Легирование материалов с цслыо создания структуры ближнего порядка является перспективным способом создания жаропрочных сталей и сплавов нового поколения для работы при промежуточных температурах.
2 Показана возможность формирования в объемных заготовках сплава Х20Н80 однородной У М3 с труктуры с регламентированным размером зерна путем многократной осадки с последовательным уменьшением температуры обработки и разработана схема температурных режимов для ее получения.
Автор признает своим долгом выразить искреннюю признательность к.т.н. Валитову В.А. и к.т.н. Мухтарову Ш.Х. за практическое содействие в работе и плодотворное обсуждение результатов, а также Мухаметрахимову М.Х., Овечкину А.Ю., Тарасовой И.Д. и Белякову А.Н. за помощь в проведении некоторых экспериментов.
7
ГЛАВА 1 ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1 Общие закономерности пластической деформации сплавов
Как известно, единственным механизмом пластической деформации кристаплических твердых тел является дислокационный. Но в процесс деформации могут вносить вклад различные механизмы (процессы) - скольжение отдельных дислокаций, скольжение группировок дислокаций, переползание дислокаций и сопутствующее движение отдельных атомов, зерногранпчное проскальзывание, механическое двои ликование, переползание дислокаций, диффузионная ползучесть и другие. Преимущественно действующий механизм, который контролирует движение (скорость, траекторию, взаимодействие) дислокации, зависит от напряжения и температуры, воздействующих на кристаллическое тело. Естественно, что это зависит и от свойств твердого гела.
В работе [1] представлены обобщающие данные по механизмам деформации для различных материалов в виде карт. Карта механизмов деформации представляет соотношение между тремя макроскопическими переменными: напряжением сдвига (as), температурой (7) и скоростью деформации (£). Если любая пара из этих переменных задастся заранее, то карта позволяет определить третий параметр. На карте размечены области, соответствующие интервалам напряжений, нормированных на модуль сдвига, и гомологических температур, в которых преимущественно реализуется тот или иной механизм деформации.
Подобные карты механизмов в компактной форме обобщает экспериментально найденные и основанные на разных моделях данные, характеризующие механическое поведение материала (рис. 1.1). По каргам можно определить области:
- бездефектного течения, которое наступает при превышении теоретического сопротивления сдвигу (на карте обозначено как "ideal strength" (рис. 1.2(в)));
- низкотемпературной пластической деформации за счет скольжения дислокаций ("plasticity");
- низкотемпературной и высокотемпературной ползучести по степенному закону ("power-law creep");
- диффузионной ползучести ("diffusional flow") - путем зерно граничного массолсреноса ("boundary") и виутризеренного массопереноса ("lattice") (рис. 1.2(б,в));
заштрихованная область представлена как область, в которой происходит динамическая рекристаллизация ("dynamic recrystallization" (рис. 1.2(а,в))).
8
Границы раздела областей получены приравниванием друг другу уравнений состояния материала, в отдельности характеризующих один из "соседствующих" механизмов.
TEMPERATURE, СС)
HOMOLOGOUS TEMPERATURE.
Рисунок 1.1 - Карта механизмов деформации для ЫМ%ТЬ02 [1]
Рассмотрим процессы, которые контролируют скорость деформации, при различных температурно-скоростных условиях деформации.
• Низкотемпературная пластичность. Если напряжение течения ниже уровня, соответствующего идеальной прочности при сдвиге, то возможно протекание пластического течения материала за счет скольжения дислокаций при наличии адекватного числа независимых систем скольжения. Это движение почти всегда ограничено препятствиями, к которым можно отнести взаимодействие потенциально подвижных дислокаций с другими дислокациями, с растворенными атомами, с выделениями, с границами зерен; к препятствиям относится и изменяющееся по периодическому закону трение, связанное с движением дислокаций через решетку. Взаимодействие движущихся дислокаций с препятствиями определяет эффективную скорость пластического течения и (при заданной скорости) величину предела текучести.
Все существующие препятствия можно разделить на два широких класса: 1) отдельные небольшие препятствия, которые дислокации обходят при своем движении (к ним относятся прочные дисперсные частицы или выделения) или перерезают их (например, лес дислокаций или менее прочные и когерентные выделения); 2) протяженные, размытые
коллективно преодолеваемые барьеры, препятствующие движению дислокаций (обусловленные трением в решетке или концентрированным твердым раствором).
Для взаимосвязи напряжения течения (а), скорости деформации (я) и температуры (Т) были предложены различные зависимости. Анализ многочисленных экспериментальных результатов по исследованию деформации [2,3,4,5,6] показал, что скорость деформации при постоянном напряжении обычно экспоненциально возрастает с температурой. Скорость деформации в этом случае выражают в виде хорошо известного соотношения Аррениуса [2,4]:
скехр(-д/кт) (1.1)
где, 0 - кажущаяся энергия активации деформации, Т - температура, II - универсальная газовая постоянная. Скорость деформации увеличивается с повышением приложенного напряжения.
В [1] получено следующее уравнение для скорости пластической деформации, контролируемой отдельными препятствиями:
й = 104 ехр{[- АР/(АТ)](1 - сг4. / ?)} (1.2)
где, Д/7 - энергия активации, необходимая для того, чтобы преодолеть препятствие без приложения внешнего напряжения; к - постоянная Больцмана, Т — температура, ст$ -напряжение сдвига; t - "атермическое напряжение течения", прочность на сдвиг в отсутствии термической активации, этот параметр отражает не только собственно прочность, но также плотность и распределение препятствий.
Скоростная зависимость для случая пластической деформации, контролируемой оказываемым решеткой сопротивлением:
й = 10"(<т4 /С)! ехр{-[ДР4/Л7'][1-(£Г4/4“,)3'-,]4/5} (1.3)
где, С? - модуль сдвига, Д/73 - свободная энергия Гельмгольца изолированной пары порогов. Кристаллическая решетка представляет собой построение, состоящее из длинных прямых барьеров, препятствующих движению дислокации; последняя движется путем выбрасывания вперед парных порогов (образующихся под воздействием приложенного напряжения и тепловой энергии), которые в дальнейшем распространяются раздельно. Обычно лимитирующим скорость движения дислокаций процессом является скорость зарождения парных порогов, tp - с достаточной степенью точности соответствует напряжению течения при 7^=0 К.
Авторы, исследуя механическое поведение материалов в области действия экспоненциального закона, объясняют контролируемым отдельными препятствиями скольжением дислокаций [1], или взаимодействием дислокаций с растворенными в твердом
10
растворе атомами легирующих элементов [7]. Другие рассматривают пластическое течение как суперпозицию действия различных механизмов деформации [8].
• Высокотемпературная пластичность. При высоких температурах материалы характеризуются более выраженной скоростной зависимостью от напряжения (пли ползучестью), чем при относительно низких температурах.
При высоких температурах дислокации приобретают дополнительную степень свободы: они могут не только скользить, но и переползать. Если скользящая дислокация останавливается у отдельного препятствия, то переползание может высвободить ее, и дислокация будет продолжать движение скольжением, пока не достигнет следующих препятствий, где процесс вновь повторяется. Практически вся деформация определяется стадией скольжения дислокаций, тогда как средняя скорость деформации контролируется стадией их переползания. Механизмы, основанные на указанной последовательности скольжения - переползания - скольжения, носят название контролируемой переползанием ползучести [6]. Важной чертой, отличающей этот механизм от механизма, контролируемого скольжением, является то, что контролирующим скорость деформации . процессом на атомарном уровне является диффузия отдельных ионов или вакансий к или от переползающей дислокации, а не активированное скольжение самой дислокации.
При достаточно высоких температурах во многих случаях получают прямо пропорциональную зависимость от 1д о, т.е. скорость деформации зависит от напряжения по степенному закону. В работе [9] предложен следующий вид степенного закона:
, где а - напряжение течения, О - энергия активации, О - модуль сдвига, Ь - вектор Бюргерса, к - постоянная Больцмана, О - коэффициент диффузии, А, п, йо - постоянные. Определенные из экспериментов по ползучести значения энергии активации в большинстве случаев оказываются близки к энергии активации самодиффузии [1-6,10,11]. На этом основании многие авторы делают вывод о диффузионно-контролируемом движении дислокаций как механизме, контролирующем скорость деформации [3,4,6,9]. Для подтверждения такого предположения исследуют зависимость нормированной на коэффициент диффузии скорости деформации от нормированных на модуль сдвига приложенных напряжений. Прямая линия, наклон которой равен показателю степени при напряжении, свидетельствует в пользу диффузионно-контролируемого движения дислокаций. Значения показателя степени изменяются от 3 до -10.
ё^АЦЮЫкТХрЮУ П = ДоСхрС-е/ЛГ)
(1.4)
(1.5)
11
В экспериментах по исследованию деформационного поведения металлических материалов энергия активации часто в различных интервалах неодинакова [2,5,12,13]. График \%ё * lg о в этих случаях не описывается прямой линией. В работах [2,13] получено эмпирическое выражение энергии активации деформации от приложенных напряжений. Данное явление наиболее ярко проявляется при уменьшении температуры или при увеличении скорости деформации. Т.е. наблюдается нарушение степенного закона
ползучести. Шерби и Бурке [4] предложили критерий нарушения степенного закона:
1Я о
e/D= 10 м". Согласно работам [3.6], наблюдаемое уменьшение энергии активации при
уменьшении температуры или увеличении напряжений может быть связано с переходом от объемной диффузии к диффузии по дислокационным трубкам. В общий массоперенос, необходимый для переползания, значительный вклад вносит диффузионный перенос но дислокационным трубкам, который при определенных условиях становится преимущественным В зависимости от вклада двух механизмов в общую деформацию получают значения энергии активации в интервале энтальпий объемной и трубочной диффузии. Переход к трубочной диффузии обусловливает увеличение показателя степени при напряжении на 2 единицы в уравнении степенного закона но сравнению с объемной диффузией [6]. Соответственно, эта область на картах обозначена как "низкотемпературная ползучесть".
Существуют экспериментальные данные [14], свидетельствующие о том, что при низких напряжениях реализуется чисто дислокационный механизм ползучести, для которого скорость деформации пропорциональна приложенным напряжениям, т.е. показатель степени при напряжении в уравнении степенного закона равен 1. В этом случае полагают, что контролируемая переползанием ползучесть протекает в условиях, при которых плотность дислокаций не изменяется в зависимости от напряжения [1].
• Контролируемое диффузией течение. Рассматривая высокотемпературную деформацию, следует остановится на диффузионной ползучести. Набарро [15] предположил, что негидростатическое поле напряжений может вызвать образование и направленное движение вакансий, которое приводит к пластической деформации. Как и при рассмотрении уравнения для контролируемой переползанием ползучести, выделяют два типа зависимостей. При высокой температуре скорость деформации контролируется объемной диффузией; результирующее течение известно как ползучесть по Набарро-Херрингу, и ее скорость определяется отношением Ao/d2 , где Drf - коэффициент объемной диффузии, d -размер зерна. При болсс низких температурах преимущественно реализуется зернограничная диффузия; течение в этом случае носит название ползучести по Коблу и определяется отношением Дг/d3, где Аг— коэффициент зернограничной диффузии.
Механизмы пластической деформации никелевых ставов. Сплавы на основе никеля являются одной из наиболее распространенных групп жаропрочных сплавов. Они отличаются своей уникальной способностью работать в экстремальных условиях высоких температур, ползучести, усталости, окисления и горячей коррозии, которые обычно присущи для газовых турбин.
Развитие жаропрочных никелевых сплавов началось в первой половине XX века. Первые промышленные никелевые сплавы - запатентованный в 1905 году А. Маршем нихром и созданные на его основе во время второй мировой войны в Великобритании дисперсионно-твердеющие жаропрочные сплавы М-Сг-ТьА!, называемые нимониками, являются основой современных жаропрочных никелевых сплавов. С начала 1940-ых годов история суперсплавов складывалась из все более новых усовершенствований путем создания новых композиций и процессов производства. Так, за 40 с небольшим лет прогресс в разработке жаропрочных материалов для двигателей привел к увеличению тяги в 363 кг, полученной на двигателе Уитлля в 1942г., в 80 раз [16].
Данные но механизмам пластической деформации никеля и основных типов никелевых сплавов представлены в виде карт механизмов деформации в работе Эшби и Фроста [1] на основе литературных данных исследований [17,18,19,20,21,22,23,24,25]. На рисунке 1.2 представлены карты для никелевых сплавов нихром (КЧ-20%Сг), Ы1-20%Сг-ТЮ2. МЛ11-М200 [1].
При сравнении карт механизмов деформации для чистого никеля и сплавов на никелевой основе с различным видом упрочнения (твердорастворного, дисперсионного твердения и дисперсного упрочнения) можно отчетливо проследить разные аспекты влияния легирования никелевых сплавов.
• Твердорастворное упрочнение. Основой жаропрочных никелевых сплавов является аустенитная матрица (у - фаза с гранецентрированной кубической (ГЦК) решеткой). Введение легирующих элементов, отличающихся атомным диаметром (Со, Ре, Сг, Мо, XV, V, П, А1), в твердый раствор вызывает упругие искажения решетки и приводит к росту напряжения течения. Наибольший вклад в упрочнение вносят \У, Мо и Сг, а Ре, Тц Со и V являются слабыми упрочнителями [16,26].
В результате твердорастворного упрочнения подавляется переползание дислокаций, которое контролируется самодиффузией атомов никеля, и повышается длительная прочность твердого раствора в области высоких температур. Область диффузионной ползучести смещается к сверхнизким скоростям деформации, что исключает ее проявление при эксплуатации. Твердорастворное упрочнение приводит к увеличению предела текучести, а скорость ползучести, подчиняющейся степенному закону, в твердом растворе
- Київ+380960830922